національний ТЕХНІЧНИЙ УНІВЕРСИТЕТ УКРАЇНИ ”КИЇВСЬКИЙ ПОЛІТЕХНІЧНИЙ ІНСТИТУТ”

СЕМЕНОВСЬКИЙ ОЛЕКСАНДР ЄВГЕНОВИЧ

УДК 669.1.017:669.15.194

Комплексно-легована Цементувальна сталь з мінімальними поводками при

термічній обробці

Спеціальність 05.16.01 металознавство та термічна обробка металів

АВТОРЕФЕРАТ

дисертації на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук

Київ-2006

Дисертацією є рукопис

Робота виконана на кафедрі технології конструкційних матеріалів і матеріалознавства Національного аграрного університету.

Науковий керівник: Заслужений діяч науки і техніки України доктор технічних наук, професор

Опальчук Андрій Савович

Національний аграрний університет, професор кафедри технології конструкційних матеріалів і матеріалознавста

Офіційні опоненти: доктор технічних наук, професор

Лоскутов Володимир Федорович, Національний технічний університет України ”КПІ”, професор кафедри металознавства і термічної обробки

доктор технічних наук,

Щипіцин Сергій Якович

Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України, завідувач відділу

Провідна установа – Інститут електрозварювання НАН України

ім. Е.О. Патона

Захист відбудеться ” 23” січня 2007р. о 1430 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради К26.002.12 в Національному технічному університеті України ”Київський політехнічний інститут”, за адресою: 03056, м.Київ, проспект Перемоги 37, ІФФ, корп.№9, ауд.203.

З дисертацією можна ознайомитися у бібліотеці Національного технічного університету України ”Київський політехнічний інститут” за адресою: 03056, м. Київ, проспект Перемоги 37.

Автореферат розісланий ”21” грудня 2006р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради К26.002.12,

кандидат технічних наук, доцент Л. М. Сиропоршнєв

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Високі вимоги до механічних, технологічних і експлуатаційних характеристик цементувальних сталей визначають широку гаму легуючих елементів і технологій виплавлення та зміцнення. Для важконавантажених деталей і вузлів силових агрегатів застосовуються сталі леговані дефіцитними і дорогими елементами, такими як нікель, молібден, ванадій.

Існуюча теорія комплексного легування, на жаль, трохи односторонньо розглядає питання застосування сталей різних композицій для тих чи інших умов експлуатації, не приділяючи достатньої уваги питанням їх технологічності, а саме вони визначають собівартість виробництва. На даному етапі розвитку машинобудування зросла потреба в сталях, які здатні, при відносно малих габаритах і складності профілів деталей, витримувати великі навантаження.

Розвиток нових технологічних процесів виготовлення і зміцнення деталей пред'являє все більш високі вимоги до технологічних властивостей сталей. Особливе місце серед них займає питання короблення деталей зубчастих передач у процесі хіміко-термічної обробки, тому що їх деформація викликає необхідність проведення додаткових фінішних операцій,. що вимагає значних матеріальних затрат, при цьому знімається значна частина найбільш зміцненого зносостійкого шару.

Однак, на даному етапі, ледве не єдиними роботами з комплексного легування сталі, що розглядають поряд з характеристиками міцності, ще і деякі технологічні, є роботи М.П.Брауна, Б.Б.Винокура, Ф.Пікерінга.

Недостатня увага до розробки нових марок сталей, привели до того, що металоємкість вітчизняного машинобудування в кілька разів перевищує показники промислово розвинених держав. Така країна, як Японія, будучи визнаним промисловим лідером, машинобудівна продукція якої має значно більш низьку металоємкість, ніж машини й устаткування США і західних країн, приділяє велику увагу питанням розроблення легованих сталей.

Актуальність вирішення цієї проблеми очевидна. Очевидно також і те, що нові сталі повинні мати високий рівень фізико-механічних властивостей і при цьому забезпечувати достатню технологічність. Не викликає сумніву і той факт, що властивості будь-якого матеріалу, який використовується в машинобудуванні, повинні бути максимально наближені до умов як експлуатаційних, так і технології виготовлення деталей.

Виходячи з цього пропонується новий підхід до питання розроблення комплексно-легованих сталей, який повинен враховувати можливості комплексного легування та необхідність застосування тих чи інших технологічних операцій при виготовленні деталей. Крім того, для отримання матеріалу, здатного забезпечити певний ресурс роботи вузлів та агрегатів необхідно глибоке вивчення умов їх експлуатації, причин і характеру зношування і руйнування. Тільки знаючи заздалегідь механізм руйнування сталі, можна в достатній мірі пристосувати її структуру до протидії цьому руйнуванню, використовуючи комплексне легування і відповідні зміцнюючи технології.

Робота присвячена питанню розроблення цементувальних комплексно-легованих сталей, які здатні працювати в умовах високих контактних навантажень, забезпечуючи технологічність виготовлення складнопрофільних деталей за рахунок мінімальної схильності до деформації в процесі зміцнення хіміко-термічною обробкою.

Зв'язок роботи з науковими програмами. Робота виконувалась по програмі Мінмашпрому України "Про розвиток машинобудування в Україні", розділ "Створення та освоєння нових та прогресивних матеріалів на Україні", згідно з постановою Кабінету Міністрів України №732 від 15.09.1993р.

Мета роботи та задачі дослідження. У роботі була поставлена мета: підвищення фізико-механічних і технологічних властивостей цементувальних сталей.

