ЛИТАЯ ВЫСОКОМАРГАНЦЕВАЯ СТАЛЬ
CAST HIGH-MANGANESE STEEL

Данное изобретение относится к металлургии, в частности к разработке состава литой аустенитной стали, используемой для изготовления крупных отливок, работающих в условиях высокого ударного нагружения с неравномерной цикличностью и абразивного изнашивания, например броней конусных мельниц, зубьев ковшей горных экскаваторов и других.
Основным конструкционным материалом для таких отливок является высокомарганцевая аустенитная сталь 110Г13Л (ГОСТ 977-88). Она способна к упрочнению при контактном нагружении, связанном с суммарным воздействием ударных и ударно-абразивных нагрузок, при этом изделия из такой стали в условиях эксплуатации не теряют упруговязкостных свойств.
Как правило, содержание элементов в стали для отливок, работающих в условиях высокого ударного нагружения, находится в следующих пределах (% мас.): 0,9÷1,1 С, 0,3÷0,6 Si, 12,5÷15,0 Mn, н.б. 0,8 P и 1 Cr каждого. Здесь ограничено содержание элементов, способствующих карбидообразованию - углерода, кремния, хрома и повышен нижний предел содержания марганца. Это сделано для повышения пластических свойств стали и прежде всего ударной вязкости.
Широкий интервал кристаллизации стали (примерно 150 град.), высокая усадка (2,7÷3,0%), обуславливающие появление таких дефектов, связаны с низкой теплопроводностью стали, которая в 4÷4,5 раза меньше углеродистой [1]. В настоящее время общепризнано, что с повышением содержания марганца в стали увеличивается ее загрязненность карбидами, снижается износостойкость, возрастает склонность к транскристаллитному строению и образованию горячих трещин. С повышением концентрации марганца с 10 до 15% содержание водорода в стали возрастает и усадка увеличивается с 2,2 до 3,0% [1, 2, 3].
При высоком содержании углерода загрязненность стали остаточными карбидами также увеличивается, так как они появляются внутри зерен и их размеры возрастают, при этом ударная вязкость и пластичность снижаются [1, 2, 3].
Исследования структуры отработанных конусных броней показали, что в центре сечения отливки присутствуют либо многочисленные поры размерами до 0,5 мм, либо не растворившиеся карбиды. Образование пор произошло после растворения крупных карбидов при закалочной температуре или вследствие недостаточного питания отливки после литья.
Таким образом, вопрос снижения содержания марганца и углерода в высокомарганцевой стали для крупных отливок с толщиной тела более 85 мм является весьма актуальным.
Снижение в стали содержания марганца до определенных пределов позволяет получить в ее структуре после закалки метастабильный аустенит, который имеет повышенную способность к деформационному упрочнению, что благоприятно сказывается на ее стойкости к истиранию. По данным [4] при содержании в стали 8,0 и 0,85% мас. марганца и углерода соответственно и более 0,020% азота после закалки отсутствует мартенсит охлаждения. Высокомарганцевые стали с пониженным содержанием данных элементов имеют невысокие относительно базового состава пластические свойства и ударную вязкость.
2
Повысить износостойкость стали 110Г13Л можно при совместном ее легировании малым количеством никеля (менее 1% мас.) и хрома (1,0÷3,0% мас.) Однако исследование структуры металла конусных броней в сечениях 85÷120 мм показало, что при содержании хрома более 1% мас. в центральной части полного растворения карбидов не происходит. Значения ударной вязкости образцов (KCU), вырезанных из данных мест, находится в пределах 0,40÷1,20 МДж/м. Это ускоряет трещинообразование данных отливок по мере их износа [4].
Для повышения абразивной стойкости метастабильного аустенита его целесообразно легировать, что при пониженном содержании углерода уменьшает вероятность карбидообразования и облегчает растворение в матричном зерне легирующих элементов. На практике известно применение для этой цели хрома, хрома и никеля, ванадия и молибдена: 90Х2Г9АФТЛ [5], 90Х2Г9АНЛ [6], 90Х2Г9АВМЛ [7], 120Г6МЛ [8]. Последняя сталь очень дорогостоящая из-за присутствия 1,5% молибдена.
