WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

БАЛАНОВСКИЙ АНДРЕЙ ЕВГЕНЬЕВИЧ

Особенности структурообразования в среднеуглеродистых сталях при плазменном поверхностном упрочнении и их влияние на сопротивляемость контактно-усталостным нагрузкам

05.16.09 «Материаловедение»-«Машиностроение»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва – 2012

Работа выполнена в Национальном исследовательском университете ИрГТУ (Иркутский государственный технический университет)

Официальные оппоненты: доктор технических наук, Профессор, член- корр. РАЕН Елагина О.Ю., доктор технических наук, академик Академии транспорта РФ, профессор Черняк С.С., доктор технических наук, профессор, заслуженный работник ВШ РФ Гневко А.И.

Ведущая организация: Филиал ОАО « РЖД»- Восточно-Сибирская железная дорога (ВСЖД)

Защита состоится «9» октября 2012 года в 15.00 в ауд. 232 на заседании диссертационного совета Д.212.200.10 при Российском государственном университете нефти и газа имени И. М. Губкина по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский проспект, д. 65.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Российского государственного университета нефти и газа имени И. М. Губкина.

Автореферат разослан «9» июля 2012 года

Ученый секретарь диссертационного совета д.т.н., профессор Ефименко Л.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ



Актуальность темы. В настоящее время с трением связана одна из острейших проблем машиностроения – износ деталей машин и механизмов. Подавляющее количество машин (85 – 90 %) выходят из строя из-за износа деталей. Ремонт и техническое обслуживание машин в несколько раз превышает их стоимость. В современных условиях роста промышленного производства в Российской Федерации все большее значение приобретает эффективность работы железнодорожного транспорта. Ежегодно ОАО «РЖД», по оценке различных экспертов, расходует на закупку, замену и техническое обслуживание колес и рельсов от 4 млрд до 8 млрд рублей (В.М. Богданов, В.М. Ермаков). По данным Европейского исследовательского института железнодорожного транспорта (ERRI), суммарные потери при качении достигают 300 млн евро в год. В связи с этим, вопросы снижения затрат при контактном взаимодействия колеса и рельса, как основы движения, являются первостепенными. В настоящее время существует множество вариантов решения проблемы повышения износостойкости материалов колеса и рельса: применение износостойких материалов при производстве колес и рельсов, различные конструкционные решения по форме колеса и рельса, наплавка поверхности трения износостойкими материалами, упрочнения поверхностей колеса и рельса плазменной дугой (струей), лазерным излучением, ионными и электронными пучками, ультразвуковой обработкой и т.д. Необходимо отметить успехи в области физики генерации высоких плотностей энергии (плазменная дуга, электронный и лазерный луч), которые привели к новым методам формирования фазовых составов, дефектной субструктуры, что связано с высокими показателями физико-механических и триботехнических свойств материалов. Современные технологии поверхностного упрочнения характеризуются высокими скоростями нагрева и охлаждения (103-106 К/с) и кратковременностью воздействия (10-6-10-3 с) на металл, следовательно, особое значение приобретают неравновесные и нестационарные процессы. При этом желаемые свойства металла все чаще достигаются не в результате выделения равновесных продуктов фазовых превращений, а благодаря формированию тех или иных метастабильных структур. Несмотря на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнения металлов (плазменного, лазерного, электронно-лучевого и т.д.), для всех характерна общая особенность – фазовые и структурные превращения протекают в условиях далеких от равновесия., что сильно влияет на процессы образования аустенита, гомогенизации и распада. В следствие этого, конечные структуры поверхностного слоя стали неоднородны по химическому составу, механическим свойствам и т.д. Вместе с тем, для объяснения механизмов кинетики образования аустенита и последующих превращений недостаточно знаний с позиции классического термодинамического подхода фазовых превращений в системе железо-углерод, который не учитывает влияние скорости нагрева и охлаждения, взаимное влияние процессов зарождения и роста новой фазы, нестационарной диффузии, фактора границ зерна, наличие легирующих элементов. Необходимы новые гипотезы (В.Е. Варавка В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, А.Г. Коваленко, В.В. Громов) и экспериментальные исследования в этом вопросе.

В работах И.Н. Кидина, В.Н. Гриднева, Ю.М. Мешкова, С.П. Ошкадерова и других авторов по ТВЧ закалке сталей; Л.И. Миркина, Н.Н. Рыкалина, А.А. Углова, А.Н. Кокора, И.В.Зуева, Э.Н. Соболь, А.Г. Григорьянца, В.В. Коваленко, В.Е. Громова, В.Н. Варавка и др. по лазерной и электронно-лучевой закалке; А.Д. Погребняк, Ю.Н. Тюрина, М.Л.

Жадкевича по электролитно-плазменной закалке; В.С. Крапошина, А.В. Боброва, Л.С.

Лещинского, С.С. Самотугина, И.И. Пирча, Ю.М. Домбровского и др. по плазменному упрочнению рассмотрены основные моменты фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах на основе классического подхода. Исследованию фазовых превращений и структурообразования в неравновесных условиях посвятили свои труды такие ученые, как Г.В. Курдюмов, Ф. Франк, Л. Кауфман, М. Коэн, Х. Кнапп, У. Делингер, И.Н. Кидин, А.Г. Хачатурян, Б.Я. Любов, А.Л. Ройтбурд, Ю.Н. Петров, С.С. Дьяченко, В.В. Кокорин и др. Однако вопросы кинетики фазовых и структурных превращений в металлах при нагреве сверхскоростным концентрированном потоке энергии практически остались без внимания. Прежде всего, недостаточно полно изучены физические закономерности и механизм процесса аустенитизации углеродистых и легированных сталей в условиях скоростного нагрева. В связи с этим, остается еще много неясностей, в частности, наблюдаемое многообразие структурного и фазового состава при обработке стали концентрированными потоками энергии. Отсутствуют систематические данные об условиях реализации альтернативных механизмов превращения и их кинетике в зависимости от режимов обработки, скорости нагрева и параметров исходной структуры. Не установлена последовательность структурных состояний в области неполной закалки и их влияние на свойства обработанных слоев..

Научные основы формирования фазовых и структурных состояний методом плазменного упрочнения еще только создаются и для их развития необходимы систематические исследования как на модельных объектах, так и на материалах, которые широко используются в промышленности. В настоящий момент остается много нерешенных задач технического и технологического характера для применения плазменного поверхностного упрочнения и других методов непосредственно на производстве, так как стандартного комплекта оборудования для термической обработки металлов и сплавов с использованием концентрированных потоков энергии промышленностью не разработано. Таким образом, актуальность данной работы определяется необходимостью развития теоретических и экспериментальных представлений о процессах структурообразования в поверхностном слое в процессе нагрева и охлаждения в результате плазменного воздействия, деформации и разрушении твердых тел при трении и разработки технологического оборудования для формирования поверхностных слоев на деталях машин и инструментах с целью повышения износостойкости и контактно-усталостной прочности.

Цель работы: Повышение износостойкости, контактно усталостной прочности и трещиностойкости среднеуглеродистых сталей за счет формирования рациональной структурного состава при плазменном поверхностном упрочнении.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- изучение влияния плазменного поверхностного нагрева на особенности кинетики образования и распада аустенита в колесной и рельсовых сталей по сравнению с традиционными конструкционными углеродистыми сталями, формирование неравновесных структурно-фазовых состояний и химического состава в приповерхностных слоях;

- исследование закономерностей и особенностей, поверхностно упрочненных сталей в процессе деформации, износа и разрушения при трении;

- выявление структур, образующихся в приповерхностных слоях при плазменном упрочнении и трении, установление их влияния на скорость изнашивания материалов;

- изучение общих закономерностей изнашивания трибологических пары колесо- рельс при эксплуатации, выявление роли деформации в их разрушении;

- разработка принципов формирования с помощью плазменного нагрева и приповерхностных слоев материалов трибологических пар с целью повышения их функциональных характеристик;

- разработка технологии плазменного упрочнения колесных пар подвижного состава материалов и внедрение ее на эксплуатационных предприятиях ОАО «РЖД».

Методы исследования. В работе использованы следующие методы исследования структуры и свойств упрочненных сталей: метод оптической, электронной, атомносиловой металлографии для оценки структурно-фазового состава упрочненного поверхностного слоя, методика имитации термических циклов нагрева и охлаждения поверхностного слоя, стандартные методы измерения твердости и определения механических свойств упрочненных сталей, метод рентгенографического анализа для изучения морфологии мартенсита, экспериментальные методики записи термических циклов упрочнения, методы математического моделирования термического моделирования нагрева и охлаждения, методы испытания на износ упрочненных сталей, методы эксплуатационных испытаний упрочненных колесных пар и рельсов, статистические методы обработки экспериментальных данных.

Научная новизна работы определяется следующими результатами и положениями, сформулированными на основе анализа систематических исследований нагрева и охлаждения поверхностных слоев, деформации и разрушения материалов при трении, изучения структуры, физико-механических, химических и эксплуатационных свойств колесных и рельсовых сталей, обработанных при помощи плазменного источника.

1.Установлено, что при плазменном поверхностном нагреве в диапазоне скоростей нагрева 103-105 °С/с -превращения в среднеуглеродистых сталях с исходной ферритно-перлитной структурой в поверхностном слое происходят по двум механизмам одновременно: диффузионному и сдвигового бездиффузионному образованию аустенита. В первом случае при скорости нагрева до 300 С/с происходит полное растворение феррита и перлита в аустените, при последующем охлаждении с образованием мартенсита. Во втором случае, в диапазоне скоростей нагрева 300-1 000 С/с, аустенит образуется в пределах отдельной ферритной пластины перлитной колонии, растворения цементитных пластин, расположенных рядом с образующимся аустенитом, не происходит. При охлаждении аустенит превращается в феррит. В аустенитной области в диапазоне температур 8401 290 С существует минимальная скорость нагрева 100 С/с, при которой происходит расщепление -фазы путем сдвига на две: высокоуглеродистую (1) и низкоуглеродистую (2). Для среднеуглеродистых сталей критическая область температур, при которых происходит структурная разделение аустенита на две фазы, находится в диапазоне 840-900С.Скорость нагрева и охлаждения оказывают влияние на процессы доминирования механизмов образования аустенита в поверхностном слое стали во всем диапазоне температур Ас1, Ас3 вплоть до Тплав.

2.Предложена гипотеза -превращения с учетом иерархии масштабных уровней превращений, где на атомарном и нано уровне доминируют бездиффузионные механизмы за счет дислокаций, которые стимулируют своими полями напряжений развитие длинноволновой решеточной неустойчивости в кристаллической решетки ОЦК железа, на микро- и мезоуровнях ведущую роль играют границы зерна, являющиеся источником испускания частичных дислокаций. На мезо- и макроуровнях доминирует концентрационно химический процесс (углерод, марганец, кремний, хроми и т.д.). Управляющим факторами -превращения являются градиенты температур, напряжений и концентраций на всех масштабных уровнях.

3.На основании изучения морфологии мартенсита в поверхностном, подповерхносных слоях высокопрочных колесной и рельсовой сталях сталей методами оптической, электронной металлографии и рентгенографического анализа показано, что мартенсит характеризуется более высоко дисперсной структурой с образованием наноструктурных слоев в тонком поверхностном слое, с большой величиной микродеформации кристаллической решетки и относительно высокой плотностью дислокаций. Это свидетельствует о его высокой прочности и способности к сопротивлению пластической деформации при трении в трибоузле колесо-рельс.

5.На основе изучения процессов структурообразования на макро-, мезо-, микро- и наноуровнях, протекающих в поверхностных слоях высокопрочных колесных и рельсовых сталях, показано формирование структурно-градиентного слоя; оптимальной микроструктурой металла с позиции обеспечения требуемого комплекса механических характеристик, является высокодисперсный мартенсит, тростомартенсит, нижний бейнит. Установлено, что формирование такой структуры в поверхностном слое при плазменном упрочнении происходит в интервале скоростей охлаждения (w8-5), составляющих для колесных сталей – 500-1 000 °С/с, для рельсовых сталей – 200-500 °С/с. Дальнейшее повышение скорости охлаждения не приводит к формированию новых структур на макро- и мезоуровнях, но увеличивает микродеформацию кристаллической решетки на микро- и наноуровнях и формирует определенные дислокационные структуры (хаотические, сетчатые, ячеистые, фрагментированные), которые оказывают влияние на прочностные свойства макроструктур поверхностного слоя.

