Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Эксплуатационные повреждения рельсов. современное состояние проблемы 11
1.1 Общие представления 11
1.2 Влияние различных факторов на эксплуатационную стойкость рельсов 16
1.3 Моделирование структурно-фазовых изменений при эксплуатации рельсов
1.4 Формирование наноструктур при интенсивной пластической деформации и эксплуатации рельсов 32
1.5 Выводы и постановка задач исследования 42
ГЛАВА 2 Материал и методы исследования 45
2.1 Материал исследования 45
2.2 Методики структурных исследований 46
2.3 Методика количественной обработки результатов исследований 55
ГЛАВА 3 Структурно-фазовое состояние и свойства рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т Брутто 59
3.1 Структурно-фазовое состояние и свойства рельсовой стали перед эксплуатацией 59
3.2 Градиент структурно-фазового состояния и свойств металла рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто. Поверхность катания 67
3.2.1 Свойства металла рельсов, сформировавшиеся после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто 67
3.2.2 Структура поверхности ударного разрушения металла рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто 69
3.2.3 Структура и фазовый состав рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто 73
3.3 Градиент структурно-фазового состояния и свойств рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто. «Рабочая» выкружка 87
3.3.1 Свойства металла «рабочей» выкружки рельсов, сформировавшиеся после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто 87
3.3.2 Структура и фазовый состав «рабочей» выкружки рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто 88
ГЛАВА 4 Структурно-фазовое состояние и свойства рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 99
4.1 Градиент структурно-фазового состояния и свойств рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто. Поверхность катания 99
4.1.1 Свойства металла рельсов, сформировавшиеся после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 99
4.1.2 Структура поверхности ударного разрушения металла рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 101
4.1.3 Структура и фазовый состав рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 108
4.2 Градиент структурно-фазового состояния и свойств рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто. «Рабочая» выкружка 119
4.2.1 Свойства металла «рабочей» выкружки, сформировавшиеся после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 119
4.2.2 Структура и фазовый состав «рабочей» выкружки рельсов после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто 120
4.3 Выводы по главе 4 131
ГЛАВА 5 Физическая природа упрочнения рельсов в процессе длительной эксплуатации 133
5.1 Эволюция микротвердости и износостойкости поверхности рельсов в процессе длительной эксплуатации 134
5.2 Сравнительный анализ эволюции фазового состава и дефектной субструктуры поверхности рельсов в процессе длительной эксплуатации 137
5.3 Физическая природа упрочнения рельсов в процессе длительной эксплуатации 151
5.3.1 Общие представления о механизмах упрочнения стали 151
5.3.2 Физическая природа упрочнения поверхностного слоя «рабочей» выкружки рельсов в процессе длительной эксплуатации 154
5.3.3 Физическая природа упрочнения поверхности катания рельсов в процессе длительной эксплуатации 158
5.4 Выводы по главе 5 161
ГЛАВА 6. Апробация результатов работы 163
6.1. Использование результатов диссертационной работы в промышленности 164
6.2. Использование результатов диссертационной работы в научной деятельности и учебном процессе 165
Заключение 167
Список литературы 170
- Моделирование структурно-фазовых изменений при эксплуатации рельсов
- Методики структурных исследований
- Градиент структурно-фазового состояния и свойств рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто. «Рабочая» выкружка
- Общие представления о механизмах упрочнения стали
Введение к работе
Актуальность темы. Увеличение интенсивности железнодорожного движения и его грузонапряженности вызывает необходимость дальнейшего повышения эксплуатационной стойкости рельсов. Проблема формирования и эволюции структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации представляет сложный комплекс взаимосвязанных научных и технических вопросов. Учитывая, что кинетика процессов формирования структурно-фазовых состояний связана с основами теории прочности и пластичности, представляется исключительно важной информация о параметрах тонкой структуры рельсов в разных сечениях. Рассмотрение поведения рельсов при длительной эксплуатации и анализ причин их изъятия вызывает в последнее время большой интерес. Расширение информации в этой области связано как со стремлением к более глубокому пониманию фундаментальных проблем физического материаловедения, так и с практической значимостью, диктуемой непрерывным возрастанием требований к надежности рельсов в современных условиях высоких нагрузок на ось и скоростей движения. Вполне очевидно, что при интенсивных деформационных воздействиях, реализуемых при длительной эксплуатации, могут происходить различные процессы (ре-кристаллизационные, релаксационные, фазовые переходы, распад и образование фаз, аморфизация и т.д.), приводящие к эволюции структурно-фазовых состояний, сопровождающейся изменением (ухудшением) механических свойств. Поэтому выявление природы и закономерностей эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в головке рельсов при длительной эксплуатации приобретает особую актуальность.
