Литая износостойкая сталь для крупных деталей горно-металлургического производства

Изобретение относится к металлургии, а именно к разработке стали для изготовления крупных деталей горно-металлургического производства, работающих в условиях повышенного ударного нагружения и абразивного изнашивания, например, брони для конусных дробилок крупного дробления, конусные воронки засыпных аппаратов и др. Предложена литая износостойкая сталь для деталей горно-металлургического производства, содержащая компоненты в следующем соотношении, мас.%: углерод 0,80-0,95; кремний 0,20-0,40; марганец 8,50-10,0; никель 0,50-0,85; вольфрам 0,10-0,30; азот 0,025-0,045; ванадий 0,05-0,10; фосфор не более 0,070, сера не более 0,012, железо - остальное. Сталь может содержать молибден в количестве 0,10...0,30 мас.%. Техническим результатом изобретения является повышение износостойкости крупных деталей горно-металлургического оборудования, изготовленных из предложенной стали. 1 з.п. ф-лы, 2 табл.

 

Данное изобретение относится к металлургии, в частности к разработке состава и технологии получения литой аустенитной стали, используемой для изготовления крупных отливок, работающих в условиях повышенного ударного нагружения с неравномерной цикличностью и абразивного изнашивания, например, броней конусных мельниц, воронок засыпных аппаратов и других.

Основным конструкционным материалом для таких отливок является высокомарганцевая аустенитная сталь 110Г13Л. 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. Тем не менее, срок службы крупных деталей не достаточен для компенсации потерь производства при их замене, когда оборудование не работает.

Качественные характеристики крупных деталей из стали 110Г13Л зависят в первую очередь от ее химического состава, так как при стандартных режимах термической обработки не удается получить требуемую структуру. Увеличение времени выдержки стали при закалочной температуре или повышение температуры в термической печи приводит к укрупнению аустенитного зерна и снижению пластических свойств стали, повышению окалинообразования.

Практика показывает, что при отсутствии чисто литейных дефектов детали, работающие в условиях ударно-абразивного износа (конусные брони), вырабатывают свой ресурс в основном по причине истирания.

Повышение износостойкости отливок из высокомарганцевой стали можно достичь, работая по двум направлениям:

1. Стабилизировать аустенит за счет увеличения содержания в стали марганца до 17...20 мас.% [1] или легирования никелем [1, 2, 3]. В первом случае заметного повышения износостойкости деталей не происходит из-за неравномерной цикличности нагрузок, например, чередованием скальных и мягких пород, а также руды разной крупности. Упрочненный слой аустенита успевает сформироваться на глубину 1...3 мм, затем за счет чисто истирающих нагрузок он изнашивается, и далее скорость истирания заметно увеличивается в виду высокого содержания в стали марганца. Кроме того, время затвердевания такой стали заметно увеличивается из-за низкой теплопроводности марганца. Например, коэффициенты теплопроводности марганца, железа, ванадия, вольфрама по данным работы [8] соответственно равны 66,7; 99,83; 122,9; и 201,9 ккал/г-атом. В результате в больших сечениях отливок (85...200 мм) образуется широкая зона с грубодендритной структурой (до 90% сечения детали), что приводит к снижению пластических свойств стали.

Легирование никелем хотя и позволяет стабилизировать аустенит, но значительно уменьшает способность стали к поверхностному упрочнению при ударном нагружении, что снижает стойкость детали к истиранию. По данным работы [3] присутствие никеля в стали 110Г13Л в количестве 3,8 мас.% позволило получить KCU (+20°С) 3,80 МДж/м², при работе в средне-климатических условиях зуб ковша и конусные брони вырабатывают свой ресурс при KCU 2,0...3,0 МДж/м², к тому же никель дорого стоит, и введение его в сталь в таких больших количествах экономически нецелесообразно.

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 1,00...1,25 мас.% полного растворения карбидов не происходит. Значения ударной вязкости образцов, вырезанных из данных мест, находится в пределах 0,40...1,20 МДж/м². Это ускоряет трещинообразование данных отливок по мере их износа [4].