Для досягнення поставленої мети в роботі сформульовані і вирішені такі наукові та практичні задачі:

1.

2.

3.

4.

5.

Об'єкт досліджень: конструкційні маловуглецеві сталі.

Предмет досліджень: оптимізація хімічного складу і властивостей сталей марганцево-хромо-нікелєвої композиції легуванням титаном, ніобієм, церієм.

Методи досліджень: Проведено дослідження механічних властивостей, контактної втомної міцності, схильності сталі росту аустенітного зерна та короблення при термічній обробці. Використані методи металографічного, дилатометричного, рентгеноспектрального та рентгеноструктурного аналізів. Поєднання методів растрової електронної мікроскопії з кількісним і якісним рентгеноспектральним аналізом дало можливість визначити залежність форми та розмірів карбідної фази від її складу. Випробування шестерень проводились на стенді з замкнутим контуром.

Наукова новизна отриманих результатів:

· вперше розроблена математична модель, яка встановлює залежність між концентрацією, розмірами та відстанню між включеннями карбідної фази, що дає можливість пояснити вплив параметрів мікроструктури на властивості сталей;

· встановлено оптимальні межі легування титаном, ніобієм і церієм виходячи з необхідності диспергування, глобуляризації карбідної фази та неметалевих включень;

· визначено, що для зниження рівня короблення сталі в процесі хіміко-термічної обробки необхідне максимальне подрібнення аустенітного зерна;

· запропонована технологічна характеристика (коефіцієнт деформованості сталі R0), яка дозволяє кількісно оцінити схильність сталі до короблення;

· вперше встановлені закономірності процесу утворення та росту тріщин при руйнуванні поверхневого зміцненого шару в залежності від мікроструктури сталі та умов навантаження.

Практичне значення одержаних результатів. На Львівському автобусному заводі впроваджена сталь 15ХГНБТЧ замість сталі 12ХНЗА, для виготовлення шестерень редуктора ГМП-2, що дозволило зекономити дефіцитний нікель і знизити на 25% ціну на сталь. Результати випробувань експлуатаційних характеристик шестерень показали підвищення в 1,5 рази ресурсу роботи деталей з нової сталі в порівнянні з деталями із серійної сталі 12ХНЗА. Розроблені і затверджені технічні умови (додаток В) на виплавку сталі на Іжевському і Донецькому металургійних комбінатах, де проводилася виплавка 40-т і 100-т плавок. Мінімальний рівень короблення сталі 15ХГНБТЧ дозволив внести зміни в технологічний процес виготовлення шестерень редуктора ГМП-2, виключивши з нього три енергоємні операції (міднення, прошивання отвору та чорнового шліфування зубів).

Особистий внесок здобувача. Автором особисто сформульовані всі наукові положення дисертаційної роботи, що виносяться на захист. Обґрунтування мети, розробка хімічних складів сталей, проведення наукових досліджень, обробка результатів та їх аналіз, підготовка статей до друку та проведення промислових випробувань – виконувались автором безпосередньо. Постановка задач та обговорення отриманих результатів проводилась спільно з науковим керівником і зі співавторами статей. Внесок дисертанта в отриманих результатах проведених досліджень, що опубліковані у співавторстві, становить 60 – 80%. Розробка хімічного складу впровадженої сталі та внесення змін в технологічний процес проведені автором безпосередньо.

Апробація роботи Основні положення і результати досліджень доповідалися та обговорювалися на семінарах і науково-технічних конференціях:

Міжнародній науково-практичній конференції "Стан та перспективи розвитку механізації сільського господарства на рубежі сторіч", НАУ, Київ, 1999р.

Міжнародній науковій конференції "Сучасні проблеми землеробської механіки", НАУ, Київ, 2000р.

Всесоюзній координаційній нараді вузівської науки з питань використання, надійності та ремонту машин, Ашхабат, 1989р.

Семінарі "Кріогенне та водневе матеріалознавство" Фізико-механічний інститут АН України, Львів, 2002р.,

Семинаре "Излом и хрупкость конструкционной стали", РДЭНТП, Киев, 1990 г.

Щорічних конференціях викладачів, наукових семінарах кафедри технології конструкційних матеріалів і матеріалознавства НАУ 1994-2005р.

Публікації. По темі дисертації отримано один патент, сім авторських свідоцтв, опубліковано 7 статей (4 з них без співавторів), з яких 5 у фахових виданнях.

Структура і обсяг дисертації. Дисертаційна робота складається з вступу, п'яти розділів і висновків. Викладена на 154 сторінках, включає 16 таблиць, 50 рисунків, основна частина 116 сторінок, бібліографічний список з 168 найменувань і додатки А, Б, В.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

Вступ. Показано стан наукової проблеми, актуальність і доцільність розвитку обраного напрямку досліджень. Сформульовано мету та задачі роботи. Наведено наукову новизну та практичну цінність отриманих у роботі результатів. Дана загальна характеристика основних методів досліджень.

Перший розділ присвячений дослідженню проблем, які висуває сучасна техніка до конструкційних сталей стосовно їх механічних та технологічних властивостей.

Необхідність розробки нової сталі для виготовлення деталей машин, котрі працюють в умовах знакозмінних навантажень викликана високим рівнем короблення деталей з існуючих сталей в процесі хіміко-термічної обробки, що значно знижує економічні показники виробництва, збільшує кількість браку продукції, що випускається.

