CC BY
48
Машиностроение и машиноведение
9. Дияк А.Ю. Перспективные методы определения степени покрытия при обработке дробью // Вестник ИрГТУ. 2014. №7 (90). С. 12-17.
10.Пашков А.Е. Технологический комплекс для формообразования длинномерных панелей и обшивок на базе отечественного оборудования // Известия Самар. науч. центра Рос. акад. наук. 2014. Т. 16. № 1-5. С. 1528-1535.
11.Пашков А.Е. Об особенностях применения отечественной и зарубежной технологии формообразования обшивок и панелей самолетов // Вестник ИрГТУ. 2015. № 5 (100). С. 17-22.
12. Букатый А.С. Повышение точности изготовления ответственных деталей двигателей средствами статического и динамического моделирования // Известия Самар. науч. центра Рос. акад. наук. 2014. Т. 16, № 6(2). С. 374-377.
13.Gariepy A., Larose S., Perron C., Levesque M. Shot Peening and Peen Forming Finite Element Modelling // Towards a quantitative method/ International Journal of Solids and Structures. 2011. Vol. 48, Issue 20. PP. 2859-2877.
14.Penuelas I., Rodriguez C., Garcia T.E., Belzunce F.J. Numerical Simulation of Shot Peening Process: Influence of the Constitutive Model of the Target Material // WSEAS transactions on applied and theoretical mechanics. 2015. Vol. 10. PP.194-203.
15.G.I. Mylonas, G. Labeas, Surf. Coat. Technol. (2011), doi:10.1016/j.surfcoat.2011.03.080
16.Овсеенко Е.С., Овсеенко А.Н., Ягуткин Е.Г. Методы определения технологических остаточных напряжений в деталях малой жесткости // Горный информационно-аналитический бюллетень. 2011. № S4-6. С. 29-32.
УДК 621. 793.7.001.5 Черняк Саул Самуилович,
д. т. н., профессор кафедры «Автоматизация производственных процессов», Иркутский государственный университет путей сообщения,
тел. 89041252820 Бройдо Владимир Львович,
к. т. н., главный сварщик, ОАО ПО «Иркутский завод тяжелого машиностроения»,
тел. 8-914-878-50-21, e-mail: vbroido@iztm.ru Агрызков Леонид Емельянович, к. т. н., главный металлург, ОАО ПО «Иркутский завод тяжелого машиностроения»,
тел. 8(3952)28-81-21, e-mail: aleonid@iztm.ru
ВЛИЯНИЕ ДОПОЛНИТЕЛЬНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ И УПРОЧНЯЮЩИХ ОБРАБОТОК (ВТМО, НТМО, ТЦО, ИМО) НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ВЫСОКОМАРГАНЦЕВЫХ СТАЛЕЙ
S. S. Chernjak, V. L. Broido, L. E. Agriezkov
ADDITIONAL DOPING AND STRENGTHENING TREATMENTS EFFECT ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF THE MANGANESE STEELS
Аннотация. В работе представлен методологический базис разработки технологий получения высокомарганцевых легированных сталей, обладающих повышенными прочностными свойствами. Показано, что структура материалов и их свойства определяются и варьируются в широких пределах введением легирующих добавок, в том числе ванадия и молибдена. Разработан комплексный подход к формированию широкого спектра свойств сталей, отличающихся высокой прочностью, ударной вязкостью, хладостойкостью и устойчивостью к усталостному разрушению. Особенностью предлагаемых методов упрочнения материалов является применение специальных термических, механотермических, циклических и ударных термомеханических обработок материала. В работе проводится сравнительный обзор свойств сталей с возможными условиям их нагруженных состояний. Излагаются результаты экспериментальных исследований в увязке с информацией о химическом составе сталей и условиях их дополнительной обработки.
Представленные материалы содержат результаты оригинальных разработок, апробированных в условиях эксплуатации изделий из высокомарганцевых легированных сталей в горной промышленности Сибири и в системах железнодорожного транспорта.
Ключевые слова: высокомарганцевая сталь, химический состав, механические свойства, термическая обработка, термоциклическая обработка, термомеханическая обработка, черпаки, барабаны, световая, количественная, электронная микроскопия, легирование, рентгеноструктурный анализ.
Abstract. The methodological basis of development of technologies of receiving manganese alloy steels with raised strenght properties is presented in the article. It is shown that structure of materials and their properties are identified and vary in largely limits of introduction of alloying additives, including vanadium and molybdenum. The complex approach to formation of a wide spectrum of properties of steels with high durability, impact strength, cold resistance and stability to fatigue failure is developed. Application of special thermal, mechanic-thermal, cyclic and shock thermomechanical processings of a material is a feature of offered methods of hardening of materials. The comparative review ofproperties of steels with possible conditions of their loaded provisions is made in the article. The results of experimental researches in coordination with the information on a chemical compound of steels and conditions of their additional processing are given.
