автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Повышение эксплуатационных свойств литой перлитной стали методами экономного легирования и модифицирования

РГ6 од

...... ; ; АКАДЕМИЯ НАУК УКРАИНЫ

к / 1Ы ИНСТИТУТ ПРОБЛЕМ литья

УДК 669.13-154:521.74:658.562 На правах рушится

Кошель Александр Юрьевич

ПОВЫШЕНИЕ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ЛИТОЙ ПЕРЛИТНОЙ СТАЛИ МЕТОДАМИ ЭКОНОМНОГО ЛЕГИРОВАНИЯ И МОДИФИЦИРОВАНИЯ

Специальность 03.16.04 -литейное производство

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Кае* 15М

Диссертация на правах рукописи Работа выполнена в Институте проблем литья АН Украины

Научные руководители - член-корреспондент АН Украины, доктор технических наук, профессор Бабаскин Ю.З.; кандидат технических наук, старший научный сотрудник Афтавдилянц Е.Г.

Официальные оппонента - доктор технических наук,

профессор Марковский Е.А.; кандидат технических наук, доцент Федоров Г.Е.

Ведущее предприятие - Научно-исследовательский проектно-

технологический институт вагоностроения, г .Кременчуг

Защита состоится "15" октября 1993г. в 40 часов на заседании специализированного совета Д 016.20.01 Института проблем литья АН Украины

Отзывы, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 252680, г.Югсв, ГСП-142 пр.Вернадского, 34/1 Институт проблем лктъя АН Украины

.' Телефон для справок:; 444-02-50 Автореферат разослан "Ъ" сЩ^Зг,}| ■ 1993г.

Ученый секретарь специализированного совета Д 016.20.01

кандидат технических нау -/^у^Т^С^С^С^ Афтаидилянц Е.Г.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В настоящее время в связи с ужесточением условий эксплуатации, вызванных увеличением скорости передвижения и грузоподъемности грузовых вагонов, увеличилось количество бракуемых при плановых ремонтах литых деталей и их аварийных отказов, особенно при отрицательных температурах. Наиболее остро стоит проблема повышения надежности и долговечности корпуса автосцепного устройства. По данным НИИ железнодорожного транспорта долговечность корпуса автосцепного устройства определяется пределом текучести стали. Предусмотренные ГОСТом 22703-73 марки сталей обеспечивают предел текучести от 390 до 490 МПа, а рабочие напряжения, например, в месте перехода от головной части к хвостовику - достигают 825 МПа. С целью значительного повышения надежности и долговечности ответственных литых деталей грузовых вагонов НИИЖТ были разработаны требования к физико-механическим свойствам перспективной марки стали с пределом текучести на уровне 600-700МПа.

Особенность решения задачи разработки перспективной марки стали состоит в том, что массовый характер производства исключает возможность применения легированных никелем и молибденом известных высокопрочных марок сталей. При этом технологические процессы производства деталей из новой стали должны реализовываться на имеющемся оборудовании.

Цель работы - разработать перспективную марку стали для литых деталей автосцепного устройства грузовых вагонов с пределом текучести не менее 600 МПа, ств>740 МПа, 5>12%, у>30%, КСЬ'«> не менее 0,25 МДж/м2, К»; при -60°С не менее 100 МПа-м'/Я прокаливае-мостью на твердость 30ННС3 не менее 11 мм, применение которой не приведет к заметному удорожанию деталей и изменению существующих технологических процессов производства. Для решения поставленной задачи обосновали актуальность низкого легирования марганцем, кремнием, хромом, ванадием и модифицирования азотом и проведения исследований в следующих направлениях:

1) оптимизация конечного раскисления стали алюминием;

2) изучение межфазного распределение азота и ванадия при аус-теинтизации о зависимости от температура и химического состава стали;

3) изучение размера зерна аустенита в зависимости от конечного раскисления стали алюминием, межфазного распределения азота и ванадия и температуры аустенитизации;

4) изучение термокинетических параметров фазовых превращений и характеристик структуры отливок в зависимости от химического состава стали и межфазного распределения азота и ванадия в аустените;

5) изучение физико-механических свойств сталей в зависимости от их химического состава и характеристик структуры;

6) изучение литейных свойств и свариваемости сталей.

Научная новизна. Обоснованы добавки азота и ванадия, при которых стали типа 20ХГСАФЛ, 40ХГСАФЛ, 20ХЗГСАФЛ, 20ХГЗСАФЛ и 20ХГСЗАФЛ близки или превосходят сталь 20ГЛ по характеристикам жидкотекучести, плотности и трещиноустойчивости.

Показано, что для реализации эффективного дисперсионного нит-ридванадиевого упрочнения стали остаточное содержание алюминия не должно превышать 0,03%. При этом стабилизация зерна аустенита исследуемых сталей при температуре 900-950°С на уровне 9-11 баллов достигается при наличии 0,03 - 0,04% нерастворившейся нитрид-ванадиевой фазы. ' .