6.Установлено, что дислокационные субструктуры, формирующиеся на микро- и наноуровнях в процессе плазменного нагрева и охлаждения не являются конечными и способны эволюционировать по схеме «дислокации-двойники-дисклинации» в процессе деформации при трении в сторону увеличения сложности внутренней структуры, формы и плотности дислокаций, что обеспечивает дополнительное повышение износостойкости поверхностного слоя металла.

7.Разработаны физические основы формирования поверхностных слоев по принципу структурно-градиентного принципа в процессе плазменного поверхностного нагрева с целью повышения износостойкости, основанные на том, что каждый слой несет свою вполне определенную функцию.

Предложены базовые концепты для конструирования оборудования и технологии плазменного поверхностного упрочнения.

Достоверность определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик и методов современного физического материаловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.

На защиту выносятся следующие основные положения диссертации:

1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при анализе фазового состава и дефектной субструктуры колесной стали марки ГОСТ 10791-2004 с исходной феррито-перлитной и сорбито-троостиными структурами, подвергнутой плазменному нагреву и упрочнению.

2. Количественные и качественные закономерности эволюции структуры и фазового состава колоний пластинчатого перлита в условиях высокоскоростного ввода энергии, при плазменном нагреве.

3. Количественные и качественные закономерности эволюции структуры и фазового состава мартенсита закалки в условиях плазменного нагрева.

4. Обнаружение и формирования в колесной стали марки 2 по ГОСТ 10791-20в слое жидкофазного преобразования материала нового типа закалочной структуры «зерно – кристалл мартенсита».

5. Концепция масштабных уровней эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры на поверхности и подповерхносном слое металла после плазменного упрочнения и эксплуатации.

6. Закономерности изменения элементного и фазового состава, дефектной субструктуры в упрочненной поверхности колесной и рельсовой стали в процессе деформации, износа и разрушения.

7. Физические основы и принципы проектирования оборудования для плазменного поверхностного упрочнения.

Личный вклад автора состоит в научной постановке задач исследования, анализе литературных данных, выполнении металлографических, электронно-микроскопических и других исследований и механических и эксплуатационных испытаний упрочненных колесных пар, статистической обработке и анализе полученных результатов, разработке, внедрении технологий и оборудования плазменного упрочнения колесных пар в производство.

Практическая реализация и внедрение результатов работы. Результаты работы положены в основу Технических условий (ТУ) 0943-218-01124323-2006 «Бандажные колеса с термическим упрочнением гребня». Разработаны установки для плазменного упрочнения гребней колесных пар подвижного состава в период 1994-2010 гг., которые внедрены в 32 локомотивных депо МПС РФ, ОАО «РЖД», в АО «Локомотив» Казахстан, ОАО «Улан-Батарская железная дорога», Китай, Ю.Корея, Япония. Реальный экономический эффект по ВСЖД за период 1995-2000гг от внедрения технологии составил 14.006,8тыс.рублей.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались на таких всесоюзных, всероссийских и международных конференциях и симпозиумах, как «Использование низкотемпературной плазме в машиностроении, металлургии для получение новых материалов» (Москва1988-1990 гг.), «Прогрессивные процессы сварки в машиностроении» (Красноярск, 1991 г.), «Прогрессивные методы получения конструкционных материалов» (Волгоград, 1992 г.), «Современные проблемы сварочной науки и техники» (Пермь, 1995 г.), «Сварка Урала в XXI веке» (Екатеринбург, 1999 г.), «Ресурсосбережение колеса и рельса на ВСЖД» (Иркутск, 1996 г., 1998 г.), «Транссиб» (Новосибирск, 1998 г., 2000 г.), «Вузы Сибири и Дальнего востока Транссибу» (Новосибирск, Омск, Хабаровск, 2000-2004 гг.), «Математическое моделирование в сварке и родственных технологиях» (Киев, ИЭС им. Е.О. Патона, 2004 г.), «Технологии восстановления, ремонта, упрочнения машин и механизмов» (Санкт-Петербург, 2004-2009 гг.), «Трибофатика» (Тернополь, Иркутск, 2002 г., 2006 г.), «Проблемы машиноведения» (Москва, 2008 г.), «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2009 г.).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 76 статей, в том числе в журналах из перечня ведущих рецензируемых изданий, рекомендуемых ВАК 19 статей, издано 6 монографий, получено 2 патента.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 8 глав, выводов,5приложений, списка литературы из 587 наименований. Работа изложена на 4страницах, содержит 85 таблиц,320 рисунков.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации.

В первой главе на основе анализа литературных данных рассмотрены вопросы взаимодействия колеса и рельса, проанализированы требования к материалам колес и рельсов. Проведен анализ состояния вопроса производства колесной и бандажной стали в период 1900-2010 гг. Показано, что в данный период основными сталями для производства вагонных колес и бандажей в России и СССР были углеродистые стали с максимальным содержанием углерода 0,45-0,82 %. Принятый в 1996 г. ГОСТ 398-96 оставил на прежнем уровне содержание углерода. На Российских железных дорогах (далее РЖД) используются колеса различных типов: для грузовых, пассажирских вагонов – цельнокатаные, для локомотивов – бандажированные (табл. 1). С целью повышения эксплуатационной стойкости бандажей, специалисты ВНИИЖТ и ОАО «НТМК» в период 2004-2007 гг.

разработали ТУ 0941-096 оп-011244323-2004 «Бандажи черновые локомотивные повышенной износостойкости. Опытная партия» (ТУ). Данные ТУ предусматривают две «новые» бандажные стали с повышенными механическими свойствами и твердостью: среднеуглеродистую 0,40-0,050 % (марка Б) и высокоуглеродистую 0,65-075 % (марки П), легированные хромом в различной степени. В настоящий момент перспективные бандажные стали проходят эксплуатационные испытания на сети дорог ОАО «РЖД».В колесной стали по ГОСТ 10791-2004, в зависимости от содержания углерода (0,40-0,67 %), перлитная составляющая структура стали представлена пластинчатым перлитом и небольшим количеством структурно свободного феррита, выделившегося по границам бывших аустенитных зерен (рис.1, 2) Количество структурно свободного феррита с повышением содержания углерода сокращается с 16 % до 8 %, а доля перлитной составляющей возрастает.

Для колесной стали ГОСТ 10791-2004 проведен анализ фазовых и структурных превращения на основе построенных кинетических диаграмм. Определены максимальные скорости нагрева и охлаждения.

Таблица Химический состав колесных сталей различных производителей Россия Грузовые США, КанаБандажная сталь Китай Швеция Австралия Марка 2 ГОСТ да, Бразилия ГОСТ 398-10791-20С 0,55-0,65 0,57-0,65 0,55-0,65 0,67-0,72 0,67-0,77 0,67-0,Mn 0,50-0,90 0,5-0,6 0,50-0,80 0,73-0,85 0,60-0,85 0,60-0,Si 0,22-0,45 0,2-0,4 0,15 max 0,20-0,40 0,15 max 0,15 max S 0,040 max 0,040 max 0,050 max 0,020 max 0,050 max 0,050 max Р 0,035 max 0,035 max 0,050 max 0,020 max 0,050 max 0,050 max Cr ––– -0,2 max ––– ––– V ––– -0,1 max ––– ––– ––– ––– Ni ––– -0,25 max ––– ––– Cu ––– -0,3 max ––– ––– Колесные и бандажные стали по ГОСТ 10791-2004 и ГОСТ 398-96 имеют две области фазовых превращений:

– перлитную в диапазоне температур 620-520 °С;

– мартенситную, в диапазоне 270-120 °С.

Феррито-перлитная структура образуется при скоростях охлаждения в интервале температур 800-700 °С, V<15 °С/с. В интервале скоростей охлаждения V1~ 15-20 °С/с образуется смешанная структура (перлит+мартенсит, бейнит). При скорости V2~ 20 °С/с и выше образуется крупноигольчатая мартенситная структура в колесной стали марки 2. При скорости охлаждения V3~ 200 °С/с и выше образуется мелкоигольчатый мартенсит. Таким образом, установлено, что колесные стали, используемые для производства железнодорожных колес даже при небольших скоростях нагрева и охлаждения, претерпевают мартенситные превращения.В работе проведен анализ производства рельсовой стали в период 1900-2010 гг. Показано, что в связи с постоянным увеличением грузооборота в СССР, РФ непрерывно возрастали и требования к эксплуатационным свойствам рельсов. Чтобы увеличить сопротивляемость контактно-усталостным нагрузкам (смятию, выкрашиванию, износу, хрупкому разрушению), начали увеличивать содержание углерода в рельсах. Так нижний предел для рельсов типа Р50 в 1935 г. был 0,38 %, 1941 г. – 0,48 %, 1948 г. - 0,60 %, 1961 г. -0,67 %, 1980 г. - 0,69 %,1996 г. – 0,72 %. Таким образом, за 150 лет в рельсовой стали нижнее содержание углерода увеличилось от 0,30 % (1860 г.) до 0,72 % (2010 г.). На протяжении этого времени углерод был основным элементом в рельсовой стали.

а ) б) в) Рис. 1. Микроструктура образцов, взятых на глубине 15 мм под поверхностью катания колесной пары: а – сталь с содержанием углерода 0,40 % (перлит и 25 % доэвтектоидного феррита), б – сталь с содержанием углерода 0,45 % (перлит и 15 % доэвтектоидного феррита), в – сталь с содержанием углерода 0,65 % (перлит и 5 % доэвтектоидного феррита) Элемент а ) б) в ) г) Рис. 2. Микроструктура колесной стали с содержанием углерода 0,55 %: а – ОЦК рещетка феррита; б – распределение структурных составляющих в стали метод EBSD;

в – структура перлита (феррит + цементит), просвечивающий электронный микроскоп;

г – ориентация кристаллических решеток феррита и цементита в структуре перлита EBSD В 2011 г. для изготовления рельсов применяют стали, имеющие высокое содержание углерода (0,72-0,82) ГОСТ Р51685-2000(Т) и различное содержание легирующих элементов.

а) б) Микроструктура Рис.3. Микроструктура (перлит) рельсовой стали сталей состоит из по ГОСТ Р51685-2000(Т): а – 100 мкм; б – 200 нм перлита и частично цементита (вторичного), так как высокое содержание углерода в ней близкое к эвтектоидной. Наряду с углеродом в состав этих сталей вводят легирующие элементы, с целью повышения прочностных свойств. Легирующие элементы вызывают в окрестностях атома искажение кристаллической решетки, что приводит к появлению полей напряжений, препятствующих генерации и трансляции дислокаций, что повышает прочностные свойства. В структуре мартенсита легирующие элементы повышают его устойчивость против отпуска и задерживают коагуляцию карбидов.

В процессе анализа установлено, что разработанной и обоснованной (практикой) теории, на основе которой формулировались требования к химическому составу и физико-механическим свойствам железнодорожного рельса, нет. Изготовители рельсов поставляют их термоупрочненными (НВ=360-550) или не термоупрочненными (НВ=2900-340).

Оптимальной структурой для высокопрочных рельсовых сталей после традиционной термообработки является тонкодисперсный пластинчатый перлит (рис. 3). При этом считается, что износостойкость стали для рельсов повышается при ее производстве за счет уменьшения: межпластинчатых расстояний, пластин феррита и цементита в перлитной структуре и повышения микролегирования ванадием, ниобием и нитридообразующими элементами. В структуре стандартных рельсов межпластиночное расстояние составляет 0,12-0,22 мкм и приближается к своему предельному значению (0,1 мкм), см. рис. 3,б. С целью дальнейшего повышения эксплуатационной стойкости рельсов предполагается переход к структуре бейнита, отличающегося дисперсным строением и высоким комплексом механических свойств.

Построение термокинетических диаграмм распада аустенита рельсовой стали по ГОСТ Р51685-2000 (Т) показало две области фазовых превращений: перлитной и мартенситной.

При скорости охлаждения от 5,9 С/с до 17,5 С/с в интервале температур 4а) б) в) … 630 С формируются Рис. 4. Микроструктура рельсовой стали по ГОСТ Р51685структуры, состоящие из 2000(Т) при различных скоростях охлаждения: -5,9 С/с (а), эвтектоида различной сте-18,8 С/с (б), -34,5 С/с (в) пени дисперсности, рис. 4,а. При охлаждении со скоростью 18,8 С/с превращение аустенита начинается при температуре 535 С с образованием троостита, в результате образуется смешанная троостито-мартенситная структура, рис. 4,б. При скорости охлаждения 34,5 С/с структура представляет собой мартенсит, рис. 4,в. В связи с этим, скорость охлаждения для рельсовой стали по ГОСТ Р51685-2000(Т) в пределах 18-34,5 С/с является критической скоростью охлаждения с образованием мартенситных структур.

