CC BY
24
вый состав и дефектная субструктура упрочненной зоны определяются: 1) механизмом у ^ а превращения, 2) режимом высокотемпературной прокатки и ускоренного охлаждения, 3) расстоянием до поверхности ускоренного охлаждения. Выявлено формирование, в результате реализации различных механизмов у ^ а превращения, зерен феррита и перлита, кристаллов бейнита и мартенсита.
Формирование наноразмерных фаз при термомеханической обработке проката связано с преобразованием карбидной подсистемы [8, 9]. Многочисленные исследования углеродистых сталей выявили несколько карбидных фаз на основе железа, различающихся относительной концентрацией углерода, параметрами и типом кристаллической решетки. Оно заключается в переходе одного карбида в другой, растворению карбида и его повторному выделению, растворению карбида и уходу атомов углерода на дефекты кристаллического строения феррита и его кристаллическую решетку. Подробный анализ результатов, полученных при исследовании превращения в карбидной подсистеме перлитных сталей, подвергнутых различным видам деформирования, представлен в работе [3].
Преобразование карбидов железа тесно связано с перераспределением углерода в стали. Углерод в структуре стали может находиться в твердом растворе на основе а- и у-железа (позиции элементов внедрения), на дислокациях (в виде атмосфер Коттрелла и Максвелла), на межфазных (карбид/матрица) и внутрифазных (зерна, пакеты, кристаллы мартенсита и бей-нита) границах, в частицах карбидной фазы.
В работах [10 - 18] представлены результаты анализа распределения углерода в сталях близкого химического состава 38ХН3МФА и 30ХН2МФА с мартенситной и бейнитной структурами, подвергнутых деформации сжатием до разрушения.
Для закаленной стали 38ХН3МФА проведенные оценки показали, что с увеличением степени деформации (е) суммарное количество атомов углерода, расположенных в твердом растворе на основе а- и у-железа, снижается, а количество атомов углерода, расположенных на дефектах структуры, - увеличивается. Особенно интенсивно процесс ухода атомов углерода на дефекты протекает при в > 0,2.
Для стали 30ХН2МФА с бейнитной структурой с увеличением степени деформации количество атомов углерода, расположенных в твердом растворе на основе а-железа, формирующих частицы цементита, расположенные на
внутрифазных границах, и расположенных на дефектах кристаллической структуры, увеличивается. Количество атомов углерода, формирующих частицы цементита, лежащие в объеме пластин бейнита, и расположенных в твердом растворе на основе у-железа, снижается.
При термомеханической обработке с ускоренным охлаждением двутавровой балки из низкоуглеродистой стали 09Г2С [4 - 7] преобразование карбидной фазы происходит по различным направлениям и механизмам: 1) разрезание цементита движущимися дислокациями; 2) растворение пластин цементита перлитных колоний и повторное выделение частиц цементита на дислокациях, границах блоков, субзерен и зерен; 3) распад твердого раствора углерода в а-железе, формирующегося в условиях ускоренного охлаждения стали («самоотпуск» мартенсита); 4) допревращение остаточного аустенита, присутствующего в структуре бей-нита и мартенсита с образованием частиц карбида железа; 5) реализация диффузионного механизма у ^ а превращения в условиях высокой степени деформации и высоких температур.
1. При разрезании пластин цементита движущимися дислокациями происходит сдвиг и поворот частей пластин друг относительно друга, а также вынос отдельных фрагментов наноразмерного диапазона в феррит.
2. При термомеханической обработке фиксируется диспергирование субструктуры цементита с образованием блочной структуры с размером блоков 30 - 50 нм. На последующих стадиях преобразования размеры блоков уменьшаются до 5 - 30 нм, блоки становятся более разориентированными. Величина азимутальной составляющей полного угла разориен-тации блочной структуры пластин карбидной фазы достигает 20 - 24 градусов.
Формирование блочной структуры сопровождается уходом атомов углерода из карбида на дислокации и последующим выделением в объеме ферритных пластин в виде частиц карбида железа наноразмерного диапазона (5 - 10 нм).