B
и
2
Сталь 90Х2Г9АФТЛ имеет следующий химический состав, % мас.: 0,75÷0,95 С, 8,5÷10,0 Mn, 0,2÷0,6 Si, 1,5÷3,0 Cr, 0,02÷0,12 Ti, 0,01÷0,05 V, 0,005÷0,006 Ca, 0,01÷0,04 N. Механические свойства стали: σ=680÷760 МПа, KCU=0,9÷1,3 МДж/м, ψ=21÷36%, δ=17÷21%, НВ=200÷230, К=1,2÷1,9. Положительные результаты от испытаний стали данного состава получены при эксплуатации отливок, работающих в условиях небольших динамических нагрузок (молотки и футеровочные плиты дробилок). Эта сталь имеет высокую температуру заливки - 1470°С и нагрева при термической обработке (1150°С) из-за высокого содержания хрома, что препятствует ее использованию для толстостенных отливок, работающих при высоких ударных нагрузках.
2
Практика показывает, что при отсутствии чисто литейных дефектов крупные конусные брони вырабатывают свой ресурс по причине утонения стенки на 40÷60% без трещин как при малой, так и при запланированной наработке. Поэтому можно сделать вывод о том, что оптимальное соотношение между пластическими характеристиками, ударной вязкостью и износостойкостью не определено, т.е. существует возможность повысить износостойкость за счет небольшого снижения пластических свойств. Например, значения ударной вязкости стали 110Г13Л колеблются в широких пределах - 2,00÷3,20 МДж/м.
Известен состав высокомарганцевой стали, % мас.: 0,80÷0,95 С, 0,20÷0,40 Si, 8,0÷9,5 Mn, 1,20÷1,45 Cr, 0,95÷1,1 Ni, 0,025÷0,045 N, н.б. 0,070 Р, н.б. 0,020 S [6].
Содержание элементов было определено на основании известных данных об их влиянии на свойства стали. Например, при содержании хрома от 1,5% мас. в литой структуре образуются крупные труднорастворимые карбиды хрома, а с повышением температуры закалки до 1150°С наблюдается рост зерна, увеличение окалинообразования и вероятности появления игольчатых карбидов перегрева. Даже при отсутствии карбидов по границам зерен эти границы могут быть утолщены, что приведет к понижению ударной вязкости стали.
Повышение содержания в стали кремния более 0,5% мас. затрудняет растворимость углерода в аустените, создавая условия для выпадения карбидов при первичной кристаллизации стали [1]. Снижение содержания кремния менее 0,20% мас. приведет во время плавки к повышенному угару более дорогостоящего марганца.
Стабилизатором аустенита является азот. Нижний предел содержания азота (0,020%) установлен по результатам исследований, которые показали, что закаленные образцы имеют чисто аустенитную структуру при содержании в стали 8% Mn и 0,80% С.
Введение в сталь никеля в указанных пределах расширяет область существования аустенита, что особенно важно, когда содержание углерода и марганца находится на нижнем пределе. Никель затрудняет выделение карбидов по границам зерен в процессе затвердевания стали, карбиды образуются тонкодисперсными, что облегчает их растворение при термической обработке. Однако никель снижает способность стали к поверхностному упрочнению и стойкость к истиранию [1].
Снижение верхнего предела содержания фосфора положительно влияет на ударную вязкость. Фосфор вносится в сталь с ферромарганцем, расход которого уменьшается при понижении содержания марганца.
B
2
Свойства стали следующие: σ=860÷900 МПа, ψ=35÷43%, δ=26÷32%, KCU=2,17÷2,38 МДж/м, НВ=210÷240. Износостойкость стали на 10÷15% выше, чем у стали 110Г13Л с 12,5% Mn и 1% С.
Известна сталь следующего состава (% мас.): 0,85÷0,95 С; 0,20÷0,40 Si; 8,0÷10,0 Mn; 0,50÷0,85 Ni; 0,05÷0,10 V; 0,10÷0,30 W; 0,025÷0,045 N, н.б. 0,070 Р; н.б. 0,012 S. Сталь может содержать молибден в количестве 0,10÷0,30 мас.% [7].