Необходимо отметить, что поверхностная закалка гребней электровозных бандажей ацетиленокислородной горелкой была осуществлена впервые в 1949 г. на Закавказской дороге Н.Г. Новиковым. Твердость на поверхности гребня достигала 63HRC (750 HV). Колесами с закаленными гребнями было оснащено около десятка электровозов.





Метод показал высокую эффективность: пробеги локомотивов между обточками на горном участке с большим числом кривых радиусом 120…125 м возросли в три раза с 5... до 30 тыс. км. Впервые вопросы поверхностного упрочнения колес и рельсов с использованием концентрированных потоков энергии стали рассматривать в 1989-1994 гг., когда интенсивность износа колеса и рельса возросла до критических значений, на некоторых дорогах стоял вопрос остановки работы железнодорожного транспорта в РФ. Таким образом, проведенный анализ и исследования химического состава колесной и рельсовой стали, механических свойств, требований эксплуатации, термокинетического распада аустенита в колесной и рельсовой стали при традиционной термообработке показал, что параметры скорости нагрева и охлаждения существенно влияют на конечную структуру, а с учетом неравномерности распределения теплового потока по ширине и глубине поверхностного слоя и кратковременности процесса плазменного поверхностного упрочнения являются первостепенными. Кроме того, проанализированы существующие принципы выбора параметров и оценки износостойкости, колесных и рельсовых сталей, а также выполнен расчет их склонности к закалке и образованию горячих и холодных трещин. Определены цель и задачи работы.

Вторая глава посвящена теоретическому анализу образованию аустенита в среднеуглеродистых сталях в процессе скоростного нагрева с позиции неравновесной термодинамики В работах В.В.Н. Садовского, Н.Н. Рыкалина, А.Н. Кокора, Э.Н. Соболь, В.Н. Гриднева, Ю.М. Мешкова, С.П. Ошкадерова, В.М. Счасливцева и других авторов показано, что смена диффузионного механизма при -превращении на бездиффузионный, возможна при скорости нагрева 70 000-80 000 °С/с. В работах И.Н. Кидина, С.С. Дьяченко, М.А. Штремель и других авторов показано, что -превращения по бездиффузионному механизму могут происходить при скорости нагрева 300-1 000 °С/с. Центральным звеном теоретических представлений в данных работах о фазовых превращениях в сталях и чугунах при нагреве и охлаждении сплавов в твердом состоянии является теория эвтектоидного превращения (аустенитного – при нагреве и перлитного – при охлаждении). Оба эти превращения, являющиеся фазовыми, развиваются в две стадии: образования зародышей и их последующего роста. Поскольку такие превращения связаны с перестройкой решеток твердых растворов, а также с синтезом – диссоциацией химического соединения (Fe3C) – важнейшей стороной прямого и обратного эвтектоидных превращений должна быть диффузия как обменная (на межфазных границах), так и гомогенизирующая, в составе образующейся и расходуемой исходной фазы. Однако в большинстве работ важные заключения делались на основе экспериментальных данных с использованием дилатометров, которые показывают стадийность (начало и конец) фазовых преобразований при критических точка Ас1 и Ас3,но не раскрывают механизм трансформации феррита и перлита в аустенит на макро-мезо-микроуровне. Кроме того, в этих работах всегда обоснованно считают из-за особенностей медленных процессов термообработки, что процессы гомогенизация аустенита, протекают в течение продолжительного времени. Построение теории и выдвижение новых гипотез при изучении -превращений в основном связано с субъективной интерполяцией фактов по конечным структурам распада аустенита с использованием оптической и электронной металлографии.

Проанализированы результаты теоретических и экспериментальных работ последних исследований отечественных и зарубежных авторов по скоростному нагреву сталей с помощью различных источников тепла, что позволяет сделать вывод о возможном существовании обоих механизмов -превращения, даже и при меньших значениях скорости нагрева (10-300 С/с). Кроме того, в последние годы появились и активно развиваются новые подходы к вопросу фазовых превращений, которые связаны с изучением фундаментальных свойств и микроскопических процессов (на мезо-, микро- и наноуровнях), характерных для кристаллических решеток в специфических условиях, возникающих «вблизи» критических температур полиморфных превращений. В результате сформировалась концепция о важной роли предпереходной неустойчивости кристаллической решетки. Согласно этой концепции, следует ожидать, что -превращению должно предшествовать появление особых структурных состояний (предпереходных флуктуаций), которые играют роль своеобразных докритических зародышей новой фазы. Для этого необходимо перейти на атомарный уровень рассмотрения превращений с выяснением взаимосвязи между особенностями атомных колебаний (фононов) и потерей устойчивости кристаллической решетки накануне фазового перехода феррит-аустенит, аустенит-мартенсит, аустенитперлит и т.д. В работе рассмотрен вопрос -превращений в среднеуглеродистых сталях в рамках представлений о размягчении фононов и возникновении предпереходных состояний, сделана попытка объяснить основные наблюдаемые черты кинетики бездиффузионных превращений из ОЦК в более плотно упакованные структуры, например, ГЦК и т.д. С использованием методов неравновесной термодинамики в работе исследована кинетика зарождения -фазы в феррито -перлитной структуре исследуемых среднеуглеродистых сталей с позиции подвижности границ и особой роли дислокаций. Предполагается, что перестройка ОЦКГЦК происходит по схеме Боргерса-Бюргерса. С учетом этого, влияние дислокаций на кинетику превращения в материалах с «мягкомодовым» поведением было исследовано ОЦКГЦК превращение методом МД- моделирования. Показано, что высокие градиенты напряжений, возникающие в поверхностном слое металла при скоростном нагреве поверхности, способствуют тому, что дислокации ускоряют ОЦКГЦК превращение, стимулируя своими полями напряжений развитие длинноволновой решеточной неустойчивости. Сформулирована последовательная модель, рассматривающая появление предпереходных состояний совместно с диффузионным перераспределением углерода. Проведенный анализ МД-моделирования показывает, что взаимодействие гетерофазных флуктуаций с углеродом может приводит к возникновению спинодальной неустойчивости твердого раствора и образованию концентрационных неоднородностей до начала полиморфного превращения. Таким образом, в зависимости от «выдержки» в предпереходной области можно ожидать формирования разных микроструктур. В работе показано, что -переход протекает по обычной схеме развития решеточной неустойчивости, связанной с мягкостью TA1 фонона в ОЦК- решетке железа. На рис.5 показано развитие -превращения во время изотермической выдержки при 900 К в ОЦКкристаллите с диполем дислокаций с векторами Бюргерса ± a<100>. Атомы, имеющие иную координацию ближайших соседей, чем в ОЦК-решетке, выделены более ярким цветом. Новая фаза первоначально строго сосредоточена в областях максимальных сдвиговых напряжений, действующих со стороны краевой дислокации под углом 45° к плоскости скольжения. Наблюдаемая картина указывает на решающую роль создаваемых дислокацией деформаций в стимулировании решеточной неустойчивости на атомарном и наноуровне -превращения. Результаты МД-моделирования показывают влияние дислокаций на -превращение и это связано, в первую очередь, со стимулированием развития решеточной неустойчивости полями упругих деформаций.

В работе рассмотрена роль границы зерна, которая является наиболее предпочтительным местом зарождения новой фазы. Традиционно считается, что в роль границ зерна сводится к уменьшению поверхностной энергии, определяющей условие появления критического зародыша за счет случайных термофлуктаций.

Рис. 5. Превращение ОЦКГЦК в кристаллите сплава Fe80С(60000 атомов) с диполем дислокаций а<100> при 900 К. Появление а) б) в) зародышей высоРис. 6. Первые стадии преобразования ОЦКГЦК-превращения в котемпературсплаве Fe80-С20 с двумя специальными границами зерна 5 при 800 К, ной ГЦК-фазы после выдержки в течение 2 пс (a), 6 пс (б) и 18 пс (в).Темные атомы аустенита вблиимеют координацию соседей, соответствующую исходной ОЦК- рези дислокаций шетке (время выдержки 5 пс) На рис. 6 показаны результаты моделирования структурных изменений в массивном ОЦК-кристаллите (80 000 атомов) с двумя границами зерна при нагреве и выдержке в области температур, соответствующих -фазе. Уже через 2 пс на границах формируется слой, в котором координация ближайших соседей близка к высокотемпературной ГЦК- решетке (светлые атомы, см. рис. 6,а). Толщина этого слоя растет со временем выдержки и постепенно занимает все зерно (см. рис. 6,б,в). Установлено,что введение в МДмоделирование границ зерна резко изменило кинетику -превращения: вместо развития решеточной неустойчивости наблюдаются зарождение и рост новой фазы от ГЗ внутрь зерна. Проведенное МД-моделирование ОЦКГЦК превращения в сплаве Fe80С20, показало, что гетерогенное зарождение -фазы на границах зерна осуществляется посредством сдвиговых процессов, развивающихся в приграничной области. Это явно указывает на действие дислокационного механизма превращения, при котором преобразование ОЦК в ГЦК- решетку осуществляется сдвигом, путем перемещения по каждой плоскости {110} ОЦК частичных дислокаций с вектором Бюргерса 1/8<110> (обратный механизм Борджерса-Бюргерса). При этом границы зерна выступают как источник коррелированного испускания частичных дислокаций. В связи с этим, необходимо пересмотреть концепцию гетерогенного зарождения на границах зерна как результат случайных термических флуктуаций, появление которых облегчено вблизи границы раздела. Ключевым моментом оказывается перестройка структуры границы зерна, сопровождающаяся коррелированным испусканием дислокаций. Таким образом на атомарном уровне превращения в сплаве Fe80-С20 осуществляются бездиффузионным механизмом.

Глава 3 посвящена исследованию нагрева и охлаждения среднеуглеродистых сталей (сталь 35, 40, 45, 60, 65) методами изучения кинетики фазовых превращений аустенита упрочненной зоны и выявлению общих закономерностей формирования структуры. Проведенные исследования на конструкционных углеродистых сталях показали, что процесс плазменного поверхностного упрочнения без оплавления поверхности включает четыре стадии: нагрев, фазовое ()-превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение. Это приводит к образованию структур неполной закалки рис. 7. При обработке в режиме оплавления добавляется пятая фаза оплавление поверхности. Проведенные исследования позволили сформулировать основные моменты теории фазовых и структурных превращений в процессе плазменного поверхностного упрочнения среднеуглеродистых сталей. Нагрев поверхности металла со скоростью порядка 103-105 С/с считается одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнения. Степень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависят от интенсивности теплового источника q и времени его воздействия t. Чем выше концентрация энергии источника, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева dТ/dt. Критические точки Ас1 и Ас3 смещаются в область высоких температур.

При медленном нагреве со скоростью имеющиеся в металле внутреннее напряжение релаксирует в следствии процесса полигонизации. С увеличением скорости нагрева 1> в следствие инерционности процессов и перераспределении дислокационной структуры полигонизация не успевает произойти и уменьшение внутренних напряжений осуществляется путем рекристаллизации,что вызывает измельчание ферритных зерен. Это в дальнейшем при Рис. 7. Микроструктура упрочненного -превращении приводит к образованию поверхностного слоя на колесной стамелкозернистой структуры аустенита, которая ли марки 2 (превращение феррита не после охлаждения дает мелкодисперсный марпроизошло) тенсит. В работе установлено, что при определенном увеличении скорости нагрева 1=200... 600 ° С/с рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдается. Поэтому для исходной ферритно-цементитной структуры среднеуглеродистых сталей рекомендуются оптимальные скорости нагрева в диапазоне 1< опт<2. Характерные значения для стали =200...

600 °С/с и 2 =104-106 С/с. При использовании плазменного нагрева в поверхностном слое образуется более высокодисперсный мартенсит. Плазменный нагрев позволяет поддерживать очень высокий темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивного превращения. Сравнение эффективных значений скорости нагрева при плазменном, лазерном и электронно-лучевом упрочнении показывает, что в двух последних случаях температурный интервал аустенитного превращения сдвинут в область более высоких температур, по сравнению с плазменным. Это объясняется тем, что в последних достигается наибольшая плотность потока энергии на поверхности, следовательно, и более высокие скорости нагрева. Использование высоких скоростей приводит к наследованию дефектов исходной структуры. В ходе исследований на среднеуглеродистых сталях установлено, что повышение твердости в поверхностном слое связано с дроблением блоков мозаики и значительным увеличением плотности дефектов кристаллической решетки, превышающим величины для случаев традиционной печной закалки. Положительное влияние на результат плазменного упрочнения оказывают термоупругие напряжения, которые, с одной стороны, увеличивают плотность дефектов, с другой – способствуют развитию рекристаллизационных процессов измельчения зерна.