Этот механизм разрушения пластин цементита энергетически выгоден вследствие того, что энергия связи атомов углерода с дислокациями в феррите существенно превышает энергию связи атомов углерода с атомами железа в решетке цементита. Энергия связи атомов углерода в карбидах железа и с дефектами кристаллической решетки углеродистой стали [19 - 22] представлена ниже:
Место локализации Энергия, эВ
Цементит 0,27
Атмосферы Коттрелла 0,55
Ядра дислокаций 0,75
Вакансии 0,41
Субграницы и границы зерен 0,45
На дефектах вообще 0,61
Дислокации, окружающие пластину цементита, являются более предпочтительным местом расположения атомов углерода и, следовательно, будут забирать углерод из цементита с образованием атмосфер Коттрелла и Максвелла.
Этот процесс может протекать в несколько стадий [4 - 7]. Во-первых, вокруг пластин (в первую очередь, в торцах пластин, указывая на наиболее напряженные места в перлитной колонии) цементита формируется дислокационная субструктура в виде клубков, которые на следующем этапе окружают всю пластину цементита.
На этой стадии в межпластинчатом пространстве (ламелях феррита) выявляются частицы карбидной фазы. Частицы имеют округлую форму, размеры их изменяются в пределах единиц нанометров.
Вынос атомов углерода из разрушенных пластин цементита возможен и на гораздо большие расстояния. Частицы цементита размером 5 - 15 нм выявляются в объеме субзерен на дислокациях и на границах субзерен, формирующихся вдоль границы перлитного зерна. Выделяющиеся на границах субзерен частицы карбидной фазы будут препятствовать их росту, стабилизируя размеры субзерен и свойства изделия в целом при последующей его эксплуатации.
3. Ускоренное охлаждение двутавровой балки приводит к формированию в поверхностном слое структуры пакетного мартенсита.
Последующий «самоотпуск» стали под действием остаточного тепла объема заготовки сопровождается релаксацией дислокационной субструктуры, выражающейся в снижении скалярной плотности дислокаций, разрушении малоугловых границ кристаллов мартенсита, выделении на дислокациях в объеме кристаллов мартенсита и по границам кристаллов частиц карбидной фазы. Размеры частиц, расположенных на дислокациях, изменяются в пределах 5 - 10 нм, расположенных на границах, -в пределах 10 - 30 нм.
4. По сравнению с вышерассмотренными механизмами формирование частиц цементита в процессе допревращения остаточного аусте-
нита, присутствующего в мартенсите и бейни-те, протекает не столь заметно. На электронно -микроскопических изображениях структуры выявлен контраст, соответствующий предвы-делению карбидной фазы размером 5 - 10 нм. Объемная доля таких частиц невелика.
5. Высокий уровень пластической деформации стали, реализующийся при термомеханической обработке проката, приводит к диспергированию структур, формирующихся в процессе диффузионного у ^ а превращения до наномасштабного размера. В тонкопластинчатом перлите толщина пластин карбидной фазы составляет примерно 25 нм [4 - 7]. В пластинах цементита формируется структура с высоким уровнем разориентации блоков. С уменьшением среднего размера блоков величина азимутального размытия рефлексов карбидной фазы устойчиво увеличивается. Отметим, что подобного типа зависимости, связывающие средние размеры кристаллитов и количество рефлексов одного и того же дифракционного кольца, были получены на ряде нанокристаллических пленочных материалов в работе [23].
Выводы. Таким образом, в результате термомеханической обработки двутавровой балки из стали 09Г2С формируются наноразмерные частицы карбидной фазы, упрочняющие поверхностные слои. Основными процессами, ответственными за образование наноразмер-ных фаз, являются разрезание движущимися дислокациями; растворение пластин цементита и повторное выделение на дислокациях, границах блоков и субзерен; распад твердого раствора при «самоотпуске» мартенсита, диффу-зионноое у ^ а превращение при высоких температурах и степенях деформации.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капут-кина Л.М. Термомеханическая обработка стали. - М.: Металлургия, 1983. - 480 с.
2. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. - М.: Мир, 1977. - 432 с.
3. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. - Новосибирск: Наука, 1993. - 280 с.
4. Ivanov Yu., Nikitina E.N., Gromov V.E. Carbon distribution in bainitic steel subjected to deformation. AIP Conference Proceedings. 2015. Vol. 1683, № 020075.
5. Громов В.Е., Никитина Е.Н., Иванов Ю.Ф., Аксенова К.В., Корнет Е.И. Деформационное упрочнение стали с бейнитной
структурой // Успехи физики металлов.
2015. Т. 16. № 4. С. 299 - 328.
6. Gromov V.E., Nikitina E.N., Ivanov Yu. F., Aksenova K.V., Semina O.A. Bainite steel: structure and work hardening // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова.