Положительный эффект для стали с метастабильным аустенитом можно получить применяя для легирования вольфрам. Размер атомного радиуса вольфрама на 11% больше, чем у γ-железа, что при определенных условиях позволяет иметь его твердый раствор с широкой областью гомогенности.
Предел растворимости вольфрама в аустените при 1100°С 3,2%, для сравнения предел растворимости молибдена при 1000°С всего 2,4%. При содержании вольфрама в железоуглеродистых расплавах до 0,3% все свойства металла заметно повышаются [9].
Вольфрам имеет сродство к углероду значительно выше, чем марганец, хром и примерно равный с молибденом. Поэтому при разработке состава стали с вольфрамом необходимо снизить содержание марганца, исключить присутствие хрома, который может вытеснить вольфрам из матрицы и интенсифицировать образование его карбидов.
Сталь содержит небольшое количество ванадия, который имеет большее сродство к углероду, чем у вольфрама. Это позволит частично разгрузить гранецентрированную решетку железа за счет выделения из нее углерода для образования карбидов ванадия. Содержание ванадия должно находиться в таких пределах, чтобы карбиды выделялись внутри зерен аустенита, либо размеры и количество пограничных карбидов не оказывали влияние на пластические свойства стали после термической обработки.
Следует отметить, что вольфрам обладает более низкой способностью образовывать нитриды по сравнению с молибденом, марганцем и особенно хромом, ванадием и титаном. При отсутствии в стали трех последних элементов азот будет в некоторой степени стабилизировать аустенит, т.к. уменьшения его концентрации на образование нитридов не происходит.
Снижение содержания вольфрама в стали менее 0,10% мас. не дает повышения износостойкости, а повышение более 0,30% мас. вызывает появление карбидов вольфрама, не растворяющихся при нагреве под закалку в толстых сечениях.
Повышение содержания ванадия более 0,10% мас. вызывает увеличение размеров и количества карбидов ванадия, которые присутствуют по границам зерен после закалки.
При использовании в качестве легирующего компонента отходов инструментальной стали Р6М5 новая сталь может содержать 0,1÷0,3% мас. молибдена. При увеличении количества молибдена по границам аустенитных зерен начинают выделяться труднорастворимые карбиды молибдена и вольфрама, что значительно снижает пластические свойства стали. Применение в стали молибдена на верхнем пределе - 0,25÷0,30% мас. возможно при низком содержании вольфрама - 0,10÷0,15% мас.
B
2
Свойства стали следующие: σ=820÷860 МПа, ψ=24÷30%, δ=18÷28%, KCU=1,85÷2,25 МДж/м, НВ=215÷240.
и
и
Повышения свойств стали можно достичь за счет снижения количества неметаллических включений, применяя модифицирование ванадием, титаном и кальцием [10]. Данные элементы по-разному воздействуют на ударную вязкость и износостойкость стали. Определены оптимальные области концентраций этих элементов в стали, при которых достигается удовлетворительное сочетание KCU и К, %: 0,02÷0,11 Ti; 0,01÷0,05 V; 0,002÷0,01 Са. Добавки Са в количестве 0,002÷0,01% вызывают измельчение зерна, глобуляризацию и очищение от неметаллических включений, перевод их в глубь зерна, снижают количество особо вредных включений FeO·MnO. При увеличении содержания Са более 0,01% происходит заметное снижение KCU и незначительное К, что связано с загрязнением стали неметаллическими включениями кальция, в основном крупными оксидами и оксисульфидами. Значительного улучшения свойств отливок, по мнению авторов, можно ожидать при комплексном легировании Ti+V+Ca за счет образования легкоплавких и легкоудаляющихся неметаллических включений и модифицирования [10].