Presented materials contain results of the original developmens approved under operating conditions of products from manganese alloy steels in mining industry of Siberia and in systems of a railway transportation.
Keywords: high-manganese steel, chemical composition, mechanical properties, heat treatment, thermocyclic treatment, ther-momechanical treatment, buckets, drums, light, electronic microscopy, doping, X-ray analysis.
Введение
Развитие железнодорожного транспорта в направлениях повышения объемов перевозок, повышения скоростей движения и обеспечения безопасности и надежности эксплуатации сложных технических систем стимулирует поиск и разработки в создании сталей новых марок, используемых в изготовлении ответственных узлов транспортных машин и рельсовых путей. Стратегические аспекты проблемы и обзор современного состояния области создания высокопрочных материалов нашли отражение в фундаментальной работе [1], посвященной изложению комплексного подхода, в рамках которого представлено системное видение взаимосвязи проблем обеспечения безопасности и надежности эксплуатации железнодорожного транспорта с учетом сложившихся реалий и перспектив развития транспортных систем в условиях Сибири и Дальнего Востока.
Большое значение для обеспечения надежности эксплуатации рельсовых путей, изготовле-
ния более сложных узлов и деталей транспортных машин и подвижного состава железных дорог, в частности, имеет использование конструкционных материалов в виде высокопрочных легированных сталей. В работах [2-5] приведены результаты многолетних теоретических и экспериментальных исследований по созданию легированных сталей для работы при низких температурах, знакопеременных нагрузках и устойчивости к усталостным процессам и износу.
В целях изыскания путей повышения служебных свойств высокомарганцевой стали проведены опытно-промышленные плавки высокомарганцевой стали, дополнительно легированной ванадием (0,1-1,0 %) и молибденом (0,1-1,0 %); разработаны технологии термомеханической обработки (ВТМО, НТМО), термоциклирования (ТЦО) и обработки ударными волнами (ИМО) [6, 7]. Вместе с тем многие вопросы дальнейшего улучшения прочностных свойств легированных сталей и особенностей изменения их характеристик
Т а б л и ц а 1
Влияние термоциклической обработки на механические свойства и размер зерна _сталей 110Г13Л, 110Г13ФЛ, 70Г13ФЛ, 60Г10Х4НЛ
Марка стали Режим обработки Величина зерна, балл (ГОСТ 5639-65) Св, МПа С0,2 МПа ä, % v, % KCU, МДж/ м2 HB, МПа 0-1, МПа Износостойкость
Закалка 1050 °С (ОТО) 0 706 458 20 20 2,32 2170 70 1,00
ОТО+ТЦО, 2 цикла 2 730 525 37 32 2,60 2290 95 1,10
110Г13Л ОТО+ТЦО, 4 цикла 3 760 540 36 30 2,69 2410 100 1,10
ОТО+ТЦО, 6 циклов 3 780 570 38 29 2,70 2410 — —
ОТО+ТЦО, 10 циклов 3 790 560 37 34 2,74 2410 - 1,20
Закалка 1ЮО°С(ОТО) 1 800 540 30 27 2,12 2410 105 1,20
ОТО+ТЦО, 2 цикла 2 855 630 36 34 2,48 2690 120 1,30
ОТО+ТЦО, 4 цикла 3 870 640 34 31 3,42 2690 125 —
110Г13ФЛ ОТО+ТЦО, 6 циклов 4 865 635 35 36 2,54 2690 125 —
ОТО+ТЦО,Ю циклов 4 860 645 38 32 2,56 2810 — 1,35
ВТМО+ТЦО, 2 цикла 4 1190 910 30 29 1,88 3550 130 1,65
Закалка 1ЮО°С(ОТО) 0 715 535 20 24 2,11 2410 75 1,10
ОТО+ТЦО, 2 цикла 2 730 550 25 23 2,35 2550 85 1,15
70Г13ФЛ ОТО+ТЦО, 4 цикла 3 745 570 27 21 2,30 2690 — 1,15
ОТО+ТЦО, 6 циклов 3 770 620 30 28 2,44 2690 —
ОТО+ТЦО, 10 циклов 4 780 610 30 26 2,51 2690 100 1,20
Закалка 1150°С(ОТО) 1 740 505 23 22 2,05 2690 105 1,15
ОТО+ТЦО, 2 цикла 2 770 550 26 21 2,28 2890 110 1,20
60Г10Х4НЛ ОТО+ТЦО, 4 цикла 3 810 565 27 20 2,24 3000 — 1,20
ОТО+ТЦО, 6 циклов 4 835 575 30 25 2,27 3000 115 1,25
ОТО+ТЦО, 10 циклов 5 830 580 30 31 2,35 3000 — 1,25
Машиностроение и машиноведение
в условиях интенсивного динамического нагруже-ния, учета влияния комбинированных факторов, в том числе сочетания циклической нагрузки, низких температур, остаются открытыми, что стимулирует поиск и разработку новых технических решений и технологий.