Установлено, что содержание азота в аустените и нерастворившаяся нитридванадиевая фаза оказывают противоположное влияние на критические точки ферритр-перлитного, троостосорбитного и бейнитного превращений. В зависимости от влияния легирующих элементов на растворимость нитридов ванадия обоснованы оптимальные содержания и межфазное распределение азота, ванадия и алюминия при аустенитн-1 зации, которые комплексно обеспечивают стабилизацию зерна аустенита, повышение его устойчивости к переохлаждению и 2-4-х кратное измельчение элементов феррито-перлитной и трростосорбитной структуры.

Установлены закономерности изменения прочностных и пластических свойств низколегированных марганцем, кремнием и хромом литых конструкционных сталей с оптимизированным нитридванадиевым упрочнением. . ' ' .

Практическая ценность. Полученные в диссертационной работе результаты исследований по оптимизации химического состава, конечного раскисления и режимов термической обработки стали с нитрид-ванадиевым упрочнением позволили наиболее экономично повысить предел текучести литой конструкционной стали до 600-700 МПа и К1С при минус 60°С до более 100 МПа-м!/2. Разработанная перспективная марка стали 20ХГСАФЛ включена в ГОСТ 22703-91 "Детали литые автосцепного устройства подвижного состава железных дорог". Ожидаемый экономический эффект в ценах 1988г. составит 677 тыс. руб. в год.

На защиту выносятся;

-результаты исследования закономерностей влияния химического состава в пределах 0,2-0,4% углерода, 1-3% марганца, кремния, хрома, 0,005-0,03% азота и до 0,3% ванадия на жидкотекучесть, плотность, литейную усадку и горячую трещиноустойчивость конструкционной стали;

-результаты исследования влияния межфазного распределения азота и ванадия на торможение роста зерна аустенита при оптимальном для нитридванадиевого упрочнения остаточном содержании алюминия в пределах 0,02-0,03%;

-результаты исследования влияния содержания азота в аустените и нерастворившейся нитридванадиевой фазы на изменение термокинетических параметров формирования структуры;

-результаты исследования влияния химического состава и структурного состояния на физико-механические свойства стали.

Апробация работы. Основные положения диссертации доложены и обсуждены на следующих научно-технических конференциях и семинарах: Зональная научно-техническая конференция "Прогрессивные технологии производства литых заготовок" (г.Челябинск, 1988); 5-й Республиканской научно-технической конференции "Неметаллические включения и газы в литейных сталях (г.Запорожье, 1988); Республиканский научно-технический семинар "Повышение свойств конструкционных сталей легированием и термообработкой"(г.Киев,198Э); Республиканский научно-технический семинар "Прогрессивные способы плавки литейных сплавов"^.Киев, 1989); 8-я Республиканская научно-техническая конференция молодых ученых (г.Тбилиси, 1989); Республиканская научно-техническая конференция "Повышение качества отливок за счет современных методов выплавки, легирования и термической обработки металла" (Брянск, 1990); 6-й Всесоюзной научно-технической конференции "Новые конструкционные стали и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий" (г.Запорожье, 1989); Всесоюзной научно-технической , конференции молодых ученых и специалистов "Интенсификация металлургических процессов и повышения качества металлов и сплавов" (г.Тула, 1990); Зональный научно-технический семинар "Проблемы жидкого состояния и кристаллизация расплавов" (г.Киев, 1990).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 12 работ, получено .4 авторских свидетельства.

Г-14<Мк

3

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, общих выводов, списка использованных источников из 110 наименований, приложений и содержит 53 страницы машинописного текста, 62 рисунка и 29 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1).Обоснование направлений исследований. Прогрессивное развитие многих видов массового машиностроения лимитируется возможностью применения известных качественных высокопрочных литых конструкционных сталей вследствие дефицитности и дороговизны таких легирующих элементов, как никель и молибден. Например, литые детали автосцепного устройства грузовых вагонов массово изготавливаются из сталей 20ГЛ, 20ГТЛ, 20ГФЛ, 20ФЛ с пределом текучести 390-490 МПа (ГОСТ 22703-73), хотя по данным НИИЖТ повышение предела текучести до 600-700 МПа обеспечит повышение долговечности автосцепного устройства в 2,5-3,5 раза.

В результате анализа литературных данных об эффективности различных механизмов упрочнения и влияния легирующих элементов на литейные свойства и свариваемость стали пришли к заключению, что прочностные свойства могут быть существенно и экономично повышены путем комплексного твердорастворного и дисперсионного упрочнения при легировании стали марганцем, кремнием, хромом, ванадием и азотом, а высокий уровень пластических характеристик и свариваемости сохранен вследствие модифицирующего воздействия азота.