Однако в процессе затвердевания металла при получении толстостенных отливок нитриды титана, имеющие температуру плавления выше температуры жидкой стали, располагаются не только внутри аустенитных зерен, но и по их границам. К тому же нитриды титана имеют форму обломков с острыми гранями, тем самым являясь концентраторами напряжений в случае ударных нагрузок. Кальций имеет высокую испаряемость и вводится в виде силикокальция в предварительно раскисленную кремнием сталь. Это стимулирует дополнительное образование хорошо растворяющихся в жидкой стали комплексных силикатов. Поэтому в последние годы широко распространено конечное раскисление расплавов бескремниевыми лигатурами.
Из литературных источников известно о положительном влиянии на пластические характеристики и ударную вязкость высокомарганцевой стали редкоземельных металлов, в частности церия.
3
Температура плавления церия 815°С, удельный вес 6,8 г/см. Летучесть церия, несмотря на относительную низкую температуру плавления, значительно ниже, чем у кальция и магния [11].
При концентрациях, представляющих практический интерес, церий почти не должен растворяться из железа при температурах сталеплавильных процессов. Растворимость церия в твердых металлах и сплавах весьма ограничена, так как атомы церия отличаются сравнительно большими размерами, что сдерживает образование широких областей растворимости с другими металлами в твердом состоянии. Так, в железе растворяется 0,2% церия [11].
2
Во многих работах приводятся данные, свидетельствующие о том, что церий является поверхностно-активным элементом. Добавка церия в жидкое железо вызывает снижение его поверхностного натяжения на 100÷120 дин/см [11], что должно способствовать повышению жидкотекучести.
Церий обладает очень высоким сродством к кислороду, причем химический состав оксидов церия при его введении в жидкое железо зависит от концентрации кислорода в металле [1].
Церий взаимодействует с азотом с образованием нитрида CeN в интервале 750÷1000°С. В жидкой стали церий карбидов не образует [12].
Церий образует прочные химические соединения с мышьяком, висмутом, свинцом, оловом и др. элементами, дающими легкоплавкие эвтектики в сталях и сплавах. Остаточное содержание церия в металле зависит от технологии выплавки и выдержки металла после их ввода.
Механизм рафинирования сталей и сплавов от элементов, составляющих вредные примеси, очень сложен. В общем виде он заключается в уменьшении концентрации ряда вредных элементов в твердом растворе путем образования неметаллических включений, диспергировании и более равномерном распределении этих включений, а также их всплытии из жидких и сплавов при определенных условиях.
Включения с церием, как правило, располагаются в осях дендритов, а не в межосных участках. Это связано с высокой температурой плавления этих включений, выделением в жидком металле до температуры ликвидуса, в то время как обычные раскислители образуют включения, выделяющиеся из раствора при температуре, близкой к температуре солидуса [12].
Измельчение зерна при модификации церием получается лишь при достаточно высоких скоростях охлаждения, т.е. в тонких сечениях.
Добавка в сталь 110Г13Л 0,3% Се способствует значительному снижению в ней кислорода, уменьшению в 2,5÷3,0 раза концентрации MnO [13]. Церий (0,1%) существенно повышает износостойкость стали 110Г13Л в условиях ударно-абразивного износа, а также ее твердость и действует в этом направлении более эффективно, чем титан. Улучшаются механические свойства и восприимчивость к наклепу при введении в нее 0,08÷0,11% Се [14, 15].
Церий повышает жидкотекучесть стали, увеличивает глубину упрочненного слоя, способствует увеличению износостойкости. Электронно-микроскопическое исследование образцов подтвердило, что присадка Се уменьшает количество субмикроскопических включений и способствует их более равновесному распределению [16].
Церий действует в направлении очищения границ зерна сплава и замедляют граничную диффузию элементов, легколиквирующих в сталях и сплавах (при наличии в последних церия в твердом растворе), повышает прочность твердого раствора. Церий растворим в железе до 0,2%, присутствие легирующих, особенно никеля, снижает эту растворимость. Модифицирующее действие Се проявляется в получении более тонкой дендритной структуры литого металла. Дендритный рисунок металла с Се характеризуется большим количеством осей высших порядков, меньшей толщиной осей и менее развитыми межосными областями. Такая структура более благоприятна с точки зрения увеличения плотности металла, т.е. в строении первичной структуры стали [12].