Стадия -превращения при плазменном упрочнении. При изменении фазового состояния возможны два типа превращения: диффузионное и бездиффузионное. При нагреве среднеуглеродистых сталей с исходной феррито-перлитной структурой (скорость нагрева 500 °С/с) преобладающим механизмом аустенизации является диффузионный (рис. 8). Показано, что при температуре 725 С отмечено образование зародыша аустенита в перлитной колонии, обогащенной углеродом в межкритическом интервале температур Ас1 –Ас3 при =250 С/с (после охлаждения образовался мартенсит). Цементитные пластины еще не растворены.

а) б) Рис.8. Оптическая (а) и электронная металлография (б) микроструктуры при нагреве со скоростью 250 С/с до температуры 755 С (стрелка показывает преобразованное перлитная колония) а) б) Рис. 9. Электронный микроснимок начало преобразования перлита в аустенит при температуре 740 С (а) и конец преобразования аустенита в мартенсит на месте перлитной колонии (б) На рис. 9 показано, что при температуре 755 С стрелкой отмечено образование зародыша аустенита на тройной точке (a) феррит-феррит границы зерна в перлитной колонии, обогащенной углеродом в межкритическом интервале температур Ас1 –Ас3 при =2С/с (после охлаждения образовался мартенсит). Цементитные пластины пока еще не растворены. При нагреве со скоростью 20-80 С/с превращение феррита и цементита может происходить одновременно в межкритическом интервале температур по диффузионному механизму. С нарастанием скорости нагрева в диапазоне 100-500 С/с фазовые превращения проходят в несколько этапов. В начале при температуре Ас1начинаются превращения феррита в перлитной колонии. По мере повышения температуры превращения в интервале температур Ас1 иАс3 начинаются на границе перлитной колонии с ферритным зерном, совпадающие с направлением цементитной пластины. Выше температуры Ас3 начинается растворение цементитной пластины. Нагрев со скоростью выше 500 С/с вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действия одновременно двух различных процессов: диффузионного и бездиффузионного. На рис.10 представлены результаты дифракционного анализа -превращение в режиме реального времени. Экспериментально установлено расщепление -фазы на 1 и 2 для колесной стали марки при температуре 861 С на низкоуглеродистую и высокоуглеродистую фазу.

Процесс расщепления существует до температуры 1295, после чего эти фазы за счет диффузионного насыщения и роста зерна аустенита объединяются. В зависимости от скорости нагрева процесс расщепления сдвигается в сторону высоких температур и может существовать вплоть до температуры плавления (температура для колесной стали марки существования интервала расщепления 14 230 С).

а) б) в) Рис.10. Дифракционные пики фаз аустенита и феррита в режиме реального времени, полученные в упрочненном слое: а – выше точки Ас3 с ращеплением -фазы; б – межкритическом интервале температур Ас1 и Ас3; в – ниже температуры АсРис.11. Распределение (нм) концентрации углерода в местах расщепления высокотемпературной -фазы на 1 и 2 для колесной стали марки При этом та часть аустенита, которая образовалась по бездиффузионному механизму не может быть устойчивой в межкритическом интервале температур, так как температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Неустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что углерода в нем меньше (рис.11), чем требуется при диффузионном механизме превращения, при котором углерода всегда достаточно для создания устойчивого аустенита. При превышении некоторой величины скорости нагрева Vкр диффузионный механизм полностью вытесняется бездиффузионным. Проведенные исследования позволили выдвинуть гипотезу, что увеличение роли бездиффузионного механизма с увеличением скорости нагрева соответствует следующая особенность процесса аустенизации стали с исходной ферритно-перлитной структурой: в среднеуглеродистых сталях возможна ситуация, когда при V

Стадия гомогенизация. При плазменном упрочнении аустенизация стали протекает в неизотермических условиях, поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным промежутком времени (10 мс….5 с) пребывания металла в аустенитом состоянии. Отсутствие классической выдержки при максимальной температуре нагрева и высокие скорости нагрева приводят к неравномерному распределению углерода и других элементов в зерне аустенита (рис.12). Для сплавов с исходной ферритно-перлитной структурой вне зависимости от механизма -превращений, частичное протекание процессов гомогенизации (для скоростных нагревов) является необходимым условием повышения твердости. Известно, что для диффузионного механизма образований зародышей аустенита общая скорость превращения зависит от диффузии углерода. При -превращении по бездиффузионному механизму образования аустенита (без определенного насыщения его углеродом), возможно, он при быстром охлаждении возвращается к исходной ферритноцементитной структуре, т.е. пересыщенного твердого раствора в железе не образуется.

а) б) в) Рис.12. Распределение углерода при различных скоростях нагрева по поверхности зоны нагрева (ионный микроскоп): а – 10 С/с, б – 100 С/с, в – 1000 С/с Влияние скорости нагрева на величину зерна аустенита. Одним из основных факторов, формирующих окончательную структуру и свойства поверхностного слоя металла, является состояние действительного зерна аустенита, которое определяется микроструктурой (диаметром зерна и степенью разнозернистости), его гомогенностью, а также субструктурой (плотностью дислокаций). После печной закалки аустенитное зерно имеет 7-баллов, после плазменной закалки (скорость нагрева 100-1 000 °С/с) зерно имеет балл 1214. В данной работе представлены зависимости влияния скорости нагрева на величину зерна. Показано изменение величины зерна с увеличением скорости нагрева до температуры Тзак для среднеуглеродистых сталей при плазменном упрочнении (рис. 13). В стали 20, 45, 65 с исходной феррито-перлитной структурой вплоть до температуры плавления сохраняется химическая неоднородность, связанная с недостатком времени для диффузии между аустенитом, которая возникла на месте перлитных участков и аустенитом, образовавшимся на месте феррита. Очевидно, что плазменное упрочнение сталей с резко дифференцированными структурными составляющими (феррит+цементит, феррит+перлит) в исходном состоянии не позволяет получить однородную конечную структуру. При скорости нагрева выше 500 °С/с незначительный рост зерна наблюдается только в случае превышения температуры нагрева над принятой температурой при обычной печной закалке.

Нагрев со скоростью свыше 1 000 °С/с приводит к смещению процесса образования аустенита в область высоких температур, вследствие уменьшается концентрация углерода, необходимая для устойчивости зародыша. Скорость зарождения при этом резко увеличивается, что ограничивает рост зерен. Используя сверхбыстрый нагрев (плазменной струей, дугой), можно регулировать величину зерна аустенита к моменту начала стадии охлаждения. При проведении исследований выявлены следующие особенности строения действительного зерна аустенита при разных исходных структурах: неравноосность аустенита, полученного из пластинчатого перлита различной размерности; островная (при незавершенной рекристаллизации) и локальная разнозернистость (образование групп мелких зерен аустенита в бывших участках сорбитообразного перлита или крупных зерен на месте свободного феррита), характерная для структур перлита различной степени дисперсности локальная разнозернистость в разных полях зрения при исходной смешанной структуре нижнего бейнита и мартенсита; «рассыпание» границ зерен, образовавшихся на подложке цементитной пластины, их коалесценция. Установлено, что присутствие в высокоотпущенной конструкционно углеродистых сталях с процентным содержанием углерода в диапазоне 0,20-0,70 % карбидов, когерентно не связанных с -фазой, расположение их внутри или на границах реек не приводит к нарушению ориентированного зарождения аустенита. Дальнейшее повышение скорости нагрева приводит к увеличению температуры нагрева, соответствующей середине и концу межкритического интервала, что приводит к появлению участков аустенита неправильной формы, это можно интерпретировать как рекристаллизацию аустенита в ходе -превращения.

а ) б) в) с ) г) д) ж ) з ) и) Рис.13. Влияние скорости нагрева и температуры на размеры зерна аустенита: а, б, в – скорость нагрева соответственно 10, 100, 100 С/с до температуры 950 С; с, г, д – скорость нагрева соответственно 10,10, 1000 С/с до температуры 1100 С; ж, з, и – скорость нагрева соответственно 10, 100, 1 000 С/с до температуры 1350 С Стадия охлаждения. При охлаждении аустенитной структуры среднеуглеродистых сталей существует два типа -превращений: диффузионное и бездиффузионное.

При скорости охлаждения в интервале WW2 только второй тип (характерные значения для среднеуглеродистых сталей W1 50 °С/с, эвтектоидных W1 100 С/с). При плазменном упрочнении скорость охлаждения значительно превышает критическую и составляет 102-105 оС. Таким образом, распад аустенита происходит по бездиффузионному механизму с образованием мартенсита. Как уже отмечалось, при плазменном нагреве образуется неоднородный аустенит, как следствие этого, при охлаждении объемы с определенной концентрацией углерода будут закаливаться поразному (рис. 14). Диапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличивается. Превращение малоуглеродистого аустенита происходит при температуре 350-420 оС с образованием мелко-игольчатого мартенсита. С ростом концентрации углерода в стали температура мартенситного превращения снижается до 100 °С/с образованием пластинчатого мартенсита. Для охлаждения неоднородного аустенита требуются большие скорости охлаждения, по сравнению с однородным аустенитом.

Это связано с тем, что повышение градиента концентрации углерода приводит к ускорению диффузии и облегчению распада аустенита. Однако существуют оптимальные скорости охлаждения аустенита (102- 103оС/с), которые при плазменном упрочнении увеличиваются по сравнению с закалкой традиционными методами. При слишком больших скоростях охлаждения, свыше 105С/с повышается доля остаточного аустенита и возрастает вероятность образования трещин. Таким образом, основными физическими особенностями плазменного поверхностного упрочнения являются: увеличение температурных интервалов () и ()-превращений, доминирование бездиффузионных механизмов фазовых переходов, наследование дефектов и карбидной фазы исходной структуры, влияние состояния исходной структуры; влияние термоупругих и остаточных напряжений.

а) б) в) Рис. 14. Оптические снимки микроструктур в упрочненном слое различной дисперсности мартенсита колесной стали марки 2: а – мелкоигольчатый мартенсит; б – крупноигольчатый мартенсит; в – смешанная структура неполной закалки мартенситперлит и частично видмаштетовый феррит В главе 4 на основе полученных закономерностей кинетики фазовых и структурных превращений в конструкционных углеродистых сталях рассмотрены вопросы кинетики фазовых и структурных превращений колесной и рельсовой стали при плазменном нагреве. Процессы фазового и структурных превращений в стали при упрочнении условно разбиваются на процессы, развивающиеся при нагреве и охлаждении. В связи с этим при повышении температуры следует иметь в виду, что процессы протекают в зонах, нагретых до разных температур упрочняемой поверхности, обусловлены неоднородностью теплового потока в условиях сверхскоростного нагрева. В п. 4.1 рассмотрена кинетика фазовых и структурных превращений в колесных и рельсовых сталях при плазменном нагреве.

Приведены результаты исследований формирующихся структур и представлен механизм структурообразования в упрочненном слое колесной стали. Показано, что превращения избыточного феррита в аустенит и превращение перлита в аустенит проходят одновременно. Образование зародышей аустенита в колесной стали происходит не только на границах ферритных зерен, но и в самих зернах, на границах блоков. Это связано с тем, что высокие скорости нагрева способствуют образованию минимальных размеров зародышей аустенита, которые гораздо меньше ширины границ блоков. Так как размер зерен избыточного феррита больше размера феррита в перлите, то превращение перлитного феррита заканчивается раньше, чем избыточного феррита. Растворимость цементита в аустените снижается при --превращениях, следовательно, он может сохраняться нерастворимым, даже после превращения избыточного феррита. При медленных режимах упрочнения V<300 С/с преобладающий механизм аустенизации – диффузионный, при V=3001 000 С/с режимах смешанные механизмы. При режиме упрочнения V>1 000 С/с процесс аустенизации протекает по сдвиговому (бездиффузионному) механизму. В процессе плазменного нагрева и охлаждения поверхностного слоя металла (без расплавления тонкого поверхностого слоя), процессы превращений имеют множественные направления как по глубине, так и по ширине зоны обработки поверхности, что, в свою очередь, вызывает преобразование дефектной субструктуры кристаллов мартенсита с формированием зерен и субзерен, преобразование карбидной фазы с получением частиц глобулярного цементита, которые располагаются в стыках зерен, пакетов, субзерен и фрагментов, а также строчечные выделения в кристаллах мартенсита; формирование вдоль границ раздела феррит-цементит прослоек остаточного аустенита, расположенных как в объеме, так и вдоль границ кристаллов мартенсита; образование локальных участков остаточного аустенита в стыках зерен, пакетов и кристаллов мартенсита и т.д. Все рассмотренные превращения структуры носят незавершенный характер и обусловлены термо-деформационным циклом нагрева и охлаждения поверхностного слоя.Выявлены участки зерна перлита с сохранившейся структурой пластин цементита;Зафиксировано, что продольные размеры кристаллов мартенсита ограниченны величиной межпластинчатого расстояния колоний перлита, а поперечные размеры кристаллов изменяются в результате превращений в пределах от 10 до 50 нм.