В області цементувальних сталей розробка нових композицій з оптимальним співвідношенням фізико-механічних і технологічних властивостей ускладнюється недостатністю відомостей про взаємозв'язок між цими характеристиками. Велика кількість змінних величин, яка пов'язує питання комплексного легування, через структуроутворення, з фізико-механічними, експлуатаційними і технологічними властивостями не дозволяє на даному етапі створення повної і всеосяжної теорії комплексного легування, яка б дала можливість, на основі теоретичних і емпіричних залежностей, вибирати оптимальний комплекс легуючих елементів, необхідних для одержання заданих характеристик сплаву. Додатковою перешкодою є недостатнє вивчення можливостей пристосування структури до певних умов експлуатації сталі. Крім того, для вирішення даної проблеми необхідно цілком позбутися однобокого підходу до основ теорії комплексного легування, коли відокремлено розглядається вплив введення одного легуючого елементу, чи комплексу на певні властивості сплаву. Необхідно розглядати вплив кожного легуючого елементу на весь комплекс структуроутворення, враховувати як відбувається при його введенні перерозподіл інших легуючих і домішкових елементів між фазовими складовими.

Незавершеність розробки теорії і практики комплексного легування сплавів істотно стримує темпи та обсяг впровадження цього прогресивного засобу для підвищення якості конструкційних сталей. Комплексне легування сталі визначає міру її чистоти, часто істотно впливаючи на характер кристалізації, форму та склад неметалевих включень, морфологію, будову границь зерен і суміжних зон, тобто впливає на цілу гаму технологічних і експлуатаційних характеристик. Комплексний підхід також вимагає вивчення тих умов, у яких буде експлуатуватися дана сталь, визначення форми, розмірів і міцності структурних складових у різних фазових станах, як у процесі експлуатації, так і в процесі виготовлення конкретних деталей.

Хімічний склад сталі повинен забезпечити оптимальне співвідношення мартенситної, аустенітної і карбідної фаз в поверхневому зміцненому шарі, мати достатню міцність і в'язкість серцевини. Найбільш перспективними методом зменшення розміру зерна, подрібнення і глобулярізації карбідної фази і неметалевих включень є легування титаном, ніобієм і церієм.

Для вирішення поставлених у роботі задач розглянуто вплив цих легуючих елементів на експлуатаційні і технологічні властивості сталей, в залежності від багатокомпонентності легованих систем і умов структуроутворення.

У другому розділі для визначення оптимального співвідношення легуючих елементів у сталі, яке забезпечує одночасне досягнення високих механічних властивостей, зносостійкості, мінімальних залишкових деформацій, одержуваних у процесі хіміко-термічної обробки, задовільної оброблюваності різанням цементуємості використаний комплекс сучасних методик, що відповідають поставленим у роботі задачам.

Оскільки проведення експериментів в металургії пов'язано зі значними матеріальними затратами, то для отримання достовірної інформації при мінімумі дослідів, використана методика багатофакторного експерименту, базуючись на результатах однофакторних експериментів. В процесі обробки результатів досліджень використовувались три види ліній тренда: поліноміальна, експоненціальна, степенева. При кількісній оцінці досліджуваних параметрів використовувались програми Mathmatica – 3.0.

Електронно-мікроскопічні дослідження проводилися на растровому електронному мікроскопі Саmskаn4DB, сполученому з рентгенівським мікроаналізатором з системою енергетичного дисперсійного аналізу Lіпк - 860, що дозволяло проводити якісний і кількісний хімічний аналіз досліджуваних сталей і їх структурних складових з локальністю частинок до - 1,5 мкм. Це дало можливість встановити взаємозв'язок між хімічним складом і формою карбідних включень титану та ніобію, а також визначити характер впливу комплексного легування церієм на морфологію неметалевих включень.

Використовувався кількісний фазовий рентгеноструктурний аналіз для визначення кількості залишкового аустеніту, а для визначення температур фазових перетворень застосовувався дилатометричний метод.

Порівняльні випробування на контактну втомну міцність проводилися на стенді УКП, що дозволяє випробування матеріалів шестерень у режимі кочення з проковзуванням.

З метою визначення величини внутрішніх напружень у зміцненому шарі комплексно-легованих сталей після хіміко-термічної обробки, застосовувалася методика виміру прогину зразка після зняття визначеної товщини зміцненого шару.

Для визначення експлуатаційних характеристик сталей проводилися порівняльні випробування шестерень на стенді СОШ.1.0.0.000СБ з механічним регулюванням навантаження в замкнутому контурі, розробленому кафедрою важконавантажених машин Київського інженерно-будівельного університету.

Третій розділ присвячений дослідженню впливу хімічного складу сталі на механічні властивості через її структуру. Виходячи з теоретичного аналізу впливу комплексного легування на фізико-механічні і технологічні характеристики, за основу прийнято марганцево-хромо-нікелеву композицію з додатковим комплексним легуванням титаном, ніобієм, церієм. В табл. 1 приведені визначені межі легування.

Таблиця 1.

