WEB-ресурс научно-практических конференций

К.т.н. Горбачев Л.А., к.ф.-м.н . Русин Ю.Г.,   Кабышева А.Р.

Восточно-Казахстанский государственный технический университет имени  Д.Серикбаева , г.Усть-Каменогорск, Республика Казахстан

ПОВЫШЕНИЕ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ПОМОЛЬНЫХ ШАРОВ ИЗ СПЛАВА ИЧХ15Г4НТ

Сплав ИЧХ15Г4НТ предназначен для изделий, работающих в условиях ударно-абразивного изнашивания, включая работу в агрессивных средах.

По технологии, разработанной Запорожским маши­ностроительным институтом им. А.Чубаря , на АО « Востокмашзавод » (г. Усть-Каменогорск) из этого сплава изготавливались мелющие шары   диаметром 80; 100 и 120 мм с термической обработкой после литья по режиму: 920 ⁰ Сх5ч + 400 ⁰ Сх3ч, общей дли­тель­ностью процесса до 24 ча­сов. Твердость шаров, обработанных по этому ре­жиму, составляла 50-60 HRC . Необходимая ударная стойкость   оп­ре­де­лялась   количеством ударов   на копре. Годными считаются шары, вы­державшие 15 ударов. Если после указанного режима терми­ческой обработки механические свойства не соответ­ство­вали требуе­мым ха­рак­­теристикам, проводилась вторая, а зачастую и третья тер­мичес­кая обра­ботка.

Такая ситуация, во-первых, обуславливала высокую себестоимость про­дук­ции за счет неоправданного перерасхода электроэнергии, затрачиваемой терми­чес­ки­­­ми нагревательными устройствами. Во-вторых, выпускаемые АО « Вос­ток­­­­маш­за­вод » по указанной технологии мелющие шары отличались высо­кой износо­стой­костью, многократно превышающей износостойкость сталь­ных ша­ров, но не га­ран­тировали надежной ударной стойкости – важнейшего экс­плуа­та­цион­ного пара­мет­­­ра мелющих шаров.

Для анализа причин, приводящих к снижению эксплуатационных харак­те­рис­­тик мелющих   шаров, были проведены исследования структурно-фазовых из­­­­­­ме­нений в сплаве. В ходе работы была отмечена   вы­сокая зависимость исходной структуры от соотношения углерода и марганца в сплаве. Вследствие этого была по­с­­тавлена задача по разработке   опти­маль­ного ре­­жима термической ­об­работки   и ­ сос­­та­ва сплава, обеспечи­ваю­щих   высо­кие   экс­плуатационные харак­те­рис­ти­ки мелющих шаров из спла­ва ИЧХ.  

Для исследования структурно-фазовых изменений в сплаве применялись сов­­ре­менные методы исследований; просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ), растровая электронная мик­роскопия (РЭМ), рентгеноструктурный фа­зо­­вый анализ (РФА), рентгеноспектральный микроанализ (РСМА), оп­ти­ческая микрос­копия.

Сплав ИЧХ15Г4НТ в соответствии с ТУ 14-2-882-90 может иметь состав (вес. %): 1,6 – 2,5 С; 2,0 – 4,8 Mn ; 15 – 18 Cr ; 0,4 – 0,9 Si ; 0,5 – 2,5 Ni ; до 0,1 Ti ; до 0,1 S ;   до 0,1 P;   до 0,1 Ca ; Fe (остальное).

Как показали исследования структур литых шаров   диаметром    100 мм и   120 мм , распад аустенита в ос­­новном зависит от соотношения углерода и марганца в сплаве. На рис.1 графически изоб­ражены три основные условные области сос­то­яния аустенитного зерна в сплаве после литья в зависимости от соот­но­ше­ния   уг­­лерода и   марганца.   