Образование дендритной структуры, более богатой осями дендритов и менее развитыми межосными областями, уменьшает степень локализации ликвирующих - углерода, азота, серы, кислорода. Энергетически выгодное высокотемпературное формирование церийсодержащих кислородных и сульфидных включений также влияет на снижение количества неметаллических включений в межосных участках и на границах зерен.
Большим преимуществом церия перед другими сильными раскислителями - кальцием, магнием - является низкая испаряемость, что позволяет легко прогнозировать степень его усвоения и свойства изделий из такой стали.
Таким образом, введение в состав высокомарганцевых сталей церия, особенно для условий ударно-абразивного нагружения, является весьма полезным.
Цель изобретения: повышение износостойкости высокомарганцевой стали, применяемой для толстостенных отливок, работающих в условиях ударно-абразивного нагружения.
Поставленная цель достигается разработкой состава высокомарганцевой стали. Новая сталь имеет следующий состав, % мас.: 0,80÷0,95 С; 8,50÷10,50 Mn; 0,30÷0,60 Si; 0,75÷1,10 Cr; 0,020÷0,045 N; 0,03÷0,10 Се; н.б. 0,070 Р; н.б. 0,010 S. Содержание элементов было установлено на основании известных данных об их влиянии на структуру и свойства стали.
Нижние пределы содержания углерода 0,80% и марганца 8,50% мас. должны обеспечить получение аустенитной структуры после закалки в присутствии азота более 0,020% мас.
С повышением концентрации углерода свыше 0,95% появляются карбиды внутри зерен, при этом размеры всех карбидов возрастают.
Увеличение содержания марганца более 10,50% мас. способствует образованию крупнодендритной структуры и образованию крупных первичных карбидов, увеличивает усадку стали.
Снижение содержания кремния в стали менее 0,30% мас. заметно повышает угар дорогостоящего марганца при выплавке стали и снижает ее износостойкость. Повышение свыше 0,60% мас. способствует выделению карбидов и затрудняет их растворение при термообработке.
Повышение содержания фосфора свыше 0,070% мас. приводит к увеличению размеров фосфидной эвтектики по границам зерен.
При содержании церия менее 0,03% мас. необходимый эффект не достигается. Повышение содержания церия в стали более 0,10% приводит к выделению в отдельных местах оксидных и других его соединений по границам зерен, что оказывает негативное воздействие на комплекс механических свойств стали.
Верхний предел по содержанию хрома (1,10%) должен обеспечить образование мелких карбидов в литой структуре, что способствует их полному растворению при термической обработке. Это условие необходимо. Например, в работе [17] показано, что при появлении в чисто аустенитной структуре металла даже одиночных мелких карбидов поверхностная твердость железнодорожных крестовин увеличивалась при наклепе на меньшую величину и поверхностный слой разрушался хрупко. При содержании хрома менее 0,70% снижается степень легирования матричного зерна, понижаются показатели пластических характеристик (кроме ударной вязкости) [17], что снизит величину наклепа.
Для определения свойств высокомарганцевых сталей провели плавки в индукционной тигельной печи ИСТ-060. На каждый вариант стали заливали пробы: для механических испытаний в виде топориков (ГОСТ 977-88) и замера твердости в виде усеченных пирамидок размерами (40×40)×(60×60)×40 мм. Основность шлака поддерживали на уровне 2,3÷2,5, диффузионное раскисление проводили смесью молотых порошков ферросилиция и кокса в соотношении 3:1. Температура заливки песчано-глинистых форм 1420÷1430°С. Погрешность измерения 4°С. Содержание растворенного кислорода в стали определяли с помощью газоанализатора «Monomat 301» производства фирмы Stroilain (ФРГ) методом отбора проб в трех разных точках. Пробы брали перед выпуском стали из печи и после ее раскисления из ковша. Известные стали раскисляли алюминием в ковше из расчета 1 кг/т, опытные - 0,5 кг/т, затем ферроцерием (90% церия).
