Управление структурой и свойствами сталей 110Г13Л, 38ХС, 45ХН, используемых для изготовления деталей специальных машин

Рисунок 2 – Фрактографический анализ трещин на поверхности разрушенного при ударных испытаниях образца стали 110Г13НМЛА (а): б – участок хрупкого разрушения по границам зерен (увеличение 500), в – участок вязкого разрушения (увеличение 900) В изломах образцов, соответствующих КСU20 менее 2,0 МДж/м2, отмечено постепенное увеличение доли хрупкой составляющей (2б), а в области КСU20 выше 2,5 МДж/м2 - вязкой составляющей разрушения (2в). Изучение карбидов, присутствующих в стали 110Г13НЛА, 110Г13НМЛ, 110Г13Н3МЛА после ее затвердения, и карбидов, выделяющихся при отпуске уже закаленной стали, показало, что микроструктура высокомарганцовистой стали 110Г13Л, комплексно легированной Ni и Mo, после такой обработки ячеистая, границы ячеек более темные, чем сердцевина. На границах наблюдаются неметаллические включения и карбиды. Карбиды представляют собой отдельные частицы, колонии не образуют. Они характеризуются повышенной концентрацией фосфора и углерода и содержат до 30 % Mn, что значительно больше, чем просто в марганцовистом аустените - 11 % (рисунок 3). а. б. Рисунок 3 – Карбиды в стали 110Г13НМЛА (увеличение 1000): а – после отпуска при 675 оС, б – после отпуска при 550 оС Установлено, что после отпуска при 750 оС карбиды представляют собой узкие, практически сплошные образования на границах зерен аустенита с отходящими от них тонкими лепестками. При более низких температурах отпуска образуют колонии пластинчатых карбидов, дисперсность которых возрастает при дальнейшем снижении температуры отпуска. При уменьшении температуры отпуска от 675 до 550 оС происходит укрупнение карбидных колоний и увеличение их количества, как на границах, так и внутри зерен аустенита. При снижении температуры отпуска до 450 оС количество карбидов значительно уменьшается, и в структуре стали образуются единичные высокодисперсные карбиды, расположенные вдоль границ зерен. Проведенное рентгеноструктурное определение количества α-фазы в образ­цах стали, подвергнутых выдержке при 1000 оС с последующим охлаждением в печи показало, что максимальное ее количество образуется после отпуска при 600 оС, причем оно сопоставимо с объемной долей карбидных колоний. Следовательно, структура материала представлена перлитом (или трооститом) с высоким содержанием марганца в карбидах типа Fe3C. При отпуске стали 110Г13НМЛА выделяется α-фаза, которая обогащена марганцем. В четвертой главе приводятся результаты исследований по управлению структурой исследованных сталей при высокоэнергетическом поверхностном упрочнении методами плазменной (ПЗ) и лазерной (ЛЗ) закалки. На рисунке 4а приведена микроструктура поверхности образца партии В из стали 110Г13Н3МЛ, подвергнутого ПЗ на технологической установке ОКС-11192 при 350–450 имп./с, токе импульса - до 300А, напряжении 40–50 В и расходе газа 5 л/мин (Ar). а. б. Рисунок 4 – Микроструктура образца B из стали 110Г13Н3МЛ: а – увеличение 100; б – увеличение 750 Как видно из рисунка 4, в результате высокоэнергетического воздействия на поверхности образца образуется закаленная структура, содержащая вторичный аустенит с включениями карбидов, причем последние подвергаются значительному оплавлению (4б). При ПЗ стали 110Г13Н3МЛ происходит оплавление ее поверхности, сопровождаемое перекристаллизацией, формированием средних зерен практически не содержащих в своем объеме неметаллических включений с оптимальным сочетанием насыщенности твердого -раствора углеродом и легирующими элементами (Ni, Mo), а также за счет частичного растворения и перераспределения в зерно исходных карбидов. Было установлено, что улучшение свойств сталей 