ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ХОДОВОЙ ЧАСТИ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН

ВЕСТНИК АКАДЕМИИ ВОЕННЫХ НАУК

3(24)/2008 (спецвыпуск)

МОДЕРНИЗАЦИЯ И РЕМОНТ МГКМ

УДК 623.438.3-23:620.169.1

А.Н. ЛЕОНТЬЕВ,

профессор АВН;

В.П. РАСЩУПКИН,

Ю.К. КОРЗУНИН,

Сибирская государственная

автомобильно-дорожная академия, г. Омск

ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ХОДОВОЙ ЧАСТИ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН

Сибирская государственная автомобильно-дорожная академия

Siberian automobile and highway academy.

Предложено рассмотрение проблем надежности на основе положений синергетики. Повышение долговечности оценивается по показателям предела текучести и вязкости разрушения.

При эксплуатации многоцелевых гусеничных машин (МГМ) почти всегда создаются неблагоприятные условия, резко снижающие их надежность и долговечность.

Неблагоприятные воздействия возникают также при неизбежных внешних или внутренних перегрузках за счет случайных флуктуаций энергии или действий внутренних концентратов напряжений. Создаются условия для появления и развития внешних (поверхностных) и внутренних повреждений в изделиях, таких как активный износ поверхностей, появление и развитие усталостных трещин или, что наиболее опасно, хрупкое разрушение.

Если же, следуя основным положениям синергетики, внешние воздействия строго регламентировать по их уровню (величине), то произойдет самоорганизация структуры металла, возникает определенный тип диссипативной структуры, приспособленной (соответствующей) этим внешним воздействиям. Отсюда открывается новый путь предварительного, организованного создания оптимальных структур сплавов по типу диссипативных структур упрочнения, значительно увеличивающих надежность и долговечность изделий в процессе из эксплуатации.

Синергетический подход к этой проблеме, предусматривающий обязательный обмен энтропией системы с внешней средой, может быть выражен в дозированном подводе внешней энергии, необходимой и достаточной для развития внутренних, самоорганизующихся коллективных явлений в металле для создания приспособленных, дисспасивных субструктур.

Снижение металлоемкости, повышение надежности и долговечности деталей машин и конструкций, работающих в условиях циклических нагружений, достигается направленным созданием оптимальной структуры сплава с учетом комплекса показателей его конструктивной прочности. Главным показателем прочности, определяющим металлоемкость изделия, является предел текучести сплава. Уровень надежности выражается вязкостью разрушения при различных условиях их нагружения. Долговечность связана с усталостными проявлениями в сплаве. Она определяется числом циклов до разрушения или скоростью развития усталостной трещины и рядом других показателей (например, износостойкостью ил коррозионной стойкостью), зависящих от условий эксплуатации конкретной машины или конструкции.

Все вышеперечисленный характеристики механического и физико-химического поведения сплава структурно - чувствительны, и поэтому научный путь повышения эксплуатационных свойств рассматривается в разработке таких упрочняющих технологий, которые привели бы к получения необходимых оптимальных структур на различных уровнях.

Особая роль в создании таких структур отводится наиболее благоприятным дислокационным механизмам упрочнения путем значительного размельчения зерна и создания в нем организованных дислокационно- дисклинационных построений ячеисто-полигонального типа. Развитие при этом процессов деформационного упрочнения (горячего наклепа), рекристаллизации и полигонизации, фазового перехода и других рассматривается с использованием синергетического подхода и анализируется на основе принципов приспосабливаемости и самоорганизации путем образования дисспасивных структур.

Учет неравновесности, необратимости и нелинейности в процессах энергетического воздействия на металл и обмена веществом с окружающей средой позволяет максимально приблизить основные теоретические принципы упрочнения к реальным условиям обработки и эксплуатации промышленных сплавов.

Оценка оптимальности реальной структуры сплава для повышения усталостной прочности или долговечности может сочетаться с анализом конструктивной прочности по двум главным показателям: пределу текучести и вязкости разрушения.

Расширение применения высокомарганцовистой стали ПО Г13Л для деталей гусеничных машин ставит задачи по повышению износостойкости и усталостной прочности деталей. Технологические литейные дефекты часто являются очагами зарождения трещин, приводящих к хрупкому разрушению изделий. Одним из путей устранения такого разрушения является комплексное легирование стали и электрошлаковая наплавка быстроизнашивающихся поверхностей деталей.

Микроструктуры стали ПО Г13Л и стали 110Г13 Л с дополнительным легированием, выплавленных электродуговым способом, изучались на литых образцах, закаленных в воду с температуры 1050 С0. Исследовались также структуры после усталостного нагружения. Образцы нагружались пульсирующей нагрузкой, рост трещины от вершин острого надреза контролировали с помощью ультразвуковой установки для автоматического слежения[1]. Была проведена компьютерная обработка результатов в соответствии с уравнением

ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ХОДОВОЙ ЧАСТИ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН

Коэффициент интенсивности напряжения k в вершине трещины находили методом конечных элементов [5].

