автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Особенности структурообразования в среднеуглеродистых сталях при плазменном поверхностном упрочнении и их влияние на сопротивляемость контактно-усталостным нагрузкам.

На правах рукописи

и

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

2 5 \Ш 2012

Москва —2012

005046540

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 года в Л'-^в ауд.й?2 па 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 2012 года

Ученый секретарь

диссертационного совета ^Ц

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 (10 -10 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 метастабиль-ных 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, H.H. Рыкалина, A.A. 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, МЛ. Жадкевича по электролитно-плазменной закалке; B.C. Крапошина, A.B. Боброва, JI.C. 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, X. 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, атомно-силовой 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 исследовании 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 10М0? С/с а—»у-превращения в среднеуглеродистых сталях с исходной феррит-но-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 ООО °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 у-фазы путем сдвига на две: высокоуглеродистую (y¡) и низкоуглеродистую (у:)- Для среднеуглеродистых сталей критическая область температур, при которых происходит структурная разделение аустенита на две фазы, находится в диапазоне 840-900°С.Скорость нагрева и охлаждения оказывают влияние на процессы доминирования механизмов образования аустенита в поверхностном слое стали во всем диапазоне температур Aci, Асз вплоть до Тп.1ав.

2.Предложена гипотеза а—>у-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 а—»у-превращения являются градиенты температур, напряжений и концентраций на всех масштабных уровнях.

3.На основании изучения морфологии мартенсита в поверхностном, подповерх-носных 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 (wg.s), 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 мезо-

уровнях, но увеличивает микродеформацию кристаллической решетки на микро- и нано-уровнях 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 10791-2004 в 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 вне-

дрены в 32 локомотивных депо МПС РФ, ОАО «РЖД», в ЛО «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 пауки 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, списка литературы из 387 наименований. Работа изложена на 385 страницах, содержит 135 таблиц, 96 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: средне-углеродистую 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 аустенит-ных 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.

Химический состав колесных сталей различных производителей

Таблица I

Россия

Элемент Грузовые Марка 2 ГОСТ 10791-2004 Бандажная сталь ГОСТ 398-96 Китай Швеция США. Канада. Бразилия Австралия

С 0.55-0.65 0.57-0.65 0,55-0,65 0.67-0.72 0.67-0.77 0.67-0.77

Мп 0.50-0.90 0.5-0.6 0.50-0.80 0,73-0.85 0,60-0.85 0.60-0.85

Si 0.22-0.45 0.2-0.4 0.15 max 0,20-0.40 0.15 тах 0.15 max

S 0.040 max 0.040 max 0.050 max 0.020 max 0.050 тах 0.050 max

Р 0.035 max 0.035 max 0.050 max 0.020 max 0.050 тах 0.050 max

Сг — -0.2 max — —

V - -0.1 max — —

Ni — -0.25 max — —

Си — -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 V,- 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 V}~ 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.

Рис. I. 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 - стачь с содержанием угперода 0,45 % (перлит и 15 % доэвтектоидного феррита), в - стачь с содержанием углерода 0.65 % (перлит и 5 % доэвтектоидного феррита)

Рис. 2. Микроструктура колесной стали с содержанием углерода 0,55 %; а О ЦК ре-щетка феррита; 6 - распределение структурных составляющих в стали метод ЕВЗБ; в - структура перлита (феррит + цементит), просвечивающий электронный микроскоп; г - ориентация кристаллических решеток феррита и цементита в структуре перлита

ЕВ80

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.

Микроструктура сталей состоит из перлита и частично цементита (вторичного), так как высокое содержание углерода в ней близкое к эв-тектоидной. 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. 3,6. С целью дальнейшего повышения эксплуатационной стойкости рельсов предполагается переход к структуре бейнита, отличающегося дисперсным строением и высоким комплексом механических свойств.

а) 6)

Рис.3. Микроструктура (перлит)рельсовой стали поГОСТР51685-2000(Т): а- 100мкм; 6 - 200 нм

а) 6) в)

Рис. 4. Микроструктура рельсовой стали по ГОСТ Р51685-2000(Т) при различных скоростях охлаждения: -5,9 °С/с (а), -18,8 "С/с (б), -34,5 "С/с (в)

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

Ь •Ф-.^ЙРЗ?-' РСУ^ ^ШШЙИ ' ' ' При скорости охлаждения

к'ЙЗ^Щ^ЛгЙЁ ЙйЖ от 5,9 °С/с до 17,5 °С/с в

интервале температур 465 ... 630 °С формируются структуры, состоящие из эвтектоида различной степени 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 троо-стито-мартенситная структура, рис. 4,6. 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 63НЯС (750 НУ). 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... 10 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 сред-неуглеродистых сталях в процессе скоростного нагрева с позиции неравновесной термодинамики В работах В.В.Н. Садовского, Н.Н. Рыкалина, А.Н. Кокора, Э.Н. Соболь,

B.Н. Гриднева, Ю.М. Мешкова, С.П. Ошкадерова, В.М. Счасливцева и других авторов показано, что смена диффузионного механизма при а—>у-превращении на бездиффузионный, возможна при скорости нагрева 70 000-80 000 °С/с. В работах И.Н. Кидина,

C.С. Дьяченко, М.А. Штремель и других авторов показано, что а—»у-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: образо-

вания зародышей и их последующего роста. Поскольку такие превращения связаны с перестройкой решеток твердых растворов, а также с синтезом - диссоциацией химического соединения (Ре^С) - 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 АС| „ А,.; 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 а—»у-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 а—>у-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 предпереходиой неустойчивости кристаллической решетки. Согласно этой концепции, следует ожидать, что а—»у-превращению должно предшествовать появление особых структурных состояний (предпереходных флуктуации), 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, аустенит-перлит и т.д. В работе рассмотрен вопрос а—»у-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 у -фазы в феррито -перлитной структуре исследуемых среднеуглеродистых сталей с позиции подвижности границ и особой роли дислокаций. Предполагается, что перестройка ОЦК—>ГЦК происходит по схеме Боргерса-Бюргерса. С учетом этого, влияние дислокаций на кинетику превращения в материалах с «мягкомодовым» поведением было исследовано ОЦК—>ГЦК превращение методом МД- моделирования . Показано, что высокие градиенты напряжений, возникающие в поверхностном слое металла при скоростном нагреве поверхности, способствуют тому, что дислокации ускоряют ОЦК—»ГЦК 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 спино-далыюй неустойчивости твердого раствора и образованию концентрационных неоднород-ностей до начала полиморфного превращения. Таким образом, в зависимости от «выдержки» в предпереходиой области можно ожидать формирования разных микроструктур. В работе показано, что а—>у-переход протекает по обычной схеме развития решеточной неустойчивости, связанной с мягкостью ТА| фонона в ОЦК- решетке железа. На рис.5 пока-

зано развитие а—»у-превращения во время изотермической выдержки при 900 К в ОЦК-кристаллите с диполем дислокаций с векторами Бюргерса ± о<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 нано-уровне а—»у-превращения. Результаты МД-моделирования показывают влияние дислокаций на а—>у-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.

а) б) в)

Рис. 6. Первые стадии преобразования ОЦК—>ГЦК-превращения в сплаве ре8а-С2о с двумя специальными границами зерна 15 при 800 К, после выдержки в течение 2 пс (а), 6 пс (б) и 18 пс (в). Темные атомы имеют координацию соседей, соответствующую исходной ОЦК- решетке

Рис. 5. Превращение

ОЦК^ГЦК в кристаллите сплава РецпС2!> (60000 атомов) с диполем дислокаций а<100> при 900 К. Появление зародышей высокотемпературной ГЦК-фазы аустенита вблизи дислокаций (время выдержки 5 пс)

На рис. 6 показаны результаты моделирования структурных изменений в массивном ОЦК-кристаллите (80 ООО атомов) с двумя границами зерна при нагреве и выдержке в области температур, соответствующих у-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. 6,6,в). Установлено,что введение в МД-моделирование границ зерна резко изменило кинетику а—»у-превращения: вместо развития решеточной неустойчивости наблюдаются зарождение и рост новой фазы от ГЗ внутрь зерна. Проведенное МД-моделирование ОЦК—>ГЦК превращения в сплаве Гем-См, показало, что гетерогенное зарождение у-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

12

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 а—>у-превращения в сплаве ГещгС:иосуществляются 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 (а—>у)-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 Ю'-Ю' °С/с считается одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнения. Степень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависят от интенсивности теплового источника ц и времени его воздействия /. Чем выше концентрация энергии источника, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева . Критические точки Ас| и Асд сме-

При медленном нагреве со скоростью 1) имеющиеся в металле внутреннее напряжение ре-лаксирует в следствии процесса полигониза-ции. С увеличением скорости нагрева г>1>и в следствие инерционности процессов и перераспределении дислокационной структуры по-лигонизация не успевает произойти и уменьшение внутренних напряжений осуществляется путем рекристаллизации,что вызывает измельчание ферритных зерен. Это в дальнейшем при а—>у-превращении приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита, которая после охлаждения дает мелкодисперсный мартенсит. В работе установлено, что при определенном увеличении скорости нагрева и |=200 ... 600 ° С/с рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдается. Поэтому для исходной фер-ритно-цементитной структуры среднеуглеродистых сталей рекомендуются оптимальные скорости нагрева в диапазоне т)1< Иогл*^- Характерные значения для стали и 1=200 ... 600 °С/с и г>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 а—>у-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

щаются в область высоких температур.

Рис. 7. Микроструктура упрочненного поверхностного слоя на колесной стали марки 2 (превращение феррита не произошло)

результат плазменного упрочнения оказывают термоупругие напряжения, которые, с одной стороны, увеличивают плотность дефектов, с другой - способствуют развитию рекри-сталлизационных процессов измельчения зерна.

Стадия а —> у-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 и <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 Ас| -Асз при и=250 °С/с (после охлаждения образовался мартенсит). Цемен-титные пластины еще не растворены.

Рис.8. Оптическая (а) и электронная металлография (б) микроструктуры при нагреве со скоростью 250 0С/с до температуры 755 "С (стрелка показывает преобразованное перлитная колония)

О 1 F

р Y F M P

>4*2* Fht 10 icci ,

а) б)

Рис. 9. Электронный микроснимок начало преобразования перлита в аусте-нит 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 (а) феррит-феррит границы зерна в перлитной колонии, обогащенной углеродом в межкритическом интервале температур Aci -Асз при и=250 °С/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 Ас(начинаются превращения феррита в перлитной колонии. По мере повышения температуры превращения в интерва-

ле температур Ас, иАе_; 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 а —> у-превращение в режиме реального времени. Экспериментально установлено расщепление у-фазы на и у2 для колесной стали марки 2 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 2 существования интервала расщепления 14 230 °С).