В предлагаемой статье авторами анализируются возможные направления повышения прочностных свойств высокомарганцевых сталей на основе дополнительного легирования в сочетании с упрочняющими технологиями.
1. Оценка влияния основных факторов
Особенности создания технологий упрочнения легированных сталей. В разработках авторов статьи представлены методология исследования структуры и свойств легированных сталей и принципы создания оригинальных технологий упрочнения.
1. Известно, что термомеханическая и термоциклическая обработки повышают комплекс механических свойств сталей и тем самым оказывают положительное влияние на служебные свойства деталей [2-5].
Изучено влияние упрочняющих обработок и дополнительного легирования на структуру и свойства аустенитных высокомарганцевых сталей.
Оценка структурных изменений в зависимости от химического состава и упрочняющих обработок проведена при помощи световой, электронной, количественной микроскопии, рентгено-структурного и микрорентгено-спектрального анализов. Для учета влияния дополнительного легирования в сочетании с различными упрочняющими обработками проведены промышленные плавки низкофосфористой высокомарганцевой стали в электропечах ДСП-10 и ДСП-1,5. Химический состав и механические свойства опытных плавок приведены в табл. 1.
Высокотемпературная термомеханическая обработка осуществлялась при температуре нагрева 1150 °С. При этом заготовки после выдержки в течение 30 мин деформировались до 50 % (через каждые 5 %) осадкой на 50-тонном прессе ГМС-50 со скоростью сжатия 0,6 м/мин. Для предотвращения развития рекристаллизационных процессов образцы после деформации немедленно охлаждались, тем самым фиксировалось деформационное состояние.
2. В производстве широко применяется термоциклическая обработка. Данные по высокомарганцевым сталям в литературе освещены еще недостаточно [4, 5]. Влияние термоциклической обработки на структуру и комплекс механических свойств высокомарганцевых сталей по режиму приведено на рис. 1.
18 22 26 Время, ч Рис. 1. Режимы обычной
термической (---) и термоциклической (-----) обработки
высокомарганцевых сталей
Механические свойства низкофосфористой высокомарганцевой стали, легированной раздельно ванадием и молибденом, после обычной термической обработки, термоциклической обработки, высокотемпературной термомеханической обработки, низкотемпературной термомеханической обработки приведено на рис. 2.
Различные упрочняющие обработки способствуют повышению прочностных характеристик низкофосфористых высокомарганцевых сталей. Степень деформации материала при ВТМО и НТМО составляла 30 %, эта величина является оптимальной для прочностных и пластических свойств стали [2, 5]. При данной степени деформации после ВТМО пластические свойства и ударная вязкость снижаются незначительно. После НТМО резко увеличиваются прочностные свойства, а пластические характеристики и ударная вязкость снижаются. Термоциклическая обработка вызывает менее интенсивный рост прочностных свойств Ов и 00,2, наряду с этим повышаются ударная вязкость и пластические характеристики.
Предел прочности Ов высокомарганцевой стали, легированной 0,6 % ванадия, возрастает до 1140 МПа после ВТМО, 1430 МПа после НТМО, 860 МПа после ТЦО против 815 МПа после ОТО. Предел текучести 00,2 составляет 820, 1210, 630 и 570 МПа соответственно.
С увеличением содержания ванадия наблюдается интенсивный рост прочностных свойств и твердости, а также некоторое снижение ударной вязкости и пластичности по мере упрочнения. Характерно, что в упрочненном состоянии относительно невелика разница между пределом прочности и пределом текучести и наблюдается тенденция к их сближению. Мерой эффективности упрочнения является не только повышение предела прочности, но также увеличение отношения Ов / Ов.
«си.
1
Г г -А*
1
__ Ч
«со
МЛ»
КО
тх ип§
КС
л%
Ъ м ксо.. чао*1
» 10
¿0
>
гт
1 1 _ —-""г
1
1
у* ■т0
'—еХ.
?«си 1 1 7"
в.? 014 в.1 0.4 16 02 04 М 01 О
(.«держание мтиил и маш6лена.% Солулюм мшит и
Рис. 2. Механические свойства низкофосфористой высокомарганцевой стали, легированной ванадием и молибденом, после: а - обычной термической обработки (ОТО); б - термоциклической обработки (ТЦО); 1 - дополнительное легирование ванадием; 2 - дополнительное легирование молибденом
Известно, что в сталях, легированных ванадием и молибденом, благодаря мелко-дисперсности карбидов и измельчению зерна предел текучести повышается больше, чем предел прочности.