Установлено, что полного превращения в зернах структурно свободного феррита не происходит, из -за высокой скорости нагрева и охлаждения. В режиме микрооплавления поверхности в тонком поверхностном слое (глубиной 0,1-0,4 мкм) колесной стали обнаружено несколько типов зерен -фазы. Один тип имеет размеры от 10-25 мкм, другой тип – 1-8 мкм. В обоих типах зерен сформированы мартенситные структуры. Морфологический тип мартенсита зависит от характерного размера зерен и представляет собой: кристаллы пластинчатого и пакетного мартенсита и зеренного типа. Средний размер 0,5-1,мкм. В объеме «кристаллитиков» зафиксировано сетчатая дислокационная структура, скалярная плотность которой 1011см.-В колесной стали марки 2 наряду с пакетным и пластинчатым мартенситом наблюдается образование областей бесструктурного мартенсита. Проведенные исследования показали, что при плазменном поверхностном упрочнении, не смотря на очевидный факт получения мартенситной структуры, существенное влияние на морфологию мартенситной структуры стали оказывает скорость охлаждения. Во-первых, при повышенной скорости закалки в структуре стали образуются длинные, широкие, прямые пластины высокотемпературного мартенсита, делящие объем материала на участки, внутри которых при несколько более низких температурах образуется пакетный мартенсит и пластичатый низкотемпературный мартенсит. При этом мартенситные пакеты короткие, не широкие. При пониженной скорости закалки напротив, прямые длинные пластины высокотемпературного мартенсита практически отсутствуют, а мартенситные пакеты реек – длинные и широкие. Высокотемпературный мартенсит при пониженной скорости закалки представлен только бесструктурными областями. Во-вторых, только при пониженной скорости закалки в структуре стали присутствует бейнитные структуры. Качественные различия структуры стали свидетельствуют о том, что увеличение скорости закалки стали приводит к превращению в области более низких температур. Количественные оценки объемных долей структурных составляющих показали, что увеличение скорости закалки до 1 000 С/с приводит к некоторому увеличению объемной доли пакетного мартенсита (от 80 % до 86 %) и пластинчатого высокотемпературного мартенсита (от 3 % до 7 %). Объемная доля пластинчатого низкотемпературного мартенсита остается неизменной и равной 7 %. Таким образом, при плазменном поверхностном упрочнении зафиксировано четыре разновидности мартенсита: пакетного, пластинчатого, бесструктурного и наноразмерного зеренного типа (рис.15). Условия образования каждого типа мартенсита обусловлены температурным полем на поверхности и по глубине поверхностного слоя колесной стали в процессе плазменного упрочнения.

а) б) в) Рис.15. Электронные снимки микроструктур различны типов мартенсита в колесной стали марки 2: а – пакетный мартенсит; б – высокотемпературный;

в – низкотемпературный мартенсит Проведенные исследования на колесной и рельсовой стали с феррито-перлитной и перлитной структурой подтвердили теоретические предположения о бездиффузионном характере формирования аустенита в процессе скоростного нагрева. При плазменном упрочнении колесной и рельсовой стали происходят структурные изменения внутри перлитных колоний. В ходе исследований установлено, что для рельсовой стали только в одной ферритной пластине произошло -превращение, тогда как соседние ферритные пластины остались непревращенными, т.е. остались вне процесса превращения. Образовавшийся аустенит при последующем охлаждении превратился в мартенсит, который зажат между двумя сохранившимися нерастворенными пластинами цементита Локализация -превращений в одной ферритной пластине, является признаком бездиффузионного превращения. Характер неоднородного движения процесса -превращения внутри отдельной колонии перлита пластин цементита и феррита зафиксирована экспериментально (рис.16). На рис.16 показано, что на границе перлитной колонии с ферритом зафиксировано растворение пластин цементита с образованием аустенита, но превращении свободного феррита не произошло. Вероятнее всего, флуктуация состава феррита в сторону повышения содержание углерода со стороны цементита не происходит. Результаты микроструктурных исследований позволяют утверждать, что в условиях сверхскоростного плазменного нагрева колесной и рельсовой стали, внутри перлитных колоний аустенит образуется не диффузионным путем, а по механизму сдвига. В дополнении к механизму нагрева среднеуглеродистых сталей, описанных выше, было обнаружено, что при плазменном нагреве рельсовой стали, процесс аустенизации протекает в три стадии, которые характеризуются неоднородностью, так как превращение феррита в аустенит происходит не полное, так же, как и цементита в аустенит: распределение концентрации углерода в аустените неравномерное. Врезультате таких процессов в области, прилегающей к поверхности, где температура нагрева максимальная, карбиды полностью растворились, а внизу существует область с нерастворимыми карбидами.

В области растворимых карбидов твердый раствор насыщен углеродами, что приводит к образованию повышенного количества остаточного аустенита. В области нерастворимых карбидов количество остаточного аустенита значительного меньше. В связи с этим, для рельсовой стали необходимы более высокие скорости нагрева по сравнению с колесной сталью, с целью получения структур с нерастворимыми карбидами.

а) б) Рис.16. Микроструктура превращений в перлите колесной стали марки 2 в упрочненном слое с образованием аустенита на месте цементита и не превращенного феррита:

а – фрагмент перлитной структуры: б – фрагмент аустенит на месте цементита в окружении малоуглеродистого феррита В общем виде можно представить, что превращения имеют масштабную иерархию, где на каждом уровне существует свой доминирующий механизм трансформации фазовых и структурных составляющих в поверхностном слое. Процессы аустенизации на стадии нагрева протекают по смешанному механизму (диффузионному и сдвиговому) на различных масштабных уровнях. Бездиффузионные процессы преобладают на нано- и микроуровнях -превращений, а диффузионные на мезо- и макроуровнях.

Глава 5 посвящена описанию структуры и морфологии мартенсита в колесной и рельсовой стали. В п. 5.1 проведенные исследования показали, что основной составляющей в структуре поверхностного слоя колесной стали является -фаза ((80-95 %) в зависимости от режимов упрочнения): параметр кристаллической решетки – 0,2853 нм, смещение атомов 0,025 нм. Структура -фазы представляет собой смесь пакетного (реечного) мартенсита, пластинчатого (низкотемпературного и высокотемпературного) мартенсита. Остальные структуры: остаточный аустенит (-фаза) с гранецентрированной кристаллической решеткой, параметр 0,3569 нм; цементит с ромбической решеткой с параметрами а=0,4529 нм, в=0,5079 нм, с=0,6748 нм. Структуры типа бейнит, тростит, сорбит определяются особенностями режимов плазменного упрочнения. Установлено, что в кристаллах мартенсита присутствуют изгибные эксинционные контуры, как характеристика кривизны-кручения кристаллической решетки металла в результате сдвигового механизма превращения аустенита. В пластинчатом мартенсите изгибные контуры начинаются и заканчиваются по границам пластины, в пакетном они могут пересекать весь пакет. Пакетный (реечный) мартенсит – представляет набор приблизительно параллельных мартенситных кристаллов (реек), объединенных в пакет. Поперечные размеры кристаллов пакетного мартенсита составили 0,1-0,2 мкм. Она занимает основную долю -матрицы колесной стали. Второй морфологической разновидностью мартенсита, образующегося в колесной стали, является пластиночный мартенсит. Он отличается отдельно расположенными пластинами мартенсита без образования параллельных пачек, что наблюдается в пакетном мартенсите. Поперечный размер пластин больше поперечного размера отдельной рейки на 1,2-1,9 мкм. В зависимости от температурных условий охлаждения аустенита по ширине и глубине поверхностного слоя металла, отдельные мартенситные пластины имеют несколько размеров: большие, длина 20-30 мкм и малые, длина 1,8-2,8 мкм.

Большие пластины располагаются к друг другу под некоторым углом и пронизывают все зерно и их размеры ограничены либо границами зерна, либо другой пластиной, образовавшейся в зерне. Размер малых пластин ограничен большими пластинами. Вдоль границ кристаллов мартенсита наблюдается прослойки цементита. В объеме кристалла мартенсита частиц цементита не наблюдается. В поверхностном слое металла ближе к поверхности нагрева, на глубине ~0,1 – 0,2 мкм от поверхности, образуется еще один морфологический тип пластинчатого мартенсита – бесструктурный по форме, не содержащий в себе ни реек, ни пластин, ни других четко выявленных границ раздела.

Месторасположение его на стыках пакетов или на стыках пакетов и пластин мартенсита.

Большие пластины пластинчатого и пластины в виде бесструктурного мартенсита образовались в высокотемпературной области мартенситного превращения, а в низкотемпературной области сформировались малые пластины и по объемной доли они занимают от 310 %. Более тонкие исследования мартенситных участков в колесной стали марки 2 после плазменного упрочнения с использованием электронно-дифракционного анализа позволил установить, что мартенситные кристаллы имеют четыре ориентации: матричные кристаллы мартенсита (М), крупные двойники tw1, протяженные кристаллы мартенсита tw, находящиеся в двойниковом положение с матрицей, тонкие двойниковые прослойки мартенсита tw, внутри мартенситных кристаллов tw1.

В п. 5.2 исследована структура мартенсита в рельсовой стали. Для рельсовой стали после плазменного упрочения характерны подобные как и для колсной стали формирования структур на различных масштабных уровнях (макро-, мезо-, микро-, наноуровне).

Морфологические особенности мартенсита, образовавшиеся в упрочненном слое, можно разделить на несколько типов: двойниковый, реечный, крупные мартенситные пластины с четко выраженным мидрибом. Кроме того, в упрочненном слое присутствуют и другие структуры: тростит, перлит, остаточный аустенит, бейнит. Это обусловлено тем, что основная структура металла рельсовой стали до упрочнения представляет собой сорбит закалки (технология производства рельсов). Поэтому упрочненный поверхностный слой на рельсовой стали получается многослойным. Мартенситные кристаллы имеют различную длину 0,04-9,2 мкм. Крупные кристаллы мартенсита зарождаются на границах исходного аустенитного зерна, ультрадисперсные кристаллы – на межфазных границах крупных мартенситных кристаллов. Некоторые кристаллы мартенсита имеют вкрапления, что обусловлено мелкодисперсными выделениями карбидов. Причиной является высокая чувствительность рельсовой стали к процессам отпуска. Присутствие в кристаллах мартенсита дисперсных глобулярных карбидов свидетельствует о том, что в процессе плазменного упрочнения произошел отпуск мартенсита. В исследуемой стали частицы карбидной фазы обнаружены в объеме и вдоль границ кристаллов мартенсита. В первом случае они имеют игольчатую (пластинчатую) форму; во втором случае представлены в виде тонких прослоек. Микродифракционный фазовый анализ показал, что карбидная фаза является цементитом. Средние поперечные размеры частиц цементита, расположенных в объеме кристаллов мартенсита, составляют 76 нм, а продольные – 88 нм. Объемная доля таких частиц цементита равна 0,2 %. Для частиц цементита, расположенных по границам кристаллов мартенсита, средние поперечные размеры составляют 40 нм, продольные – 150 нм.