Результаты испытаний учитывали только те, если в изломе образцов отсутствовали неметаллические включения. Химический состав исследуемых сталей приведен в табл.1.
Таблица 1
Химический состав высокомарганцевых сталей (% мас.)
С
Si
Mn
P
S
Cr
Се
[O]<sub>печь</sub>
[O]<sub>ковш</sub>
1
0,94
0,41
10,3
0,054
0,004
0,86
0,098
0,0042
0,0015
2
0,93
0,44
8,2
0,057
0,005
0,87
0,052
0,0049
0,0019
3
0,93
0,41
10,2
0,057
0,003
0,89
0,051
0,0048
0,0022
4
0,94
0,44
8,1
0,061
0,004
0,86
0,100
0,0054
0,0018
5
0,81
0,45
8,2
0,050
0,006
0,84
0,031
0,0043
0,0020
6
0,83
0,47
10,3
0,057
0,004
0,86
0,097
0,0090
0,0015
7
0,83
0,45
8,2
0,051
0,008
0,89
0,099
0,010
0,0018
8
0,82
0,41
10,4
0,054
0,005
0,84
0,032
0,0054
0,0022
9
1,01
0,50
13,2
0,080
0,009
0,14
-
0,0062
0,0032
10
1,01
0,54
12,8
0,075
0,012
0,14
-
0,0037
0,0024
11
0,94
0,27
9,9
0,055
0,013
0,08 V
0,31 W
0,0048
0,0029
0,86 Ni
12
0,81
0,28
8,5
0,055
0,014
0,06 V
0,11 W
0,0054
0,0032
0,52 Ni
Примечание: 1) составы 1-8 - опытная сталь; 2) составы 9-10 - оптимальный вариант сталь 110Г13Л; 3) составы 11-12 - сталь 90Х2Г9АВЛ с максимальной износостойкостью; 4) стали 9-12 раскисляли в ковше алюминием из расчета 1 кг/т;
стали 1-8 из расчета 0,5 кг/т; затем ферроцерием; 5) содержание алюминия в стали 0,01÷0,02%.
Представленные результаты показывают, что применение церия позволяет значительно снизить содержание кислорода и серы в стали. Для известных сталей (составы 9-12) после раскисления в ковше алюминием содержание растворенного кислорода уменьшилось в 1,66÷1,94 раза, а при использовании церия (составы 1-8) в 2,15÷6 раз. Содержание серы в опытных сталях в 1,5÷4 раза меньше. Следует отметить, содержание азота во всех сталях находилось в пределах 0,020÷0,026%, что подтвердило известные данные, что церий в жидкой стали не образует нитридов, так как прочность нитридов РЗМ значительно ниже прочности их оксидов и сульфидов [18].
Пробы подвергали закалке по стандартному режиму. Температура выдержки проб 1100°С.
Металлографические исследования показали, что границы зерен опытной стали значительно тоньше (на 20÷40%), а в центре зерен стали с вольфрамом встречались редкие мелкие карбиды. Балл зерна у всех сталей плавно изменялся от 4 до 2 (ГОСТ 5639-82) по направлению к центру образца.
B
02
2
Из проб вытачивали образцы и определяли предел прочности (σ), предел текучести (σ), относительное удлинение (δ), относительное сужение (ψ), ударную вязкость (KCU). Твердость мерили на меньшей горизонтальной площадке пирамидок. По ней наносили удар молотом с усилием 400 кг, что соответствует удельной нагрузке 25 кг/см. Упрочненную поверхность полировали суконкой на станке и повторно замеряли твердость. Пирамидки помещали в шаровую мельницу с внутренним диаметром 680 мм, добавляли шары, имеющие твердость 55 HRC. Мельница вращалась со скоростью 34 об/мин в течение двух часов. Такая схема нагружения более приближена к условиям эксплуатации конусных броней. Износ образцов рассчитывали по формуле:
1
2
где m и m - масса образца до и после истирания в мельнице.
Результаты испытаний приведены в табл.2.