Упрочнение стали в результате легирования карбидообразующими элементами может быть достигнуто образованием тонкой субструктуры зерна - измельчением блоков мозаики, а также созданием препятствий продвижению дислокаций внутри блоков, т. е. изменением свойств в объеме субмикрообластей. Механизм упрочнения стали мелкодисперсными карбидами ванадия можно представить следующим образом. Выделение мелкодисперсных карбидов приводит к измельчению областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей, связанному с увеличением числа дислокаций. Это обусловлено тем, что движение дислокаций при наличии мелкодисперсных карбидов затруднено и последние, проходя между частицами, образуют замкнутые петли. Происходит накопление дислокаций вокруг карбидных частиц и увеличивается сопротивление передвижению дислокаций. В результате увеличения сопротивления передвижению дислокаций при пластической деформации увеличивается усилие, требуемое для разрушения, т. е. повышается прочность стали.
Снижение ударной вязкости при повышенном содержании ванадия (0,7-0,9 %) объясняется образованием на границах аустенитных зерен колоний карбидов. Аналогичная закономерность изменения механических свойств наблюдается при легировании высокомарганцевой стали молибденом.
После ВТМО микроструктура высокомарганцевых сталей характеризуется измельчением
зерна. После степени деформации 30-40 % величина зерна достигает 60 вместо 250 мкм в исходном состоянии для стали, легированной 0,6 % ванадия, а для стали 110Г13Л стандартного состава эти показатели составляют 88 и 352 мкм соответственно.
С увеличением степени деформации высокомарганцевой стали плотность систем скольжения резко возрастает, происходит их пересечение в двух и более направлениях (множественное скольжение). С увеличением степени деформации при ВТМО объемная доля полигонизированной субструктуры растет за счет областей с субструктурой горячего наклепа, плотность свободных дислокаций падает, рекристаллизационные процессы ускоряются [2]. Дополнительное легирование ванадием и молибденом резко тормозит ре-кристал-лизационные процессы и расширяет область существования полигонизованной субструктуры.
В отличие от ВТМО, при НТМО не происходит измельчения зерна, но возрастает плотность пересекающихся систем скольжения (рис. 3 и 4).
2. Термоциклическая обработка
легированных сталей
Одним из эффективных способов упрочнения, вызывающих повышение стабильности механических свойств за счет измельчения зерна, выравнивания химического состава улучшения границ зерен, является термоциклическая обработка [5, 6]. Цель промежуточной термоциклической обработки в диапазоне 550-850 °С заключается в создании максимального количества центров рекристаллизации в аустените по границам и в середине зерен, а также в обеспечении наиболь-
Машиностроение и машиноведение
Рис. 3. Микроструктура высокомарганцевой стали 110ГЗЛ
стандартного состава после различных упрочняющих обработок: а - ВТМО; б - НТМО; в - ТЦО; г - ОТО (х 100)
2 4 ( 8 № Число термоциклов Рис. 4. Изменение механических свойств сталей 110Г13Л (1), 110Г13ФЛ (2) и 60Г10Х4НЛ (3)
в зависимости от количества термоциклов
шей величины упругих микроискажений. Как известно, мелкозернистую структуру можно получить созданием дополнительных центров кристаллизации путем введения легирующих элементов и фазовой перекристаллизацией в последующей термической обработке. Исследовано влияние термоциклической обработки на структуру и комплекс механических свойств стали 110Г13Л стандартного состава и дополнительно легированной ванадием (0,6 % V), а также стали 60Г10Х4НЛ [7, 8].
Охлаждение в интервале температур 550850 °С приводит к выделению карбидов внутри зерен по плоскостям скольжения, возникающим при выдержке в области 550 °С за счет фазового наклепа. Последующий нагрев стали до 850 °С приводит к превращению а-фазы в аустенит, одновременно происходит частичное разложение карбидов. Повторное охлаждение образцов с 850 до 550 °С интенсифицирует выделение карбидов внутри зерен, которые образуются по плоскостям скольжения при нагреве до 550 °С в течение первого цикла. Увеличение числа циклов до двух-четырех раз приводит к равномерному выпадению карбидов, а также к росту числа центров кристаллизации.
Изучение структуры на микрозонде «.ТСХА-733» показало, что карбиды выделяются по всему объему. В высокомарганцевой стали 110Г13ФЛ (0,6 % V) процесс карбидообразования протекает более интенсивно, чем в стали 110Г13Л, за счет образования мелкодисперсных карбидов ванадия. Дальнейшее увеличение числа термоциклов (до 10) приводит к некоторому повышению прочностных свойств высокомарганцевых сталей, но интенсивность упрочнения снижается по сравнению с эффектом, полученным от первых двух-четырех термоциклов (рис. 5). Предел прочности Ов возрастает с 800 до 870 МПа, а предел текучести О0,2 с 540 до 640 МПа. Повышение прочности можно объяснить фазовым наклепом, когда в результате превращений у-^-а от внутренних напряжений пластически деформируются зерна. Наиболее структурно-чувствительной характеристикой механических свойств является ударная вязкость. Увеличение числа термоциклов приводит к тому, что ударная вязкость вначале растет, а после двух-четырех термоциклов остается практически неизменной. Ударная вязкость для стали 110Г13Л после четырех термоциклов увеличивается по сравнению с обычной термической обработкой от 2,32 до 2,69 МДж/м2. Повышаются также и пластиче-
ские свойства (рис. 5). Показатели твердости НВ в стали 110Г13Л возрастают с 2290 до 2410 МПа, а в стали, легированной ванадием, - с 2410 до 2690 МПа после ОТО и ТЦО соответственно (табл. 1).