Настоящая работа проводилась при поддержке гранта Российского научного фонда № 15-12-00010.
Степень разработанности темы. В последние годы в отечественной и зарубежной литературе подробно освещаются вопросы, связанные с износом рельсов. Доказано, что дефекты износа первоначально формируются в поверхностных слоях, при этом начало постоянного износа совпадает с накоплением определенного уровня пластической деформации. При длительной эксплуатации на поверхности отмечается аномально высокое значение микротвердости и явление деформационно-индуцированного распада цементита, стабильного в обычных условиях. Знание закономерностей и природы формирования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и свойств в поверхностных слоях рельсов по центральной оси и по выкружке в головке после различных сроков эксплуатации необходимо для создания рельсов премиум класса, повышенной износостойкости, низкотемпературной надежности, в том числе и дифференцированно закаленных.
Цель работы: выявление закономерностей и сравнительный анализ структуры, фазового состава и дефектной субструктуры, формирующихся на различных расстояниях по центральной оси и по выкружке в головке рельсов после различных сроков эксплуатации.
Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:
-
Исследование структуры, фазового состава, дефектной субструктуры, три-бологических свойств и поверхности разрушения рельсов по центральной оси после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто.
-
Установление закономерностей формирования структурно-фазовых состояний, дислокационной субструктуры и микротвердости по выкружке рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто.
-
Изучение структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и поверхности разрушения рельсов на различном расстоянии по центральной оси после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто.
-
Выявление закономерностей формирования структурно-фазовых состояний, дефектной субструктуры и свойств металла выкружки после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто.
-
Количественная оценка механизмов упрочнения поверхности рельсов по центральной оси и по выкружке после различных сроков эксплуатации.
Научная новизна. Впервые проведены количественные исследования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры, трибологических свойств и поверхности разрушения на различном расстоянии от поверхности катания рельсов после различных сроков эксплуатации (пропущенный тоннаж 500 и 1000 млн. т брутто). Произведена количественная оценка механизмов упрочнения поверхности головки рельсов по центральной оси и на выкружке после различных сроков эксплуатации.
Достоверность экспериментальных результатов и обоснованность выводов обеспечиваются корректностью постановки задач исследования, комплексным подходом к их решению с использованием современных методов и методик, широким привлечением статистических методов обработки результатов, анализом литературных данных и критическим сопоставлением установленных в работе закономерностей с результатами, полученными другими исследователями.
Научная и практическая значимость работы. Сформирован банк данных о закономерностях формирования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и поверхности разрушения в головке рельсов после длительной эксплуатации (пропущенный тоннаж 500 и 1000 млн. т брутто). Выполнен сравнительный послойный анализ по центральной оси и по выкружке структурно-фазовых состояний и дислокационной субструктуры, формирующихся после различных сроков эксплуатации. Выявлена физическая природа и механизмы упрочнения поверхности рельсов в процессе длительной эксплуатации.
Научные результаты работы могут быть использованы для развития теории структурно-фазовых превращений в сталях, а основные положения диссертации представляют интерес как учебный материал в курсе лекций по физике конденсированного состояния, физического материаловедения, металловедения и термообработки, обработки металлов давлением.
Практическая значимость подтверждена актами и справками использования результатов.
Методология и методы исследования. Задачи диссертационной работы направлены на выявление закономерностей формирования структуры, фазового
состава, дефектной субструктуры и свойств по центральной оси и по выкружке в головке рельсов после длительной эксплуатации.