В первой области, соответствующей содержанию углерода в интервале 1,6-1,8% и марганца в интервале 3,0-4,8%, процесс распада аустенита не наблю­дался (рис.2.2). Во второй области, соответствующей содержанию угле­рода 1,8-2,0% и марганца в интервале 1,5-1,7%, распавшегося аус­те­нита относитель­но­ мало и количество   продуктов распада ( троосто-мартенсит + карби­ды) в объе­ме аустенитного зерна колеблется от 1% до 40% (рис.2.2б). В третьей облас­ти наблюдается стабильный распад аус­тенитного зерна ( троосто-мартенсит + карбиды) в пределах 40-60% от его объема   при   со­дер­жа­нии угле­рода и мар­ганца соответственно в пределах 2,0-2,5% и 1,7-2,7% (рис.2.2в).

После литья структура шаров диаметром 100 мм и 120 мм представляет со­бой ден­­дритные зерна аустенита, окруженные сеткой вырожденной карбидной эв­тек­тики. В литом состоянии структура этого сплава состоит из аустенитной основы, феррита и карбидной эвтектики (рис.2, а). Твердость литых шаров, соответствующих составу первой области, сос­­тавляет 35-40 HRC , соответственно для второй и третьей области твер­дость име­ет значения 40-45 HRC   и 50-55 HRC .   Микротвердость аус­тенит­но­­го зерна при этом составляет 5000-5500 МПа, а карбидной эвтектики 10000-12000 МПа.

Рис.1. Зависимость распада аустенита в литых ша­рах   диа­метра 100 мм   и 120 мм сплава ИЧХ15Г4НТ от соот­ношения углерода и марганца:

1 - область, где распад аустенита не происходит Рис;

2 - область, соответствующая   распаду (1-40)% аус­те­ни­та;

3 - область, соответствующая распаду (40-60)% аус­­­те­ни­­та;

4 - область существования в структуре сплава мик­ро­концентраторов напряжений после термической обработки 920 ^О Сх5ч + 400 ^О Сх3ч

По данным   РСМА аустенит содер­жит 8-10 % хрома; 4-5% мар­ган­ца; 0,12% титана; 0,4% кремния; 0,1% серы. Легирующие элементы в кар­бид­ной эв­тектике   распределены   равномерно, а никель и кремний в ней прак­ти­чес­ки от­­сутствуют. Карбидная эв­тек­тика содержит до 50% железа и почти 40% хрома, что характерно для карбида типа Ме ₇ С _3. Данные РФА   указывают на то, что   эвтектика состоит из карбидов Ме₇С₃.

а                                           б                                          в

Рис.2. Микроструктура шаров из сплава ИЧХ15Г4НТ после литья, ? 350:

а – без распада аустенита (состав первой области); б – с распадом аустенита (состав       второй области, распад аустенита меньше 10%); в – с распадом аустенита (состав        третьей области, распад аустенита 50% – самозакаливающийся сплав)

Для состава сплава (первая область на рис.1), в котором аустенит после литья ос­тается стабильным, режим обработки 920 ⁰ Сх5 ч + 400 ⁰ Сх3 ч приводит к пол­ному распаду аустенита (рис.3), что хорошо подтверждается данными РФА и РСМА (рис.4, 5)     

Рис.3. Микроструктура шаров из сплава ИЧХ15Г4НТ после терми­ческой    обработки

920 ^О­­ Сх5ч­­ + 400 ^О Сх3,   ? 350

Процесс распада аустенита характеризуется выделением вторичных карби­дов и g ® a превращением, в результате которого формируется сорбитная струк­­тура   мат­­рицы с микротвер­достью до 7500 МПа, при этом твердость шаров лежит в пре­­делах 50-54 H RC . Наблюдаемое смещение пика (211) ОЦК- железа в сторону уменьшения межплос­кост­ных расстояний (рис.4) сви­де­тельствует об обеднении ис­­ходного твердого раствора легирующими элементами за счет вы­де­ления вторич­ных карбидов Ме ₇ С ₃ и легированного цементита Ме ₃ С, что под­тверждается появлением соот­ветствующих пиков на диф­рак­тограмме .