о Anglt (dtg)

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 у-фазы; 6 - межкритическом интервале температур Ас 1 и Ас3; в - ниже температуры Ас/

Л

fe

44

Г

h

¿ ."V* '« /

D 20 «i 6C SO 103 120 143 160 183 200 220 240 200 2S0 330 320

Рис.11. Распределение (им) концентрации углерода в местах расщепления высокотемпературной у-фазы на y¡ и у2 для колесной стали марки 2

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 VKp 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<VKp перлит превращается в аустенит с диффузионным механизмом, а свободный феррит - с бездиффузионным. При этом аустенит, образующийся из перлитной колонии, имеет концентрацию углерода близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. Поэтому количество углерода в аустените и степень его неоднородности можно регулировать скоростью нагрева. Скорости нагрева У=10? "С/с являются предельными для плазменного упрочнения металлов, так как интервал а—>у-превращений достигает температуру плавления. Бездиффузионный механизм а—>у-

превращения наблюдается и в случае с исходной мартенситной структурой. При нагреве со скоростью V = Укр распада мартенсита не происходит, и а—>у-превращение имеет характер обратного мартенситного превращения. Температура превращения зависит от состава сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. Образовавшийся аустенит при обратном мартенситном превращении наследует от мартенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.

Стадия гомогенизация. При плазменном упрочнении аустенизация стали протекает в неизотермических условиях, поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным промежутком времени (Юме....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 а—^-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 а—»^-превращении по бездиффузионному механизму образования аустенита (без определенного насыщения его углеродом), возможно, он при быстром охлаждении возвращается к исходной ферритно-цементитной структуре, т.е. пересыщенного твердого раствора в железе не образуется.

:

Л; . *v • ; *..

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 7-9 баллов, после плазменной закалки (скорость нагрева 100-1 ООО °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 Т,ак 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 ау-

стенита 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 а-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 а—»у-превращения.

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 ООО °С/с до температуры 1350 "С

Стадия охлаждения. При охлаждении аустенитной структуры среднеуглероди-стых сталей существует два типа у—»«-превращений: диффузионное и бездиффузионное.

При скорости охлаждения в интервале \У<\У, реализуется первый тип, а при \У>\¥;! только второй тип (характерные значения для среднеуглеродистых сталей =50 °С/с, эвтек-тоидных W| ~ 100 °С/с). При плазменном упрочнении скорость охлаждения значительно превышает критическую и составляет шМо^С. 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 по-разному (рис. 14). Диапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличивается. Превращение малоуглеродистого аустенита происходит при температуре 350-420 "С 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 10'°С/с повышается доля остаточного аустенита и возрастает вероятность образования трещин. Таким образом, основными физическими особенностями плазменного поверхностного упрочнения являются: увеличение температурных интервалов (а—>у) и (у—>а)-превращений, доминирование бездиффузионных механизмов фазовых переходов, наследование дефектов и карбидной фазы исходной структуры, влияние состояния исходной структуры; влияние термоупругих и остаточных напряжений.

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 мартенсит-перлит 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 гра-

ницах 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 а-у-превращениях, следовательно, он может сохраняться нерастворимым, даже после превращения избыточного феррита. При медленных режимах упрочнения У<300°С/с преобладающий механизм аустенизации - диффузионный, при У=300-1 ООО °С/с режимах смешанные механизмы. При режиме упрочнения У>1 ООО °С/с процесс аустенизации протекает по сдвиговому (бездиффузионному) механизму. В процессе плазменного нагрева и охлаждения поверхностного слоя металла (без расплавления тонкого поверхностого слоя), процессы а->у->а 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 тер-мо-деформационным циклом нагрева и охлаждения поверхностного слоя.Выявлены участки зерна перлита с сохранившейся структурой пластин цементита;Зафиксировапо, что продольные размеры кристаллов мартенсита ограниченны величиной межпластинчатого расстояния колоний перлита, а поперечные размеры кристаллов изменяются в результате <!—>}.—► а 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 а-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 0,5-1,8 мкм. В объеме «кристаллитиков» зафиксировано сетчатая дислокационная структура, скалярная плотность которой 01 'см."2

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 у —> а-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 зе-ренного типа (рис.15). Условия образования каждого типа мартенсита обусловлены температурным полем на поверхности и по глубине поверхностного слоя колесной стали в процессе плазменного упрочнения.

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 а -> у -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 а —» у -превращений в одной ферритной пластине, является признаком бездиффузионного превращения. Характер неоднородного движения процесса а -> у -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.

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 а—>у 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 а—»у-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 а -фаза ((80-95 %) в зависимости от режимов упрочнения): параметр кристаллической решетки - 0,2853 нм, смещение атомов 0,025 нм. Структура от-фазы представляет собой смесь пакетного (реечного) мартенсита, пластинчатого (низкотемпературного и высокотемпературного) мартенсита. Остальные структуры: остаточный аустенит (у-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 мартенсит-ных кристаллов (реек), объединенных в пакет. Поперечные размеры кристаллов пакетного мартенсита составили 0,1-0,2 мкм. Она занимает основную долю а-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 tw, , протяженные кристаллы мартенсита tw,, находящиеся в двойниковом положение с матрицей, тонкие двойниковые прослойки мартенсита tw,, внутри мартенситных кристаллов tw,.

В п. 5.2 исследована структура мартенсита в рельсовой стали. Для рельсовой стали после плазменного упрочения характерны подобные как и для колёсной 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 це-ментитной 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 (двойни-кованный, 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 разруше-

иию 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 мартенсит-ных 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 у —> (а+РеЗС), а в безкарбидном пакетном мартенсите -по схеме у —> а. Проведенные исследования показали, что каждый кристалл а-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 6.2 10,:оГ:, а самое высокое 6.8• 1012слГ" в пакетном мартенсите (дислокационном), в пластиночном 5.2- 10,;слГ2. В пластинах цементита 4-10'сл/ в бейнитных кристаллах 7.8 10*слГ2. 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 у —> а-превращением в результате закалки, присутствует ряд источников полей напряжений. Во-первых, у —» а-превращение в ходе закалки приводит к значительной бейновской деформации, величина которой достигает значений с = 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. Закатка исследуемых статей приводит к накоплению в ней высокой скалярной плотности дислокаций, достигающей значения ~1,5*10,? м."2 Последующий отпуск снижает её 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) скатярная плот-

ность 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 у-фазе полные дислокации с векторами Бюргерса в'Л <110> переходят в полные дислокации в а-фазе с векторами Бюргерса

в = 1Л <111> ив в ^ <100>, причем в процессе превращения сохраняются плоскости

скольжения. Тогда из-за неоднородного протекания перлитного превращения в поверхностном слое возникают внутренние напряжения, иод действием которых подвижные дислокации в а-фазе перераспределяются: в объеме их плотность уменьшается, на межфазных границах и вблизи перлитных колоний - увеличивается. Преобразование векторов Бюргерса 'Л <110> полных дислокаций в аустените в дислокации в цементите, при y-^Fe^C + a превращения будет следующим: = Уг <010>, в^ = У.< <201>, 1/7

<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 плотноупако-ванным 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 трибо-узле «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 структуро-образования. 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 им 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 наномасштабаом уровне формирование ячеек и полос локального изменения химического состава стали, к сформированным наноструктурованным зернам феррита в локальных областях поверхностного слоя.

Рис. 17. Фрагмент ячеистой дислокационной структуры на тройных стыках феррит-ных 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 H.A. 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 0-W,, в поверхностном слое преобладает хаотическое и сетчатое распределение дислакаци-онной субструктуры. С увеличением роста термических напряжений в процессе упрочнения до порога Wi 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).

Твердость. НК'

< »плавление поверхности

Плотность дистанции р. см-;

Ю""

Рис.18. Формирование структуры на макроуровне в поверхностном слое металла в зависимости от плотности тепловой мощности плазменного нагрева

Плотность тепловой мощности.

XV, VI-, \\'4 ^

Рис. 19. Формирование субструктур на микроуровне в поверхностном слое металла в зависимости от плотности тепловой мощности 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 р-101" см"" . 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 внут-рифазными 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 0,526

1 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.

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 2

Кривизиа - кручения кристаллической решетки и далънодействующих _полей напряжений структуры колесной стали_

Стру ктурные элементы Я. нм Д. Ю'.рад'см о.МПа

1П1П тах т ¡п тах 11141 тах

Зерна структурно свободного феррита 45 180 3.5 6.5 210 320

Перлит пластинчатый 22 46 25.5 61.5 450 550

Псевдоперлпт 6 14 10.5 30 390 490

Ультрадисперсные зерна феррита 3 21 65 190 880 1100

Пакетный мартенсит 20 70 10.5 38,5 660 990

Пластинчатый мартенсит 50 150 8.5 24,5 580 890

Бейнит 74 135 4,4 16.8 540 750

Троостит 60 90 3,2 10.2 420 560

Таблица 3

Типы дислокационных субструктур в колесной стали плазменного упрочнения.

Структуры Хаос Сетки Ячейки, сетки Ячейки

р . см " Д.% р. см"" Д .% р. см * д, % р. см " д.%

Пластинчатый перлит 2.1 * 10'' 50 2,8*10" 50 - - - -

Псевдоперлит 1.6*10'" 44 2,1*10" 56 - - - -

Частицы цементита - - 1,2*10'" 100 - - - -

Мартенсит 1,5*10'" 12 2,8*10" 55 5,7*10" 10 2,1*10'" 23

Троостит 2.1*10" 6 4.4*10" 45 4.9*10" 35 2.3*10" 14

Сорбит 1,5*10" 12 4.6*10" 50 3,1*10" 38 - -

Примечание: <р> - скалярная плотность дислокаций в данном типе субструктуры; Д- относительное содержание данного типа дислокационных субстру ктур в объеме структур упрочненного слоя

Таблица 4

Типы дислокационных субструктур в рельсовой стали после плазменного упрочнения

Структура Хаос Сетки, клубки Сетки-ячейки Ячейки

р. см""1 | Д.% р.см""1 Д.% Р ,см" Д.% р. см" Д.%

Зерна феррита 2,5*1010 18 4,5*10'° 45 4,8*10'" 37 - -

Пластинчатый перлит 2.6*10"' 50 5,4*10'" 50 - - - -

Псевдоперлит 1,4*10'" 38 4.5*10'" 49 - - 2.1*10" 13

Мартенсит 2,8*10'" 15 4,8*10" 35 7.6*10" 35 4,3*10'" 15

Мартенсит отпуска 0.2*10'" 14 3,1*10" 60 4,1*10" 16 7.8*10" 10

Бейнит 4.1*10" 70 8.5*10" 30

Остаточный аустенит 5.7*10'" 100

Цементит 6.7*10'" 100

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).