Межі зміни вмісту легуючих елементів

Легуючий

Елемент | С | Si | Mn | Ni | Cr | Ti | Nb | Ce

Вміст легуючих елементів, %

Нижня межа легування | 0,13 | 0,31 | 0,89 | 0,91 | 0,90 | 0 | 0 | 0

Верхня межа легування | 0,18 | 0,41 | 1,09 | 4,02 | 1,13 | 0,11 | 0,18 | 0,035

Інтервал легування | 0,01 | 0,02 | 0,005

Їх вибір базувався на всебічному аналізі робіт присвячених цьому питанню, результатах власних лабораторних і стендових випробувань, отриманих при розробці сталей.

Експериментами встановлено, що титан збільшує міцність сталі на 150МПа при додаванні його в межах 0,04...0,06%. Подальше підвищення вмісту цього елемента майже не впливає на характеристики міцності. Аналогічно міцності змінюється і твердість досліджуваних сталей.

Таблиця 2.

Механічні властивості досліджуваних сталей

№ плав-ки | Марка сталі | Характеристики

Межа плинності, ?т, МПа | Межа міцності, ?в, МПа | Відносне подовження, ?, % | Відносне звуження, ?, % | Ударна в'язкість, КСU, KДж/м2 | Твердість, HRC

1 | 12ХНЗА | 865 | 1040 | 17 | 54 | 1140 | 35

2 | 15ХГН | 860 | 980 | 15 | 44 | 980 | 33

3 | 18ХГТ | 901 | 1060 | 11 | 42 | 970 | 40

4 | 15ХГНТ | 1063 | 1180 | 13 | 48 | 1080 | 39

5 | 15ХГНТ | 1090 | 1210 | 12 | 49 | 1039 | 40

6 | 15ХГНТ | 1122 | 1242 | 11 | 47 | 950 | 43

7 | 15ХГНТБ | 1143 | 1270 | 13 | 49 | 1140 | 42

8 | 15ХГНТБ | 1171 | 1298 | 13 | 50 | 1230 | 43

9 | 15ХГНТБ | 1180 | 1310 | 13 | 49 | 1230 | 43

10 | 15ХГНТБ | 1191 | 1312 | 13 | 50 | 1230 | 44

11 | 15ХГНТБ | 1250 | 1380 | 17 | 54 | 1330 | 42

12 | 15ХГНТБЧ |

1179 | 1370 | 18 | 56 | 1412 | 42

13 | 15ХГНТБЧ |

1181 | 1330 | 17 | 55 | 1380 | 41

14 | 15ХГНТБЧ |

1150 | 1290 | 16 | 53 | 1180 | 41

15 | 15ХГН4 | 880 | 1110 | 18 | 55 | 1210 | 37

16 | 15ХГНБТЧ |

1240 | 1420 | 17 | 55 | 1370 | 43

17 | 15ХГНБТЧ |

1210 | 1390 | 15 | 54 | 1290 | 44

18 | 15ХГНБТ | 1170 | 1240 | 13 | 48 | 1050 | 43

19 | 15ХГНБТ | 1160 | 1290 | 15 | 53 | 1280 | 44

20 | 15ХГНБТЧ |

1220 | 1410 | 16 | 54 | 1290 | 43

Вплив титану на ударну в'язкість характерний наявністю екстремальної залежності. При вмісті його в сталі до 0,04% ударна в'язкість зростає з 980 до 1080 КДж/м2 . Подальше збільшення вмісту титану знижує ударну в'язкість і разом з цим характеристики пластичності. Таким чином вміст титану 0,04% в сталі марганцево-хромо-нікелевої композиції є оптимальним.

Вплив ніобію досліджували при введенні його у сталь в межах 0,03...0,18%. Встановлено, що він також як і титан, підвищує характеристики міцності сталі більш інтенсивно на першому етапі (при введенні його до 0,08%). Найбільш істотне збільшення ударної в'язкості на 130 КДж/м2 відбувається при веденні в сталь ніобію в межах 0,07...0,09%.

Мікролегування сталі церієм одночасно підвищує характеристики міцності і пластичності - до 20%. при вмісті церію – 0,004...0,007%. Подальше збільшення ступеня легування цим елементом (0,01...0,02%) приводить до незначного (на 30...40 МПа) зниження характеристик міцності, хоча і залишає їх на досить високому рівні. При введенні в сталь церію понад 0,03%, його вплив на міцність нівелюється, що пояснюється змінами в структурі сталі.

Більш ефективно позначається легування церієм на характеристиках в'язкості та пластичності. Ударна в'язкість сталі зростає на 160 КДж/м2, при вмісті церію 0,008...0,014%. При підвищенні ступеню легування цим елементом понад 0,02% з'являється негативний його вплив на в'язкість сталі.

Зростання комплексу механічних і технологічних властивостей сталей та експлуатаційних характеристик шестерень обумовлено змінами в структурі сталі внаслідок проведеного легування. Встановлено, що комплексне легування титаном, ніобієм, та церієм стримує ріст аустенітного зерна при температурі цементації 930°С для сталі 15ХГНБТЧ до 60...80 мкм. Сталь 12ХНЗА, при таких же режимах обробки має розмір зерна - 150...250 мкм. Ще більший ефект комплексного легування проявляється при температурах 960-1050°С. Зменшення розміру аустенітного зерна обумовлює диспергування мартенситної структури при гартуванні.

Вивчено влив комплексного легування на розмір та форму карбідної фази. Встановлено, що підвищення вмісту легуючих елементів не тільки збільшує кількість карбідної фази, але і змінює її розміри і форму. Так при перевищенні певної межі (для титану більше 0,04%) в структурі сталі спостерігається збільшення вмісту карбідів титану, при цьому відбувається збільшення їх розмірів і поява частинок гострокутної форми (рис. 1,а), що і пояснює зниження характеристик в'язкості і пластичності в сталях.