2. Получить в структуре закаленной стали метастабильный аустенит, который имеет повышенную способность к деформационному упрочнению, что благоприятно сказывается на ее стойкости к истиранию. Метастабильный аустенит образуется при снижении до определенных значений содержания марганца и углерода - основных аустенитообразующих элементов.

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], 120Г6МЛ [7] и других [2].

В настоящее время для деталей горно-обогатительного производства, работающих при повышенных ударных нагрузках с неравномерной цикличностью и абразивном изнашивании, применяется практически только одна сталь 110Г13Л с суженными пределами по всем элементам. Состав стали, мас.%: 0,90÷1,10 С; 12,0÷14,5 Mn; 0,30÷0,60 Si; н.б. 0,080 Р; н.б. 1,0 Cr. Свойства стали очень сильно зависят от соотношения элементов, температуры и режима термической обработки. Например, σ_в=700÷900 МПа; KCU=2,00-3,00 МДж/м²; ψ=35-50%; δ=25-45%. Исследование структуры отработанных отливок показало, что главным недостатком данной стали является небольшой размер зоны наклепа, что обуславливает недостаточную износостойкость.

Известна сталь 90Х2Г9АФТЛ [5] со структурой метастабильного аустенита. Химический состав следующий, мас.%: 0,75÷0,95 С; 8,5÷10,0 Mn; 0,20÷0,60 Si; 1,5÷3,0 Cr; 0,02÷0,12 Ti; 0,01÷0,05 V; 0,005÷0,006 Са; 0,01÷0,04 N. Механические свойства стали: σ_в=680-760 МПа; KCU=0,9÷1,3 МДж/м²; ψ=21÷26%; δ=17÷21%; НВ=200÷300; Ku=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). При изготовлении этих деталей из стали 110Г13Л допускается высокое содержание углерода (1,40 мас.%) и фосфора (до 0,12 мас.%), что предполагает пониженные пластические характеристики. Для растворения карбидов хрома закалку производят при температуре 1150°С, что может вызвать рост матричного зерна. Существенным недостатком стали является невозможность растворения карбидов в толстых сечениях (более 85 мм) при таком содержании хрома. Высокая температура заливки - 1470°С не позволяет получить мелкое зерно в литой структуре. Введение в состав стали титана - сильного карбидообразующего элемента, который практически не растворяется в аустените, способствует образованию карбонитридов и удалению из матричного зерна азота - аустенитообразующего элемента.

Близка по химическому составу к предлагаемому сталь 90Х2Г9АНЛ [6]. Содержание элементов в стали следующее, мас.%: 0,85÷0,95 С; 8,0÷9,5 Mn; 0,20÷0,40 Si; 1,20÷1,45 Cr; 0,95÷1,10 Ni; 0,025÷0,045 N; н.б. 0,070 Р; н.б. 0,020 S. Сталь имеет структуру метастабильного аустенита и несколько лучшую износостойкость, чем две вышеуказанные стали при достаточно высокой ударной вязкости, что позволяет ее использовать для отливок зуба ковша и конусных броней дробилок мелкого и среднего дробления. Однако при содержании хрома более 1% в теле крупных конусных броней и воронок засыпных аппаратов в сечении 100-200 мм после термической обработки обнаруживаются нерастворившиеся карбиды. Это приводит к появлению трещин при износе 20-40%. При отсутствии карбидов по границам зерен, когда содержание углерода в стали менее 1,10% и хрома менее 1%, эксплуатация броней прекращается при износе 50...65%. Таким образом, для повышения износостойкости крупных деталей, работающих в условиях ударного износа, необходимо иметь пониженное содержание карбидообразующих элементов - менее 1%.

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 металла заметно повышаются [13].

До настоящего времени известно применение вольфрама в стали, содержащей 19% марганца (Г19 ВЛ) [9]. Однако эта сталь не нашла широкого промышленного применения, очевидно, из-за низкой стойкости к истиранию, что связано с высоким содержанием марганца. Поэтому вопрос исследования свойств стали со структурой метастабильного аустенита, легированного вольфрамом, является весьма актуальным.

Вольфрам имеет сродство к углероду значительно выше, чем марганец, хром и примерно равный с молибденом [8]. 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.