Кро­ме того, методом РЭМ и РСМА было выявлено образование по границам кар­бид­ной эвтектики крупных игольчатых карбидов титана TiC размером до 4 мкм (рис.5, а; б). Наличие та­ких карбидов в приграничной зоне эвтек­тического аусте­нита и карбидной эв­тек­тики, являющихся рез­кими структурными концен­тра­то­ра­­ми, отрицательно влия­ет на усталостную проч­ность сплава.   При рас­смот­ре­нии поверхностей изло­мов шаров методом РЭМ, разрушенных после 800-1600 часов работы в мельницах, было выявлено их ямочное строение, при­чем   рост ямок от­рыва начи­нался на гра­нице раздела частица-матрица и в фокусе та­кой ямки наблюдались ложа от час­тиц иголь­чатой формы.

Было также отмечено, что при сни­жении содержания углерода в сплаве (ме­нее 1,8%), образование карбидов TiC не происходит, но образование второй фа­­зы идет по границам дендритных зе­рен аустенита, причем в этом случае меха­низм g ® a превращения   мартен­ситный (рис. 5, в).

Рис.4. Рентгеновская дифрактограмма   сплава ИЧХ15Г4НТ

после термобработки 920 ^О Сх5ч + 400 ^О Сх3ч.

Испытания на ударную стой­­кость данных шаров показали, что при уменьшении со­дер­жания углерода в сплаве от 1,8 и до 1,6%, соответственно умень­шается коли­чество ударов, вы­дер­­жанных шарами (до 5-8 ударов), что не­пос­­редственно связывается с нали­чи­ем крупных мартен­ситных игл по гра­ни­цам дендритных зерен.

Таким образом, преж­девременное разру­ше­ние помольных шаров (3-5% от загрузки мельниц), про­шед­ших термическую обработку по режиму 920 ⁰ С ? 5ч + 400 ⁰ С ? 3ч, объяс­няет­ся наличием в структуре шаров крупных микро­концентраторов напря­же­ний (карбидов TiC или мартенситных игл), выде­лив­шихся по границам карбидной эвтектики и распавшегося аустенитного зер­на. На фоне от­сут­ствия в матрице остаточного аустенита, демпфирующего воз­ни­кающие в про­цессе работы напряжения, шары с такой структурой не могут вы­держивать дли­тель­ные ударно-усталостные нагрузки.    

Комплекс выполненных исследований – ударная вязкость, твердость и износостойкость образцов из вариантов различных составов сплавов позволил выйти на оптимальный состав (область 3 на рис. 1): 2.2-2.5 С; 1.7-2.7 Mn ; 0.3-0.5 Si ; 15-18 Cr ; 0.4-0.8 Ni ; 0.05-0.1 Ti ; Fe (остальное).

               а                                                                     б

Рис. 5. Микроструктура шаров с микро­кон­цен­­т­раторами напряжений в сплаве ИЧХ15Г4НТпосле термической обработки   920 ^О Сх ч + 400 ^О Сх3ч:

а –   растровая электронная микрофотография (карбиды TiC ) (РЭМ), ? 2500;

б – микрофотография структуры сплава с содержанием марганца и углерода   соот­­вет­ст­­венно в пределах (1,8-2,0)% и (1,6-1,8)% (иглы мартенсита, область 4   на рис. 1), ? 400;

в – данные РСМА по распределению легирующих элементов с участка мик­роструктуры, фрагмент которого представлен выше (рис. 5, а)

Для уточнения этого состава был выполнен трехфакторный   эксперимент. В качестве факторов принято процентное содержание углерода, марганца и хрома как элементов, наиболее влияющих   на стабильность аустенита и карбидообразование , а в качестве   функции отклика – твердость HRC. После обработки результатов матрицы планирования получена зависимость:

                                          (1)

где   Y –   функция   отклика;

X ₁ ; X ₂ ; X ₃ –   кодированное значение факторов (углерод, марганец, хром соответственно).