Объемная доля частиц по границам мартенсита – 0,36 %. Частицы цементита, расположенные по границам кристаллов мартенсита, по форме и расположению напоминают прослойки остаточного аустенита. Обнаружено отличие в перлите до упрочнения и после, которое заключается в степени дефектности ферритной составляющей перлита; после упрочнения плотность дислокаций существенно выше. Плотность дислокаций в цементитной составляющей перлита очень высока: как до упрочнения, так и после него. В образцах из рельсовой стали после плазменного упрочнения образуются смешанные структуры: нижнего бейнита и мартенсита нескольких морфологических типов (двойникованный, реечный, крупные пластины с четко выраженным мидрибом). Внутри крупных кристаллов мартенсита наблюдаются выделения мелкодисперсных карбидов, что свидетельствует об отпуске мартенсита в процессе упрочнения. Строчечные выделения карбидных частиц присутствует также на межфазных границах мартенситных кристаллов двойник / матрица. Как уже отмечалось выше, смешанная структура нижнего бейнита и мартенсита в высокоуглеродистых сталях увеличивает сопротивляемость хрупкому разрушению при сохранении высоких прочностных свойств металла. В связи с этим, получаемая в рельсовой стали смешанная структура упрочненного слоя нижнего бейнита и мартенсита с различной морфологией является наиболее оптимальной с точки зрения эксплуатации структурой, по сравнению с чистым мартенситом. Таким образом, проведенные исследования формирования структур в колесной и рельсовой стали на различных масштабных уровнях (макро-, мезо-, микро- и наноуровнях) позволяет оптимизировать процессы структурообразования в процессе плазменного упрочнения.

В п. 5.3 исследованы структура остаточного аустенита образующаяся в поверхностном слое. В ходе металлографических исследований установлено, что остаточный аустенит в пакетном и пластиночном мартенсите располагаются по границам мартенситных кристаллов в виде тонких прослоек, объемная доля которых составляет 5-7 %, большая часть расположена в пакетном мартенсите. В пакетном мартенсите остаточный аустенит располагается по границам реек, а частицы цементита находятся внутри. Количественные оценки объемных долей остаточного аустенита и цементита, проведенные для одних и тех же мартенситных реек, показали, что чем больше в рейке цементита, тем меньше в ней доля остаточного аустенита). Это означает, что закалка стали в карбидном пакетном мартенсите идет по схеме (+Fe3C), а в безкарбидном пакетном мартенсите – по схеме . Проведенные исследования показали, что каждый кристалл -матрицы характеризуется наличием в нем плотной дислокационной субструктуры. При этом дислокационная структура не связана с распределением карбидов. Средняя скалярная плотность дислокации в целом по структуре мартенсита составляет 6,21012см2, а самое высокое 6,81012см2 в пакетном мартенсите (дислокационном), в пластиночном. В 5,21012смпластинах цементита 4106 см2, в бейнитных кристаллах 7,8108 см2. В п. 5.4 показано, что напряженно-деформированное состояние поверхностного слоя зависит от расположения структурных составляющих по ширине и глубине. Плазменное поверхностное упрочнение сопровождается дальнодействующими полями напряжений. В сложной структуре колесной стали марки 2 и перлитной рельсовой стали, созданной -превращением в результате закалки, присутствует ряд источников полей напряжений. Во-первых, превращение в ходе закалки приводит к значительной бейновской деформации, величина которой достигает значений = 0,13-0,20. Такая упругая деформация приводит к пластической деформации, следовательно, к созданию в материале больших полей напряжений.

В связи с несовместностью бейновской деформации в различно ориентированных мартенситных пакетах возникают дополнительные поля напряжений в их стыках. Генерация дислокаций и развивающаяся дислокационная структура частично релаксируют упругие поля напряжений, а фрагментация дислокационной структуры значительно снижает внутренние напряжения. Во-вторых, закалка стали приводит к накоплению в ней высокой скалярной плотности дислокаций, организованных в субструктуру, которые вносят вклад в поле напряжений. Незаряженный дислокационный ансамбль, т.е. ансамбль без избыточных дислокаций, генерирует напряжение сдвига, заряженный – моментные напряжения.

Закалка исследуемых сталей приводит к накоплению в ней высокой скалярной плотности дислокаций, достигающей значения ~1,5*1015 м.-2 Последующий отпуск снижает е величину почти в 2 раза. Такая дислокационная структура, в свою очередь, формирует большие внутренние напряжения. Эти напряжения частично компенсируют упругие напряжения, возникшие при бейновской деформации, а частично их усиливают. В-третьих, формирующаяся в термообработанной стали дислокационная структура наряду со скалярной плотностью дислокаций характеризуется высоким значением избыточной плотности дислокаций. Последняя также вызывает высокие внутренние поля напряжений (моментные напряжения). В-четвертых, вклад во внутренние поля создается дисклинациями, которые расположены в стыках пакетов и пластин. В этих местах стыковые дисклинации являются источниками полей напряжений. Таким образом, основными источниками внутренних полей напряжений уже после закалки исследуемой стали являются: 1) скалярная плотность дислокаций; 2) поляризация дислокационной структуры и избыточная плотность дислокаций; 3) сохранившаяся частично упругая несовместность деформации превращения; 4) стыковые дисклинации. Оптимальные режимы плазменного упрочнения позволяют получать равномерное по ширине и глубине поверхностного слоя распределение структур, что благоприятно влияет на напряженно-деформированное состояние. В процессе упрочнения колесной пары поверхность колеса (самоотпуск) нагревается до температуры 80-120 С, что частично способствует релаксации напряжений. Для колесной стали впервые обнаружено наследование дислокационной структуры аустенита при следующем фазовом превращение в процессе охлаждения обеими структурными составляющими перлита (феррита и цементита). Это согласуется с работами Г.В. Курдюмова, Г.Э. Эстина, В.А. Лихачева, в которых установлен сам факт «наследования» дислокационной структуры аустенита при последующих перлитных, бейнитных и мартенситных превращениях.

Однако, если высокая плотность дислокаций в структуре мартенсита не взывает сомнения, то в отношениях других продуктов превращения аустенита вопрос остается открытым.

Как показал электронно-микроскопический анализ, дислокационная структура аустенита колесной и рельсовой стали при последующем перлитном превращение в условиях плазменного упрочнения, в большей степени наследуется цементитом, чем ферритом. Это объясняется следующим образом: скользящие в -фазе полные дислокации с векторами Бюргерса в = <110> переходят в полные дислокации в -фазе с векторами Бюргерса в = <111> и в в <100>, причем в процессе превращения сохраняются плоскости скольжения. Тогда из-за неоднородного протекания перлитного превращения в поверхностном слое возникают внутренние напряжения, под действием которых подвижные дислокации в -фазе перераспределяются: в объеме их плотность уменьшается, на межфазных границах и вблизи перлитных колоний – увеличивается. Преобразование векторов Бюргерса <110> полных дислокаций в аустените в дислокации в цементите, при Fe3C превращения будет следующим: в = <010>, в = <201>, в = 1/ц ц ц <321>, исходя из соотношения О.С. Питча-Петча. Исследования дислокаций в колесной стали выявили особенности превращения полных дислокаций в аустените в неполные в цементите. Вектора Бюргерса в этих дислокациях не принадлежат наиболее плотноупакованным плоскостям в решетке цементита, по которым возможно скольжение, поэтому наследованные дислокации неподвижные.

Таким образом, проведенные автором глубокие фундаментальные исследования на уровне физического материаловедения колесной и рельсовой стали показывают, что проблему повышения износостойкости и сопротивляемости контактным нагрузкам в трибоузле «колесо – рельс» необходимо рассматривать как многоуровневую систему, где все процессы взаимосвязаны. Процессы деформации и упрочнения колесной и рельсовой стали необходимо рассматривать с позиции иерархии многоуровневого структурообразования. Применительно к технологии плазменного поверхностного упрочнения колесной и рельсовой стали, иерархия масштабных уровней в первом приближении выглядит следующим образом.

На макромасштабном уровне структурообразование в упрочненном слое характеризуется в колесной стали формированием поликристаллических структур, размер зерен изменяется в переделах от 110 нм до 30 мкм.

На мезомасштабном уровне разнородная структура мартенситных кристаллов от микроразмеров до наноразмеров в зернах по типу ультрадисперсное зерно – кристалл мартенсита.

На микромасштабном – в зернах формируется сетчатая дислокационная структура различной плотностью дислокаций в структурах, сформированных в упрочненном слое, в условиях нестационарного поля температур (стадий нагрева и охлаждения).

На наномасштабном уровне формирование ячеек и полос локального изменения химического состава стали, к сформированным наноструктурованным зернам феррита в локальных областях поверхностного слоя.

а) б) в) Рис. 17. Фрагмент ячеистой дислокационной структуры на тройных стыках ферритных зерен (а), в перлитной пластине (б), в пластине мартенсита (в) в колесной стали после плазменного упрочнения В главе 6 рассмотрены вопросы классификации, эволюции, самоорганизации дислокационных структур в колесной и рельсовой стали в процессе плазменного нагрева. В процессе плазменного упрочнения наследуются дислокационные субструктуры, имевшие место во время фазовых превращений в аустените, феррите, перлите и цементите (рис.17). Колесная и рельсовая сталь, которые сегодня используются на подвижном составе по структуре мартенсита обладают высокой степенью дефектов упаковки, поэтому согласно классификации Н.А. Коневой, Э.В. Козлова последовательность дислокационных превращений в процессе плазменного упрочнения протекает по схеме низкоэнергетического механизма. Это свидетельствует о том, что в ходе субструктурных превращений система стремится к некоторому локальному минимуму энергии. Для проведения исследований была применена диаграмма гарантированного интервала упрочнения (ГИУ) с использованием количественного физического параметра изменения в поверхностном слое металла – плотность тепловой мощности вводимой в поверхностный слой, при этом изменяли параметры плотности тепловой мощности, т.е. степень упрочнения, анализировали образовавшиеся дислокационные субструктуры в упрочненном слое, как результат градиента термических напряжений (рис.18).

В работе установлено, что с увеличением степени термических напряжений в поверхностном слое металла (управляющий параметр тепловая мощность плазменного нагрева) происходит эволюция дислокационных субструктур в упрочненном слое. В исходном состоянии колесной стали при низкой скалярной плотности дислокаций наблюдается хаотическая дислокационная субструктура. В интервале плотности теплового потока 0W, в поверхностном слое преобладает хаотическое и сетчатое распределение дислакационной субструктуры. С увеличением роста термических напряжений в процессе упрочнения до порога W2 происходит переформирования дислокационных субструктур из хаотических в сетчатую форму. Сетчатая дислокационная субструктура по своей морфологии достаточно хаотична. В ней присутствуют непрерывные разоринтировки. Наряду с дислокационными клубками она содержит отдельные дислокации и их пересечения, которые могут вводить дискретные разориентировки и выступать в качестве основы следующей стадии эволюции – ячеисто-сетчатой дислокационной субструктуры. При этом необходимо отметить, что изменений структуры (феррита и перлита) на макро- и мезоуровнях в поверхностном слое не происходит. Начиная с порога W и далее, происходит последовательное превращение дислокационных субструктур с усложнением субструктуры и увеличением плотности дислокации в связи со структурно-фазовыми превращениями, протекающими в поверхностном слое. В начале интервала гарантированного упрочнения W, распространенным типом является сетчатая дислокационная субструктура, содержащая дислокационные клубки, сгущения (рис. 19).

Рис.18. Формирование структуры на мак- Рис.19.Формирование субструктур на микроуровне в поверхностном слое металла в роуровне в поверхностном слое металла в зависимости от плотности тепловой зависимости от плотности тепловой мощмощности плазменного нагрева ности плазменного нагрева Однако в дальнейшем распространенным типом становится ячеисто-сетчатая форма дислокаций, которая отличается от предыдущей большей или меньшей степенью незавершенностью строением ячеек и как следствие наличием или отсутствием, наряду с непрерывными разориентировками, дискретных разориентировок. Ячеисто-сетчатую дислокационную субструктуру характеризует достаточно рыхлые сгущения, размеры которых соотносятся с размерами разряженных участков от дислокаций. В этой субструктуре начинают присутствовать локальные дальнодействующие поля напряжений, о чем свидетельствует изгиб дислокационных линий. В конце интервале W2-W преобладающей становится ячейстая дислокационная субструктура. Плотность дислокаций существенно выше на межфахной границе цементит-феррит, а в структуре мелкодисперсного мартенсита достигает значении -1012 см-2. С ростом скалярной плотности дислокаций размер ячеек уменьшается, что обусловлено большой кривизной кручения кристаллической решетки, ячеистая дислокационная субструктура уже имеет первые признаки фрагментирования, а именно: анизатропные фрагменты, которые относятся к толщине и размерам фрагмента менее 0,03 мкм.