Вместе с тем, в сталь возможно добавить 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.

Присутствие в составе стали титана нежелательно, т.к. он практически не растворяется в аустените и образует карбонитриды, располагающиеся по границам зерен, что отрицательно сказывается на пластических свойствах металла.

Следует отметить, что вольфрам обладает более низкой способностью образовывать нитриды по сравнению с молибденом, марганцем и особенно хромом, ванадием и титаном [10]. При отсутствии в стали трех последних элементов азот будет в некоторой степени стабилизировать аустенит, т.к. уменьшения его концентрации на образование нитридов не происходит.

Целью изобретения является повышение износостойкости крупных деталей горно-металлургического производства, работающих в условиях высоких нагрузок с неравномерной цикличностью и абразивного износа.

Поставленная цель достигается разработкой состава высокомарганцевой стали. Новая сталь имеет следующий состав, мас.%: 0,80÷0,95 С; 8,5÷10,0 Mn; 0,20÷0,40 Si; 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. Содержание элементов было установлено на основании известных данных об их влиянии на структуру и свойства стали.

Снижение содержания углерода в стали менее 0,85 мас.% приводит во время закалки к образованию мартенсита и резкому снижению пластических свойств и вязкости стали. Нижний предел 0,85 мас.% обусловлен возможностью получения аустенитной структуры [1]. В металле отливок, содержащем менее 1% углерода, отсутствуют крупные карбиды, а мелкие располагаются по границам зерен, но не образуют сплошной сетки. С повышением концентрации углерода карбиды появляются внутри зерен, при этом размеры всех карбидов возрастают, а ударная вязкость и пластичность снижаются [12]. Таким образом, верхний предел по содержанию углерода не должен превышать 0,95 мас.%.

Необходимой технологической добавкой в стали является кремний. Повышение содержания кремния более 0,4 мас.% приводит к заметному понижению растворимости углерода в аустените, создавая условия для выпадения значительного количества карбидов при первичной кристаллизации стали [1, 12]. Снижение содержания кремния в стали менее 0,20 мас.% приведет к увеличению угара во время во время плавки более дорогого марганца, т.к. кремний имеет большее сродство к кислороду, чем марганец.

Легирование стали марганцем в пределах 8,5-10,0 мас.% в присутствии других аустенитообразующих элементов позволяет получить аустенитную структуру после закалки, если содержание марганца менее 8,5%, то в структуре стали появляется мартенсит охлаждения при комнатной температуре. Увеличение содержания марганца более 10,0 мас.% приводит к стабилизации аустенита и приобретению негативных качеств стали 110Г13Л - склонности к транскристаллитному строению, сильной чувствительности к перегреву и образованию горячих трещин при кристаллизации.

Стабилизатором аустенита является азот. При содержании в высокомарганцевой стали 0,045 мас.% и более возможно поражение отливок газовой пористостью. Нижний предел по содержанию азота - 0,025 мас.% установлен по результатам исследований, которые показали, что закаленные образцы имеют чисто аустенитную структуру при содержании в стали 8% Mn; 0,75÷0,95% С и более 0,020% N.

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 и охлаждения отливок, карбиды образуются тонкодисперсными, что облегчает их растворение при термической обработке. Никель снижает усадку стали и склонность к трещинообразованию в процессе затвердевания. При содержании никеля менее 0,50 мас.% эффект легирования практически не заметен. При увеличении содержания никеля более 0,85 мас.% увеличивается себестоимость стали и уменьшается ее стойкость к истиранию.

Снижение содержания фосфора в стали позволяет повысить ее ударную вязкость. Фосфор вносится в сталь в основном с ферромарганцем, а при понижении в предлагаемой стали содержания марганца и углерода расход ферромарганца снижается в 1,2...1,3 раза.

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.

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 снизит 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.%.

Снижение содержания в стали серы менее 0,012 мас.% достигается наведением высокоосновного шлака (основность 2,6...2,8) перед выпуском металла. Сера образует тугоплавкий сульфид марганца, который не растворяется в стали и может служить концентратором напряжений при сильном ударном воздействии на отливку.