Триботехниче-ские испытания упрочненных колесных и рельсовых сталей позволили выявить некоторые особенности в поведении коэффициента трения 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 а-фазы, проявляющийся в изменении морфологии изгибных экстинкци-онных 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 разори-ентации. Внутри фрагментов, как и во веем объеме материала, наблюдается ячеисто-сетчатая 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 поверхност-

а) 6) в)

Рис.21. Поверхности трения не упрочненной (а) и упрочненной (б) колесной стали (упрочненный нанорельев в границах зерна)

ного 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. Дис-сипативная 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 нанокристаллическис 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).

ч» и* я: ю* ж

Рис. 22. Результаты эксплуатацио\тых испытаний упрочненных колесных парна ВСЖД

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 исследова-

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 (а—>у) 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 ООО "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 ориептационных соотношений, близких к О.С. Курдюмова-Закса, между исходным ферритом (ферритной составляющей перлита) и вновь образовавшимся аусте-нитом.

Установлено, что нагрев со скоростью выше 1 ООО °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 ООО "С/с количество мест для зарождения центров новой фазы быстро исчерпывается, а рост имеющихся центров (зависящий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекания (а—»у) превращение, что приводит к доминированию бездиффузионного механизма аустенизации. Нагрев феррито-перлитных сталей со скоростью свыше 10 000 °С/с протекание (а—>у) превращение, полностью становится бездиффузионным.

При протекании (а—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 а-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 стати, 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, тростомартен-сита, тростосорбита), размер зерен которой изменяется в пределах от 0,5 до 100 мкм;

- мезомасштабном уровне — в формировании в зернах микронных размеров мар-тенситной 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 дальнодейст-вующих 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 (<р> ~10" 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 (<р> - 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:

< р > = 2,010й см"2на глубине 150-200 мкм,

< р > = 6,68-10'° см"2 на глубине 200-250 мкм,

< р > = 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 ячей-стых структур и фрагментации. В результате фрагментации создаются мезофрагменты поверхностного слоя металла с формированием участков фрагментированной мезосубст-руктуры, 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 / Л.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. Балаиокский А.Е. Плазменное термоциклическое упрочнение металлов / А.Е. Балановский. - Иркутск : Плазмопротек, 2001. - 110 с.

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

5. Бачановский 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. Бачановский А.Е. Система колесо-рельс: в 3 ч. / А.Е. Балановский. - Иркутск : Изд-во ИрГТУ, 2011. - 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. Бачановский А.Е. Плазменное циклическое упрочнение сталей / А.Е. Балановский, H.A. Нестеренко // Сварочное производство. - 1992. - №11. - С. 19-20.

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

3. Бачановский А.Е. Наводороживание поверхностного слоя металла при плазменном легировании из твердой фазы / А.Е. Балановский, H.A. Нестеренко // Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 1992. - №10. - С. 39-40.

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

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

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

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

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

9. Бачановский А.Е. Плазменное поверхностное упрочнение колесных пар локомотивов / А.Е. Балановский, B.C. 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.19-22.

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

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

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

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

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

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

17.Бачановский А.Е., Плетников И.А. Комплексная оценка качества технологии плазменного поверхностного упрочнения бандажей локомотивов 4.1// Сварка и диагностика -2012 (принята к печати).

18.Бачановский А.Е., Плетников И.А. Комплексная оценка качества технологии плазменного поверхностного упрочнения бандажей локомотивов 4.2// Сварка и диагностика -2012 (принята к печати).

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

Подписано в печать 19.04.2012. Формат 60x90/16.

Бумага офсетная Усл. п.л.

Тираж 100 экз. Заказ № 179

Издательский центр РГУ нефти и газа им. И.М. Губкина 119991, Москва, Ленинский проспект, 65 Тел.: 8(499)233-95-44

Введение.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ АНАЛИЗ ВОПРОСОВ

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ В ПАРЕ ТРЕНИЯ КОЛЕСО-РЕЛЬС.

1.1. Объект и предмет исследования.

1.2.Проблемы колеса и рельса на разных этапах развития железных дорог.

1.2.1. Исторические факты по колесным сталям.

1.2.2. Анализ нормативной документации по колесным сталям.

1.2.3.Технология производства железнодорожных колес, структура и свойства.

1.3. Колесные и бандажные стали в Европе.

1.4. Перспективные отечественные марки сталей для железнодорожных колес.

1.5. Срок службы железнодорожных колес.

1.5.1.Формулирование требования к поверхностному слою колесной и рельсовой стали.

1.6. Технологические способы обработки колеса с целью продления срока службы.

1.6.1. Наплавка колесных пар.

1.6.2. Поверхностные способы упрочнения колесной пары.

1.7. Анализ литературных источников по рельсовым сталям.

1.7.1 Закалка рельсов ТВЧ.

1.7.2. Бейнитные рельсовые стали.

1.8. Состояние вопроса с рельсовой сталью в России.

1.9. Выводы по анализу литературных источников.

1.10. Постановка цели и задач исследований.

1.10.1. Оборудование и методы исследования.

Современное развитие технологии и оборудования связано с созданием новых способов повышения износостойкости и долговечности деталей машин и механизмов, которые во многом определяются свойствами поверхностных слоев металла.

Для многих деталей железнодорожного транспорта, строительных, дорожных и сельскохозяйственных машин, металлургического, прессового оборудования долговечность и надежность работы лимитируется главным фактором - износом и контактно усталостными дефектами рабочих поверхностей. Изнашивание сопровождается изменением формы, размеров и состояния поверхностей деталей, что приводит к снижению функциональных свойств и производительности технологического промышленного оборудования, возрастанию вероятности отказа. От износостойкости деталей зависят затраты на поддержание оборудования и машин в работоспособном состоянии, а также себестоимость производимой продукции. Производители стремятся повысить качество продукции, сохранив невысокую себестоимость, за счет внедрения новых технологий.

Сроки службы деталей машин и механизмов в значительной мере определяются эксплуатационными свойствами поверхностных слоев металла. Так, например, вероятность безотказной работы колеса и рельса до появления первой усталостной трещины, согласно нормативным документам ОАО «РЖД» должна быть не менее 0,999 %, что гарантирует срок службы колеса в течение 1012 лет и рельса 15-25 лет. Вместе с тем, практика эксплуатации показывает, что колесные пары списываются через 0,8-1,5 года, а рельсы изымаются из пути через 1 -4 года по причине интенсивного износа и выщербинообразования. Постоянно возрастающие требования к подвижному составу: по массе поезда, скорости движения, интенсификации перевозочного процесса приводит к тому, что материал колес и рельсов интенсивно изнашивается в условиях многоциклового контактного воздействия. Поверхностный слой металла колеса и рельса, будучи ослабленным, по своей природе вовлекается в процесс пластического течения раньше, чем основной объем металла (дефекты остроконечного наката (наплыв металла на поверхность гребня) подрез гребня, наклеп полосы катания и колеса и т. д. По данным В.Д. Маркова, С.М. Захарова (ВНИИЖТ), в пятне контакта колеса и рельса возникают контактные давления 2-6 ГПа, что на порядок превышает прочностные свойства колеса и рельса. Согласно рекомендациям Международного конгресса производителей колесных пар (Рим, Италия, 2008 г.) повышение твердости контактирующего колеса и рельса на 1 НВ увеличивает износостойкость на 1 % и наоборот. 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 (ЕЯМ), 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 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.

Анализ изношенных поверхностей колес и рельсов показывает, что образование дефектов и скорость нарастания износа в процессе эксплуатации зависит от микроструктуры поверхностного слоя. С учетом данных требований перспективным направлением в повышении износостойкости поверхностных слоев является использование концентрированных потоков энергии (лазерный и электронный луч, плазменная струя (дуга) для локальной поверхностной термообработки металлов (закалка, легирование, модифицирование, наплавка и т. д. Каждый из этих способов имеет свои специфические особенности, так как вакуум, поглощающиеся покрытия, замедление скорости нагрева в точке Кюри, физика нагрева металлов электронным лучом, лазером и плазмой - различна.

При выборе того или иного способа нагрева КПЭ в качестве основы для промышленной технологии необходимо исходить из четырех принципов:

- эффективность процесса;

- безопасность;

- доступность в реализации на практике;

- экономичность.

С точки зрения эффективности плазменный источник нагрева металла по своим теплофизическим возможностям не уступает лазерному и электронному лучам, а по капитальным и эксплуатационным затратам при внедрении в массовое производство в условиях локомотивных и вагонных депо по всей сети ОАО «РЖД» имеет минимальные финансовые инвестиции.

Необходимо отметить успехи в области физики генерации высоких плотностей энергии (плазменная дуга, электронный и лазерный лучи), которые привели к новым методам формирования фазовых составов, дефектной субструктуры, что связано с высокими показателями физико-механических и три-ботехнических свойств материалов. Современные технологии поверхностного л упрочнения характеризуются высокими скоростями нагрева и охлаждения (10

6 6 3

10 К/с), кратковременностью воздействия (10" -10" 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. Вследствие 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 т.к. он не учитывает скорости нагрева и охлаждения, взаимного влияния 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 по ТВЧ закалке сталей И.Н. Кидина, В.Н. Гриднева, Ю.М. Мешкова, С.П. Ошкадерова и др.; по лазерной и электронно-лучевой закалке - Л.И. Миркина, H.H. Рыкалина, A.A. 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 электролитно-плазменной закалке - А.Д. Погребняк, Ю.Н. Тюрина, М.Л. Жадкевича; по плазменному упрочнению рассмотрены основные моменты фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах на основе классического подхода - B.C. Крапошина, A.B. Боброва, Л.С. Лещинского, С.С. Самотугина, И.И. Пирча, Ю.М. Домбровского и др. Исследованию фазовых превращений и структурообразования в неравновесных условиях посвятили свои труды такие ученые, как Г.В. Курдюмов, А.Н. Колмогоров, И.Л. Миркин, М. Авраами Ф. Франк, Л. Кауфман, М. Коэн, X. Кнапп, У. Делингер, Дж. Кристиан, 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 сверхскоростном 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 разработке 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 рационального структурного состава при плазменном поверхностном упрочнении.

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

3 5 0 скоростей нагрева 10-10 С/с а—»у-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. В аустенитной области в диапазоне температур 840-1 410 °С существует минимальная скорость нагрева 300 °С/с, при которой происходит расщепление у-фазы путем сдвига на две: высокоуглеродистую (уг) и низкоуглеродистую (у2). Скорость нагрева и охлаждения оказывают влияние на процессы доминирования механизмов образования аустенита в поверхностном слое стали во всем диапазоне температур Ась Ас3 вплоть до Тплав.

2. Предложена гипотеза а—»-у-превращения с учетом иерархии масштабных уровней превращений, где на атомарном и наноуровне 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, хром и т. д.). Управляющими факторами а—>у-превращения являются градиенты температур, напряжений и концентраций на всех масштабных уровнях.