Таблица 2
Свойства высокомарганцевых сталей
KCU, МДж/м<sup>2</sup>
σ<sub>B</sub>, МПа
σ<sub>02</sub>, МПа
δ, %
ψ, %
НВ
НВ*
К<sub>и</sub>
1
2,95; 2,80
854; 856
485; 480
45; 44
34; 32
215; 210
250; 256
0,07
2
2,75; 2,90
850; 856
444; 440
38; 36
30; 28
218; 210
235; 238
0,12
3
2,55; 2,60
846; 846
432; 438
40; 38
34; 31
220; 214
238; 237
0,14
4
2,75; 2,70
840; 844
470; 466
42; 39
36; 34
217; 215
248; 242
0,09
5
2,52; 2,60
820; 814
430; 428
38; 36
28; 26
205; 200
228; 223
0,16
6
2,90; 2,90
820; 826
462; 456
40; 38
36; 36
200; 197
242; 238
0,09
7
2,67; 2,70
835; 838
450; 450
36; 32
27; 28
208; 200
234; 228
0,10
8
2,62; 2,60
830; 838
430; 425
38; 34
29; 29
197; 201
218; 213
0,14
9
2,35; 2,28
826; 832
412; 400
40; 37
30; 30
204; 200
216; 212
0,29
10
2,24; 2,32
834; 830
385; 390
38; 35
28; 26
205; 200
221; 215
0,34
11
2,12; 2,14
860; 852
428; 420
30; 28
21; 24
218; 209
226; 224
0,20
12
2,00; 2,20
860; 850
425; 410
28; 27
19; 23
220; 214
234; 232
0,24
Примечание: НВ* - твердость образцов после упрочнения.
02
Из табл.2 видно, что износ образцов опытной стали заметно меньше, чем у известных сталей. Это подтверждает известное ранее мнение [2, 15], что с увеличением предела текучести (σ) увеличивается степень деформации стали. В нашем случае увеличение твердости опытной стали после ударного действия составило 7÷18%, а известных только на 3÷5%. Увеличение ударной вязкости стали позволит повысить работу распространения трещины и тем самым увеличить эксплуатационный ресурс при критическом износе.
0
ф
Величину линейной усадки (ε) сталей определяли по изменению размеров отливки (l) длинного стержня относительно первоначальных размеров формы (l):
Линейная усадка стали 110Г13Л составила 2,7÷2,9%, а сталей с пониженным содержанием марганца - 2,4÷2,5%.
С целью определения характера усадки отливали образцы диаметром 30 мм и высотой 300 мм по 4 шт. сифоном вертикально в песчано-глинистой форме при температуре стали 1440°С, что в первом приближении моделирует схему заливки крупных конусных броней. Толщина стенки (S) отливки нижней подвижной брони 100÷110 мм, высота (Н) - 1050 мм, т.е. H:S≈10. После заливки поверхность металла сразу засыпали сухим песком. Отливки разрезали и измеряли величину усадочной раковины. Величины концентрированной усадочной раковины для всех сталей примерно равны, различие не превышало 1,5%. Однако, в центральной части образцов из стали 110Г13Л протяженность зоны микропористости с размерами пор 200÷300 мкм под усадочной раковиной составило 160÷170 мм, а у стали с пониженным содержанием марганца 80÷100 мм.
Таким образом, новая сталь имеет следующие преимущества.
1. Снижено содержание марганца по сравнению со сталью 110Г13Л.
2. В составе стали отсутствуют дорогостоящие элементы Ni, Mo, W.
3. Повышены пластические характеристики за счет получения более чистых и тонких границ зерен.
4. Повышена износостойкость за счет повышения предела текучести, ударной вязкости и увеличения степени наклепа.
5. Сталь имеет несколько большую жидкотекучесть, чем сталь с вольфрамом и молибденом. Жидкотекучесть опытной стали при температурах 1420°С и выше увеличивается от 445 мм, а для стали с вольфрамом и молибденом от 420 мм по спиральной пробе.
Применение церия при уменьшении в стали содержания марганца в большинстве случаев позволяет получить значения предела текучести и ударной вязкости на уровне стали с 18% марганца [19].