Анализ зависимости (1) позволил получить   оптимальное значение факторов ( вес.% ): 2.28 С; 2.32 Mn ; 15.6 Cr , что вполне согласуется с результатами экспериментов.

Самым эффективным из всех рассмотренных вариантов оказался этот сплав:

-   исключается дорогостоящая, длительная комплексная термическая обработка, которая оказалась совершенно ненужной;

-    непосредственно после литья шары из самозакаливающегося сплава имеют готовое товарное состояние с высокими эксплуатационными характеристиками, намного превосходящими характеристики шаров после высокотемпературной обработки – практическое отсутствие разброса твердости ( HRC = 52-55), увеличение износостойкости в процессе эксплуатации и полное отсутствие расколов;

- шары из этого сплава при испытаниях на ударном копре выдерживали более 100 ударов без следов разрушения (при требуемых 15).         

Для проверки эффективности полученных результатов были проведены про­­мыш­лен­ные испытания мелющих шаров на Семипалатинском (СЦЗ) и Усть-Каменогорском (УКЦЗ) це­мен­тных заводах   (по 60 тонн на каждом заводе). Оцен­ка эксплуатационных свойств шаров велась в сравнении с экс­плуа­та­ционными свойствами мелющих шаров из стали 65. Анализ свойств шаров велся перио­дически, при останов­ке контрольных мельниц через каждые 300 часов работы совместно со спе­циа­лис­тами выше названных пред­приятий. Прово­дился контроль за расколами ша­ров, за их из­но­сом по весовому методу (усредненный вес 30 шаров), а также выполнялся метал­ло­графический ана­лиз структуры по сечению шара и РФА поверхности.        

Промышленные испытания показали полное отсутствие расколов на протяжении всей рабочей компании.   Износостойкость ша­­­ров в 8-10 раз превысила износостойкость стальных шаров, причем специалистами СЦЗ и УКЦЗ, контролирующими ход испытаний, было   отме­чено повышение износостой­­­кос­ти шаров из самозакаливающегося спла­­ва в процессе работы.

Анализ причин такого явления позволил выявить неор­ди­нарное пове­дение этого сплава   в процессе цикли­чес­ких удар­ных наг­рузок, что позволяет отнести его к метастабильным аустенитным   спла­вам, тем более, что по содержанию углерода   он ближе к легированным сталям – оно незначительно превышает значение 2.14% (см. состав сплава).

  Действительно, структурно-фазовый анализ уже после работы 300 часов показал увеличение доли распав­ше­го­ся аус­тенита вследствие мартенситного g ® a превра­щения в ­поверх­нос­т­ном слое. С увеличением вре­мени работы шаров в мель­ницах происходит даль­нейший рост доли распав­ше­гося аустенита.

Иссле­до­ва­ния методом ПЭМ двухсту­пен­чатых реплик с извлечением и пос­ледующего фазово­го электроно­гра­фи­чес­­ко­го ана­ли­за показали, что дефор­ма­ционное старение связано с выделением кар­бидов Ме ₂₃ С ₆ и коагу­ляцией карбидов Ме ₇ С ₃ по границам фронта троостомартенситного превращения (рис.6).

Эти про­­цессы приводят к обеднению матрицы карбидо­образующими     элемента­ми и, как след­ствие, к образо­ва­нию мартенсита де­фор­ма­ции.