3. На основании изучения морфологии мартенсита в поверхностном, под-поверхносных 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.

4. 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.

5. Установлено, что формирование такой структуры в поверхностном слое при плазменном упрочнении происходит в интервале скоростей охлаждения (ш8.5), составляющих для колесных сталей - 500-1 ООО °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.

8. 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 мартенситной 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 формирование в колесной стали марки 2 по ГОСТ 10791-2004 в 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.

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. Представлены важные моменты теории и практики фазовых превращений среднеуглеродистых сталей применительно к колесным и рельсовым сталям, проведен анализ существующих способ повышения износостойкости, сформулированы требования к поверхностному слою колеса и рельса, определены задачи исследования. В работе использованы следующие методы исследования структуры и свойств упрочненных сталей: метод оптической, электронной, атомно-силовой 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.

Во второй главе проведен теоретический анализ работ в области фазовых превращений среднеуглеродистых сталей, рассмотрены математические модели для моделирования процессов фазовых превращений. 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 а—>у-превращения, даже и при меньших значениях скорости нагрева (10-300 °С/с). На основе проведенного анализа работ предложена гипотеза фазовых превращений для среднеуглеродистых сталей и приведены результаты численного моделирования фазовых превращений с использованием принципов МД-моделирования.

Третья глава 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 (а—>у)-превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение. Это приводит к образованию структур неполной закалки. 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.

В четвертой главе 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. 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.

Пятая глава посвящена описанию структуры и морфологии мартенсита в колесной и рельсовой стали.

В шестой главе 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.

Седьмая глава 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, позволяющих 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 восьмой главе рассмотрены и предложены принципы разработки оборудования для плазменного упрочнения, приведены результаты эксплуатационных испытаний, акты внедрения.

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

Практическая реализация и внедрение результатов работы. Результаты работы положены в основу Технических условий (ТУ) 0943218-01124323-2006 «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 1995-2000 гг. от внедрения технологии составил 14 006,8 тыс. руб. За период 1996-2006 гг. на ВСЖД плазменное упрочнение проведено на 100 000 к.п., трещин в упрочненных слоях и разрушений нет.

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» (Москва, 1988-1990 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 17 статей, издано 6 монографий, получено 2 патента.

Хочу выразить огромную признательность за помощь в проведении работ по внедрению технологии плазменного упрочнения работникам ВосточноСибирской железной дороги, которая, в свою очередь, явилась пионером во внедрении данной технологии в РФ, а именно: Г.П. Комарову, B.C. Глазкову, Б.А. Морозу, A.A. Скачкову, А.Н. Лиясову, A.B. Воротилкину, А.Н. Касьянову, С.Н. Гапееву, В.Д. Цибульскому, С.А. Будаеву, А.К. Марютину, E.H. Коротае-ву, В.В. Вяселкину, С. Ходакевичу, Н.С. Бережнову, В.Н. Логинову, В.В. Поповой, В.А. Соколову, H.A. Одноперову, Ю.М. Черниге, А.Р. Мещерякову, О.В. Чикиркину, Д.А. Лапич, Б.В. Анисимову, A.B. Смирнову, В.В. Савчуку, Ю.Г. Рожкову и другим работникам ВСЖД.

Также выражаю благодарность работникам Красноярской железной дороги: В.Е. Савченко, А.И. Васекину, Н.И. Иванову, В.В. Семченко; работникам Забайкальской железной дороги: В.И. Ладыгину, С.И. Редькину, H.H. Козлову; Дальневосточной железной дороги - В.А. Крапивиному, Горьковской железной дороги - Л.В. Куликовской; Северо-Кавказской железной дороги -М.В. Ступак; Московской железной дороги - Ю.Ю. Гуськову; специалистам ВНИИЖТ - А.Я. Коган, М.Ф. Вериго, Ю.М. Лужнову, Н.В. Павлову,

B.Н. Лозинскому, М.М. Берзину, В.А. Богданову, Е.А. Шур, Г.И. Пеньковой, П.В. Алексееву.

Огромная благодарность коллегам и оппонентам: Университету нефти и газа в лице д.т.н. О.И. Стеклова, д.т.н. A.A. Ефименко; МГУПС в лице: д.т.н.

C.Н. Киселева; СГУПС в лице: д.т.н. В.А. Аксенова; Санкт-Петербурский ГТУ, в лице: д.т.н. П.А. Тополянского и д.т.н. H.A. Соснина; ИрГУПС, в лице: д.т.н.

A.Н.Хоменко, к.т.н.Н.Н. Ляхова, к.т.н. В.В. Макарова, к.т.н. Н.Л. Назарова; Ир-ГТУ, в лице: д.ф-м.н. А.Д. Афанасьева, к.т.н. H.A. Нестеренко, к.т.н.

B.А. Нецветаева, к.т.н. М.В. Гречневой; ОЦВ ОАО «РЖД», в лице Н.Д. Рабиновича,академика АТН РФ, д.т.н. Б.Д. Никифорова, к.т.н. Е.В. Емельяненко, Ю.Ф. Редрова, В.В. Филлипова, Т.В. Тереховой, ЦТех ОАО «РЖД» в лице- H.H. Шабалина, B.C. Наговицына, В.А. Хомича, Л.Л. Данилова; ЦТ ОАО «РЖД» в лице - С.А. Кобзева, М.В. Саганова, Н.В. Богданова, A.B. Бабаева.

1.9. Выводы по анализу литературных источников

1. Химический состав колесных сталей на протяжении более 100 лет имел относительно постоянную химическую формулу: углерод, марганец, кремний. Содержание основного элемента углерода находилось в пределах 0,35-0,65 %.

2. В качестве основного технологического процесса применяется закалка с последующим высоким отпуском, в результате такой обработки в объеме колеса образуется сорбитообразная структура с твердостью 250-320 ед. по Бри-неллю. Данная структура не способствует сопротивляемости контактным нагрузкам и трению в процессе эксплуатации колеса. В результате колесные пары железнодорожного транспорта имеют небольшие сроки службы, а железнодорожники несут большие затраты на продление срока службы и на замену колесных пар.

3. Проведенный анализ структурообразования в феррито-перлитных сталях установил, что перлитная структура по показателю межпластинчатого расстояния достигла своего предела и дальнейшего прироста механических свойств не будет. Наиболее оптимальной структурой в поверхностном слое металла с точки зрения сопротивляемости контактными нагрузкам и трению является структура нижнего бейнита. Однако получить ее при традиционном химическом составе колесной стали и способах термической обработки в условиях завода невозможно. Необходимо менять химическую формулу стали и модернизировать производство.

4. Трибосистема колесо-рельс работает в условиях циклического воздействия нагрузок, вызывающих, как правило, разрушение в результате усталости материала. В связи с этим сопротивление контактным нагрузкам, вызывающим развитие процессов усталости для применяемых материалов на железнодорожном транспорте, является одним из важнейших критериев оценки конструкционной прочности. Проведенный анализ показал, что процесс исчерпания циклической долговечности металлов колеса и рельса даже при однородном напряженном состоянии протекает неоднородно по объему металла, а инициируется и более интенсивно развивается в его поверхностном слое. В условиях неоднородного напряженного состояния роль поверхности возрастает, в связи с наличием градиента напряжений. К настоящему времени зависимость циклической долговечности от факторов, формирующих состояние структуры поверхностного слоя материала, изучена недостаточно подробно. Актуальным представляется проведение исследований, направленных на получение качественных и количественных оценок закономерностей структурообразования в колесной и рельсовой стали с целью разработки эффективных мероприятий по снижению износа. Это, в свою очередь, требует разработки методологии исследования особенностей поведения поверхностного слоя и выбора необходимых инструментальных методик и средств.

5. Проведенный анализ способов поверхностного упрочнения металлов показал, что имеется возможность повысить сопротивляемость контактным нагрузкам путем создания мартенситных структур в локальных местах интенсивного износа колеса.

6. Оптимальным способом упрочнения на основе сравнения технико-экономических показателей электронно-лучевого, лазерного и плазменного упрочнения признан способ плазменного поверхностного упрочнения.

7. При помощи поверхностного упрочнения возможно получить как чистые структуры мартенсита и бейнита, так и смешанные структуры (мартенсит, бейнит, тростит, сорбит) в поверхностном слое колесной стали при сохранении существующей химической формулы.

8. В рельсовой стали на протяжении 100 лет шло постепенное увеличение содержание углерода с 0,30 до 0,82 %. В настоящий момент структура перлита также достигла своего ограничения и дальнейшее повышение механических свойств возможно за счет бейнитной структуры.

9. Проведенный анализ многочисленных исследований упрочнения рельсов с нагрева ТВЧ в промышленных условиях позволяет выделить отличительные особенности скоростного нагрева электронагрева по сравнению с объемной закалкой рельсов в масло с печного нагрева, которые необходимо учитывать при разрабоке плазменного поверхностного упрочнения.

Выделение тепла происходит непосредственно в поверхностном слое металла, что позволяет реализовать большие скорости нагрева в то время, как в случае ТВЧ происходит нагрев на большую глубину с замедлением скорости нагрева в точки Кюри.

Закаленный слой головки рельса характеризуется наличием двух слоев металла с различной дисперсностью и твердостью перлитной структуры: верхний - закаленный слой - область металла, где прошли полные фазовые превращения при нагреве и охлаждении (а—>у) со структурой закалки; переходной слой, расположенный под закаленным - область, где прошли неполные фазовые превращения (неполная закалка). Оптимальное соотношение данных слоев составляет 1:0,6 (0,7).

Смещение интервала температур нагрева под закалку - на 170 °С против критической точки Ась что способствует а—>у превращению при высоких температурах.

Кратковременность пребывания металла головки в области температур фазовых превращений способствует отсутствию собирательной рекристаллизации наклепанных зерен аустенита. Это позволяет осуществить нагрев до более высоких температур с обеспечением в металле закаленного слоя головки высокодисперсной перлитной структуры и мелкого зерна.

1.10. Постановка цели и задач исследований

Проведенный анализ литературных источников по вопросам структурного состояния колесных и рельсовых сталей в процессе термообработки и последующей эксплуатации позволил сформулировать цель исследования и задачи.

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».

Для решения поставленных задач использовались исследовательские гипотезы , которые позволяют достичь поставленной цели.

Трибологическая гипотеза. Поверхностный слой металла на полосе катания железнодорожного колеса меняет свои свойства и изнашивается в результате совместного действия внешних нагрузок, контактных и термических воздействий. Образование дефектов и скорость нарастания износа в процессе эксплуатации во многом зависят от микроструктуры поверхностного слоя и характеристик железнодорожного колеса в целом. Поверхностный слой металла, будучи ослабленным по своей природе, вовлекается в процесс пластического течения раньше, чем основной объем материала. В результате этого испытывает более высокие степени деформации, чем в среднем по объему колеса. Существующие структуры в поверхностном слое металла эволюционируют в процессе деформации и определяют работоспособность изделия в целом. Подобный барьерный слой должен оказывать существенное влияние на предел текучести, характер кривой «напряжение-деформация» и различные стадии деформационного упрочнения (коэффициент деформационного упрочнения и длительность отдельных стадий), следовательно, на прочность и пластичность материала.