Таким образом, можно утверждать, что существует критическая плотность дислокаций, способная сопротивляется пластическим деформациям в поверхностном слое металла, выше которой начинаются интенсивно процессы трещинообразования в процессе упрочнения. Повышая энергетическое воздействие на металл (увеличивая степень термических напряжений и деформации), путем увеличения скорости нагрева, дислокационные субструктуры не справляются с этой критической интенсивностью деформации, происходит разрыв в микообъеме кристаллической решетки уже на атомарном уровне с образованием многочисленных субмикротрещин и начинается стадия микрооплавления (рис. 20). Зоны расположения (образования) микротрещин являются внутрифазными границами раздела феррита и перлита, пакетов и пластин мартенсита. Это сопровождается сильным изгибом кручением кристаллической решетки окружающего объема металла, имеющего градиентный характер. Кроме того, это сопровождается увеличением линейной плотности изгибных экстинкционных контуров и формированию разориентированной субструктуры дислокаций. Поверхностный слой металла после такого режима плазменного нагрева с появлением признаков микрооплавления поверхности состоит из нескольких слоев (оплавленный слой порядка 10-300 мкм, слой закалки из твердой фазы, порядка 1,5-2 мм, слой переходных структур порядка 0,51 мм) и практически он напоминает композиционный слой, где в каждом слое наблюдается различие структур на всех масштабных уровнях. В этом случае, как и в случаях рассмотренных выше, такой поверхностный слой в колесной и рельсовой стали нельзя рассматривать строго с позиции традиционной механики сплошных сред, применяемых к процессам деформаций, напряжений и разрушений.

а) б) Рис. 20. Электронно-микроскопическое изображении субмикроструктуры: а – формирующейся вблизи микротрещины (стрелками показаны скопления разориентированых дислокаций), б – в цементитной частицы Каждая макроструктура упрочненного слоя имеет эволюционный запас по дислокационным субструктурам (табл. 2-4). В структуре мартенсита присутствуют все известные на сегодняшний день типы дислокационных субструктур, имеющие разную плотность дислокаций. Наибольшая плотность дислокаций в мартенсите наблюдается в ячейстой дислокационной субструктуре. Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что упрочненный слой колесной и рельсовой стали, имея высокую макротвердость и состоящий из разнородных структур, способен в процессе деформации при трении, за счет не завершенности процессов эволюции дислокационных субструктур в макроструктурах, не выкрашиваться и не разрушаться.

Глава 7 посвящена изучению влияния специально сформированных поверхностных слоев на гребне колеса при помощи плазменного нагрева на показатели износостойкости. На основе исследований, проведенных в главах 2-6, определены основные закономерности формирования приповерхностных слоев, позволяющие эффективно повышать износостойкость изделий; показана существенная роль приповерхностных слоев малых толщин в разрушении материалов при трении, разработаны способы формирования тонких приповерхностных слоев, позволяющих повышать ресурс работы колесных пар подвижного состава в два и более раз. В п. 7.1 приведены результаты исследований упрочненных поверхностных слоев колесных и рельсовых сталей на модельных образцах износостойкости, трещиностойкости и сопротивляемость пластической деформации с позиции механики сплошных сред. Установлено, что при испытаниях на машине трения СМТ-1 контактной пары колесо-рельс, при различных степенях отношения упрочненного образца колесной стали к стандартному образцу из рельсовой стали, износостойкость образцов прошедших плазменное упрочнение увеличивается в 2-6 раз. Состояние рельефа поверхностей трения и степень повреждения поверхностного слоя оцениваемое по наличию и количеству царапин, борозд скольжения, места адгезионного соединения (микронеровности колеса и рельса в зоне контакта) сопряженных материалов и других дефектов, косвенно относится к развитию износа.

Таблица Кривизна – кручения кристаллической решетки и дальнодействующих полей напряжений структуры колесной стали R, нм , 102,рад/см ,МПа Структурные элементы min max min max min max Зерна структурно свободного феррита 45 180 3, 5 6,5 210 3Перлит пластинчатый 22 46 25,5 61,5 450 5Псевдоперлит 6 14 10,5 30 390 4Ультрадисперсные зерна феррита 3 21 65 190 880 11Пакетный мартенсит 20 70 10,5 38,5 660 9Пластинчатый мартенсит 50 150 8,5 24,5 580 8Бейнит 74 135 4,4 16,8 540 7Троостит 60 90 3,2 10,2 420 5Таблица Типы дислокационных субструктур в колесной стали плазменного упрочнения.

Структуры Хаос Сетки Ячейки, сетки Ячейки , см-2 ,% , см-2 ,% , см-2 , % , см-2 ,% Пластинчатый перлит 2,1*109 50 2,8*1011 50 - - - - Псевдоперлит 1,6*1010 44 2,1*1011 56 - - - - Частицы цементита - - 1,2*1010 100 - - - - Мартенсит 1,5*1010 12 2,8*1011 55 5,7*1011 10 2,1*1012 Троостит 2,1*1011 6 4,4*1011 45 4,9*1011 35 2,3*1011 Сорбит 1,5*1011 12 4,6*1011 50 3,1*1011 38 - - Примечание: ‹› – скалярная плотность дислокаций в данном типе субструктуры; – относительное содержание данного типа дислокационных субструктур в объеме структур упрочненного слоя Таблица Типы дислокационных субструктур в рельсовой стали после плазменного упрочнения Структура Хаос Сетки, клубки Сетки-ячейки Ячейки , см-2 ,% ,см-2 ,% ,см-2 ,% , см-2 ,% Зерна феррита 2,5*1010 18 4,5*1010 45 4,8*1010 37 - - Пластинчатый перлит 2,6*1010 50 5,4*1010 50 - - - - Псевдоперлит 1,4*1010 38 4,5*1010 49 - - 2,1*1011 Мартенсит 2,8*1010 15 4,8*1011 35 7,6*1011 35 4,3*1012 Мартенсит отпуска 0,2*1010 14 3,1*1011 60 4,1*1011 16 7,8*1011 Бейнит 4,1*1011 70 8,5*1011 Остаточный аустенит 5,7*1010 1Цементит 6,7*1010 1 Была найдена взаимосвязь между состоянием рельефа и значением коэффициента трения. Разница в рельефе упрочненных и неупрочненных образцов хорошо соответствовала разнице в значениях коэффициентов трения. На участке диаграммы трения для не упрочненных образцов с более высокими значениями коэффициента трения соответствовали поверхности трения с относительно грубым рельефом, где имелись широкие борозды скольжения и многочисленные следы незначительного адгезионного взаимодействия. В противоположность этому на поверхности трения упрочненных образцов наблюдалось меньшее количество борозд и адгезионных следов; борозды имели меньшую ширину, а шаг самого рельефа также уменьшился на 50-60 % – поверхности трения имели «отполированный» вид (рис. 21).

Триботехнические испытания упрочненных колесных и рельсовых сталей позволили выявить некоторые особенности а) б) в) в поведении коРис.21. Поверхности трения не упрочненной (а) и упрочненной (б) эффициента треколесной стали (упрочненный нанорельев в границах зерна) ния и температуры вблизи поверхности трения в зависимости от скорости скольжения и нагрузки. Установлено, что коэффициент трения сначала уменьшается, а потом увеличивается с ростом нагрузки и скорости. С увеличением нагрузки пластическая деформация интенсифицируется, приводя к формированию фрагментированного слоя и зоны пластического течения, которая характеризуется изменением формы зерен, т.е изменения субструктуры упрочненного поверхностного слоя стали при пластической деформации развиваются в объеме кристаллов мартенсита. Установлено, что в процессе деформации упрочненного поверхностного слоя колесной стали происходит дополнительное повышение прочностных свойств за счет действия многих факторов, наибольший вклад в величину деформационного упрочнения вносят дальнодействующие поля напряжений. С ростом степени деформации упрочненных слоев металла, увеличивается скалярная и избыточная плотность дислокаций. Установлено, что с увеличением степени деформации растет число дислокационных зарядов в единице объема, изменяется характер кривизны-кручения кристаллической решетки -фазы, проявляющийся в изменении морфологии изгибных экстинкционных контуров. Деформация упрочненной колесной стали марки 2 приводит к появлению кольцевых контуров, т.е. контуров, расположенных и замкнутых внутри кристаллов мартенсита. Это свидетельствует о формировании источников полей напряжений внутри кристаллов мартенсита. Развивается процесс фрагментации кристаллов мартенсита, сопровождающийся уменьшением размеров фрагментов и увеличением степени их разориентации. Внутри фрагментов, как и во всем объеме материала, наблюдается ячеистосетчатая дислокационная субструктура. С ростом степени деформации нарастают непрерывные и дискретные разориентировки на границах раздела кристаллов мартенсита и фрагментов. Деформация колесной и рельсовой стали в процессе трения сопровождается увеличением количества микродвойников в кристаллах мартенсита. Данный факт говорит о деформировании поверхностного слоя колесной стали не только скольжением дислокаций, но и путем двойникования. Установлено, что в условиях интенсивного пластического деформирования материал поверхностного слоя колесной стали фактически распадается на две существенно различающиеся части: слой с фрагментированной структурой и пластически деформированную зону. В колесной стали с ферритно-перлитной структурой по мере роста деформации дислакационные структуры начинают эволюционировать путем накопления малоугловых дислокационных границ. В рельсовой стали со структурой перлита процесс эволюции связан с накоплением разориентировок на границах деформационного происхождения. Фрагментирование размеров зерен и измельчение фрагментов приводит к уменьшению плотности дислокаций в них вплоть до критического размера зерен и фрагментов, близкого к 100 нм. При измельчении размера зерен, относящихся к микроуровню в процессе трения, скалярная плотность дислокаций убывает и возрастает плотность частичных дисклинаций. Эти дисклинации расположены в тройных стыках микрозерен. В интервале размеров зерен 300…100 нм плотность дисклинаций с уменьшением размера зерна возрастает. Таким образом, установлено, что в процессе трения упрочненного слоя продолжают происходить процессы структурообразования на микроуровне и мезоуровне. Вовлечение в деформационный процесс упрочненного поверхностного слоя металла, имеющего после закалки высокую плотность дислокаций очередного носителя деформации, сопровождается ростом диссипативной активности. По мере повышения пластической деформации дислокационные и другие дефектные структуры претерпевают изменения, приводящие к диссипативной активности материала в целом. При достижении некоторой критической плотности дислокаций происходит очередная смена носителя деформации на дисклинации. Таким образом, можно предположить, что в процессе плазменного упрочнения структурообразование в поверхностном слое металла на микромасштабном уровне представлено одним носителем пластической деформации дислокациями. В процессе трения (деформации) носителем пластической деформации выступают дисклинации. При этом для упрочненного поверхностного слоя металла дальнейшая пластическая деформация происходит на более высоком диссипативном уровне. Диссипативная активность дисклинационных субструктур связана с более высокой энергией их образования по сравнению с дислокациями. Деформация колесной и рельсовой стали сопровождается до превращением остаточного аустенита, что подтверждается результатами рентгенофазового анализа после испытаний. Проведенные исследования позволяют выдвинуть гипотезу,что на поверхности трения в процессе пластической деформации упрочненных колесных и рельсовых сталей формируются дополнительные нанокристаллические слои из градиентных структур упрочненного поверхностного слоя, которые выступают основным фактором повышения износостойкости, как только они разрушаются, образуются новые нанокристаллические слои.

В п. 7.2 приведены результаты эксплуатационных испытаний колесных сталей прошедших плазменное упрочнение. Экспериментально доказано увеличение пробега колес от обточки до обточки в 2-7 раз (рис. 22).

Средний пробег ВЛ 80р между обточками. Локомотивное депо ИркутскДанные по износу электровозов толкачей на участке Иркутск-Слюдянка Сортировочный 7,6,6 205 204 192001996 упрочненные 1501,1001995 неупрочненные 500,49 0,год 1995 1996 1997 2004 20Рис. 22. Результаты эксплуатационных испытаний упрочненных колесных парна ВСЖД Позиция плазменного упрочнения локомотивного депо Орехово Рис. 23. Общий вид плазменной установки по плазменному упрочнению колесных пар электровозов без выкатки: а – компоновка установки;

б – установка в работе локомотивное депо Орехово МЖД В главе 8 приведены данные по проектированию оборудования для плазменного поверхностного упрочнения (источники питания, плазмотроны, механизмы и аппаратура управления, технология контроля партеров упрочнения), рис. 23. Проведенные исследоваИзнос на 10000 км, мм май март июнь июль август апрель ноябрь январь октябрь декабрь февраль сентябрь ния позволили скорректировать технологию плазменного упрочнения гребней колесных пар и разработать оборудование для его осуществления. Приведены результаты внедрения разработанного оборудования. В данной работе проведены систематические исследования закономерностей особенностей структурообразования колесной и рельсовой стали при плазменном нагреве, деформации и разрушения при трении. В совокупности полученные результаты и установленные закономерности позволили развить и дополнить существующие представления о природе физических процессов структурообразования при поверхностном упрочнении, деформации и разрушения материалов при трении. Изложенные экспериментальные данные позволяют по-новому взглянуть на роль приповерхностных слоев материалов при трении.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ Проведенные исследования на конструкционных углеродистых сталях показали, что процесс плазменного поверхностного упрочнения без оплавления поверхности включает четыре стадии: нагрев, фазовое () превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение. При обработке в режиме оплавления добавляется пятая фаза оплавление поверхности.