В структурі сталі легованої комплексом титан + ніобій виявлено, що відбувається глобуляризація карбідної фази (рис. 1,б), це дає можливість одночасного підвищення характеристик міцності та в'язкості.

В роботі вперше встановлено, що оптимальну форму карбідна фаза має тоді, коли вміст ніобію в ній в два рази перевищує вміст титану. При цьому зростає дисперсність карбідів.

Враховуючи, що нами визначений оптимальний вміст титану в сталі марганцево-хромо-нікелевої композиції в межах 0,04%, то концентрація ніобію повинна складати 0,08%. Звичайно неоднорідність розподілення легуючих елементів накладає свій відбиток на форму та розмір карбідної фази, але здебільшого спостерігається наведена закономірність.

Рис. 1. Карбідна фаза: а) титану; б) титану+ніобію.

Підвищення ударної в'язкості і пластичності сталі при її мікролегуванні церієм в межах 0,008...0,014% пояснюється зменшенням кількості та подрібненням неметалевих включень. Відбувається десульфурація, дегазація сталі та очищення її від шкідливих домішок, що спричинено високою хімічною активністю церію. Збільшення його вмісту, вище зазначеної величини, знижує механічні характеристики внаслідок того що в структурі сталі з’являються включення сульфідів церію, розмір і кількість яких зростає зі ступенем легування цим елементом. При цьому ці структурні складові досить крихкі, мають розмір більше 10 мкм і розміщуються по границях зерен, що погіршує контактно-втомну міцність сталі, яка визначає її експлуатаційні характеристики.

В результаті аналізу впливу комплексного легування на структуру і, як наслідок, на механічні властивості встановлено, що оптимальний комплекс характеристик серед досліджуваних композицій сплавів має сталь, легована марганцем, хромом і нікелем в межах - 0,8...1,2%, титаном - 0,04...0,06%, ніобієм - 0,08...0,10% і церієм - 0,01...0,015%.

В роботі проаналізовані та узагальнені існуючі математичні моделі, які описують вплив структури на властивості сплаву. Відмічено, що для отримання оптимальних результатів при розробці сталей з заданим комплексом властивостей, вирішення задачі, в загальному вигляді, зводиться до розподілення математичного виразу (1) на члени, кожен з яких відповідає ступеню зміцнення сплаву певною фазовою складовою та встановлення співвідношення між частинами рівняння.

Для структури відпущеного мартенситу, згідно Пікерінгу, рівняння має вигляд:

(1)

Звернувши увагу на те, що до всіх рівнянь, як основні, входять такі параметри, як величина зерна ?-фази (d), концентрація (k), розмір, або відстань між частинками карбідної фази (L), в якості одного із критеріїв рекомендовано застосовувати розмір природного аустенітного зерна, тому що саме аустенітна структура визначає парметри мартенситу.

Стосовно визначення другого критерію, який залежить від характеристик карбідної фази, то нами пропонується математична залежність, яка пов’язує відстань між частинками недеформованої твердої фази з її концентрацією та розміром. Вона описується наступним рівнянням:

(2)

Цей вираз дає можливість пов’язати між собою концентрацію легуючих елементів (у нашому конкретному випадку титану та ніобію) із її впливом на величину зміцнення сталі. Для цього необхідно знати розподілення цих елементів між структурними складовими сплаву. Для наочного відображення залежності зміцнення сплаву від вказаних характеристик наведені графічні залежності відстані між частинками карбідної фази в залежності від зміни їх розміру та концентрації у сталі.

На графіку (рис. 2) бачимо лінійний характер зміни відстані між частинками, в залежності від величини цих частинок. Із залежності видно, що подрібнення карбідної фази сприяє зменшенню відстані між частинками, і, як наслідок, збільшує ступінь зміцненого сплаву. При цьому подрібнення включень до 1...5 мкм суттєво зменшує відстань між частинками (менше 100 мкм) при концентрації карбідної фази в межах 0,1...0,5% від загального об’єму сталі. Виходячи з рівняння (1), це дає можливість на декілька десятків відсотків підвищити міцність сталі.

Рис. 2. Залежність відстані між частинками карбідної фази від їх розміру при різних концентраціях.

Наведена графічна залежність, яка описується рівнянням (2), дає можливість спростити модель запропоновану в роботі Пікерінга, замінивши в рівнянні член, який враховує відстань між частинками карбідної фази, виразом до складу якого буде входити певний коефіцієнт (Lk,d), що пов’язує розмір частинок цієї фази з її концентрацією в сталі. Для визначення цього коефіцієнта слід застосовувати виведену нами формулу (2). Це дасть можливість значно спростити та підвищити достовірність розрахунків не тільки за рахунок зменшення кількості аргументів у рівнянні (1), а також і тому що методика визначення відстані між частинками карбідної фази, особливо при її низькій концентрації та малих розмірах, досить складна та має недостатній ступінь вірогідності отриманих результатів.