Металловедческая гипотеза. Кинетика фазовых и структурных превращений в среднеуглеродистых сталях при плазменном поверхностном упрочнении определяется скоростью нагрева и охлаждения поверхностного слоя металла. Физико-механические свойства поверхностного слоя металла будут определяться свойствами структурных составляющих поверхностного слоя. Свойства различных структур поверхностного слоя зависят от механизма образования (диффузионный и бездиффузионный) высокотемпературной фазы аустенита (форма, размер, разнозернистность, плотность дислокаций, гомогенность и т. д.). Знания о механизме образования аустенита позволят разработать технологии упрочнения.

Техническая гипотеза. Использование концентрированного потока энергии непосредственно в условиях эксплуатации позволит получить локальный поверхностный слой на рабочей поверхности колеса (ремонтные депо ОАО «РЖД»).

1.10.1. Оборудование и методы исследования

Для решения поставленных задач использовались стандартное измерительное оборудование, нормативные методики. В связи с этим нет необходимости подробного описания принципов устройства, методов проведения эксперимента и т. д. Вместе с тем необходимо кратко отметить известные и подробно остановиться на тех методиках, которые еще только внедряются. Работы проводились в исследовательских центрах РФ (Томск, Новосибирск, Москва), Германии, Швеции, США.

В ходе экспериментальных исследований изучались рельеф поверхности, микроструктура, тонкое строение, фазовый и химический состав, а также некоторые свойства стали.

Поставленные задачи решались комплексным использованием традиционных для материаловедческой науки методик: качественной и количественной оптической металлографии, дифракционного рентгеновского анализа, сканирующей и трансмиссионной электронной микроскопии, рентгеновской энергодисперсионной спектроскопии, атомно-силовой микроскопии. Реализация такого методического комплекса осуществлялась с помощью квантомет-рического анализатора «Spectrovac-1000», оптических микроскопов Neophot-21 и МЕТАМ-22, интерференционного микроскопа ММИ-4, универсальной микротвердометрической компьютеризированной системы LECO LM-100, трансмиссионного электронного микроскопа ЭММА-4 (ПЭМ), сканирующего электронного микроскопа Quanta 200 FEI (РЭМ), рентгеновского энергодисперсионного микроанализатора EDAX Genesis, сканирующего зондового атомно-силового микроскопа Solver НУ (АСМ).

Плазменную обработку поверхности проводили на образцах размером 10x10x55 мм на установке плазменного упрочнения УПЗГ-1.

Температуру поверхности образца в зоне нагрева контролировали при помощи контактных тремоэлементов и бесконтактными инструментами пирометрами: Thermalert MID диапазон температуры -200. 1 200 °С, погрешность измерения ±1 °С; С-500,7 диапазон температуры 700.2 200 °С. Моделирование процессов нагрева и охлаждения при помощи продуктов ESI Group (SYSWELD, РАМ-ASSEMBLY) (Франция).

Все полученные образцы были подвергнуты аустенитизации, вплоть до температуры плавления, параметры которой варьировались в зависимости от задачи исследования:

1) влияние исходной структуры на состояние зерна аустенита изучали на образцах, закаленных от температур 780. 1 200 °С; выдержки при этих температурах были близки к технологическим и определялись из расчета времени, затрачиваемого на нагрев и выравнивание химсостава (всего 1-2 мин);

2) при температурах, соответствующих технологическим, для каждой марки колесной стали было проведено дополнительное исследование влияния на зеренные характеристики аустенита времени выдержки, последняя изменялась от 1 до 2 мин;

3) для получения зерен разных размеров (8, 6, 4 балла) образцы были подвергнуты нагреву в хлорбариевой ванне до температур 1 000, 1 100 и 1 200 °С и выдержке в течение 30 мин.

На каждую экспериментальную точку обрабатывалось одновременно по 10 образцов для металлографических, рентгеноструктурных, механических и пикнометрических исследований.

При исследовании образцов использовались следующие методы:

Металлографический - для определения параметров структуры и оценки величины зерна и степени его однородности по размерам. Изучение микроструктуры проводили на микроскопе «Neophot» при увеличениях х500-1000 с применением цифрового фотографирования.

Детальное изучение структуры и субструктуры (дислокаций) проводили на просвечивающих электронных микроскопах JEM-200CX и Technai G2 FEI -по методике В.В. Козлова, Н.Е. Коняевой.

Фрактографическим исследованиям подвергали центральную и периферийную зоны поверхности изломов цилиндрических образцов. Исходную структуру сталей и структуру после усталостных испытаний изучали на металлографических шлифах после травления 4 %-ным раствором HNO3 в этиловом спирте. Исследование тонкой структуры образцов после циклического нагру-жения проводили на просвечивающем электронном микроскопе JSM-200CX методом тонких фольг, приготовленных по стандартной методике. Для изготовления металлографических шлифов (после усталостных испытаний) и фольг брали участок рабочей части циклически разрушенного образца, находящийся на расстоянии 10 мм от места усталостного излома.

Исследование структуры фрагмента обода железнодорожного колеса, прошедших плазменное упрочнение, подвергнутого усталостному нагружению в процессе эксплуатации, которое проводили на просвечивающем электронном микроскопе. Изучали микроструктуру образца на расстоянии 15 (в непосредственной близости от поверхности усталостного разрушения), 10 и 5 мм от поверхности катания (ПК).

Изучение закономерностей фазовых превращений при нагреве и охлаждении проводили на закалочном дилатометре Ыпзе18 Ь78 ЯЛ.Т.А., оснащенном индукционным датчиком продольного перемещения БсЬаеукг РЖ 100 2

МС). Нагрев проводили в вакууме (10 Па). В качестве охлаждающей среды использовали гелий, который подавали на образец под различным давлением. Образцы для исследования имели форму цилиндра высотой 10 мм и диаметром 3 мм.

Испытания твердости проходили по шкале С Роквелла по ГОСТ 9013-59. Результаты измерения твердости получены как среднее арифметическое 3-4 измерений.

Для выявления ДЗА был выбран метод высокотемпературного травления в смеси буры с селитрой (расплаве), особенно эффективный для быстрых процессов, поскольку позволяет выявлять зерно при используемых в производстве кратковременных выдержках. Величину зерна и степень разнозернистости определяли методом случайных секущих в соответствии с ГОСТ 5639 при помощи программы 81АМ8 РЬо1о1аЬ. Степень разнозернистости оценивали по методике С.С. Горелика, как отношение максимального размера зерна на секущей, к наиболее часто встречающемуся.

Степень неравноосности зерен (Ь) находили как отношение максимального диаметра зерна к минимальному, определенных на секущих, проведенных -одна в направлении главной оси зерен, другая - перпендикулярно к ней.

Ультразвуковые исследования для определения величины зерна аустени-та (иглы мартенсита) в образцах проводили по методике проф. В.В. Мишакина.

Негомогенность аустенита, наследуемую мартенситом, оценивали рент-геноструктурным методом по степени асимметричного размытия линии (110)а, определяемой, в соответствии с разработками И.Н. Кидина, отношением полуширин в основании линии исследуемого образца и эталона. Эталоном служил образец, закаленный от исследуемой температуры с длительной выдержкой, когда все процессы гомогенизации должны завершиться.

Содержание углерода в мартенсите и плотность дислокаций (р) определяли по ширине той же линии, р оценивали по формуле: р = 0,2-/?М0п, где Р~ физическая ширина линии.

Рентгеноструктурный анализ проводился на отечественных дифракто-метрах марки ДРОН. Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализы проводили на дифрактометре ДРОН-2 при кобальтовом излучении, высокотемпературный рентгеност ДРОН-ЗМ при медном Ка излучении. Результаты количественной металлографии получены при помощи лицензионной компьютерной программы «Система КОИ» (разработка Томского политехнического университета).

Для исследования фазовых и структурных превращений использовалась новая методика дифракционного анализа в режиме реального времени с использованием сихотронного ренгеновского излучения высокой интенсивности. Детально для различных сталей 1005, 1030, 1045 и способов нагрева (сварка в среде защитных газов, точечная сварка, закалка) методика изложена в работах [147-159]. Синхротронное излучение является более интенсивным, чем обычные рентгеновское [147]. В результате такое излучение может быть использовано для исследования атомных структур в масштабах времени в миллисекундах и субмиллиметровом разрешении, что делает возможным в режиме реального времени наблюдать фазовые превращения в процессе сварки [148; 149]. Получаемая информация о фазовых превращениях в металле в процессе сварки с использованием методов синхотронного излучения не может быть получена традиционными способами, из-за их неспособности обеспечить прямую информацию о развитии микроструктур в сварном шве [150-159]. В технике с пространственным разрешением рентгеновской дифракции (8ЮЖЕ)), дифракционные картины получаются на дискретных точках вдоль линии начала сканирования в зоне сплавления и зоны термического влияния. Полученные результаты позволяют фиксировать фазы превращения, происходящие на различных местах ЗТВ, осуществлять мониторинг во время стационарных условий сварки соединения. ТЮЖЕ) позволяет проследить эволюции фазового превращения с высоким временным разрешением (от 10 до 100 мс) при быстром нагреве и охлаждении в реальных условиях сварки.

Плазменное упрочнение является родственным процессом сварки и имеет много общего. В частности, температуры нагрева при упрочнении сопоставимы со сварочными температурами, а при упрочнении с оплавлением поверхности практически одинаковы. Есть различия в скорости нагрева и охлаждении, но для среднеуглеродистых сталей эти различия находятся выше критической скорости охлаждения. Поэтому при сварке данных сталей с целью снижения скорости охлаждения используют дополнильный - сопутствующий - подогрев. Вместе с тем, использовать методику, которая прошла апробацию при исследовании кинетики фазовых превращений применительно к процессам поверхностного упрочнения вполне оправдано. Более того, наблюдение в режиме реального времени действительно должно дать нам новое знание о процессах.

Образцы для определения исходных механических свойств и циклического нагружения изготавливали с размерами рабочей части 10х\Уох1:о=25-7-3 мм (10 - длина; \у0 - ширина; ^ - толщина). Перед испытаниями образцы электрополи-ровали в хлорно-уксусном электролите (состав 90 %СН3СООН+Ю %НСЮ4) при напряжении и = 25 В в течение 1 = 4 мин.