1. Термоциклическая обработка положительно влияет на хладноломкость исследуемых сталей. На рис. 6 представлены результаты испытания образцов из стали 110Г13Л стандартного состава с различной остротой надреза (радиус 0,25 мм - тип IV и радиус 1 мм - тип I по ГОСТ 9454-60). Наблюдается тенденция к снижению чувствительности высокомарганцевых сталей к концентрации напряжений после ТЦО во всем диапазоне температур. Измельчение аустенитных зерен наиболее активно протекает в течение первых двух-трех термоциклов, в дальнейшем величина зерна стабилизируется. В стандартной высокомарганцевой стали зерно измельчается с 250 до 125-177 мкм, в стали 110Г13ФЛ с 125 до 60-88 мкм, а в стали 60Г10Х4НЛ с 250 до 60 мкм (табл. 1).
Металлографическое исследование нестабильной аустенитной стали 60Г10Х4НЛ показало, что после ТЦО, кроме измельчения зерна, в структуре значительных изменений не наблюдается. Объяснить это можно тем, что количество карбидной фазы в высокомарганцевых сталях зависит от содержания в них углерода, а количество а-фазы обратно пропорционально содержанию марганца в аустените, так как марганец увеличивает стабильность аустенита.
В хромомарганцевых сталях уменьшение содержания углерода до близкого к эвтектоидному ликвидирует выпадение заэвтектоидных карбидов при нагреве и охлаждении и, следовательно, устраняет обеднение аустенитной структуры по марганцу [8]. Кроме того, хром повышает стабильность аустенита при нагреве, так как способен вытеснять марганец из карбидов в у-твердый раствор. Стабилизирующее действие хрома проявляется еще и в том, что он увеличивает энергию связи атомов кристаллической решетки у-твердого раствора и тем самым затрудняет диффузионные процессы выделения карбидов и растворения в них марганца. Выделение карбидной фазы приводит к уменьшению электросопротивления, поскольку в этом случае понижается концентрация атомов в твердом растворе и уменьшаются искажения его решетки.
Величина износа сталей в состоянии ОТО и ТЦО уменьшается (за 6 ч) с 1,4216 до 1,1675 г для стали 110Г13Л, с 1,1833 до 0,7628 г для стали 110Г13ФЛ и с 1,2456 до 0,7561 г для стали 60Г10Х4НЛ. Рентгеноструктурные исследования показали, что после двух-трех термоциклов
наблюдается увеличение ширины линии аустени-та, уменьшение областей когерентного рассеяния (размеров блоков) аустенита и увеличение в нем плотности дислокаций. Для стали 110Г13ФЛ после обычной термообработки и термоциклирова-ния область когерентного рассеяния уменьшается с 470 до 320 А соответственно от образцов с разным количеством термоциклов, обнаружено присутствие очень дисперсных частиц избыточной фазы, количество которых возрастает с увеличением числа циклов, причем наблюдается определенная направленность в их распределении в виде скоплений с высокой плотностью около их дислокаций.
2. Для производственных условий наиболее оптимальным и экономичным является режим, предусматривающий две 2-часовые выдержки при 550 °С с часовой выдержкой при 850 °С между ними. Нагрев под закалку по экспериментальному режиму по сравнению с обычной термообработкой позволил повысить весь комплекс механических свойств и добиться измельчения аустенитного зерна в крупных отливках дражных черпаков.
Значительное повышение механических свойств наблюдается после последовательного применения на образцах из стали 110Г13ФЛ (0,6 % V) высокотемпературной термомеханической обработки со степенью деформации X = 30 % и термоциклической обработки в диапазоне температур 550-850 °С (табл. 1). Использование фазового наклепа при термоциклировании в качестве дополнительного упрочняющего фактора после высокотемпературной термомеханической обработки дает возможность получить предел прочности Ов = 1190 МПа, предел текучести 00,2 = 910 МПа против Ов = 1140 МПа и 00,2 = 820 МПа после ВТМО. Ударная вязкость KCU возрастает с 1,52 МДж/м2 при ВТМО до 1,88 МДж/м2 при ВТМО + ТЦО. Ограниченное применение этого способа связано со значительным увеличением продолжительности всего технологического процесса при совмещении перечисленных технологических вариантов.