Більш складний характер має залежність відстані між частинками від концентрації легуючих елементів. На рис. 3 наведені функціональні залежності L=? (k) для карбідної фази з розміром частинок 1, 3, 5 та 10 мкм. На графіку ці криві розміщені знизу вверх, відповідно наведеній послідовності. Видно, що при розмірах карбідної фази 5 і 10 мкм, відстань між цими частинками буде залишатись в межах 30...100 мкм навіть при концентрації цієї фази до 0,5%, що недоцільно. Відчутне зміцнення сплаву при оптимальній концентрації карбідної фази в межах 0,10...0,15% спостерігається при розмірі частинок до 1...5 мкм.

Рис. 3. Залежність відстані між карбідними включеннями від їх концентрації (для розмірів карбідної фази відповідно 1, 3, 5, 10 мкм).

Слід відзначити і той факт, що характер кривої, яка описується залежністю: L=?(k) (рис. 3), вказує на підвищення інтенсивності збільшення відстані між частинками при зниженні концентрації менше 0,05...0,15 відсотків для розміру частинок відповідно 5...10мкм.

Інтенсивне збільшення відстані між частинками, як вказувалось раніше приводить до нівелювання ефекту від легування елементами, що в нашому конкретному випадку утворюють карбідну фазу (ніобій та титан).

Співставлення результатів аналізу графічних залежностей відстані між частинками карбідної фази від їх розміру та концентрації дало можливість відповісти на питання, чому при перевищенні певної межі вмісту легуючих елементів спостерігається зниження механічних властивостей сталі. Це пояснюється тим, що при незначних концентраціях (в межах до 0,1%) розмір частинок карбідної фази лишається мінімальним (1...3мкм). В цьому випадку саме концентрація легуючих елементів зменшує відстань між частинками, що і обумовлює зміцнення сталі.

Підвищення вмісту легуючих елементів, що утворюють карбідну фазу стійку до високих температур, викликає інтенсивне збільшення її розмірів, а це, в свою чергу збільшує відстань між частинками та приводить до розміцнення сталі. Таким чином виведене рівняння (2) дає можливість зв’язати концентрацію легуючого елемента через структуру сталі з її властивостями. Тобто знаючи про розподіл хімічного елемента між фазами, можемо встановити вплив легування на механічні властивості недеформованої фази.

Для встановлення кінцевих розрахунків на основі рівняння запропонованого Пікерінгом (1) необхідна ще кількісна оцінка впливу легуючих елементів на зміцнення зерна ?-фази. Але, як вже відмічено раніше, цей компонент в значній мірі може змінюватись в залежності від режимів термічної обробки. Тому більш доцільно перейти до критерію оцінки зміцнення зерна ?-фази після стандартизованого режиму термічної обробки, пов’язавши його з розміром природного аустенітного зерна.

Поки що єдиною розрахунковою моделлю, яка встановлює кількісний зв’язок між хімічним складом сталі та її властивостями є робота Кондратюка С.Є. та ін.. Виходячи з аналізу розрахункових даних по моделі, запропонованій в цій роботі, з даними отриманими в результаті наших дослідження комплексно-легованих сталей встановлено високий ступінь кореляції між ними. Особливо точно, практично стовідсотково, розрахункові дані співпали з експериментальними, при визначенні межі міцності базової композиції сталі 15ХГН. При більш складному комплексі легуючих елементів, який включає композицію титану та ніобію, розбіжність між розрахунковими даними та експериментальними не перевищила 10%. Що стосується характеристик в’язкості сталей, то похибка розрахунків її величини сягає 20%. Це стосується як базової сталі, так і комплексно-легованих сталей розроблених нами композицій.

В четвертому розділі проведено порівняльні дослідження технологічних властивостей серійної сталі 12ХНЗА і дослідної сталі 15ХГНБТЧ як на зразках, так і на серійних деталях у процесі виготовлення дослідно-промислових партій.

Схильність сталі до короблення деталей в процесі хіміко-термічної обробки знижує економічні показники виробництва та експлуатаційні характеристики, тому що, по-перше, викликає необхідність проведення цілого ряду фінішних операцій для відновлення геометричних параметрів деталей. По-друге, в процесі шліфування зубів шестерень знімається значна частина зміцненого поверхневого шару, що значно знижує ресурс роботи зубчастого зачеплення. В даний час у нас в країні і за рубежем розроблений цілий ряд прогресивних технологій, які дозволяють виключити з технологічного процесу виготовлення деталей фінішні операції. В процесі виготовлення дослідно-промислових партій деталей встановлено, що лише 2% шестерень виготовлених з дослідної сталі, мали рівень короблення більший допустимого (0,03мм), а при виготовленні шестерень із серійної сталі 12ХНЗА, кількість деталей що не вкладаються в допустимі межі короблення перевищила 30%.

При розробці нової сталі в роботі постало завдання не тільки якісної, а й кількісної оцінки такої технологічної характеристики, як схильність сталі до короблення в процесі хіміко-термічної обробки. Виведення єдиної характеристики, яка визначає схильність сталі до деформації в процесі гартування, проведено на основі аналізу порівняльних досліджень величини короблення деталей із різних сталей.

Цей коефіцієнт представляє собою співвідношення між кількістю деталей з допустимим рівнем короблення, до кількості бракованих. Такою характеристикою є співвідношення інтегральних сум:

де: , - функція-індикатор належності змінної х до

множини А;

nj – значення функції на напівзакритому інтервалі

- функціональна залежність, що відповідає східчастому графіку, побудованому за експериментальними даними. Визначення коефіцієнту деформованності досить трудомістке, тому були проведені дослідження інших властивостей сталей, що б знайти відповідність між ними та схильністю сталі до короблення.