Обнаружено, что при плазменном поверхностном упрочнении в интервале скоростей нагрева 500-1 000 С/с конструкционных углеродистых сталей (с феррито-перлитной структурой) имеет место существования двух механизмов образования аустенита: диффузионного и бездиффузионного. С увеличением содержания углерода в стали свыше 0,6 % зарождение аустенита может происходить мартенситоподобным сдвиговым механизмом с соблюдением ориентационных соотношений, близких к О.С. Курдюмова-Закса, между исходным ферритом (ферритной составляющей перлита) и вновь образовавшимся аустенитом.

Установлено, что нагрев со скоростью выше 1 000 С/с конструкционных углеродистых сталях вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действия одновременно двух различных процессов – диффузионного и бездиффузионного.

При этом та часть аустенита, которая образовалась по бездиффузионному механизму, не может быть устойчивой в межкритическом интервале температур, так как температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Неустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что углерода в нем меньше, чем этого требуется при диффузионном механизме превращения, при котором углерода всегда достаточно для создания устойчивого аустенита. С увеличением скорости нагрева свыше 1 000 С/с количество мест для зарождения центров новой фазы быстро исчерпывается, а рост имеющихся центров (зависящий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекания () превращение, что приводит к доминированию бездиффузионного механизма аустенизации. Нагрев феррито-перлитных сталей со скоростью свыше 10 000 С/с протекание () превращение, полностью становится бездиффузионным.

При протекании () превращение, по диффузионному механизму зарождение аустенита, определяется химический составом стали и условиями предварительной обработки. Показано, что для закаленной и отпущенной колесной стали, перекристаллизация состоит из двух этапов: упорядоченной перестройки решеток, приводящей к восстановлению зерна, последующей рекристаллизации аустенита, обусловленной внутренним (фазовым) наклепом.

Обнаружено, что при плазменном нагреве колесных и рельсовых сталей зародыши аустенита имеют вид пластинчатых кристаллов, возникающих на границах реек -фазы, а не на межфазных границах феррит / цементит. Зародыши аустенита, возникающие на границе феррит / цементит, имеют единую ориентацию в пределах первоначального зерна аустенита, что объясняет восстановление зерна аустенита при последующем росте зародышей.

Установлено, что основной вклад в повышение прочности твердости углеродистых конструкционных сталей, прошедших плазменное упрочнение, вносит деформационное, дисперсионное и зернограничное упрочнение.

Установлено, что структурно-фазовое состояние колесной и рельсовой стали, прошедших плазменное поверхностное упрочнение, закономерным образом изменяется на различных структурно-масштабных уровнях строения поверхностного слоя, а именно на:

– макромасштабном уровне в структуре колесной и рельсовой сталях проявляется в формировании поликристаллической структуры (мартенсита, бейнита, тростомартенсита, тростосорбита), размер зерен которой изменяется в пределах от 0,5 до 100 мкм;

– мезомасштабном уровне – в формировании в зернах микронных размеров мартенситной структуры (различной морфологии: пластинчатого, пакетного, бесструктурного), состоящей из кристаллов мартенсита, частиц цементита и включений остаточного аустенита; в зернах субмикронных размеров – одного кристалла мартенсита («зерно – кристалл мартенсита»). Наблюдается увеличение для отожженного состояния (в 2-2,5 раза по отношению к исходному состоянию) количества источников и амплитуды дальнодействующих полей напряжений, а для закаленной и закаленной отпущенной – термическое разрушение границ раздела кристаллов мартенсита и формирование субзеренной структуры.

– микромасштабном уровне – в формировании сетчатой – ячеистой – дислокационной субструктуры (<> ~1011 см-2) в зоне твердофазного превращения; в переходной зоне термического влияния – в увеличении скалярной плотности дислокаций градиентных структур, формировании фрагментированной субструктуры. Приповерхностный слой состоит преимущественно из ячеисто-клубковой дислокационной субструктуры, в которой скалярная плотность дислокаций равна (<> ~ 2 – 6,8 1012 см-2). На глубинах от 100 до 220 мкм наблюдалась клубково-сетчатая дислокационная субструктура. Скалярная плотность дислокаций изменяется от слоя к слою:

< > = 2,0·1011 см–2 на глубине 150-200 мкм, < > = 6,68·1010 см–2 на глубине 200-250 мкм, < > = 4,49·1010 см–2 на глубине 260-320 мкм.

– наномасштабном уровне – в формировании и распаде полос локального изменения химического состава стали, образующихся при растворением частиц цементита; в переходной зоне и к основному металлу зоне в формировании полос локального изменения химического состава стали, обусловленного растворением частиц цементита исходного состояния упрочненной стали.

– атомарном уровне – искажение кристаллической решетки структуры мартенсита и других структурных составляющих примесными атомами замещения и внедрения вызывающих изменение упорядочности в распределения атомов поверхностного слоя; изменение пространственной ориентации атомов на границах зерен и увеличение градиента потенциального энергии атомов на границе зерен и в объеме зерна, что приводит активному взаимодействию атомов и отсутствию упорядоченности, возрастание роли точечных дефектов – потока неравновесных вакансий, генерируемых границами зерен.

На основе изучения кинетических зависимостей изнашивания поверхностных слоев исследуемых материалов показано, что в их износе и разрушении существенную роль играют процессы на микро- и мезоуровне масштабной иерархии процессов деформации.

Деформация приповерхностных слоев колесной стали при трении происходит путем эволюции с образованием и накоплением дислокаций, их объединение, возникновение ячейстых структур и фрагментации. В результате фрагментации создаются мезофрагменты поверхностного слоя металла с формированием участков фрагментированной мезосубструктуры, внутри которых появляются и распространяются деформационные мезополосы, вплоть до развития микротрещин, не вызывающих разрушения материала. В результате многоциклического нагружения поверхностно-упрочненного слоя происходит объединение фрагментов, т.е. переход на макроуровень, которые выступают в роли продуктов износа и затем следует разрушение поверхностного слоя материала. Основной и главной особенностью деформации упрочненного слоя является высокая степень деформации без нарушения сплошности упрочненного материала при этом степень деформации резко неоднородна по поверхности материала. В мартенситных структурах поверхностного слоя колесной стали развивается процесс фрагментации кристаллов мартенсита, сопровождающийся уменьшением размеров фрагментов и увеличением степени их разориентации.

На основе проведенных исследований разработаны физические принципы формирования поверхностных слоев в колесной и рельсовой стали с целью повышения износостойкости. Разработано оборудование и технология для осуществления плазменного поверхностного упрочнения.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

Монографии:

1. Балановский А.Е. Проблема износа колеса и рельса (краткий анализ и предложения / А.Е. Балановский. – Иркутск : Плазмопротек,1996. – 96 с.

2. Балановский А.Е. Проблема износа пары трения колесо-рельс / А.Е. Балановский. – Иркутск : Изд-во ИрГТУ, 1997. – 167 с.

3. Балановский А.Е. Плазменное термоциклическое упрочнение металлов / А.Е. Балановский. – Иркутск : Плазмопротек, 2001. – 110 с.

4. Балановский А.Е. Плазменное поверхностное упрочнение металлов / А.Е. Балановский. – Иркутск : Изд-воИрГТУ, 2006. – 180 с.

5. Балановский А.Е. Система колесо-рельс: в 3 ч. / А.Е. Балановский. – Иркутск :

Изд-во ИрГТУ, 2011. – Ч. 1. Конец системы колесо-рельс и вновь начало… – 1010 с.

6. Балановский А.Е. Система колесо-рельс: в 3 ч. / А.Е. Балановский. – Иркутск :

Изд-во ИрГТУ, 2012. – Ч. 2. Трибологическое материаловедение. – 760 с. (сдана в печать) Патенты РФ:

1. Патент № 2430166, Российская Федерация. Способ упрочнения железнодорожных колес и железнодорожное колесо с упрочненной рабочей поверхностью / А.Е. Балановский, В.Е. Цой; заявитель и патентообладатель НП НЦРИТ; опубл. 27.09.2011. Бюл.

27. –27с.

2. Патент №95666, Российская Федерация. Установка для упрочнения колесных пар железнодорожного состава / А.Е. Балановский, В.Е. Цой; заявитель и патентообладатель НП НЦРИТ; опубл. 10.07.2010. Бюл.24.–34с Статьи в рецензируемых журналах из списка ВАК 1. Балановский А.Е. Плазменное циклическое упрочнение сталей / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // Сварочное производство. – 1992. – №11. – С. 19-20.

2. Балановский А.Е. Проблема водорода при плазменном поверхностном упрочнении / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // Сварочное производство. – 1992. – №11. – С.13-15.

3. Балановский А.Е. Наводороживание поверхностного слоя металла при плазменном легировании из твердой фазы / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // Известия ВУЗов.

Черная металлургия. – 1992. – №10. – С. 39-40.

4. Балановский А.Е. Влияние теплофизических свойств материала катода на величину катодного падения потенциала в дуговом разряде / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // ТВТ. –1992. – Т.30, № 5. – С.1029-1031.

5. Балановский А.Е. К вопросу об эффективном потенциале ионизации / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // Сварочное производство. – 1991. – № 10. – С.31-43.

6. Балановский А.Е. Упрочнение поверхности катода при взаимодействии с катодными пятнами дугового разряда / А.Е. Балановский, Н.А. Нестеренко // ТВТ. – 1993. – Т.31, №2. – С. 328-330.

7. Балановский А.Е. Влияние скорости нагрева на кинетику превращения аустенита в углеродистых сталях / А.Е. Балановский, В.П. Токмаков, А.В. Петухов //Известия ВУЗов. Машиностроение. – 1993. – №4. – С. 20-25.

8. Фазовые преващения в феррито-перлитных сталях при плазменном нагреве / А.Е. Балановский, В.П. Токмаков, А.В. Петухов [и др.] // Известия ВУЗов. Черная металлургия. – 1993. – №9. – С. 28-36.

9. Балановский А.Е. Плазменное поверхностное упрочнение колесных пар локомотивов / А.Е. Балановский, В.С. Глазков // Вестник ВНИИЖТ. – 1996. – №4. – С. 34-38.

10. Балановский А.Е. Комплексная система ресурсосбережения колес и рельсов на ВСЖД / А.Е. Балановский, А.К. Марютин, Б.А. Мороз // Локомотив. – 1998. – №9. – С.1922.

11. Балановский А.Е. Математическая модель проектирования электрического режима работы плазмотрона / А.Е. Балановский // Вестник ИрГТУ. – 2005. – № 4. – С. 34-36.

12. Балановский А.Е. Поверхностное упрочнение рельсов / А.Е. Балановский // Путь и путевое хозяйство. – 2005. – №11. – С. 38-40.

13. Балановский А.Е. Результаты внедрения технологии плазменного упрочнения на ВСЖД / А.Е. Балановский // Железнодорожный транспорт. – 2006. – №4. – С. 28-32.

14. Балановский А.Е. Плазменные технологии в промышленности: состояния и перспективы / А.Е. Балановский // Заготовительное производство в машиностроении. – 2007. –№6. – С. 22-26.

15. Балановский А.Е. Плазменные технологии в промышленности: состояния и перспективы / А.Е. Балановский // Заготовительное производство в машиностроении. – 2007. –№.9. – С.32-36.

16. Балановский А.Е. Плазменное поверхностное упрочнение специальных сталей / А.Е. Балановский // Металлургия машиностоения. – 2009. – №5. – С. 24-30.

17.Балановский А.Е., Плетников И.А. Комплексная оценка качества технологии плазменного поверхностного упрочнения бандажей локомотивов Ч.1// Сварка и диагностика -2012 (принята к печати).

18.Балановский А.Е., Плетников И.А. Комплексная оценка качества технологии плазменного поверхностного упрочнения бандажей локомотивов Ч.2// Сварка и диагностика -2012 (принята к печати).

19.Балановский А.Е., Плетников И.А. Комплексная оценка качества технологии плазменного поверхностного упрочнения бандажей локомотивов Ч.3// Сварка и диагностика -2012 (принята к печати).






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.