Для изучения влияния легирующих элементов на размер аустенитного зерна и фазовый состав стали (выпадение или растворение карбидов, изменение объемной доли и морфологии неметаллических включений) использовался стереометрический и рентгеноструктурный анализы. Структура стали 110Г13Л характеризуется крупным зерном аустенита (497), карбидными и оксидными включениями, в основном, по границам зерна. Исследование структуры в зонах разрушения показало, что после деформации в зернах аустенита развивается интенсивное скольжение. Интерференционная картина деформируемых участков, полученная на интерферометре Линника, представляет характерные для линий скольжения ступеньки. Скольжение, начинающееся от границ зерна в местах выпадения карбидов, развивается вдоль включений, причем наблюдается локализация линий скольжения в отдельных полосах. Это повышает вероятность внезапного хрупкого разрушения при невысоком уровне внешнего напряжения.

Введение 0,6 % Сr и 0,4 % Ni не вызывает увеличения размеров дендридов и аустенитного зерна (1А = 360 мкм), но доля карбидной фазы возрастает. Карбиды располагаются таким образом, что образуют сплошную сетку. Дальнейшее увеличение содержания этих элементов вызывает рост зерна аустенита до 468 мкм и дендридов, усиление ликвации. По границам и по телу зерна располагаются цепочки глобулярных карбидных и оксидных включений.

Легирование несколькими элементами (1,3 Сr, 1,2 % Ni, 0,6 % Mo, 0,03 %Ti) с комплексом редкоземельных металлов (Р.З.М.) в количестве примерно 0,1 % измельчает зерно до 284 мкм и почти полностью уничтожает карбидные и оксидные фазы на границах зерен. Величина суммарной межзеренной поверхности возрастает с 10,6 до 14,1мм. Дальнейшее увеличение содержания хрома и никеля приводит к уменьшению этого параметра до 8,0 мм, что нежелательно, так как границы зерен тормозят распространение трещин [6,7].

Таким образом, комплексное легирование меняет структуру сталей, что отражается и на усталостных характеристиках материалов. Можно утверждать, что комплексно легированная сталь имеет более высокий коэффициент интенсивности напряжений на различных стадиях роста трещины [2]. Это подтверждается данными испытаниями по схеме трехточечного изгиба. Изделия из легированной стали выдерживают максимальное число циклов нагружения при пульсирующем напряжении 120МПа (среднее значение числа циклов 1,8*106). При отклонении состава сталей от оптимального, в частности, при увеличении или уменьшении содержания комплекса Р.З.М. выше 0,2% или ниже 0,1 % наблюдается снижение циклической стойкости изделия до 1,4*106 циклов. Длинна скачка в области усталостного разрушения за один цикл нагружения, которая определяет скорость роста дефекта, минимальна для комплексно легированной стали с 0,1% Р.З.М., что подтверждается снижением коэффициента п в уравнении

ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ХОДОВОЙ ЧАСТИ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН

В областях долома в сталях, в которых содержание Р.З.М. больше 0,1%, наблюдается разрушение по телу зерна путем двойникования. Интерференционная картина таких участков обнаруживает характерные для двойников двухгранные углы. Это согласуется с данными роботы [8], где показано, что чрезмерное легирование сталей Р.З.М. может привести к увеличению содержания неметаллических включений в них. При этом изделия из высокомарганцовистой стали не являются хрупкими. Они хорошо выдерживают динамические нагрузки и не разрушаются. Высокое сопротивление истиранию объясняется большой склонностью стали к упрочнению и наклепу при деформации.

Износ стали при испытаниях во вращающемся барабане, в 2-3 раза меньше износа графитизированой стали и в 10-12 раз меньше износа углеродистой стали. Износ шаров из стали 110Г13 равен 3,78 г/кг за 470 часов работы мельницы.

Структурные изменения при трении протекают в несколько этапов. На начальном этапе происходит увеличение плотности дислокаций, образование их скоплений, формирование ячеистой и фрагментированной структур, деформационное упрочнение и соответственно тонкая структура на поверхности. Изменения имеют неравномерный характер, что обусловлено дискретностью контакта при трении, с увеличением времени пути трения структура поверхностного слоя становится более однородной. После периода стабилизации структуры поверхностного слоя наступает период разупрочнения.

Интенсивные структурные изменения, обусловленные деформационным упрочнением и последующим разупрочнением, происходят в поверхностном слое детали при работе в условиях циклических нагрузок.

При этом возникает структурная приспособляемость материала, заключающаяся в перестройке структуры поверхностного слоя в энергетически выгодную для данных условий нагружения. Взаимодействие трущихся тел и рабочей среды локализуются в тонком слое, характеризующемся особым структурно-фазовым состоянием - слоем «вторичных» структур. В высокомарганцовистой стали наблюдается динамическое равновесие процессов разрушения и образования вторичных структур. Наклеп активирует поверхностный слой, что приводит к росту скоростей диффузии и сокращению времени образования защитных «вторичных» структур.