Циклическое нагружение проводили с контролируемой величиной общей деформации в0бщ= 2еа = £уПр+впл = 0,0056, где £а - амплитуда полной деформации цикла; 8упр - амплитуда упругой деформации цикла; епл - амплитуда пластической деформации цикла, а коэффициентом асимметрии цикла Re = 0 (знакопостоянное отнулевое растяжение), изменением амплитуды деформации цикла по пилообразному закону, частотой нагружения 0,5 Гц. При этом испытания осуществляли таким образом, чтобы коэффициенты асимметрии цикла как по деформации (Rs), так и по напряжению (R^) оставались равны нулю на протяжении всего процесса нагружения (R^ = R£ = 0). Испытывали образцы с количеством циклов нагружения N равным 10, 50, 150, 250, 350 и 750. Величину накопленной пластической деформации рассчитывали по формуле es = ln(l./l0), где 1о - расчетная длина образца; 1к - длина рабочей части образца после циклического нагружения. После циклического нагружения с заданным числом циклов на образцах проводили измерения физических характеристик. Циклическое на-гружение и механические испытания на одноосное растяжение проводили на сервогидравлической испытательной установке Instron 8801.

Микромеханизмы разрушения исследовали в участках излома, где трещина распространялась в условиях плоской деформации (центральная часть изломов вблизи усталостной трещины). Исследования проводили на растровом электронном микроскопе Carl Zeiss EV050 при увеличениях до 15 000 крат и ускоряющем напряжении 30 кВ. Исследование углов разориентировки в структуре стали после диспергирования проводили методом дифракции отраженных электронов на растровом ионно-электронном микроскопе Quanta 200 3D.

Релаксационные испытания для определения предела микропластичности Go, глубины Да и времени релаксации проходили на специальной автоматизированной установке с применением метода пошагового нагружения миниатюрных образцов в области микропластической деформации (до предела текучести).

Исследование износостойкости проводили на машине для испытания материалов на трение 2168 УМТ. Машина универсальная предназначена для испытания фрикционных, антифрикционных и смазочных материалов на трение и износ в широком диапазоне режимов. Обеспечиваются схемы испытаний:

1. При вращении: диск-палец (Квз=Ю), кольцо-кольцо (Квз=1, фрикционная теплостойкость), вал-втулка, диск-колодка (тормоз).

2. При качении: диск-колодка, вал-втулка, вал-трубки (виброизнос).

3. При возвратно-поступательном движении: стержень-палец (линейный контакт).

В процессе испытаний измеряется момент трения, сила прижима, температура, частота вращения, путь трения.

Принятая официальная концепция усталостного износа в паре трения колесо и рельс базируется на представлении о том, что отделение материала происходит после некоторого числа взаимодействий между микронеровностями трущихся поверхностей. В связи с этим усталостные свойства материалов характеризуются снятием кривой, определяющей соотношение между числом циклов до разрушения и отношением разрушающего напряжения к действующему для упругого контакта или отношением деформации при разрушении к действующей деформации при пластическом контакте. Усталостные характеристики материалов определяются на приборе модернизированном п типа «Циклометр», предназначенным для оценки фрикционно-контактной усталости.

Для испытаний на абразивную износостойкость испытания проводили при скольжении торцевых поверхностей образцов по закрепленному абразиву -шлифовальной шкурке марок 14А16 (электрокорунд зернистостью -160 мкм) и 81Кр20 (кремень зернистостью -200 мкм) со средней скоростью 0,175 м/с при нагрузке 49 Н, длине рабочего хода 100 мм, пути трения 11м, поперечном смещении образца за один двойной ход 1,2 мм. Относительную абразивную износостойкость определяли как отношение потерь массы армко-железа к потере массы стальных образцов по результатам трех параллельных испытаний.

Усталостные испытания при вращении со знакопостоянным изгибом выполняли на машине МУИ-6000 (образцы 010 мм, база 107 симметричных циклов) и на универсальной машине МУП-60 (образцы 040 мм, база 3-106 циклов при коэффициенте асимметрии 0,2).

1. Балановский А.Е. Проблема износа пары трения колесо-рельс (краткий анализ и предложения) / А.Е. Балановский, С.М. Хаяси. Иркутск : Плазмопро-тек, 1997.-56 с.

2. Мороз Б.А. Комплексная система ресурсосбережения колес и рельсов (опыт Восточно-Сибирской железной дороги) / Б.А. Мороз, К.А. Марютин, А.Е. Балановский // Локомотив. 1998. - № 19. - С. 19-22.

3. Плазменное упрочнение гребней колесных пар подвижного состава / А.Е. Балановский, B.C. Глазков, Б.А. Мороз и др. // Новые технологии на ВСЖД : сб. трудов. Новосибирск : СГУПС, 1999. - С. 57-65.

4. Марков Д.П. Повышение твердости колес подвижного состава (предпосылки и перспективы) / Д.П. Марков // Вестник ВНИИЖТ- 1995. № 3. -С. 1017.

5. Пашолок И.Л. О возможном повышении износостойкости железнодорожных колес / И.Л. Пашолок, В.Б. Харитонов // Вестник ВНИИЖТ. 1997. -№ 1.-С. 41-45.

6. Ларин Т. В. Износ и пути продления срока службы бандажей железнодорожных колес / Т.В. Ларин. М. : Трансжелдориздат, 1958. - 168 с.

7. Марков Д.П. Закалка гребней колес подвижного состава на высокую твердость для снижения бокового износа / Д.П. Марков // Вестник ВНИИЖТ. -1997.-№ 1.-С. 45-51.

8. Крателъский И.В. Трение и износ / И.В. Крательский. М. : Машиностроение, 1968. - 480 с.

9. Богданов В.М., Марков Д.П., Пенькова Т.Н. Оптимизация триботехни-ческих характеристик гребней колес подвижного состава / В.М. Богданов, Д.П. Марков, Т.И. Пенькова // Вестник ВНИИЖТ. 1998. - № 4. - С. 3-9.

10. Основы трибологии / под ред. A.B. Чичинадзе. М. : Наука и техника, 1995.-778 с.

11. Балановский А.Е. Система колесо рельс : монография : в Зч. / А.Е. Балановский. - Иркутск : Изд-во ИрГТУ, 2011. - 4.1. Конец системы колесо-рельс и вновь начало. - 1012 с.

12. Беседин И. С. Целевые задачи обеспечения устойчивого взаимодействия в системе колесо рельс / И.С. Беседин // Современные проблемы взаимодействия подвижного состава и пути : сб. докладов науч.-практ. конф. Щербинка, 2003.-С. 11-13.

13. Захаров С.М. Контактно-усталостные повреждения колес и рельсов и способы их снижения / С.М. Захаров, Е.В. Шур // Современные проблемы взаимодействия подвижного состава и пути : сб. докладов (Москва, 20 ноября 2003г.). М. : Интекст, 2003. - С. 47-50.

14. Коган А.Я. Оценка износа рельсов и бандажей колесных пар при движение подвижного состава в кривых участках пути / А.Я. Коган // Вестник ВНИЖТ. 1990. - №2. - С. 36-40.

15. Коган А.Я. Взаимодействие колеса и рельса при качение / А.Я. Коган // Вестник ВНИЖТ. 2004. - №5. - С. 33^0.

16. Обобщение передового опыта тяжеловесного движения : вопросы взаимодействия колеса и рельса / У.Дж. Харрис, С.М. Захаров. М. : Интекст, 2002. - 408 с.

17. Коган А.Я Динамика пути и его взаимодействие с подвижным составом. М. : Транспорт, 1997. - 326 с.

18. Вериго М.Ф. Взаимодействие пути и подвижного состава в кривых малого радиуса и борьба с боковым износом рельсов и гребней колес / М.Ф. Вериго. М. : ПТКБ ЦП МПС РФ, 1997. - 207 с.

19. Тененбаум М.М. Сопротивление абразивному изнашиванию / М.М. Тененбаум. М. : Машиностроение, 1976. - 270 с.

20. Рыбакова JI.M. Структура и износостойкость металла / JI.M. Рыбакова, Л.И. Куксенова. М. : Машиностроение, 1982. - 209 с.

21. Гаркунов Д.Н. Триботехника / Д.Н. Гаркунов. М. : Машиностроение, 1985.-425 с.

22. Неглинский В.В. Обобщение результатов эксплуатационных наблюдений за изнашиванием реборд колесных пар локомотивов // Трение и износ. -1995.-№ 1(16).-С. 119-125.

23. Дружинин М.А. Структурные особенности процессов износа и контактно-усталостных разрушений термически упрочненной колесной стали различного химического состава : 05.16.02 / М.А. Дружинин. Днепропетровск, 1985.-182 с.

24. Поверхностная прочность материалов при трении / Б.И. Костецкий, И.Г. Носовский, А.К. Караулов и др.. Киев : Техника, 1976. - 296 с.

25. Расчет износостойкости трущихся поверхностей машин / Под. ред. A.A. Благонравова. М. : ВНИИНМАШ, 1972. - 296 с.

26. Иванова B.C. Синергетика : Прочность и разрушение металлических материалов / B.C. Иванова. М. : Наука, 1992. - 160 с.

27. Коллинз Д. Повреждение материалов в конструкциях. Анализ, предсказание. Предотвращение / Д. Коллинз. М. : Мир, 1983. - 615 с.

28. Джонсон К. Механика контактного взаимодействия / К. Джонсон. -М. : Мир, 1989.-510 с.

29. Николис Г. Познание сложного / Г. Николис, И. Пригожин. М. : Мир, 1990.-344 с.

30. Бершадский Л.И. Основы теории структурной приспосабливаемости и переходных состояний трибосистем и ее приложение к задачам повышения надежности зубчатых и червячных передач: автореф. дис. д-ра техн. наук: 05.02.02 / Л.И. Бершадский. М., 1982. - 48 с.

31. Реология. Теория и приложения / под ред. Э. Эйпиха; пер. с англ. -М. : Иностр. лит-ра, 1962. 822 с.

32. Стадшченко В.М. Мехашзм формування вторинних структур пар тер-тя на баз i методу електронно-акустичноУ eMici'í: автореф. дис. д-ра техн. наук : 05.02.04 / В.М. Стадшченко. К. : НАУ, 2008. - 389 с.

33. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов : в 2 т. / В.Е. Панин, В.Е. Егорушкин, П.В. Макаров и др.. Новосибирск : Наука, Сибирская издательская фирма РАН, 1995. - 2 т.

34. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов / В.П. Алехин. М. : Наука, 1983. - ? с.

35. Zangwill A. Physics of surface / A. Zangwill. Cambridge : Cambridge University Press, 1988. - 536 p.

36. Кисшее В.Ф. Основы физики поверхности твердого тела / В.Ф. Киси-лев, С.Н. Козлов, A.B. Зотв. М. : Изд-во Московского ун-та, МГУ, 1999. -284 с.