Для определения оптимальных пределов легирования, модифицирования и режимов термической обработки обосновали необходимость изучения влияния содержаний углерода в пределах 0,2-0,4%, марганца, кремния и хрома - 1-3%, ванадия до 0,3%, алюминия до 0,05%, азота 0,005-0,03%, температуры аустенитизации от 850 до 1100°С и высокого отпуска в пределах 600-700°С на литейные свойства, термодинамические условия растворения и выделения нитридов ванадия и алюминия, термодинамические и кинетические условия фазовых превращений и параметры структуры, физико-механические свойства.

2). Методика исследований. Исследования проводили на сталях с содержанием углерода от 0,2 до 0,4%, кремния, марганца и хрома от

1 до 3%, азота от 0,005 до 0,03%, ванадия до 0,3% и алюминия до 0,05%.

! Определение жидкотекучести проводили ваккуумным методом. Свободную литейную усадку определяли на образце, заливаемом в

песчано-глинистую форму, изменение размера фиксировали ферродина-мическим датчиком, преобразующим линейные перемещения в электрический сигнал. Усадочную пористость исследовали гидростатическим взвешиванием образцов.

В известных методиках определения трещиноустойчивости регистрируется изменение деформации или нагрузки на образец в зависимости от температуры или времени. При их использовании нельзя с достаточной точностью определить момент начала образования трещины, поскольку регистрируемая деформация начинается не с момента образования каркаса твердой фазы, а с начала деформации элемента, создающего затруднение процессу усадки.. Для устранения этого недостатка применили методику и разработали установку для проведения комплекснометрнческого контроля параметров процесса трешино-образования литых сталей. Установка состоит из литейной формы, в полость которой вставляются электроды, термопреобразователя с кварцевым наконечником, тяги, фиксируемой пластикой и стрелочного индикатора. Электроды с помощью зажимов соединяются с блоком нзме-. рения. Экстремумы изменения электросопротивления термического узла отливки в условиях затрудненной усадки характеризуют начало процесса образования трещины и его окончание. Методика позволяет одновременно определять температуру начала образования (1„) и окончания развития (Ц) трещины, в процессе эксперимента регистрируется также деформация упругой пластины, создающей затруднение усадке.

Микроструктуру изучали методом оптической микроскопии при увеличении 100-1000 раз. Электронно-микроскопические исследования проводили на двухступенчатых целлулоидно-угольных репликах, оттененных хромом. Размер зерна феррита и аустенита определяли методами количественной металлографии по ГОСТ 5639-82.

Температурные интерзалы фазовых и полиморфных превращений определяли на дилатометре ПРТ-1СООМ.

Содержание углерода, фосфора и серы определяли химическим анализом, азот и кислород - методом восстановительного плавления анализируемого образца п потоке газа-носителя (массовая доля гелия 99,99%) в графитовом тигле на газоанализаторе 14 фирмы Тссо"(ФРГ). Содержание кремния, марганца, хрома и ванадия определяли спектральным анализом.

Механические свойства сталей, а также критический коэффициент интенсивности напряжений а устье трещины (К,с) определяли на универсальной машине иТБ-ЮО (ФРГ). Определение значений К,с проводили в соответствии с ГОСТ 25.506-85 "Методы механических испы-

2-1494»

5

таиий металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при статическом нагружении". Для определения К1С испытывали образцы с предварительно нанесенной усталостной трещиной, при испытании записывалась диаграмма "нагрузка-смещение". Использовали прямоугольный компактный образец толщиной 20 мм с краевой трещиной для испытаний на внецентренное растяжение.

Усталостную прочность определяли на циллиндрических гладких образцах. Испытания проводили при трехточечном изгибе на базе 5x106 циклов нагружения на гидравлическом пульсаторе ЦДМ-100ПУ с максимальным усилием ЮООкН.

Испытание корпуса автосцепного устройства на разрыв проводилось на горизонтальном прессе УРСП 3000-1500 с регистрацией диаграммы растяжения. Оценку прочности производили по нагрузке начала текучести.

Сопротивление усталости надрессорных балок определяли на гидравлической испытательной машине ЦДМ-200 с постоянной нагрузкой 4,5x105 Н с частотой приложения нагрузки 5-10Гц и коэффициентом асимметрии 0,28. Базовое число циклоп принимали равным 107.

Величина исследуемых параметров определялась как среднее арифметическое нескольких измерений. Обработка экспериментальных данных проводилась на персональном компьютере PC/AT методами множественного корреляционного анализа с использованием программных средств ППП STADIA 4.51.

3).Исследование литейных свойств. Необходимым условием возможности успешного применения высокопрочной стали для вагонного литья является близость уровня ее литейных свойств серийной стали 20ГЛ.

Результаты изучения практической жидкотекучести стали 20ГЛ и дополнительно легированных углеродом, марганцем, кремнием и хромом показывают, что одно- и многокомпонентное легирование указанными элементами в изучаемых пределах приводит к ее снижению в интервале температур заливки 1550-1650°С. Введение азота и ванадия , при всех системах легирования приводит к повышению жидкотекучести. В этом случае жидкотекучесть сталей 20ХГСАФЛ и 20ХГЗСАФЛ достигает уровня стали 20ГЛ.