Аналізуючи схильність досліджуваних сталей до росту аустенітного зерна згідно графічних залежностей (рис. 4) можна зробити висновок , що серійні сталі - хромо- нікелевої і марганцево-хромо-нікелевої композицій мають практично один порядок і характер зміни досліджуваної характеристики.

Рис. 4. Кінетика росту аустенітного зерна.

Сталь 18ХГТ виявляє свою схильність до росту аустенітного зерна при нагріванні вище 980°С. Це пояснюється тим, що легування титаном забезпечує мінімальну схильність до росту аустенітного зерна в інтервалі температур 800-980°С, подальше підвищення температури приводить до інтенсивного зростання аустенітного зерна цієї сталі. Спільне легування сталі титаном, ніобієм і церієм дозволяє одержати сталь з мінімальним розміром аустенітного зерна і максимальною довжиною границь зерен у всьому інтервалі досліджуваних температур (800-1100°С).

Провівши порівняння отриманих результатів досліджень кінетики росту аустенітного зерна з результатами дослідження схильності сталі до короблення в процесі хіміко-термічної обробки, встановлено прямий взаємозв'язок цих характеристик. Тобто сталь з мінімальними розмірами аустенітного зерна має мінімальні поводки при гартуванні.

Для виготовлення поковок шестерень задньої передачі редуктора ГМП-2 із сталі 15ХГНБТЧ, була проведена 30-ти тонна плавка на Іжевському металургійному комбінаті (діаметр прокату 60 мм). Для шестерень решти передач був виготовлений сортовий прокат діаметром 75 і 90 мм із металу 100- тонної плавки проведеної на Донецькому металургійному заводі.

На основі аналізу результатів порівняльних досліджень технологічних властивостей дослідних і серійних сталей, проведених для визначення можливості впровадження дослідної сталі 15ХГНБТЧ замість сталі 12ХНЗА в серійному виробництві встановлено, що комплексне легування титаном, ніобієм і церієм дозволяє зменшити схильність сталі до короблення і, як наслідок, підвищити економічні показники виробництва за рахунок зменшення фінішних операцій.

В п'ятому розділі для з'ясування причин значного підвищення експлуатаційних характеристик проведено ретельні дослідження характеру руйнувань робочих поверхонь досліджуваних деталей. Встановлено, що основним способом підвищення ресурсу роботи зубчастого зачеплення є усунення, чи максимальне уповільнення міжзеренного росту тріщини за рахунок диспергування зерна, подрібнення і глобуляризація частинок карбідної фази і неметалевих включень. Саме цим вимогам відповідає розроблена сталь 15ХГНБТЧ.

Аналіз результатів стендових випробувань показує, що деталі з розробленої сталі мають ресурс роботи при різних режимах навантаження в 1,3 - 1,9 рази вище, ніж деталі із серійної сталі 12ХНЗА, за рахунок більш високого рівня фізико-механічних властивостей сталі 15ХГНБТЧ.

З метою вивчення механізму зародження мікротріщин, що служать причиною появи і розвитку пітингу, викликаного втомою металу, а також визначення характеру руйнування під час проведення стендових випробувань, були досліджені поверхні деталей, а також мікроструктура зміцненого шару і серцевини із застосуванням оптичної і скануючої електронної мікроскопії та рентгеноструктурного аналізу.

Проведений аналіз вмісту вуглецю в цементованому шарі (табл. ) показав, що на поверхні серійна сталь має на 0,04% вміст вуглецю вищий, ніж сталь 15ХГНБТЧ.

Таблиця 3.

Вміст вуглецю в цементованому шарі

Марка

сталі | Глибина зняття цементованого прошарку, мм

0,1 | 0,2 | 0,3 | 0,4 | 0,5 | 0,6 | 0,7 | 0,8 | 0,9 | 1,0 | 1,2

Вміст вуглецю,%

12ХН3А | 0,89 | 0,83 | 0,81 | 0,79 | 0,78 | 0,77 | 0,69 | 0,64 | 0,56 | 0,28 | 0,15

15ХГНБТЧ | 0,85 | 0,81 | 0,79 | 0,77 | 0,75 | 0,73 | 0,63 | 0,58 | 0,49 | 0,36 | 0,21

Мікротвердість,Н

12ХН3А | 606 | 606 | 606 | 606 | 572 | 572 | 572 | 514 | 420 | 254 | 206

15ХГНБТЧ | 642 | 642 | 642 | 642 | 642 | 572 | 572 | 572 | 464 | 420 | 320

Кількість залишкового аустеніту та глибина цементації у цих сталей практично однакова, але розроблена нами сталь має більшу глибину перехідного прошарку. Дослідна сталь має більшу мікротвердість як поверхневого шару, так і серцевини та більш дисперсну структуру, що пояснюється значно меншим розміром дійсного аустенітного зерна комплексно-легованої сталі 15ХГНБТЧ і меншою анізотропією її властивостей. Ці дослідження пояснюють підвищення контактної втомної міцності у розробленої нами сталі.