2016. Т. 14. № 1. С. 87 - 100.
7. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Глезер А.М., Никитина Е.Н., Аксенова К.В. Локализация пластической деформации на нано-уровне в стали с бейнитной структурой // Деформация и разрушение материалов. 2016. № 8. С. 18 - 21.
8. Иванов Ю.Ф., Корнет Е.В., Козлов Э.В., Громов В.Е. Закаленная конструкционная сталь: структура и механизмы упрочнения.
- Новокузнецк: изд. СибГИУ, 2010. -174 с.
9. Формирование и эволюция структурно-фазовых состояний и свойств сталей в современных технологиях обработки давлением / А.Б. Юрьев, В.Е. Громов, Б.М. Ле-бошкин, Э.В. Козлов, В.Я. Чинокалов, В.И. Базайкин, Ю.Ф. Иванов, В.Д. Сарычев. -Новосибирск: Наука, 2003. - 347 с.
10. Корнет Е.И., Иванов Ю.Ф., Коновалов С.В., Громов В.Е. Эволюция структурно-фазовых состояний закаленной конструкционной стали при деформации // Изв. вуз. Черная металлургия. 2009. № 6. С. 66 - 70.
11. Корнет Е.И., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е. Локализация пластической деформации закаленной конструкционной стали // Изв. вуз. Черная металлургия. 2009. № 10. С. 34
- 37.
12. Иванов Ю.Ф., Корнет Е.И., Громов В.Е., Коновалов С.В. Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации // Успехи физики металлов. 2009. Т. 10. № 4. С. 389 - 414.
13. Корнет Е.И., Иванов Ю.Ф., Коновалов С.В., Громов В.Е. Перераспределение углерода при деформации закаленной конструкционной стали // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2009. № 1. С. 101 - 104.
14. Иванов Ю.Ф., Корнет Е.И., Громов В.Е. Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали, деформированной одноосным сжатием // Деформация и разрушение материалов. 2010. № 1. С. 8 - 13.
15. Костерев В.Б., Белов Е.Г., Ефимов О.Ю. и др. Изменение химического состава высокоуглеродистых сплавов на основе железа после плазменной обработки и высокотем-
пературном контактном изнашивании. - В кн.: Сборник тезисов шестой международной конференции ФППК-2010 «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященной памяти академика Г.В. Курдю-мова. - Черноголовка: изд. ИМФМ, 2010. -149 с.
16. Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Ефимов О.Ю. и др. Формирование дефектной субструктуры и наноразмерных фаз при термомеханическом упрочнении малоуглеродистой стали // Сборник статей международного симпозиума «Перспективные материалы и технологии». - Витебск: УО «ВГЕУ», 2011. С. 24 - 26.
17. Костерев В.Б., Мясникова В.И., Коновалов С.В. и др. Анализ структурно-фазовых состояний стали при термомеханическом упрочнении. - В кн.: Материалы Республиканской научной конференции аспирантов, магистрантов и студентов по физике конденсированного состояния (ФКС -XIX). - Гродно: изд. ГРГУ, 2011. С. 283 -285.
18. Костерев В.Б., Ефимов О.Ю., Иванов Ю.Ф. и др. Закономерности формирования прочностных свойств при термомеханическом упрочнении малоуглеродистой стали по режиму ускоренного охлаждения. - В кн.: Тезисы V Российской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций». - Екатеринбург: изд. ИМаш РАН, 2011. - 23 с.
19. Штремаль М.А. Прочность сплавов. Ч. II. Деформация. Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1997. - 527 с.
20. Tawari R.A., Mukunda P.G., Dhar P.R. Em-britlement of tempered martensite // Trans Indian Met. 1969. Vol. 22, no.1. P. 36 - 40.
21. Лахтин И.М. Материаловедение и термическая обработка материалов. - М.: Металлургия, 1977. - 407 с.
22. Утевский Л.М., Гликман Е.Э., Кларк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. - М.: Металлургия, 1987. -222 с.
23. Иванов Ю.Ф., Пауль А.В., Козлов Э.В. и др. Электронно-микроскопический дифракционный анализ ультрадисперсных материалов // Заводская лаборатория. 1992. № 12. С. 38 - 40.
© 2017 г. О.А. Кондратова, В.Е. Громов,
Е.В. Мартусевич, В.Б. Костерев, Ю.Ф. Иванов Поступила 6 февраля 2017 г.