110Г13Л, 110Г13ЛА, 110Г13Н3МЛА, 110Г13НМЛА, подвергнутых ПЗ, достигается, прежде всего, за счет уменьшения размеров зерна, концентрации зерен аустенита и градиента этих величин в поверхностных слоях и в объеме материала (рисунок 5). Для управления струк-турой и свойствами низко-легированных улучшаемых сталей 38ХС, 45ХН, которые постепенно приходят на смену стали 110Г13Л при изго-товлении ДГД специальных машин, была использована лазерная закалка (ЛЗ). Рисунок 5 – Характеристики аустенитного зерна в поверхностных слоях (пов.) и сердцевине (сер.) образцов стали 110Г13Н3МЛ, подвергнутых ПЗ при оптимальных условиях На рисунке 6 приведена микроструктура поверхности образцов сталей 38ХС и 45ХН, подвергнутых ЛЗ на технологической установке Квант-16 при мощности излучения 80–100 МВт/м2, дефокусировке лазерного луча 3–6 мм и длительности импульса 3–6 мс. а. б. Рисунок 6 – Микроструктура образцов из стали 38ХС (а) и 45ХН (б) - увеличение 300 Как показано на рисунке 6, упрочнение этих сталей вызвано формированием в их поверхностном слое (200–300 мкм) структуры закаленного зернистого мартенсита с располагающимися под ней зонами неполной закалки и зоны основного металла, структура которой характерна сорбиту отпуска. Причем протяженность закаленной зоны в случае стали 38ХС (6а) почти в три раза выше, чем у стали 45ХН (6б), однако микротвердость поверхностного слоя в первом случае составляет величину 6050–6200 МПа, а во втором - 9000–9100 МПа в то время как твердость сердцевины обеих сталей составила величину 2500–3000 МПа. Относительную износостойкость поверхностно-упрочненных деталей находили усреднением результатов испытаний пяти образцов и рассчитывали по формуле: ε = ΔPЭ/ΔPО, где ΔРЭ и ΔРО – износ эталона и образца. На рисунке 7 показано распределение микротвердости (а) и удельного износа образцов из сталей 38ХС, 45ХН, подвергнутых ЛЗ, в сравнении с неупрочненным материалом. а. б. Рисунок 7 – Распределение микротвердости по глубине образца стали 45ХН (а) и удельный весовой износ (б) образцов сталей 38ХС, 45ХН, подвергнутых лазерной закалке, в сравнении с материалами, термообработанными по обычным технологиям Идентификация фазового состава в зонах термического влияния (ЗТВ) при ЛЗ производилась методом дифракционного рентгеновского анализа по глу­бине после электролитического полирования образцов и металлографического контроля структуры изучаемой поверхности. Было обнаружено, что при ЛЗ происходит существенное изменение в тонком кристаллическом строении основных фаз стали, что проявляется в изменении ширины и интенсивности рентгеновских линий, а развивающиеся при ЛЗ изменения кристаллической структуры и диффузионные процессы с участием углерода во многом определяют механизм и кинетику фазовых и структурных превращений при этом виде термообработки (рисунок 8). а. б. Рисунок 8 – Рентгенограммы поверхностного слоя сталей 38ХС (а) и 45ХН (б): 1 – до лазерной термообработки, 2 – после лазерной термообработки, 3 – после закалки, отпуска и лазерной термообработки Проведение ЛЗ отражается на рентгенограммах изменениями, аналогичными низкотемпературному отпуску сталей 38ХС, 45Х, а ускорению двухфазного распада мартенсита после ЛЗ способствует увеличение плотности поверхностных дефектов. В пятой главе по результатам полученных ранее экспериментальных данных, с использованием методов полнофакторного эксперимента, приемов построения имитационных моделей, а также общих принципов организации технологических процессов, определены и оптимизированы основные параметры технологии получения сталей 110Г13НМЛА, 110Г13Н3МЛА комплексно легированных Ni и Mo и модифицированных РЗМ, технологии получения литых ДГД спецмашин типа гусеничных траков и их термообработки, технологии