С целью изучения влияния термической обработки на структуру и свойства сталей различного состава изготавливали специальные пробы в виде цилиндров диаметром 100 мм и высотой 300 мм. Пробы формировали вертикально по 2 штуки в опоке, металл подводили сифоном. Для формовки использовали песчано-глинистую смесь, формы подсушивали при температуре 50°С в течение 2-х часов.

Сталь варили методом окисления примесей с добавлением в шихту металлизованных окатышей по стандартной технологии. Перед выпуском наводили высокосновный шлак и проводили диффузионное раскисление, содержания MnO и FeO в шлаке не превышало 3,5% и 1,5% каждого. Заливку форм производили при температуре металла 1430-1440°С. Было выплавлено 3 состава стали и залито по 2 формы каждым составом.

Химический состав стали, мас.%:

I вариант: 1,10 С; 12,2 Mn; 0,58 Si; 0,10 Ni; 0,54 Cr; сл. Ti; 0,027 N; 0,010 Al; 0,078 Р; 0,0198.

II вариант: 0,91 С; 9,1 Mn; 0,37 Si; 0,96 Ni; 1,35 Cr; сл. Ti; 0,027 N; 0,010 Al; 0,061 P; 0,018S.

III вариант: 0,92 С; 8,95 Mn; 0,36 Si; 0,71 Ni; 0,08 Cr; сл. Ti; 0,025 N; 0,010 Al; 0,28 W; 0,060 Р; 0,008 S.

Пробы подвергали закалке по следующему режиму: нагрев до 700°С со скоростью 50 град/час, выдержка при 700°С 1,5 часа, нагрев до 1100°С со скоростью 100 град/час, выдержка при 1100°С - 4 часа. Температура воды 21°С. Из металла нижней части проб (на длине 200 мм) для металлографических исследований вырезали диски, а для механических испытаний - стандартные образцы (ГОСТ 5639-82).

Исследования показали, что по всему объему сечению проб в вариантах I и II металл имеет чисто аустенитную структуру. Балл зерна от 1 до 2 ГОСТ 5639-82. В центре образцов, полученных по варианту II, на расстоянии 70...85 мм от литой поверхности обнаруживаются нерастворившиеся карбиды (балл карбидности 4 ОСТ 23.1.165-86). Значение ударной вязкости (KCU) образцов, выточенных из проб в радиальном направлении, находились в пределах 2,57...2,75 МДж/м² для варианта I, 0,89...1,32 МДж/м² для варианта II и 2,34...2,41 МДж/м² для варианта III.

Половинки ударных образцов проверили на наличие неметаллических включений, поверхность излома затачивали, протирали спиртом и взвешивали на аналитических весах ВКА с точностью до 0,0001 г. Затем образцы помещали в цилиндрический барабан диаметром 110 мм, длиной 200 мм, который вращался со скоростью 60 об/мин в течение 200 часов, после чего образцы протирали спиртом и взвешивали. Износ определяли как отношение разницы масс образцов к величине исходной массы.

Величина износа составила 0,28, 0,43, 0,23% для I, II и III составов стали соответственно. Увеличение износа стали 90Х2Г9АНЛ связано с выкрашиванием карбидов в результате сочетания абразивного и ударного воздействия.

Увеличение времени выдержки при закалочной температуре до 6 часов позволило получить структуру стали 90Х2Г9АНЛ со 2 баллом карбидности. Однако при этом в местах расположения крупных карбидов образовывались пустоты и увеличивался размер зерна до 0 (×100) балла.

С целью определения граничных значений механических свойств опытной стали исследовали образцы с различным содержанием химических элементов. Образцы вырезали из середины цилиндрических проб, имеющих размеры длиной 300 мм и диаметром 100 мм. Выплавку стали и режим термической обработки проводили по вышеприведенной технологии. Структура стали после закалки представляла собой аустенит от 0 до 1 балла зерна, балл карбидности от 1 до 2.

Химические составы и их свойства приведены в таблицах 1, 2.