Установлено, что закономерность слияния легирующих элементов на плотность стали аналогична их влиянию на жидкотекучесть. Легирование углеродом, марганцем, кремнием и хромом приводит к снижению плотности стали, а азотом и ванадием всех изучаемых сталей-

к ее повышению до уровня стали 20ГЛ.

Влияние легирующих элементов на жидкотекучесть и плотность стали в работе объясняется изменениями интервала затвердевания, вязкости, поверхностного натяжения и модифицирующим действием азота, связанным со снижением им линейной скорости кристаллизации.

Устойчивость отливок к образованию горячих трещин при идентичных податливости формы и конструкции отливок определяется такими свойствами стали, как температурный интервал хрупкости, термическая усадка и пластичность металла в этом интервале.

На рис. 1 приведены результаты определения температурного интервала начала образования и окончания развития горячих трещин в изучаемых сталях. Повышение содержаний углерода и марганца сужает температурный интервал трещинообразования по сравнению со сталью 20ГЛ с 70°С до 40°С и 35°С соответственно, кремния-практически его не изменяет, а хрома - расширяет до 150°С. Введение лее азота и ванадия приводит к существенному сужению температурного интервала трещинообразования при всех системах легирования. В этом случае интервал трещинообразования стали 20ХЗГСАФЛ уже близок стали 20ГЛ. Окончание процесса развития трещин сопровождается экстремальным повышением напряжения деформации, что свидетельствует о влиянии содержания легирующих элементов к особенно азота на температуру смены се механизма с межкристаллитного проскальзывания на транскристаллитную деформацию. Эффективное влияние азота на трещи -неустойчивость сталей связано не только с сужением температурного интервала трещинообразования, но и с его известным модифицирущим влиянием на дендритную и аустенитную структуры, определяющих меж-зеренную пластичность, а так же с установленной интенсификацией процесса предусадочного расширения, что приводит к снижению температуры начала линейной усадки до 30°С.

Таким образом, несмотря на то, что чувствительность методики не позволила определить напряжения начала образования трещины, полученные экспериментальные данные показывают, что изучаемые системы легирования марганцем, кремнием и хромом в сочетании с азотом и ванадием обеспечивают характеристики жидкотекучести и плотности сталей близкие, а трещи неустойчивости - превосходящие уровень свойств стали 20ГЛ.

Границы интервала хрупкости.

40 20 0

-20 Н -40 -60 -80 -100 -120 -

-140

20Й

--Л— ^

___¡V-

<40ХГСЛФЛ ^гохгсзАФЛ [гохгзедол згшигилп

0.00

0.01

N,5*

—г-* 0.02

Рис. 1.

й) .Исследование термодинамики растворения и выделения нитридов ваналия и алюминия. Учитывая, что эффект нитридного упрочнения стали обеспечивается в основном долей азота и нитридообразующего элемента, растворенных в аустените, по известным формулам

Таи=(-И794+1558[А1)+3101[К1-73[С]+2461[У|+108[511+325[МП1+ +28НСг1)/(1й[Аи{Ы1-5+0,8б1А!]+1,6[М!+0,12[С1+1,5[У1+ +0,18[5П+0,17[Мп|+0,086[Сг])-273; 1 (1)

Тук=(-9437+2436[У1+8950(М|+Э32[С]+1601Мп|-€715Ч+4191Сг|+1610[А1|)/ (1а[У|1М1-3,97+1,51У1+5,441Н|+0)Ьб[5П+0(1281Сг]+0)061Мп|+ +0,408[С1+0,83(АЦ)- 273; /.. (2)

анализировали влйяние химического состава на равнЪвссныс температуры растворения,нитридов ванадия и алюминия. Установлено, что в , диапазоне температур аустснитизации 900-1100°С термодинамически предпочтительно образование нитридов ванадия при содержании в твердом растворе не более 0,01% алюминия. Согласив литературным данным в результате конечного раскислении стали алюминиемгркбло 0,010,015% алюминия связывается нeмcraлличccки^ul включclиdми. Cлcдoíiaтeльllo,

точки зрения дисперсионного нитридного твердения, остаточное содержание алюминия не должно превышать 0,025-0,03%.