высокоэнергетического поверхностного упрочнения готовых деталей из сталей 38ХС, 45ХН, а также результаты испытаний ДГД. Для получения необходимых зависимостей, данные отражали в такой форме, чтобы они представляли результаты 13 планов дробного факторного эксперимента (ДФЭ), при этом один из планов являлся базовым (нелегированная и не модифицированная сталь 110Г13Л), а остальные, при одинаковом уровне общих переменных факторов (C, Si, Мn, Р, S), дополнительно содержали один из легирующих элементов (Ni, Cr, Мо) или модификаторов (Gd, ФЦ, СК15). Учитывая, что для всех планов ПФЭ сохранялись одинаковые уровни общих факторов, стало возможным определение коэффициентов, отражающих раздельное влияние основных и легирующих элементов, а также РЗМ по уравнению вида: (4) Было установлено, что заданные свойства и параметры структуры высокомарганцовистого аустенита, при сохранении оптимального химического состава в системе Fe–Mn, обеспечиваются следующими значениями факторов, масс. %: 0,60 Cr + 0,99 Ni + 0,50 Mo + 0,002 Gd; 0,55 Cr + 3,45 Ni + 0,65 Mo + 0,005 Gd - причем, наилучшие свойства достигаются в последнем варианте состава, что соответствует марке получаемой стали 110Г13Н3МЛА. Аналогично, методом ДФЭ были получены и зависимости некоторых механических свойств (временное сопротивление разрыву, относительное удлинение и относительное сужение, ударная вязкость) стали 110Г13Н3МЛА от ее химического состава. Соответствующие поверхности отклика в декодированных координатах описываются следующими уравнениями: σВ = 84,3 [Si] - 1722,9[Ni] - 275,2[Mo] + 927,6; [МПа], (5) ψ = 4,4 [Mn] + 67,5[Ni] – 80,6[Mo] - 176,8[Cr] + 43,7; [%], (6) δ = 73,98[C] + 5,2[Mn] - 365,98[P] - 10,3[Mo] + 1,9[Ni] - 319,98[V] + 100,2; [%], (7) KCU20 = 329678,9[P] - 14279,8[Ni] - 5560,2[PЗМ] + 1266,8[Mo] + 2016,41; [кДж/м2]. (8) На основе анализа свойств стали 110Г13НМЛ, влияющих на качество отливок, заданного и оптимального ее состава, были оптимизированы параметры выплавки в промышленной индукционной печи с основной футеровкой. А на основании оптимизированных параметров плавки, и полученных ранее зависимостей плотности ρ, пластичности δ, длины трещин l и жидкотекучести λ от состава стали, были предложены оптимальные параметры технологии изготовления литых ДГД. Окончательно режимы термообработки ДГД специальных машин, изготовляемых из сталей 110Г13НЛА, 110Г13НМЛА, 110Г13Н3МЛ, могут быть определены в зависимости от конкретного состава стали, по приведенным в главе номограммам термообработки. При испытаниях было установлено, что до полного разрушения трущихся поверхностей деталей шарнира, палец совершил 60 двойных ходов в минуту с размахом 700, нагрузка на сопряжение составляла 10 кг, подача абразива в зазор сопряжения - 2,8 кг/мин, общее время испытаний составило 2,5 ч. На основании полученных результатов испытаний была предложена адекватная двухфакторная модель, в которой каждый уровень твердости пальца из стали 38ХС (230, 400, 600 или 770 HV) комбинировался с уровнем твердости втулки из этого же материала. УЦИ гусеничных траков проводились на оригинальном стенде, описанном во второй главе работы, расширяющего диапазон испытаний путем введения дополнительных схем нагружения, что достигается с помощью механизма имитации неровностей грунта, выпол­ненного в виде двуплечих рычагов, каждый из которых одним концом опирается на опорную поверхность испытуемой гусеничной цепи, а другим взаимодействует с приводом нагружения. Ускорение программы испытаний достигается за счет применения на стенде пульсатора на 500 кН, с коэффициентом ассиметрии нагрузки Рмин/Рмакс= 0,3, частотой изменения нагрузок 598 циклов/мин., Рмакс. = 80 кН, Рмин. = 24 кН. Результаты испытаний детали 