37. Изотов В.И. Экспертная оценка эксплуатационных повреждений железнодорожных колес / В.И. Изотов, Г.А. Филиппов // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №8. - С. 2-7.

38. Закономерности эволюции дислокационных субструктур в сталях при усталости / О.В. Соснин, A.B. Громова, Э.В. Козлов и др. // Деформация и разрушение материалов. 2005. - №2. - С. 14-19.

39. The effect of cyclic loading on the dislocation structure of fully pearlitic steel / M. Dollar, I.M. Bernstein, M. Daeubler et al. // Metallurgical Transactions A. 1989.-V. 20A, March.-P. 447-451.

40. Эволюция феррито-перлитной структуры при импульсном воздействии электротока / О.В. Соснин, Ю.Ф. Иванов, В.Е. Громов и др. // Физика и химия обработки материалов. 2003. - №4. - С. 63-69.

41. The structural-phase state changes under the pulse current influence on the fatigue loaded steel / O.V. Sosnin, A.V. Gromova, E.Yu. Suchkova et al. // International Journal of Fatigue. 2005. - V. 27. - P. 1221-1226.

42. Терентъев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов / В.Ф. Те-рентьев. М. : Интермет Инжиниринг, 2002. - 288 с.

43. Перлит в углеродистых сталях / В.М. Счастливцев, Д.А. Мирзаев, И.Л. Яковлева и др.. Екатеринбург : УрО РАН, 2006. - 312 с.

44. Изотов В. И. Дислокационная структура под поверхностью трещин (изломов) различной природы в перлитоферритной стали / В.И. Изотов, Г.А. Филиппов // ФММ. 2003. - № 6, т. 95. - С. 94-99.

45. Счастливцев В.М. Влияние отпуска на структуру и свойства патенти-рованной стали / В.М. Счастливцев, И.Л. Яковлева, А.С. Заваров // ФММ. -1980.-Т. 49, вып. 1.-С. 138-144.

46. Структурные превращения в перлите при нагреве. I. Твердораствор-ное упрочнение ферритной составляющей перлита / В.М. Счастливцев, И.Л. Яковлева, Д.А. Мирзаев // ФММ. 1994. - Т. 77, вып. 4. - С. 138-147.

47. Возможности неразрушающего контроля физико-механических характеристик заэвтектоидных углеродистых сталей со структурами изотермического распада аустенита / А.В. Макаров, В.М. Счастливцев, Э.С. Горкунов и др. // Дефектоскопия. 2002. - № 10. - С. 62-86.

48. Износостойкость заэвтектоидных углеродистых сталей со структурами изотермического распада аустенита / А.В. Макаров, В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова и др. // ФММ. 2004. - Т. 97. - № 5. - С. 94-105.

49. Механические свойства и особенности разрушения при статическом растяжении высокоуглеродистой стали с перлитными структурами различного типа / А.В. Макаров, Р.А. Саврай, В.М. Счастливцев и др. // ФММ. 2007, -Т. 104, вып. 5.-С. 542-555.

50. Тушинский Л.И. Структура перлита и конструктивная прочность стали / Л.И. Тушинский, А.А.Батаев, Л.Б. Тихомирова. Новосибирск : Наука, 1993. -280 с.

51. Кристаллографический анализ дефектов в цементите пластинчатого перлита углеродистой стали / И.Л. Яковлева, Л.Е. Карькина, Ю.В. Хлебникова и др. //ФММ. 2001. - Т. 92, вып. 3. - С. 77-88.

52. Томас Г. Электронная микроскопия металлов / Г. Томас. М. : Ин. лит., 1963.-347 с.

53. Tian Y.L. Mechanism of Pearlite Spheroidization / Y.L. Tian, Krauft R.W. // Metallurgical Transactions. 1987. - V. 18A. № 8. - P. 1403-1414.61 .ИвановаВ.С.Природа усталости металлов/В.С.Иванова,В.Ф.Тереньтев.-М. :Металургия, 1975 .-450с

54. Изучение структурных особенностей цементита в перлите по ушире-нию дифракционных максимумов / К.Ю. Окишев, Д.А. Мирзаев, В.М. Счастливцев и др. // ФММ. 1998. - Т. 85. - Вып. 2. - С. 145-152.

55. Углов В.И. Разработка процессов термической обработки, повышающих прочность и надежность железнодорожных колес : дис. канд. техн. наук / В.И. Углов. Днепропетровск, 1984. - 186 с.

56. Исследование влияния термического упрочнения среднеуглеродистых сталей на вязкость разрушения / И.Г. Узлов, А.И. Бабаченко, Н.А. Умеренкова и др. // Сталь. 1997. -№5. - С. 57-59.

57. Bianite in Steels. H.K.D.H. Bhadeshia. London : Institute of Materials, 1992.-468 p.

58. Kaccidi Ф.Д. Леговаш метали можуть подовжити життя колю / Ф.Д. Kaccidi //Зал1зничний транспорт Укра'ши 2002. - № 5. - С. 69-70.

59. XIII International Wheelset Congress. Rome, Italy, September 17-21,2001.

60. Производство железнодорожных колес / Г.А. Бибик, A.M. Иоффе, А.В. Праздников и др.. М. : Металлургия, 1982. - 232 с.

61. Розробка сталей з бейштною структурою для зал1зничних колю / Ю.С. Пройдак, С.И. Губенко, Г.Д. Сухомлин и др. // Металознавство та об-робка меташв. 2006 - № 1- С. 51-56.

62. Clayton P. The relations between wear behaviour and basic material properties for pearlitic steels / P. Clayton // Wear. 1980. -№60. - P. 75-93.

63. Clayton P. Tribological aspects of wheel-rail contact: a review of recent experimental research / P. Clayton // Wear. 1996. -№191. - P. 170-183.

64. Deters L. Friction and wear testing of rail and wheel material / L. Deters, M. Proksch // Wear. 2005. -№258. - P. 981-991.

65. Clayton P. Predicting the wear of rails on curves from laboratory data / P. Clayton // Wear. 1995. -№181-183. - P. 11-19.

66. Formation mechanism and countermeasures of rail corrugation on curved track / A. Matsumoto, Y. Sato, H. Ono et al. // Wear. 2002. - №253. - P. 178184.

67. Olofsson U. Wear, plastic deformation and friction of two rail steels: a full-scale test and a laboratory study / U. Olofsson, T. Telliskivi //Wear. 2003. - №254. -P. 80-93.

68. Wang L. Microstructure features on rolling surfaces of railway rails subjected / L. Wang, A. Pyzalla, W. Stadlbauer et al. // Journal of Materials and Engineering. 2003. - №A359. - P. 31-43.

69. AniolekK. Select aspects of shaping of a rail steel microstructure and its influence on a resistance to abrasive wear / K. Aniolek, J. Herian, R. Sulkowski //Metallurgist. 2007. -№5. - P. 251-255.

70. Zakharov S. Wheel flange / rail head wear simulation / S. Zakharov, I. Ko-marovsky, I. Zharov // Wear. 1998. - №215. - P. 18-24.

71. The competitive role of wear and RCF in a rail steel / G. Donzella, M. Fac-coli, A. Ghidini et al. // Engineering Fracture Mechanics. 2005. - №72. - P. 287.

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

73. 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.

74. Брюнчуков Г.И. Бандажи тягового подвижного состава повышенной эксплуатационной стойкости: автореф. дис. . канд. техн. наук: 05.16.01/ Г.И. Брюнчукова. М. : ВНИИЖТ, 2007. - 29 с.

75. Кушнарев А.В. Новое в производстве железнодорожных колес на Нижнетагильском металлургическом комбинате / А.В. Кушнарев, Ю.П. Петренко, В.М. Камардин // Сталь. 2004.- № 7. - С. 81-82.

76. Кэсиди Р. Перспективные материалы для изготовления колес / Р. Кэ-сиди // Железные дороги мира. 2002. - № 5. - С. 39^41.

77. Павлов Н.В. Моделирование изнашивания наплавленных гребней железнодорожных колес / Н.В. Павлов, И.А. Комаровский, П.Н. Кипиани // Заводская лаборатория. 2002. - № 5. - С. 46-51.

78. Матвеев B.B. Восстановление вагонных колес наплавкой с предварительным отжигом поверхности катания / В.В. Матвеев // Автоматическая сварка.-2005.-№ 11.-С. 36-40.

79. Матвеев В.В. Наплавка гребней вагонных колес после отжига поверхности катания на вагоноремонтных заводах / В.В. Матвеев // Автоматическая сварка. 2005. - № 6. - С. 42-48.

80. Матвеев В.В. Наплавка гребней вагонных колес после отжига поверхности катания на вагоноремонтных заводах Украины / В.В. Матвеев // Сварочное производство. 2005. - № 11. - С. 29-34.

81. Эффективный метод увеличения срока службы железнодорожных крестовин путем плазменной наплавки / М.-Э.Х. Исакаев, М.В. Ильичев, A.JI. Очкань и др. // Технология металлов. 2003. - №7. - С. 29-34.

82. Балановский А.Е. Плазменное упрочнение металлов / А.Е. Баланов-ский. Иркутск : ИрГТУ, 2006. - 186 с.

83. Бердышев В.А. Градиентные структурно фазовые состояния в рельсовой стали после магнитоплазменного упрочнения и дифференцированной закалки : автореф. дис. . канд. техн. наук : / В.А. Бердышев. 2001. - 21 с.

84. Батаев В.А. Упрочнение боковых граней головок железнодорожных рельсов электроннолучевой обработкой в воздушной среде / В.А. Батаев // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - № 12. - С. 14-18.

85. Балановский А.Е. Результаты внедрения технологии плазменного упрочнения на ВСЖД / А.Е. Балановский // Железнодорожный транспорт. 2006. - № 4. - С. 32-38.

86. Барашков A.C. Плазменное упрочнение гребней колесных пар / A.C. Барашков, В.В. Никифоров // Железнодорожный транспорт. 2000. - № 6. -С. 104.

87. Бузало Г. Упрочнение боковых граней головок железнодорожных рельсов электроннолучевой обработкой в воздушной среде / В.А. Батаев // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. - № 12. - С. 14-18.

88. Громов В.Е. Градиентные структурнофазовые состояния в рельсовой стали Gradient structure phase status in rail steel. / В.Е. Громов, B.A. Бердышев, Э.В. Козлов. M. : Недра, 2000. - 174 с.

89. Плазменное поверхностное упрочнение / Л.К. Лещинский, С.С. Са-мотугин, И.И. Пирч, В.И. Комар. К. : Тэхника, 1990. - 109 с.108. ¥ыкалин H.H. Лазерная обработка материалов / H.H. Рыкалин,

90. A.A. Углов, А.Н. Кокора. М. : Машиностроение, 1975. - 239 с.

91. Коваленко B.C. Упрочнение и легирование деталей машин лучом лазера / B.C. Коваленко, Л.Ф. Головко, B.C. Черненко. К. : Тэхника, 1990. -192 с.