Известно, что при таком остаточном содержании алюминия юнструкционная сталь имеет крупное зерно аустенита. Поэтому роль табилизатора размера зерна аустенита должны выполнять нитриды ;анадия, нерастворившиеся при аустеиитизирущем нагреве под норма-юзацию и закалку. •

Учитывая, что для термической обработки вагонного литья прн-1еняются проходные газовые печи с максимальной температурой до 150°С, проанализировали влияние содержаний углерода, марганца, :ремния и хрома на растворимость нитридоз ванадия при 950°С. Ре-¡ультаты расчетов показывают, что кремний снижает, а марганец и :ром повышают растворимость нитридов ванадия, причем влияние :рома наиболее эффективно. Изменением содержания этах элементов южно на порядок изменять произведение растворимости.азота и вана-[ия в аустените, а следовательно, и их количество, участвующее в (исперсионном твердении:

На рнс.2 показана зависимость размера зерна аустенита в ста-шх с различными системами легирования от температурь! аустеиитиза-пш и количества нерастворнвшейся ннтрндванадиевой фазы в аустеннте. 1з полученных данных следует, что независимо от системы легирова-1ия углеродом, кремнием, марганцем и хромом по мере повышения тем-|ературы в интервале 900-1050°С происходит существенный, хотя и ¡азличной интенсивности, рост зерна аустенита в сталях без добавок дота и ванадия. Легирующие элементы по степени снижения терми-¡еской активации роста зерна аустенита располагаются в следующей . юследовательности: углерод, марганец, хром, кремний. При легирова-III!! азотом и ванадием отмечается зависимость размера зерна аусте-[ита от содержания в нем нитридной фазы. При содержании от 0,03% ;о 0,04% нитридной фазы в аустените достигается 2-4-х кратное уменьшение размера зерна аустенита. По мере повышения температуры устснитизашш до 1050°С такое количество нитридной фазы сущест-генио тормозит миграцию границ аустенитного зерна. Их размер про-юлжает оставаться значительно меньше, чем в стали без добавок, 'ольхо в случае полного растворения нитридной фазы, например при 050°С, происходит интенсивный рост зерна аустенита.

Таким образом, при легировании азотом и ванадием не только юстигается измельчение зерна аустенита, но и обеспечивается воз-шжность увеличения содержания в аустените растворенных азота и ¡анадия повышением температуры аустенитизации с целью усиления изустного влияния азота на устойчивость аустенита к переохлаждению I повышения степени дисперсионного нитридного упрочнения феррита. 3-1494" 9

Размер зерна аустенита.

Рис.2.

5) .Исследование термодинамики и кинетики фазовых превращений и структуры. Дилатометрический анализ критических точе!с у-а превращения при скоростях охлаждения 20 и 40°С/мин показал, что в случае сталей 20ХГСАФЛ и 40ХГСЗАФЛ превращение протекает в перлитной области, 20ХГЗСАФЛ- в троостосорбитной и 20ХЗГСАФЛ-бей-нитиой. При этом в зависимости от содержания и межфазного распределения азота и ванадия в аустените и скорости охлаждения отмечается как снижение, так и повышение температуры критических точек. Их снижению способствует увеличение содержания азота и ванадия в твердом растворе, а повышению - в нитридной фазе. Рис.3 и 4 иллюстрируют закономерность такого влияния.

Смещение азотом, ванадием и нитридной фазой критических точек оказывает существенное влияние на дисперсность вторичных структур. При оптимизации содержания и межфазного распределения азота и ванадия достигается 2-Х-4-Х кратное диспергирование элементов ферри-то-перлитной и троостосорбитной структур.

Температура начала (а) и окончания (б) феррнто-перлитного превращения в стали 20ХГСАФЛ при скорости охлаждения 40 °С/мин.

а-)

<4, о .оз

с, _

- ^о е. это. 0вв)

Рис.3.

3*-1494в

Температура начала (а) и окончания (б) троостосорбитного превращения в стали 20ХГЗСАФЛ при скорости охлаждения 40 °С/мин.

Рис.4

Для уменьшения структурной неоднородности отлнвок весьма важна прокаливаемость стали. Известно, что она зависит от влияния химического состава и размера зерна аустенита на устойчивость аусте-нита к переохлаждению. В случае сталей с добавками азота и ванадия зависимость более сложная. На прокаливаемость существенное влияние оказывает нитридная фаза. Из приведенных на рис.5 данных видно, что влияние содержания нитридной фазы в аустените весьма существенно;. Имея изоморфную железу кристаллическую решетку, нитриды ванадия уменьшают работу зарождения центров феррита и снижают устойчивость аустенита к переохлаждению. ,

Следовательно, содержание азота и ванадия в стали должны согласовываться с температурой аустенитизации так, чтобы нераство-ряющаяся доля нитридной фазы была минимизирована в количестве требуемом для стабилизации зерна аустенита.

Влияние межфазного распределения азота и ванадия на глубину прокаливаемости стали 20ХГСАФЛ,

Рйс.5.

Дэ-

0).Исследование физико-механических свойств. Учитывая сложившуюся практику изготовления таких ответственных деталей грузовых вагонов, как корпус автосцепки в улучшенном состоянии, отливок надрессорной балки и боковой рамы в нормализованном, изучали механические свойства сталей в обоих состояниях.