7434501, изготовленной из материала различных партий опытных плавок стали 110Г13Л, приведены на рисунке 9. Рисунок 9 – Результаты ускоренных испытаний литых траков на прочность при циклических нагрузках, полученные на стенде для партий (А-Е) сталей 110Г13Нx(М)ЛА Проведенная нами оценка долговечности деталей, изготовленных из новой стали 110Г13НМЛ методом УЦИ, установила, что до образования первых трещин гусеничный трак может работать с количеством циклов - 514 000 и более, а до полного разрушения - с количеством циклов 962 550 и более, что превосходит аналогичные параметры детали, выполненной из базового материала (сталь 110Г13Л) от 1,7 до 2,5 раз. Легирование высокомарганцовистого аустенита сразу несколькими элементами, действующими на термодинамическое равновесие в системах Fe-C, Fe-Mn-C по различным механизмам, а также модифицирование РЗМ, снижают размер аустенитного зерна до величины 270–295 мкм, что находит отражение и в замедлении скорости роста трещины. ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ Разработаны составы новых сталей 110Г13НЛА, 110Г13НМЛА и 110Г13Н3МЛА, получаемых комплексным легированием Ni и Mo и модифицированием РЗМ стали 110Г13Л. Новые марки сталей характеризуются в 1,27–1,36 раз более высоким значением временного сопротивления разрыву, в 1,65–1,77 раз более высоким значением предела текучести, в 1,52–2,09 раз более высокой ударной вязкостью, а также меньшей чувствительностью к надрезу, чем базовая сталь 110Г13Л. Установлено, что модифицирование стали 110Г13НМЛ феррогадолинием, вводимым в сталь в количестве до 0,005 масс. % в составе комплексного модификатора на основе ферроцерия ФЦ и силикокальция СК15, не только в 2–3 раза снижает содержание S и P в материале, но и способствует образованию глобулярных форм карбидов (Fe, Mn)3C, фосфидов Mn3P и Fe3P и других неметаллических фаз и их перераспределению с границ в зерно высокомарганцовистого аустенита, что улучшает механические свойства и воспроизводимость параметров материала от плавки к плавке. Выявлена симбатность воздействия Р и Si на ударную вязкость сталей 110Г13НЛА, 110Г13НМЛА, 110Г13Н3МЛА, которая тем выше, чем ниже содержание фосфора и кремния в материале, и фрактографически установлено, что при КСU20 от 2,0 до 2,5 МДж/м2 хрупкая и вязкая составляющие в изломе находятся в равновесии, при КСU20 менее 2,0 МДж/м2 увеличивается доля хрупкой, а при КСU20 выше 2,5 МДж/м2 - вязкой составляющей разрушения материала. Показано, что регулируя температуру отпуска в интервале от 450 до 750оС сталей 110Г13НЛА, 110Г13НМЛ и 110Г13Н3МЛА, закаленных с 1000–1150оС в воде, удается изменять количество и морфологию выделяющихся карбидов и управлять структурой материала, которая представлена перлитом или трооститом отпуска. Экспериментально доказана возможность управления структурой и свойствами поверхностного слоя сталей 110Г13Н3МЛА, 38ХС, 45ХН путем воздействия на материал высокоэнергетической плазмы с параметрами: 350–450 имп./с, ток импульса - до 300А, напряжение импульса 40–50 В, расходе газа-носителя 5 л/мин (Ar); и лазерного излучения с параметрами: мощность излучения 80–100 МВт/м2, дефокусировка лазерного луча 3–6 мм, длительность импульса 3–6 мс. Для стали 110Г13Н3МЛА исследованы закономерности изменения параметров зерна аустенита (размер, объемная концентрация) по глубине и в сердцевине, а для сталей 38ХС, 45ХН - фазовый состав и структура поверхностного слоя материала, и установлено уменьшение ЗТВ (до 200–300 мкм) и микротвердости (в 1,3–1,6 раза) закаленных слоев, при одновременном увеличении их износостойкости в условиях сухого трения. Исследована эволюция фазового состава поверхностного сталей 38ХС, 45ХН при высокоэнергетической поверхностной