Таблица 1 Химический состав опытных сталей
Номер состава	Содержание элементов, мас.%
С	Si	Mn	W	Ni	Р	S	N	V
1	0,80	0,26	8,52	0,10	0,50	0,050	0,009	0,031	0,06
2	0,94	0,27	9,97	0,29	0,84	0,051	0,008	0,034	0,07
3	0,82	0,26	9,95	0,30	0,83	0,053	0,009	0,031	0,07
4	0,94	0,28	8,53	0,11	0,82	0,050	0,010	0,030	0,10
5	0,81	0,26	9,98	0,10	0,85	0,054	0,009	0,029	0,10
6	0,95	0,28	8,54	0,30	0,50	0,056	0,010	0,031	0,09

Таблица 2 Механические свойства и износ (Σ) опытных сталей
Номер состава	σв, МПа	Ψ, %	σ, %	KCU, МДж/м2	НВ	Σ, %
1	830	30	22	195	220	0,21
2	850	35	28	215	240	0,21
3	830	36	27	220	230	0,25
4	820	35	27	205	228	0,28
5	830	38	28	225	215	0,32
6	860	24	18	185	250	0,18

Представленные результаты показывают, что при содержании марганца на нижнем пределе (варианты 1, 4, 6) наиболее оптимальные свойства имеет вариант 4, т.е. в этом случае желательно иметь содержание никеля на верхнем пределе. При содержании вольфрама на верхнем пределе содержание никеля также лучше иметь на верхнем (варианты № 2, 3).

Следует отметить, что от литой поверхности к центру располагается зона с более мелким зерном - 2÷3 балл глубиной до 5 мм.

Литература

1. Повышение количества отливок из стали Г13Л (ЦНИИТМАШ). - М.: Машгиз, 1953. - 106-204.

2. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. - М.: Металлургия, 1973. - 296 с.

3. Бирюлин В.Т., Садовский Д.Д.//Тр. ин-та физики металлов. Уральский филиал АН СССР. - М.: Металлургиздат, 1956. - вып.18. - С.66-71.

4. Стадничук А.В., Стадничук В.И., Меркер Э.Э. Повышение качества деталей горнодобывающей промышленности // Горные машины и автоматика, 2003. - № 1. - С.44-46.

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. Стадничук А.В., Стадничук В.И. Литая износостойкая сталь для деталей горно-обогатительного производства. Пат. 2217521.

7. Повышение эксплуатационной надежности оборудования в черной металлургии методами упрочнения; износостойкие материалы и сплавы/ Потапов Н.М., Худик Ю.Т., Подковырин Е.М., Залкинд А.С. Повышение надежности металлургического оборудования, производство запасных частей и совершенствование технологии ремонтных работ в СССР и за рубежом// Инф. Бюл. Ин-та "Черметинформация", - 1985. Вып.20(235).

8. Термическая обработка стали. Справочник. Йех Я. 3-е изд. Пер. с чешек. М.: Металлургия, 1979, 264 с.

9. Попов B.C., Попов С.М. Высокомарганцевая сталь, легированная вольфрамом и алюминием. МиТОМ, 1971. - № 2. - С.25.

10. Основы теории металлургических процессов и технология плавки литейных сплавов. Уч. пособие. Леви Л.И., Мариенбах Л. М.: Машиностроение, 1970. - 496 с.

11. Кремер М.А. Литье из легированных сталей. М.: Машгиз, 1964. - 89 с.

12. Гудремон Э. Специальные стали. T.I. Пер. с нем. - Металлургия, 1966. 736 с.

13. Структура двойных сплавов. T.I, II. Справочник. Хансен М., Андерко К. М.: Металлургия, 1962.

1. Литая износостойкая сталь для крупных деталей горно-металлургического производства, содержащая углерод, кремний, марганец, никель, фосфор, азот, серу и железо, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит вольфрам и ванадий при следующем соотношении компонентов, мас.%:

Углерод	0,80-0,95
Кремний	0,20-0,40
Марганец	8,50-10,00
Никель	0,50-0,85
Азот	0,025-0,045
Фосфор	Не более 0,070
Вольфрам	0,10-0,30
Ванадий	0,05-0,10
Сера	Не более 0,012
Железо	Остальное

2. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит молибден в количестве 0,10-0,30 мас.%.