Как и следовало ожидать из рассмотренных закономерностей влияния химического состава и температуры аустенитизации на растворимость азота и ванадия в аустените и влияния их содержания и межфазного распределения на формирование вторичной структуры, отмечается общая закономерность повышения свойств по мере увеличения растворенных азота и ванадия в аустените. На рис.6 в качестве примера показана закономерность влияния температуры нормализации и произведения азота и ванадия на механические свойства стали 20ХГСАФЛ. Как видно, это влияние существенно. При температуре нормализации 950°С и оптимизированном содержании азота и ванадия стали имеют следующие пределы текучести; 20ХГСАФЛ-470 МПа,40ХГСАФЛ-615 МПА,20ХГСЗАФЛ-отсутствует,20ХГЗСАФЛ-975МПа,20ХЗГСАФЛ-980 МПа. При этом пластические свойства только сталей 20ХГСАФЛ, 40ХГСАФЛ и 20ХЗГСАФЛ удовлетворяют в нормализованном состоянии требованиям к перспективным сталям. Остальные стали требуют введения дополнительного высокого отпуска.

Механические свойства стали 20ХГСАФЛ в улучшенном состоянии с содержанием легирующих элементов близких к нижнему и верхнему пределам марочного состава представлены в таблице. Как видно, в улучшенном состоянии сталь 20ХГСАФЛ по механическим свойствам удовлетворяет требованиям к перспективной марке стали с пределом текучести 600-700 МПа. Учитывая, что сталь 20ГЛ в нормализованном состоянии имеет пределы текучести на уровне 360 МПА, стал] 20ХГСАФЛ перспективна для повышения надежности н долговечности не только отливок корпуса автосцепки, но и надрессорной балки и боковой рамы. Она обладает также требуемым значением коэффициента К)с при минус 60°С на уровне более 100 МПа-м1/2 и на 20% превосходит сталь 20ГЛ по усталостной прочности. .

Влияние температуры аустенитизации, содержаний азота и ванадия на предел прочности (а) и текучести (б) нормализованной стали 20ХГСАФЛ.

Рис.6. 15

Механические свойства стали 20ХГСАФЛ после улучшения.

Номер Содержаин с элементов, массовая долп% Температура огв. СТТ, 5, ч». кси-60,

плавки С 31 Мп Сг Б Р V N А1 отпуска,°С МПа МПа % Мдж/и'

• ' ' 0,24 0,68 1,35 0,55 0,025 0,020 0,12 0,009 0,02 650 887 757 16 36 0,64

,700 795 703 20 44 0,71

' 2' 0,20 0,50 1,22 0,39 0,024 0,025 0,09 0,010 0,02 650 815 690 15 35 _

700 772 . 658 19 37

3 0,18 0,40 1,10 0,30 0,027 0,022 0,08 0,012 0,02 650 778 668 18 33 0,46

700 752 625 22 40 0,63

7) .Опытно-промышленное опробование. Результаты опытно-промышленной проверки стали 20ХГСАФЛ, проведенной на Бежицком сталелитейном и Люблинском литейно-механическом заводах подтвердили соответствие уровня ее литейных, механических свойств и свариваемости требованиям к перспективной марке стали. Сравнительные стендовые испытания корпусов автосцепного устройства и надрессорной балки из сталей 20ГЛ и 20ХГСАФЛ показали,что разработанные марка стали, технология раскисления и термической обработки обеспечивают значительное повышение конструктивной прочности и усталостной прочности отливок (рис.7,8). Разработанная сталь принята межведомственной комиссией и включена в ГОСТ 22703-91 "Детали литые автосцепного устройства подвижного состава железных дорог" для производства отливок с пределом текучести 600-700 МПа. Ожидаемый экономический эффект для производственной программы Люблинского ли-тейно-механического, Бежицкого сталелитейного и Уральского вагоностроительного заводов от внедрения разработанной стали в ценах 88 года составит 677 тыс.руб.

Диаграммы разрушения корпусов автосцепного устройства из серийной и опытной стали.

Зарождение (а), распространение (б) трещин и разрушение (в) надрессориых балок прн усталостных испытаниях.

0.32 0.30 .0.28

¿0.25 а,

0.24 0.22 0.20

о <

соса гохгсАФЛ 20ГЛ

•»ч *

оо ■ * - '

а)

6.2

6.4

6.6 1д п

6.8

7.0

0.32 0.30 „0.28

"¿0.26 В,' 0.24

0.22

0.20

и '

ЧЦЕХ асо б»гош ргога пол

.....V " ■0

0 О • V. V. * •

*

■ч.

5)

4.2 4.6 5.0 5.4 5.8 6.2 6.6 7.0 1д п

0.32 0.30 .0.28 5-0.26 * 0.24 0.22 0.20

1

* . с .ох» гохгслвл гооготл

.........о" ч

О -ч * ч т

Ч

ч» л-«—4-

5)

6.2 6.4 6.6 6.8 7.0 7.2 7.4 1д П

Рис.8 18

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ.