92. Андрияхин В.М. Процессы лазерной сварки и термообработки /

93. B.М. Андрияхин. М. : Наука, 1988. - 176 с.

94. Кокора А.Н. Физические особенности лазерного упрочнения сплавов / А.Н. Кокора, Э.Н. Соболь // Физико-химические процессы обработки материалов концентрированными потоками энергии : сб. статей. М. : Наука, 1983. - С. 54-66.

95. Григорьянц А.Г. Основы лазерной обработки материалов / А.Г. Гри-горьянц. М. : Машиностроение, 1989. - 304 с.

96. Криштал М.А. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера / М.А. Криштал, A.A. Жуков, А.Н. Кокора. М. : Металлургия, 1973.- 192 с.

97. Справочник / H.H. Рыкалин, A.A. Углов, И.В. Зуев и др.. М. : Машиностроение, 1985. - 496 с.

98. Варавка В.Н. Динамика неравновесных субструктурных процессов в металлах : монография / В.Н. Варавка. Ростов н/Д. : ДГТУ, 2007. - 143 с.

99. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. I Влияние исходной структуры / В.Д. Садовский, Т.И. Табатчикова, В.М. Умова и др. // ФММ. 1982. - Т. 53, № 1. - С. 88-94.

100. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. И. Влияние отпуска закаленной стали на процесс перекристаллизации при лазерном нагреве / В.Д. Садовский, Т.И. Табатчикова, В.М. Умова и др. // ФММ. -1984.-Т. 58, №4.-С. 812-817.

101. Образование аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве сталей со структурой пакетного мартенсита / В.Д. Садовский, В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова // ФММ. 1987. - Т. 63, № 3. - С. 555-562.

102. Веденов A.A. Физические процессы при лазерной обработке материалов / A.A. Веденов, Г.Г. Гладуш. М. : Энергоатомиздат, 1985. - 207 с.

103. Спиридонов H.B. Плазменные и лазерные методы упрочнения деталей машин / Н.В. Спиридонов, О.С. Кобяков, И.Л. Куприянов. Минск : Высш. шк., 1988.- 155 с.

104. Плазменная наплавка металлов / А.Е. Вайнерман, М.Х. Шоршоров, В.Д. Веселков и др.. Л. : Машиностроение, 1969. - 190 с.

105. Кидин И.Н. Физические основы электротермической обработки металлов и сплавов / И.Н. Кидин. М. : Металлургия, 1969. - 376 с.

106. Электро-химико-термическая обработка металлов и сплавов / И.Н. Кидин, В.И. Андрюшечкин, В.А. Волков и др.. М. : Металлургия, 1978. 320 с.

107. Физические основы электротермического упрочнения сталей / В.Н. Гриднев, Ю.М. Мешков, С.П. Ошкадеров и др.. К. : Наукова думка, 1973.-336 с.

108. Нестеров Д.К. Особенности структуры рельсов из заэвтектоидной стали при циклическом отжиге и закалке с нагрева ТВЧ / Д.К. Нестеров, В.Е. Сапожков // Сталь. 1999. - № 12. - С. 61-66.

109. Упрочнение рельсов из заэвтектоидной стали комбинированной термообработкой / Д.К. Нестеров, В.Е. Сапожков, Н.Ф. Левченко и др. // МиТом.- 1989. -№ 12.-С. 2-5.

110. Разработка и промышленное использование режима нагрева ТВЧ для термообработки рельсов из заэвтектоидной стали / Д.К. Нестеров, Н.Ф. Левченко, В.Е. Сапожков и др. // МиТом. 1991. - № 11. - С. 6-8.

111. Белый A.B. Структура и методы формирования износостойких поверхностных слоев / A.B. Белый, Г.Д. Карпенко, Н.К. Мышкин. М. : Машиностроение, 1991. - 208 с.

112. Муханов И.И. Импульсная упрочняющечистовая обработка деталей машин ультразвуковым инструментом. М. : Машиностроение, 1978. - 44 с.

113. Ультразвуковая поверхностная обработка метод повышения ресурса работы бандажей колес локомотивов / В.А. Клименов, Ж.Г. Ковалевская, П.В. Уваркин и др. // Тяжелое машиностроение. - 2009. - №12. - С. 24-28.

114. Microstructure and evolution of mechanically-induced ultrafine grainin surface layer of AL-alloy subjected to USSP / X. Wu, N. Tao, Y. Hong et al. // Acta Materialia. 2002. - №50. - P. 2075-2084.

115. Бартенева JI.И. Технология комплексного снижения износа гребней колеса и рельса с помощью рельсосмазывания / Л.И. Бартенева, В.Е. Никитин // Железные дороги мира. -2004 №1. - С.62-68.

116. Richard R.Track Demonstration of Laser-Treated Rail to Reduce Friction and WearTransportation Technology Center / R. Richard. Inc.,2007. - 76 p.

117. Лыков A.M. Плазменное упрочнение гребней локомотивных и вагонных колес / A.M. Лыков, В.Э. Маслов, Л.А. Глибина // Вестник ВНИИЖТ. -2005.-№1.-С. 31-33.

118. Электромеханическая обработка: технологические и физические основы, свойства, реализация / В.П. Багмутов, С.Н. Паршев, Н.Г. Дудкина и др..- Новосибирск : Наука, 2003. 318 с.

119. Барашков А. С. Расчет теплового процесса упрочнения стали при нагреве равномерно распределенными источниками / А.С. Барашков // Физика и химия обработки материалов. 2000. - № 4. - С. 82-89.

120. Багмутов В.П. Исследование тепловых процессов при воздействии на материал концентрированных потоков энергии / В.П. Багмутов, И.Н. Захаров // Физика и химия обработки материалов. 2002. - № 3. - С. 9-11.

121. Исследования качества рельсов из заэвтектоидной стали / А.В. Великанов, В.Ю. Кондратьев, A.M. Маслов и др. // Производство железнодорожных рельсов и колес : сб. науч. тр. Харьков : УкрНИИМет, 1977. - С. 54-58.

122. А.с. № 688968 СССР, МКИ С22С 35/60. Сплав для раскисления и микролегирования стали / A.M. Маслов, В.В. Поляков, В.И. Лебедев и др.. -Опубл. 25.06.79. Бюл. 33.

123. Патент Украины № 3888 и патент РФ № 2023026 Способ термической обработки рельсов / Д.К. Нестеров, В.Е. Сапожков, Н.Ф. Левченко и др..- УкрНИИМет. Опубл. 27.12.94. - Бюл. 6.

124. Нестеров Д.К. Особенности структуры рельсов из заэвтектоидной стали при циклическом отжиге и закалке с нагрева ТВЧ / Д.К. Нестеров, В.Е. Сапожков // Сталь. 1999. - № 12. - С. 61-66.

125. Сферидизация карбидной фазы в заэвтектоидной стали и ее влияние на свойства рельсов / Д.В. Сталинский, А.С. Рудюк, В.Е. Сапожков и др. // Металлургическая и горнорудная промышленность. 2007. - № 2. - С. 48-54.

126. Упрочнение рельсов из заэвтектоидной стали комбинированной термообработкой / Д.К. Нестеров, В.Е. Сапожков, Н.Ф. Левченко и др. // МиТом, 1989.-№ 12.-С. 2-5.

127. Разработка и промышленное использование режима нагрева ТВЧ для термообработки рельсов из заэвтектоидной стали / Д.К. Нестеров, Н.Ф. Левченко, В.Е. Сапожков и др. // МиТом. 1991. - № 11. - С. 6-8.

128. Свойства термически обработанных рельсов из непрерывно литых заготовок заэвтектоидной стали / Д.К. Нестеров, Н.Ф. Левченко, В.Е. Сапожков и др. // Сталь. 1992. - № 4. - С. 63-66.

129. Ion J. С. Second Report on Diagrams of Microstructure and Hardness for Heat-Affected Zones in Welds / J.C. Ion, K.E. Easterling, and M.F. Ashby // Acta Metall. 1984. - V32. - P. 1949.

130. Modeling of Heat Transfer and Fluid Flow during GTA Spot Welding of 1005 Steel, / W. Zhang, G.G. Roy, J.W. Elmer et al. II Journal of Applied Physics. -2003. V93(5), 1 Mar. - P. 3022-3033.

131. Elmer J.W. Spatially Resolved X-Ray Diffraction Mapping of Phase Transformations in the HAZ of Carbon-Manganese Steel Arc Welds / J.W. Elmer, J.Wong and Th. Ressler // Metall. and Mater. Trans. A. 2001. - 32A (5). -P. 1175-1187.

132. Kinetic Modeling of Phase Transformations Occurring in the HAZ of C-Mn Steel Welds Based on Direct Observations / J.W. Elmer, T.A. Palmer, W. Zhang, B. Wood and T. DebRoy // Acta Materialia. 2003. - V51. - P. 3333-3349.

133. Zhang W. Kinetics of Ferrite to Austenite Phase Transformation during Welding of 1005 Steel / W. Zhang, J.W. Elmer and T. DebRoy // Scripta Materialia. 2002. - №46. - P. 753-757.

134. Zhang W. Modeling and Real Time Mapping of Phases during GTA Welding of 1005 Steel / W. Zhang, J.W. Elmer and T. DebRoy // Materials Science and Engineering A. 2002. - Vol. 333 (1-2). - P. 320-335.

135. Babu S. Private communications / S. Babu. Oak Ridge National Laboratory, 2002. - 235 p.

136. Sundman B. Calphad-Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry / B. Sundman, B. Jansson and J. Andersson. 1985. - V 9(2). - P. 153.

137. Mundra K. Numerical Heat Transfer / K. Mundra, T. DebRoy, and K. Kelkar // 1996. - №29. - P. 115-129.

138. Yang Z. Metall. Mater. Trans. В / Z. Yang and T. DebRoy // 1999. -Vol. ЗОВ.-P. 483-493.

139. Глава 2. ТЕОРЕТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ МЕХАНИЗМОВ ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА В СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ ПРИ МЕДЛЕННОМ И СВЕРХБЫСТРОМ НАГРЕВЕ

140. Рис.2.1. Классическая диаграмма Рис. 2.2. Диаграмма структурных железо углерод составляющих железо-цементитнойсистемы

141. Рис. 2.3. Влияние скорости нагрева до температуры Ас3, при которой феррит в чистом железе превращается в аустенит 35.

142. Рис. 2.4. Возможный механизм образования первых кристаллов аустенита в перлитой структуре: 1 на границе между пластинами цементита и феррита в перлита колонии, 2 -на стыке границ перлитных колоний (а=феррит, 0=цементит, у=аустенита) 36.