плазменной и лазерной обработке и обнаружено измельчение мартенсита в стали 38ХС, а также образование и рост аустенита в стали 45ХН с получением многослойной и двухфазной структуры поверхностного слоя этих материалов. Выявлена взаимосвязь состав-структура-свойство для стали 110Г13Н3МЛА, методами ДФЭ получены функции поверхностей отклика для временного сопротивления разрыву (σВ), относительного удлинения и относительного сужения (ψ, ), ударной вязкости (KCU20) нового материала, и на основе экспериментальных данных разработаны основы технологии получения новых сталей (110Г13НЛА, 110Г13НМЛА, 110Г13Н3МЛА), поверхностного упрочнения известных сталей (38ХС, 45ХН) и изготовления из них деталей специальных машин. Разработана оригинальная методика и оборудование для проведения ускоренных циклических испытаний деталей специальных машин типа литых гусеничных траков, изготовленных из новых сталей 110Г13НЛА, 110Г13НМЛА, 110Г13Н3МЛА, и установлено, что до образования первых трещин гусеничный трак может работать с количеством циклов - 514000 и более, а до полного разрушения - с количеством циклов 962550 и более, что превосходит аналогичные параметры детали, выполненной из стали 110Г13Л от 1,7 до 2,5 раз.

Похожие:

	Реферат на тему: «Технологичность деталей машин» Заготовки деталей машин из металла получают отливкой, ковкой, штамповкой, прессованием, сваркой и термической резкой		Учебно-методический комплекс по междисциплинарному курсу (далее мдк)... ПМ. 02 Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях
	Учебно-методический комплекс по междисциплинарному курсу (далее мдк)... ПМ. 02 Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях		Реферат по дисциплине управление технологическими системами Тема:... Приборостроение включает в себя создание любых деталей машин, инструмента, механизмов, силовых агрегатов. Это различные станки, машины...
	Рабочая программа по профессиональному модулю пм. 02 Сварка и резка... ПМ. 02 Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях		Программа профессионального модуля разработана на основе Федерального... ПМ. 03 Участие во внедрении технологических процессов изготовления деталей машин и осуществление технического контроля
	Программа дисциплины дпп. Ф. 02. 1 Детали машин Целью преподавания курса является получение студентами знаний по устройству деталей машин и сборочных единиц (узлов) машин и механизмов,...		«утверждаю» Первый проректор по учебной работе Цель и задачи дисциплины – снабдить специалиста современными знаниями по технологии восстановления конкретных деталей оборудования...
	Конспект учебного занятия 8 класс Тема: Изготовление деталей мебели с криволинейной кромкой Совершенствовать знания учащихся по технологии изготовления деталей мебели с криволинейной кромкой		Программа профессионального модуля ПМ. 02 Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях
	Правила оформления заказа для изготовления деталей методом лазерной... В бланке заказа должны быть указаны марка и толщина материала, количество деталей, указана информация о материале (покупной или давальческий),...		Режим газовой сварки ...
	Аннотация рабочей программы профессионального модуля Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях		Программа дисциплины дпп. Дс. 04 Технология обработки металлов томск... Целью преподавания дисциплины «Технология обработки металлов» является приобретение студентами системы знаний, необходимых для анализа...
	Рабочая учебная программа дисциплины технология конструкционных материалов... ...		Учебно-методический комплекс по мдк. 02. 01 Оборудование, техника... ПМ. 02 Сварка и резка деталей из различных сталей, цветных металлов и их сплавов, чугунов во всех пространственных положениях