3. Специальные технологии упрочнения
Как известно, высокомарганцевая сталь обладает большой восприимчивостью ко всем способам упрочнения, в том числе и к взрыву. В связи с этим представляло интерес исследовать структуру и свойства различных высокомарганцевых сталей, упрочненных взрывной обработкой, применительно к деталям черпающего аппарата драг -дражным черпакам и полувтулкам. Упрочнение давлением взрыва предусматривает передачу на металл значительного импульса ступенчатого дав-
Машиностроение и машиноведение
30
э 2.0
1.0
> Г У J --- у
V г/
-го
-60 -40
-20
♦20
Рис. 5. Зависимость ударной вязкости от температуры испытания стали 110Г13Л после ОТО и ТЦО: 1 - ОТО, нормальный надрез (тип I по ГОСТ 9454); 2 - ТЦО, острый надрез (тип IV); 3 - ОТО, острый надрез;
4 - ТЦО, нормальный надрез
ления. Механизм изменений в материале при упрочнении взрывом спорен, но некоторые авторы считают, что очевидной причиной упрочнения является двойникование кристаллов и невысокая потребность энергии перемещения дефектов [4, 5, 7, 9].
В табл. 2 приведены результаты исследования влияния величины давления ударной волны на механические свойства высокомарганцевых сталей 110 Г13 Л, 110Г13ФЛ (0,6 % V) и 60Г10Х4НЛ. Увеличение давления способствует повышению прочностных свойств исследуемых сталей. Так, при давлении 16-103 МПа предел прочности стали 110Г13ФЛ возрастает по сравнению с исходной величиной с 810 до 940 МПа, предел текучести от 535 до 760 МПа, а с повышением давления до 50 103 МПа пределы прочности и текучести соответственно до 1310 и 1120 МПа. При этом деформация образцов от взрывного нагружения не превышает 2-5 %, тогда как при термомеханической обработке требуется деформация 15-60 %. Пластические свойства и ударная вязкость исследуемых сталей при взрывной обработке уменьшаются, а твердость НВ повышается с 2170-2550 МПа после ОТО до 4000-4410 МПа после упрочнения давлением ударной волны 50 103 МПа. В отличие от горячей деформации по режиму ВТМО, при взрывной обработке более полно реализуются разные системы скольжения, причем с увеличением давления взрывной волны их плотность возрастает. Изменение механических свойств стабильных и метастабильных аустенитных высокомарганцевых сталей объясняется структурными и субструктурными особенностями, возникающими в резуль-
Рис. 6. Ударно-гидроабразивный износ сталей 110Г13Л (1, 2), 110Г13ФЛ (3, 4) и 60Г10Х4Ш1 (5,6) в зависимости от способа термообработки: 1, 3, 5 - ОТО; 2, 4, 6 - ТЦО
тате оптимизации химического состава в сочетании с различными упрочняющими обработками. Изменение тонкой кристаллической структуры высокомарганцевых сталей в зависимости от химического состава и способов упрочнения изучали на дифрактометре ДРОН-2,0. Методом аппроксимации определяли размер областей когерентного рассеяния и микронапряжения II рода. Анализировали интерференционные линии (111) и (311), в качестве эталона использовали отожженную медь. Исследуемые образцы из высокомарганцевых сталей перед съемкой подвергали электролитической полировке с тем, чтобы устранить искажения, внесенные механическим наклепом, которые образуются в процессе подготовки образцов. Результаты рентгеноструктурного анализа приведены в табл. 6.
Данные, полученные в результате экспериментального исследования по определению влияния упрочняющих обработок и дополнительного легирования на параметр кристаллической решетки аустенита, свидетельствуют о том, что термомеханическая и термоциклическая обработки в меньшей степени влияют на параметр кристаллической решетки высокомарганцевых сталей, чем дополнительное легирование хромом (до 5 %), никелем (до 2 %), ванадием (0,6-0,8 %), молибденом (0,75 %). Карбидообразующие элементы (хром, ванадий, молибден) уменьшают, а аустенизирую-щий элемент никель способствует росту параметра кристаллической решетки высокомарганцевых сталей. Уменьшение параметра кристаллической решетки в сталях 110Г13ФЛ (0,6 % V) и 110Г13МЛ (0,75 % Мо) объясняется образованием