1).Отливки корпусов автосцепного устройства из применяемых ;талей 20ГЛ, 20ГТЛ, 20ФЛ и 20ГФЛ не удовлетворяют по надежности и долговечности эксплуатации грузовых вагонов при существующих в «стоящее время условиях нагружения и скоростей движения. По данным Научно-исследовательского института железнодорожного трансторта необходимо повышение пределов прочности и текучести стали »ответственно с 540 до 740 МПа и с 390 до 600 МПа при сохранении тластических характеристик, ударной вязкости при минус С0°С и литейных свойств на уровне применяемых стаей. На основании анализа литературных данных о влиянии легирующих элементов на литейные

л механические свойства стали пришли к заключению, что перспективным направлением решения задачи может явиться легирование марганцем,кремнием и хромом до 3%, ванадием до 0,3% в сочетании с моди-фмцированием азотом до 0,03%.

2).Установлены закономерности влияния химического состава на питейные свойства низколегированной конструкционной стали. Обоснованы добавки азота и ванадия, при которых стали типа 20ХГСАФЛ, «ОХГСАФЛ, 20ХЗГСАФЛ, 20ХГЗСАФЛ и 20ХГСЗАФЛ близки или превосходят сталь 20ГЛ по характеристикам жидкотекучестн, плотно» ;ти и трещиноустончнвости. ."-•.■

3).Результатами термодинамического анализа показано, что в пределах изучаемых химических составов для эффективной реализации дисперсионного нитридванадиевого упрочнения сталей при термической обработке остаточное содержание алюминия не должно превышать 0,03% массовой доли. Установлено, что такое остаточное содержание алюминия в сочетании с раскислением силикокальцием марки СК-ЗОА в количестве0,5 кг/т стали обеспечивается получение отливок без пор.

4).В связи со снижением остаточного содержания алюминия исследовали рост зерна, аустенита в интервале температур 900-1050°С. Установлено, что размер зерна аустенита определяется количеством нерастворившейся нитридванадиевой фазы. При ее наличии в количестве 0,03-0,04% массовой доли достигается стабилизация размеров зерна аустенита при 900, 950, 1000 и 1050°С соответственно на уровне 11,9,8 и 7 баллов. ■

5).Термодинамическим М дилатометрическим анализами обоснованы оптимальные содержания азота и ванадия и их межфазное распределение при аустснитизации в сталях изучаемого химического сос-

тава, комплексно обеспечивающих стабилизацию зерна аустенита и повышение его устойчивости к переохлаждению.

6).В зависимости от содержания углерода, марганца, кремния и хрома изучаемые стали имеют в нормализованном состоянии ферри-то-перлитную, троостосорбитную и бейнитиуго структуры. Дополнительное легирование азотом и ванадием, не изменяя вида структур, приводит к диспергированию их составляющих, причем это влияние экстремально и наиболее эффективно при максимальном значении соотношения содержания азота в твердом растворе и в нитридной фазе при аустенитизирующем нагреве. В улучшенном состоянии сталь 20ХГСАФЛ с оптимизированным содержанием азота и ванадия имеет сорблтную структуру более однородную и дисперсную, чем сталь 20ГЛ.

7).Определены химические составы литой конструкционной стали, режимы ее. конечного раскисления и термической обработки,которые обеспечивают достижение требуемых для отливок корпуса автосцепного устройства прочностных ( ав> 740 МПа и ст> 600 МПа) и пластических ( 8 > 12% и V > 30%) свойств. Это стали марок 40ХГСАФЛ и 20ХЗГСАФЛ в нормализованном и сталь 20ХГСАФЛ в улучшенном, состояниях. Учитывая их технологические свойства в качестве перспективной выбрана сталь марки 20ХГСАФЛ. Показано,что она обладает требуемым уровнем хладостойкости (КС1И'° >0,25 МДж/м2 ) и критического коэффициента интенсивности напряжений в устье трещины при минус 60°С ( К}с > 100 МПа-м1/2).

8).На Люблинском литейио-механическом и Бежицком сталелитейном заводах отлиты опытные партии улучшаемых отливок корпусов автосцепного устройства и тягового хомута и применяемых в нормализованном состоянии ~ надрсссорной балки из стали 20ХГСАФЛ с содержа иисм легирующих элементов, комплексно близких нижнему и верхнему пределу их марочного состава. При этом подтвержден требуемый перспективный уровень физико-механичёских свойств стали для отливок корпуса автосцепного устройства и адекватность ее литейных свойств и свариваемости серийной стали 20ГЛ.- »

В нормализованном состоянии сталь 20ХГСАФЛ но прочностным свойствам, в том числе усталостной прочности, существенно превосходит сталь 20ГЛ, что будет способствовать повышению надежности и долговечности таких ответственных нормализуемых отливок, как над-ргесорная балка и боковая рама. ' '

На основании положительных результатов стендовых испытаний корпусов автосцепного устройства и надрессорных балок сталь марки 20ХГСАФЛ принята межведомственной комиссией и включена в ГОСТ

2703-91 "Детали литые автскцепного устройства подвижного состава селезных дорог колеи 1520 мм" для производства отливок корпусов втосцепного устройства 3 категории свойств.