На основе методов микрофрактографии и физического металловедения определены микроструктурные характеристики прочности. Комплексное легирование с РЗМ повышает износостойкость и сопротивление развитию трещин в высокомарганцовистых сталях при усталостном и статическом нагружении.

Для повышения износостойкости стали перспективным является поверхностное легирование деталей и, в частности, наплавкой специальными литыми пластинчатыми электродами из стали 110Г13 Л. Отсутствие оксидов марганца в исходных промышленных флюсах, применяемых при такой наплавке, способствует заметному окислению марганца и существенному уменьшению его содержания в наплавленном металле. Это приводит к снижению стабильности марганцевого аустенита и ухудшению физико-механических свойств стали. Исследования показывают, что применение безмарганцевых флюсов ведет к снижению марганца в стали на 1.7-2,3 % абс. Содержание закиси марганца в отработанном шлаке достигает при этом 11%[6].

Для изучения распределения марганца между шлаком заданного состава и металлом была произведена термодинамическая оценка процесса электрошлакового переплава стали 110Г13Л.

Коэффициент распределения марганца между шлаком и металлом рассчитывали по формуле

ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ХОДОВОЙ ЧАСТИ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН

Коэффициенты активности железа и марганца в стали идентичны и равны единице, поэтому в дальнейших расчетах считали значение условной константы равновесия, равным значению константы k Мn. Для расчетов был выбран интервал температур 1873-2073К, соответствующий реальным температурам электрошлакового процесса.

Результаты экспериментов по наплавке и расчетные данные о термодинамически равновесном распределении марганца между шлаком и металлом свидетельствует о том, что при ЭШН стали 110Г13Л с использованием флюса, не содержащего добавок оксида марганца, происходит интенсивное окисление марганца металла, причем процесс окисления не достигает равновесия, т.е. фактическое содержание марганца в шлаке иногда ниже расчетного. По всей видимости, важную роль здесь играют кинетические особенности электрошлакового процесса, т.е. кристаллизация происходит до достижения равновесия между металлом и шлаком.

Таким образом, для снижения окисления марганца при ЭШН стали 110Г13Л в состав стандартных флюсов необходимо вводить раскислители типа элементов РЗМ и оксидов марганца. Чтобы оценить результаты исследований были изготовлены серийные детали траки гусеничных машин из опытной высокомарганцовистой стали с дополнительным легированием и наплавкой зон изнашивания. Циклические испытания этих траков проводили по следующему режиму: максимальная нагрузка -80 кН., минимальная нагрузка - 24 кН, частота колебаний пульсатора - 698 кол./мин. В результате определено количество циклов до появления первой трещины длиной 5-7 мм. Оно составило примерно 330000 циклов. Количество циклов до разрушения трака - составило примерно 400000 циклов.

Испытания траков на статический изгиб дали следующие результаты. Предельная нагрузка без разрушения составила 40000-46000 кг, стрела прогиба трака 80 - ПО мм.

Проведены эксплуатационные испытания трактов на различных грунтах. Они показали повышение ходимости опытных деталей.

Таким образом, можно сделать вывод, что для повышения износостойкости и усталостной прочности деталей гусеничных машин из высокомарганцовистой стали целесообразно применять дополнительное легирование стали с добавками РЗМ, а также использовать наплавку изнашивающихся поверхностей на основе специальных флюсов также с применением РЗМ.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК.

1. Володин В.Л., Алюшин Ю.А., Коньков Ю.Д. - // Модель прогнозирования усталостного разрушения. Заводская лаборатория, 1977, №5,С619 - 620.

2. Хеккель К. Техническое применение механики разрушения. М.: Металлургия, 1974. С.63. З.Нотт.Дж,Ф, Основы механики разрушения. М.: Металлургия, 1976. С.256.

4. Финкель В.М. Физика разрушения. Рост трещин в твердых телах М: Металлургия, 1970. С.376.

5. Браун М.П. Микролегирование стали. Киев, «Науковая думка», 1982. С.30.

6. Валиц К.А., Шварцер А. Я. Рафинирование стали 110Г13Л при наплавке/ Тезисы доклада республиканской научной конференции «Современные методы наплавки». Харьков, 1981г. С.22-23.

7. Григорян В.А., Белянчиков Л.Н., Стомахин А.Я., Теоретические основы электросталеплавильных процессов.М. «Металургия», 1979г.С256.

8. Валиц К.А., Шварцер А.Я. Флюс для электрошлаковой наплавки высокомарганцовистой стали. Проблемы спец. Электрометаллургии, 1985г. №4. С.26-28.


Для комментирования необходимо зарегистрироваться на сайте

  • <a href="http://www.instaforex.com/ru/?x=NKX" data-mce-href="http://www.instaforex.com/ru/?x=NKX">InstaForex</a>
  • share4you сервис для новичков и профессионалов
  • Animation
  • На развитие сайта

    нам необходимо оплачивать отдельные сервера для хранения такого объема информации