Випробування зразків та деталей проводилися при різних умовах навантаження та в різних середовищах для встановлення закономірностей процесів, які відбуваються при експлуатації шестерень. При цьому встановлено, що деталі з розробленої сталі 15ХГНБТЧ мають не тільки більш високий ресурс роботи, в порівнянні з деталями із серійної сталі 12ХНЗА, але і якісно інший характер руйнування. Це пояснюється тим, що мартенситна структура поверхневого шару розробленої сталі 15ХГНБТЧ, більш дисперсна і має більшу мікротвердість. У той же час значна деформація структурних складових поверхневого шару деталей серійної сталі 12ХНЗА приводить до утворення підповерхневих мікротріщин. Багаторазове передеформування поверхневого шару викликає перенаклеп металу, катастрофічно падають характеристики в'язкості, що і приводить до стрімкого проходження процесу руйнування поверхні деталей.

Що стосується суперечності висновків різних дослідників про місце утворення первинної мікротріщини при пітингу, то нами встановлено, що первинна мікротріщина може утворюватися як на поверхні, так і в глибині зміцненого шару, в залежності від фізико-механічних властивостей сталі і характеру навантаження.

ЗАГАЛЬНІ ВИСНОВКИ

1. Встановлено, що сталь 12ХН3А, має недостатній рівень фізико-механічних і технологічних властивостей, якого вимагають умови роботи і виготовлення шестерень редукторів гідромеханічних передач.

2. Доведено, що комплексне легування титаном, ніобієм і церієм дає можливість отримати фізико-механічні властивості вищі ніж у сталі 12ХН3А. При цьому зберігається достатній рівень технологічних властивостей, а зміцнення відбувається за рахунок отримання більш дисперсної структури. У роботі вперше встановлено, що в комплексних карбідах вміст ніобію повинен в два рази перевищувати вміст титану. При цьому частинки карбідної фази мають максимально дисперговану глобулярну форму.

3. З метою вдосконалення існуючих математичних моделей вперше встановлена залежність між розмірами, концентрацією та відстанню між включеннями карбідної та карбонітридної фаз. Виведене рівняння дає можливість зв’язати концентрацію легуючого елемента через структуру сталі з її властивостями. Для визначених оптимальних концентрацій титану, ніобію та церію уточнена математична модель, що безпосередньо пов’язує властивості і хімічний склад сталей.

4. Вперше виведена характеристика (коефіцієнт деформованості сталі - Ro), яка дозволяє кількісно оцінити схильність сталі до короблення в процесі хіміко-термічної обробки і встановлено, що її величина знаходиться в прямій залежності від функції, що характеризує схильність сталі до росту аустенітного зерна.

5. Комплексне легування титаном і ніобієм, які утворюють карбідну фазу, стійку до високих температур, знижує схильність сталі до росту аустенітного зерна. Зменшення деформації деталей в процесі гартування, виготовлених із сталі 15ХГНБТЧ, дозволило знизити в десять разів кількість браку в порівнянні з серійною сталлю 12ХН3А.

6. При дослідженні характеру руйнування деталей в роботі вперше дана відповідь на спірне серед дослідників питання про місце утворення первинної мікротріщини при пітингу. Встановлено, що в залежності від режимів навантаження і фізико-механічних властивостей випробовуваних матеріалів, вона може мати як поверхневий, так і підповерхневий характер.

7. На основі результатів проведених досліджень розроблений оптимальний склад комплексно-легованої сталі 15ХГНБТЧ. Ресурс роботи деталей, виготовлених з цієї сталі, підвищився в 1,3-1,6 рази, в порівнянні зі сталлю 12ХН3А.

8. Високі технологічні властивості сталі 15ХГНБТЧ дозволили розробити промислову технологію виготовлення шестерень для редукторів гідромеханічних передач на Львівському автобусному заводі. Відповідна технологія була розроблена у співпраці з Фізико-механічним інститутом НАН України і інженерними службами заводу ЛАЗ.

Впровадження у виробництво розробленої сталі 15ХГНБТЧ забезпечило зниження ціни на сталь до 12.602.350 крб. за тонну (замість 16.640.650 крб.- ціна сталі 12ХН3А) при потребі 130 тон сталі на рік економічний ефект склав 524.149.000 крб., в цінах 1994 року (або 75 660 тис. грн.).

ОСНОВНІ ПУБЛІКАЦІЇ ПО ТЕМІ ДИСЕРТАЦІЇ

1. Влияние низкотемпературной термомеханической обработки на кристаллоструктурное состояние, износостойкость и контактную усталость сталей / Котречко О.О., Опальчук А.С., Семеновський А.Е. и др. – Физико-химическая механика материалов. – 1984. - №2. – С.53-56.

Здобувачем проведено випробування на контактну втому дослідних сталей та металографічні дослідження.

2. Влияние РЗМ на физико-механические свойства стали при термо-механической обработке / Котречко А.А., Опальчук А.С., Семеновський А.Е. и др. – Физико-химическая механика материалов. – 1987. - №1. – С.95-99.

Здобувач розробляв склад дослідних плавок, проводив плавки сталі та мікроструктурний аналіз.

3. Опальчук А.С., Семеновський О.Е., Хруник Р.А. Влияние легирования на износостойкость литой стали – Физико-химическая механика материалов. – 1995. -№3. – С.103-106.

Здобувач проводив випробування на зносостійкість та металографічні дослідження.

4. Семеновський О.Є. Шляхи вирішення проблеми короблення деталей в процесі термічної обробки. - Збірник наукових праць НАУ. “Механізація сільськогосподарського виробництва” Т.5-К.:1999.-С.360-363.

Проведений аналіз та систематизація існуючих методів зменшення короблення деталей при термічній обробці.

5. Семеновський