Т а б л и ц а 2
Влияние величины давления ударных волн на механические свойства высокомарганцевых сталей _110Г13Л, 110Г13ФЛ, 60Г10Х4НЛ_
Величина Механические свойства
Марка стали давления ударной волны, МПА • а,, МПа ао,2 МПа д, % ¥, % кси, МДж/ м2 КСиз, МДж/ м2 ксир, МДж/ м2 нв, МПа а-1, МПа
ото* 710 460 28,1 26.3 2,5 0,8 1,7 2170 70
16-103 910 680 23,5 22,7 1,3 0,4 0,9 3050 60
110Г13Л 30-103 1160 910 16,8 17,2 1,0 0,3 0,7 3550 -
50-103 1250 1040 12,7 11,8 0,7 0,3 0,4 4000 -
ОТО 810 535 25,4 24,2 2,2 0,7 1,5 2550 105
110Г13ФЛ 16-103 940 760 22,4 21,6 1,1 0,3 0,8 3100 90
(0,6 % У) 30-103 1210 1090 15,8 15,3 0,9 0,3 0,6 3650 -
50-103 1310 1120 10,3 9,6 0,6 0,3 0,3 4410 50
ОТО 720 510 22,3 20,6 2,1 0,6 1,5 2550 105
60Г10Х4НЛ 16-103 920 670 19,9 20,6 0,9 0,4 0,5 3100 70
30-103 140 970 12,2 9,8 0,7 0,2 0,5 3800 -
50-103 1280 1090 9,5 8,9 0,4 0,2 0,2 4410 -
*ОТО — закалка в воде от 1050°С, 1100°С и 1150°С для сталей 110Г13Л, 110Г13ФЛ и 60Г10Х4НЛ соответственно
карбидов и, следовательно, уменьшением содержания углерода в твердом растворе. Введение указанных элементов интенсифицирует процессы структурообразования, причем хром, ванадий, молибден уменьшают величину области когерентного рассеяния и повышают микронапряжения II рода в стали 110Г13Л, а введение никеля в сталь 60Г9Х5Л несколько стабилизирует структуру хромомарганцевого аустенита, что выражается в уменьшении плотности дислокаций и микронапряжений II рода и увеличении блоков когерентного рассеяния по сравнению со сталью 60Г9Х5Л. Полученные результаты находят подтверждение в литературе, где высокое сопротивление пластической деформации высокомарганцевых сталей после термомеханической и термоциклической обработок объясняется образованием развитой дислокационной субструктуры, созданием дислокационных барьеров, двойников деформации, ра-зориентировки блоков, а также выделением дисперсных карбидов [3, 7]. Отметим особенности в распределении, характере и составе неметаллических включений высокомарганцевой стали, которые способствуют процессу структурообразова-ния. В этой связи представляет интерес изучение карбидной фазы, поскольку расположение и размеры карбидов, химический состав и растворимость их в аустените при термомеханической и термоциклической обработках в значительной степени определяют механические свойства высокомарганцевых сталей.
Изучение распределения молибдена и ванадия в низкофосфористой высокомарганцевой ста-
ли показало, что после ТЦО и ВТМО распределение этих элементов в аустенитной матрице более равномерное, чем после ОТО (табл. 3). Так, например, содержание молибдена в аустенитной матрице стали 110Г13МЛ после обычной термической обработки составляет 0,6-1,5 против 0,50,8 % после термоциклической обработки и 0,60,8 % после высокотемпературной термомеханической обработки.
Характерной особенностью структуры исследуемых образцов из высокомарганцевых сталей являются колебания размеров включений в весьма широких пределах - от 1 до 80 мкм.
Измельчение аустенитного зерна и уменьшение микронеоднородности связано с понижением концентрационной неоднородности, определяющей в известной мере характер изменения свойств стали после термомеханической обработки, а также специальных режимов термической обработки. Результаты электронно-микроскопических исследований структуры высокомарганцевой стали с ванадием (0,6 %) показали более равномерное распределение карбидных частиц при термоциклической обработке по сравнению со сталью после обычной термической обработки. Из приведенных в табл. 3 данных видно, что ТЦО и ВТМО особенно эффективно уменьшают средний размер включений в сталях 110Г13ФЛ и 110Г13МЛ.
Такие включения в процессе упрочняющих обработок увеличивают количество дислокаций в местах их выделений и вызывают сильное сопротивление движению дислокаций.