       а                                       б                                        в  

Рис.6. Микроструктура шаров диаметра 100 мм из самоза­каливающегося сплава   ИЧХ пос­ле   600 ч наработки:

а - ? 300; б - электронная мик­ро­­фотография (РЭМ), ? 4000;

в - углеродная реплика с кар­бид­ными выделениями и за­рож­­дающимися пластинами мар­тен­сита вызванного де­фор­ма­ционным старением спла­ва, ? 14000

На рис.6, б хорошо видно зарож­дение новых игл мартенситного g ® a прев­ра­­щения в таких локальных зонах, причем в некоторых случаях выделение плас­тин мар­тен­сита идет вдоль линии сдвига (рис.6, в). Про­цесс выделения пластин мар­тенсита ло­кально упрочняет данную область и препятствует даль­нейшему сосредо­то­чению в ней деформации. По такой схеме в пластическую деформацию вов­лекаются и затем уп­рочняются соседние участ­ки материала. Последовательный ход про­цесса упрочне­ния в мета­ста­бильном ос­та­точном аус­тените самозакаливающегося сплава ИЧХ обеспечивает реа­ли­зацию   высоких уров­­ней прочности, пластичности и износостойкости при удар­но-абразивном износе.   

Таким образом, выполненные исследования    позволили получить дан­ные, открывающие новые возможности этого мало изученного сплава, в частности:

1. Показана нецелесообразность применения высокотемпературной обра­­­­бот­ки 920 ⁰ С ? 5ч +400 ⁰ С ? 3ч.

  2. Предложен и апробирован   самозакаливающийся состав сплава   ИЧХ,   который без дополнительных термических обрабо­ток непосредственно пос­­ле литья обеспечивает получение мелющих шаров с высокими экс­плуата­ционными свойствами. Одним из них является гарантия полного отсутствия расколов – показатель, который пока что не может    гарантировать ни одна из фирм, выпускающих подобную продукцию.

3. Показано, что высокие эксплуатационные свойства мелющих шаров обус­ловлены демпфирующими свойствами остаточного метастабильного аусте­нита и выявленной способностью этого сплава   упрочняться в процессе работы в результате мартенситного превращения, протекающего под воздействием пластической деформации.

4. Математический анализ – многофакторный эксперимент – однозначно подтвердил достоверность результатов, полученных экспериментально. Полученная математическая модель фактически является универсальной и применима к анализу технологии сплавов других составов.

5. Энергодисперсионный и рентгенодифракционный анализы позволили уточнить элементный и фазовый состав аустенитной матрицы и карбидной эвтектики. При этом представилось возможным объяснить причину повышения магнитности шаров (необходимое свойство при загрузки шаров в мельницы электромагнитным краном) – образованием новых соединений-фаз с повышенной магнитностью ( FeNi , FeTiO ₃ , Fe ₂ Si , FeCr , FeC ).

6. Показано, что шары из самозакаливающегося сплава и после низкотемпературной обработки имеют практически одинаковые высокие эксплуатационные свойства. Это означает, что при выходе элементного состава при выплавке за пределы самозакаливающегося, можно получать продукцию высокого качества.

Список использованных источников:

1.      Материалы в машиностроении: Справочник /под ред. Кудрявцева Н.В.: в 4-х т. – Т.4: Чугун. – М.: Машиностроение, 1969.

2.       Адлер Ю.П. Планирование эксперимента / Ю.П. Адлер, Е.В. Маркова, Ю.В. Грановский. – М.: Наука, 1976.

3.      Алимов В.И.   Влияние легирующих элементов на износостойкость белых чугунов / В.И. Алимов, С.Т. Громов // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. – 1997. – №10. – С117.

4.        Горбачев Л.А.   Влияние термической обработки на структуру дефектов сплава ИЧХ15Г4НТ /Л.А.Горбачев, Н.А. Гусева, Л.И. Парфенов, Ю.Г.Русин// Реферативный журнал. 15. Металлургия. – 1992. –№ 11-12.

5.      Горбачев Л.А. Оптимизация эксплуатационных свойств сплава ИЧХ15Г4НТ / Л.А. Горбачев, Ю.Г.Русин// Вестник ВКТУ. – 2000. – № 3. –   С.102-112.

6.      Горбачев Л.А., Русин Ю.Г. Износостойкий чугун. Патент РК № 11737 с приоритетом от 30.01.2001 г.