Ожидаемый экономический эффект в расчете на 100 тыс. ваго-окомплектов составляет 677 тыс.руб в год в ценах 1988 г.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ ОТРАЖЕНО В СЛЕДУЮЩИХ ПУБЛИКАЦИЯХ .

1. Афтандилянц Е.Г., Бабаскин Ю.З., Кошель А.Ю. Углеродистые низколегированные конструкционные стали с нитридванадиевым уп-очнением //. Прогрессивные технологии производства литых загото-эк.~ Челябинск:НТО Машпром,1988-с.51-53.

2. Афтандилянц Е.Г., Купыро В.Н., Кошель А.Ю. Влияние моди-1ицир0вания на литейные свойства высокопрочной стали // Неметалли-гские включения и газы в литейных сталях.- Запорожье:ЗМИ,1988-с.70.

3. Кошель А.Ю., Афтандилянц Е.Г., Бабаскин Ю.З. Термокннети-: гские параметры формирования структуры конструкционной стали, мо-ифицированной азотом и ванадием// Повышение свойств коиструкцион-ых сталей легированием и термообработкой.- Киев:РДЭНТП,1989-с.6.

4. Кошель А.Ю., Афтандилянц Е.Г., Бабаскин Ю.З. Влияние хи-ического состава выплавляемой стали на термокинетические парамет-ы формирования структуры конструкционной стали// Прогрессивные юсобы плавки литейных сплавов.- Киёв:РДЭНТП, 1989-с.б.

5. Афтандилянц ЕХ.Гаспарян Е.В., Кошель А.Ю. Влияние моди-ицирования на абразивную износостойкость стали//8-я Респ.науч,-:хн. конф.:Тез.докл.- Тбилиси:Мецииераба, 1989-С.37.

6. Афтандилянц Е.Г.,Бабаскин Ю.З., Кошель А.Ю. Влияние моди-ицирования на формирование структуры сталей// Новые ко)1струкцион-лс стали и методы* их обработки для повышения надежности и долго-:чности изделий.-Запорожье:ЗМИ,1989-с.67.

7. Афтандилянц ЕХ.,Гаспарян Е.В., Кошель А.Ю. Износостой-зсть сталей, Модифицированных азотом и ванадием // Новые змструкционные стали и методы их обработки для повышения надеж-)сти и долговечности изделий.- Запоро:кье:ЗМИ, 1989-с.90.

8. Афтандилянц Е.Г.,Бабаскин Ю.З., Кошель А.Ю. Разработка лсокопрочной стали, модифицированной азотом и ванадием // Повыше-1е качества отливок за счет современных методов выплавки, лешро-¡ния и термичес1Сой обработки металла.- Брянск:НТО Машпром, ШО-с.32.

9. Кошель А. Ю., Афтандилянц Е. Г., Бабаскин Ю. 3. Повышение ме-~ ханических свойств низкоуглеродистой конструкционной стали // Интенсификация металлургических процессов и повышения качества металлов и сплавов.— Тула: НТО Тулачермет, 1990—с, 44.

10. Кошель А. Ю., Афтандилянц Е. Г., Бабаскин Ю. 3. Оптимизация температуры аустенизации конструкционной стали в зависимости от химического состава / Сб. науч. трудов «Прогрессивные литейные технологии и материалы»,—Киев: ИПЛ АНУ, 1990—с. 24—26.

11. Афтандилянц Е. Г., Гаспарян Е. В., Кошель А. Ю. Влияние модифицирования на свойства расплавов литейных сплавов // Проблемы жидкого состояния и кристаллизации расплавов.— Киев: ИЭС АНУ, 1990— с. 4.

12. Афтандилянц Е. Г., Бабаскин Ю. 3., Кошель А. Ю. Прогнозировав ние прочностных свойств среднелегированной стали / Процессы литья, № 2, 1990_с 91_93

13. А. С. 1671727 СССР Сталь'/Ю. 3. Бабаскин, Е. Г. Афтандилянц, Е. В. Гаспарян, А. Ю. Кошель—Опубл. 1991, Бюл. № 31.

14. А. С. 1684351 СССР Литейная сталь/Ю. 3. Бабаскин, Е. Г. Афтандилянц, Е. В. Гаспарян, А. Ю. Кошель и др.—Опубл. 1991, Бюл. № 38.

15. А. С. 1696125 СССР Способ изготовления отливок из низколегированных сталей /10. 3. Бабаскин, Е. Г. Афтандилянц, Е. В. Гаспарян, А. Ю. Кошель,—Опубл. 1991, Бюл. № 45.

Подписано к печати 27.07.93. Формат 60x81'/)б Офсетная печать. Бумага офсетная. Усл.печ.л.1,40; Тираж 100. Зак.1494в.

ППП Корпорации УкрНТИ. 2Л2171 Киен, ул.Горького, 180.