Т а б л и ц а 3
Данные микрорентгеноспектрального анализа по распределению элементов в высокомарганцевой стали в зависимости от дополнительного легирования и способа обработки (прибор JCXA-733 фирмы Jeol)
Марка стали Способ обработки Химический состав, %
Fe Mn S C Si И О2 N V Mo
110Г13Л ОТО В. М. В. тцо М. В. втмо , , М. 7.5-81,5 83,8-86,5 2.6-86,8 88.7-90,6 21.2-82,7 78.8-79,2 I,9-15,7 12,3-15,8 0,4-7,3 6,7-8,8 6,2-13,8 II,5-14,2 0,5 1,1 0,4 1,0-10,0 0,8-1,0 1,0-2,8 0,85-1,1 1,0-5,0 0,6 0,14 0,14 0,2 0,2 0,14-0,20 0,14 фон 67,5-75,0 фон 0,3-46,2 0,31-0,42 0,4 0,3-0,5 фон 0,42-0,62 34 фон 0,4 65 1,2 7,6-9,4 фон - -
110Г13ФЛ В. ото м. в. тцо м. ВТМО в. м. 34,6-76,9 81,5-83,5 3,2-84,5 84,0-84,9 фон-78,5 81,5-85,0 10,0-13,8 11,3-12,3 10,8-13,1 12.7-13,8 фон-17,6 13.8-15,4 фон 1,0-10,0 0,9 1,0-13,3 0,9-1,0 1,0-26 0,9 0,76 0,76 0,8 0,79-0,84 0,4-0,9 0,69-0,84 фон 50 1,1-1,9 0,88-1,1 1,4 1,2 0,4-1,1 0,23-0,31 фон 2,8 7,5 фон фон 4,7 0,5-9,1 0,42-0,69 0,6-67,4 0,56-0,65 0,4-25,7 0,58 -
110Г13МЛ (0,75% Мо) В. ото М. В. тцо М. втмо В. М. 75,5-87,5 81,5-87,5 15.1-81,5 79.2-81,5 23.1-81,5 79.2-81,5 9,2-11,3 11,2-15,8 I,9-12,5 II,2-13,1 5,0-11,5 11,2-15,8 фон 0,5 фон 1,7-8,7 0,9-1,1 1,1-6,00 0,9-1,1 1,1-1,6 0,9-1,] 0,3 0,3 0,3-1,5 0,3 0,3-0,7 0,3 фон фон фон 0,6 0,52-0,80 0,5 0,4-0,6 34 0,42-0,80 фон 8,5 3?7 фон 2.1 078 - 0,5 0,6-1,5 0,1-0,6 0,5-0,8 0,6-1,3 0,6-0,8
В - включение, М - матрица.
После термоциклирования и высокотемпературной термомеханической обработки высокомарганцевой стали, легированной 0,6 % ванадия и 0,75 % молибдена, наблюдается упрочнение границ зерен, связанное с образованием мелкодисперсных карбидов повышенной твердости. Распределение карбидов как по границам, так и внутри зерен сопровождается некоторым градиентом концентрации углерода между включением и аустенитной матрицей. Дополнительное легирование высокомарганцевой стали карбидообразую-щими элементами - молибденом и ванадием раздельно (до 1 %) в сочетании с ВТМО и ТЦО способствует равномерному распределению карбидов по аустенитной матрице, что и определяет в конечном счете повышение механических свойств.
Заключение
1. На основании результатов, полученных при исследовании, установлено положительное влияние дополнительного легирования и упрочняющих обработок (ВТМО, НТМО, ТЦО, ИМО) на комплекс механических свойств и структуру высокомарганцевых сталей.
2. Показано, что усилиями отечественных специалистов создана и разработана методологическая основа формирования технологий получения высокопрочных легированных сталей, способных в условиях, соответствующих современным требованиям по обеспечению и надежности
оборудования при интенсивном динамическом нагружении.
3. Обосновано использование комплексных технологий упрочнения материалов на основе использования циклических, термических и механических нагружений материала из высокомарганцевых сталей с формированием в них необходимых структур и свойств, обеспечивающих высокие прочностные характеристики.
4. Предлагаемые технологии апробированы в практике их получения, обработке и экспериментальных исследованиях в условиях эксплуатации на предприятиях сибирского региона.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Безопасность России. Безопасность железнодорожного транспорта в условиях Сибири и Севера / В.А. Акимов, В.А. Алексеенко, А.П. Хо-менко, С.С. Черняк. М. : МГФ Знание, 2014. 856 с.
2. Бернштейн М.Л., Займовский Л.А., Капуткина Л.М. Темомеханическая обработка стали. М. : Металлургия, 1983. 393 с.
3. Богачев И.Н., Руденко А.Г. Влияние термоциклической обработки на повышение однород-жности состава, изменение субструктуры и упрочнение литых сплавов // Повышение качества, надежности и долговечности изделий из
конструкционных, жаропрочных и инструментальных сталей и сплавов. Л., 1979. С. 77-79.
4. Тушинский Л.И., Тихомирова Л.Б. Структурные аспекты повышения конструкционной прочности сплавов // Физико-химическая механика материалов. 1975. Т. 11 № 5. С.10-23.
5. Федюкин В.К., Смагоринский М.Е. Термоциклическая обработка металлов и деталей машин. Л. : Машиностроение, 1982. 255 с.
6. Черняк С.С. Проблемы повышения эксплуатационной стойкости стали. Иркутск : Изд-во ИрГУПС, 2007. 347 с.
7. Агрызков Л.Е., Ивакин В.Л, Черняк С.С. Структура и механические свойства низкофос-
фористой стали // Современные технологии. Системный анализ. Моделирование. 2010. № 4. С.31-37.
8. Агрызков Л.Е., Власова Л.Г., Черняк С.С. Механические свойства сталей 34ХН3М и 37ХН3А после одинарной и двойной закалки // Современные технологии. Системный анализ. Моделирование. 2011. № 1. С. 60-63.
9. Черняк С.С., Бройдо В.Л. Повышение эксплуатационной стойкости конструкций и деталей горных машин для работы в условиях Севера. Иркутск : Изд-во ИГУ, 2001. 352 с.