В стали могут присутствовать лантан и неодим, входящие в состав ферроцерия и церийсодержащих лигатур. Суммарное содержание этих элементов меньше половины содержания церия.
Полученная сталь может найти применение для толстостенных отливок, где требуется снижение содержания марганца и более быстрая кристаллизация.
ЛИТЕРАТУРА
1. Повышение качества отливок из стали 110Г13Л (ЦНИИТМАШ). М.: Машгиз, 1963.
2. Новомейский Ю.Д., Глазков В.М. Высокомарганцевая аустенитная сталь 110Г13Л. М.: Металлургия, 1969. - 100 с.
3. Давыдов Н.Г., Житнов С.В., Братчиков С.Г. Высокомарганцевые стали. М.: Металлургия, 1995. - 302 с.
4. Стадничук А.В., Стадничук В.И. Повышение качества литых конусных броней. / Теория и технология металлургического производства. Меж. рег. сб. науч. тр. Вып.3, Магнитогорск, МГТУ, 2003. - С.158-161.
5. Колокольцев В.М., Долгополова Л.Б., Конюхов В.В. и др. Износостойкая сталь для отливок горно-металлургического оборудования. Литейное производство, 1993, №6. - С.14-15.
6. Пат. РФ №2217521. Стадничук А.В., Стадничук В.И. Литая износостойкая сталь для деталей горно-обогатительного производства. БИМП №33, 2003. - С.504.
7. Пат. РФ №2288294. Стадничук А.В., Стадничук В.И., Меркер Э.Э. Литая износостойкая сталь для крупных деталей горно-металлургического производства. БИМП №33, ч.1, 2006. - С.246.
8. Потапов Н.М., Худик Ю.Т., Подковырин Е.М., Залкин А.С. Повышение эксплуатационной надежности оборудования в черной металлургии методами упрочнения; износостойкие материалы и сплавы. // Повышение надежности металлургического оборудования, производство запасных частей и совершенствование ремонтных работ в СССР и за рубежом. Инф. бюлл. Ин-т «Черметинформация», 1985, вып.20 (235). - С.3.
9. Структура двойных сплавов. Т.1, 2. Справочник. С.Хансен, К.Андерко, М.: Металлургия, 1962.
10. Колокольцев В.М., Миляев А.Ф., Долгополова Л.Б. и др. Улучшение свойств стали 110Г13Л модифицированием. Литейное производство, 1990, №9. - С.7-8.
11. Савицкий Е.М., Терехова В.Ф., Буров И.В., Маркова И.А., Наумкин О.П. Сплавы редкоземельных металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1962.
12. Чистяков С.Л., Гурвич Ю.Г., Филатов С.К. и др. Пути улучшения качества сталей и сплавов. Челябинск, Юж.-Ур. кн. изд-во, 1974, 141 с.
13. Власов В.И., Комолова Е.Ф. Литая высокомарганцевая сталь. М.: Машгиз, 1963, 196 с.
14. Парфенов Л.И., Сорокин Г.А., Матюк А.Э. Влияние модификаторов на упрочнение стали 110Г13Л при наклепе. Металловедение и термическая обработка металлов, 1972, №1. - С.61-62.
15. Парфенов Л.И., Глазков В.М., Сорокин В.А. и др. Влияние добавок различных элементов на износостойкость кованной стали 11013Л. Металловедение и термическая обработка металлов, 1972, №3. - С.66-67.
16. Пивоваров Г.А. Стальное литье. М.: Металлургия, 1979, 140 с.
17. Мармонтов Е.А., Черняк С.С., Носырева Е.С. Влияние фосфора и легирующих на свойства стали 110Г13Л. Металловедение и термическая обработка металлов, 1968, №12. - С.57-61.
18. Киселева С.А., Костоногов В.Г., Масленников А.В. // Новые методы испытания металлов. Тр. ЦНИИТМАШ, вып.66, Металлургия, 1969. - С.72-77.
19. Михалев М.С., Лейцингер А.А. Высокомарганцевая сталь для отливок в северном исполнении. Литейное производство, 1968, №1. - С.6.