Вестник Сибирского государственного индустриального университета № 1 (19), 2017 УДК 625.143.48
Р.А. Шевченко, Н.А. Козырев, А.А. Усольцев, Л.П. Бащенко, С.В. Князев
Сибирский государственный индустриальный университет
ОПТИМИЗАЦИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССА КОНТАКТНОЙ СТЫКОВОЙ СВАРКИ РЕЛЬСОВ
Современный этап развития путевого хозяйства характеризуется все большим распространением прогрессивных ресурсосберегающих технологий ремонта и технического обслуживания железнодорожного пути, высокопроизводительных путевых машин, внедрением эффективных конструкций пути, к числу которых относится и бесстыковой путь. Развитие технологий, позволяющих обеспечить возможность получения бесстыкового железнодорожного пути с требуемыми качественными характеристиками, в настоящее время является актуальным направлением [1 - 6].
Технологический процесс сварки рельсов электроконтактным способом обычно разделен на несколько этапов: I этап оплавления (1), II этап оплавления (2), форсировка (3), осадка (4), гратосъем (5). Каждому этапу соответствуют определенные характеристики (режимы сварки): I - сила тока, А; и - напряжение, В; - величина перемещения подвижной станины, мм; Р - давление в системе, атм; V -скорость перемещения подвижной станины, мм/с; Т - длительность этапа, с (индексы соответствуют этапам 1 - 5).
Технология сварки рельсов на рельсосва-рочных предприятиях включает в себя обязательную сварку контрольных образцов в начале рабочей смены. Свариваются по два образца на каждой сварочной машине, после чего согласно СТО РЖД 1.08.002 - 2009 «Рельсы железнодорожные, сваренные электроконтактным способом» проводят испытания нетермо-обработанных стыков на трехточечный статический изгиб. Испытания проводят на прессе типа ПМС-320. Испытание одного контрольного образца проводят с приложением нагруз-
ки на головку (растяжение в подошве), второй контрольный образец нагружают на подошву (растяжение в головке). Результатами испытаний являются значения усилия, возникающего при изгибе (Ризг, кН), и значения стрелы прогиба (УЛр, мм), при которых происходит разрушение контрольного образца, или максимальные значения этих показателей, если образец не разрушился во время испытаний.
В настоящей работе проведена оптимизация процесса контактной сварки рельсов типа Р65 на машине К1100.
Для вышеописанных этапов при сварке на машине К1100 обычно используют значения основных параметров, приведенных в табл. 1.
По параметрам технологического процесса производственного контроля ранее были разработаны математические модели процесса контактной сварки рельсов на машине К1100, которые позволяют оценивать полноту влияния этих параметров на качество сварного шва:
Ризг = 814,08 - 12,931макс5 + 40,84имакс5 -
- 6,4°77Нач4 - 0,261мин4 + 3,201макс4 - 6,29имакс4 -
- 2,12Рмин4 + 41,79Рмакс4 +53,33 V,* + 6,601Ср1 -
- 219,91Рср1 /Пр = - 194,21 - 0,241макс5 - 0,02Тнач4 +
+ 0,071макс4 + 2,43Рмакс4 - 0,75Рср4 + 1,94 Vep4 +
+ 0,011максз + 0,05ТдЛИт1 + 0,081ср1 - 3,32Рср1,
где индекс 1 - 5 означают номер этапа.
Современная аппаратура управления обеспечивает работу в разных режимах: «Ручное управление», «Полуавтоматическое управление», «Автоматическое управление». Режим
Таблица 1
Значения основных параметров при сварке на машине К1100
Этап
I этап оплавления
II этап оплавления
Форсировка
Осадка Гратосъем
Интервалы значений параметров сварки
T, с 28 - 46 60 - 100 4,2 - 6,1
1,1 - 3,0 1
I, А 7 - 1088 24 - 736 110 - 788 6 - 1174 2 - 324
U, В 335 - 440 148 - 424 280 - 443 2 - 423 1 - 105
P, атм 27 - 42
26 - 35
27 - 33 25 - 129 71 - 129
V, мм/с 0,00 - 0,67 0,22 - 0,89 1,33-1,89 1,56 - 9,33 0,11 - 0,56
S, мм 4,4 - 5,4 7,0 6,5 17,8 - 18,6 0,1 - 1,0