Экспериментальные исследования проводились с использованием аналитического и испытательного оборудования кафедры естественнонаучных дисциплин имени профессора В.М. Финкеля, центра коллективного пользования «Материаловедение» при Сибирском государственном индустриальном университете, Томского материаловедческого центра коллективного пользования при Национальном исследовательском Томском государственном университете. Использовались оптический микроскоп Olympus GX-51, микротвердомер HVS-1000А, растровый электронный микроскоп Phillips SEM 515 с приставкой для микрорентгеноспек-трального анализа EDAX ECON IV, рентгеновский дифрактометр Shimadzu XRD 6000, просвечивающий электронный дифракционный микроскоп JEOL JEM-2100F. Трибологические свойства изучали с помощью трибометра CSEM при комнатной температуре.
Личный вклад автора заключается в постановке цели и задач исследования,
обработке и анализе результатов исследований методами современного
физического материаловедения, сопоставлении полученных данных с
результатами других авторов, написании статей и тезисов докладов, формулировании основных выводов.
Основные положения, выносимые на защиту:
-
Совокупность результатов исследований структуры, фазового состава, дефектной субструктуры, трибологических свойств и поверхности разрушения головки рельсов по центральной оси после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто.
-
Градиентный характер структурно-фазовых состояний и свойств головки рельсов по выкружке после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто.
-
Результаты изучения структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры и поверхности разрушения головки рельсов на различном расстоянии по центральной оси после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто.
-
Установленные закономерности формирования структурно-фазовых состояний и свойств головки рельсов по выкружке после пропущенного тоннажа 1000 млн. т брутто.
-
Результаты количественной оценки механизмов упрочнения поверхности головки рельсов по центральной оси и по выкружке после различных сроков эксплуатации.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует паспорту специальности 01.04.07 – физика конденсированного состояния пп. 1 и 7 (п. 1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и давления», п.7 «Технические и технологические приложения физики конденсированного состояния»).
Апробация работы. Результаты диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях, чтениях, семинарах и школах: Международном симпозиуме «Перспективные материалы и технологии», Витебск, Беларусь, 2015; 6-ой Международной конференции «Кристаллофизика и деформационное поведение перспективных материалов», Москва, 2015; XIX Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 2015; II Байкальском материаловедческом форуме, Улан-Удэ, 2015; 6-ом Международном семинаре «Effect of external influences on the strength and plasticity of metals and alloys», Барнаул, 2015; Международном семинаре «Структурные основы модифицирования материалов», Обнинск, 2015; II Всероссийской научной конференции молодых ученых «Перспективные материалы в технике и строительстве», Томск, 2015; IX Российской научно-технической конференции «Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций», Екатеринбург, 2015; VII Международной школе «Физическое материаловедение», Тольятти, 2016; XXIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2016; XXII Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2016; VIII-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2016», Москва, 2016; VI Всероссийской конференции молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в третьем тысячелетии», Томск, 2016; Международной научно-технической конференции «Пром-Инжиниринг», Челябинск, 2016; VII Международной научно-практической конференции «Инновационные технологии в машиностроении», Юрга, 2016; LVII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Севастополь, 2016; IX Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2016; XIV Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Барнаул, 2016.
Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 35 работах, в том числе в 22 статьях, в том числе 9 – в журналах, входящих в Перечень, рекомендованный ВАК для публикации результатов диссертационных исследований ,и 13 статьях в зарубежных и переводных изданиях, 1 монографии, остальные – в трудах всероссийских и международных конференций и других научных мероприятий.
Структура и объем диссертационной работы. Диссертация включает в себя введение, 6 глав, основные выводы, список литературы из 256 наименований, приложение, изложена на 199 страницах машинописного текста, содержит 81 рисунок, 9 таблиц.
Моделирование структурно-фазовых изменений при эксплуатации рельсов
Установлено, что при снижении в металле содержания общего кислорода возрастает положительная роль ванадия в улучшении качества рельсов, а именно, его присутствие повышает одновременно как прочностные, так и пластические характеристики рельсов, в частности, их ударную вязкость при положительных и отрицательных температурах. Отмечено, что наличие ванадия в отечественных рельсах всех категорий качества является их отличительным национальным признаком [62]. Другие технологические возможности улучшения качества рельсовой стали и повышения эксплуатационных свойств готовых рельсов представлены в работах [63 –90].
При трении скольжения морфология поверхности трения в виде суб- и микрошероховатостей и изменение агрегатного состояния смазки приводят к появлению термических ударов. Рассмотрены модельные представления термического удара в сплошной среде и на уровне кристаллической решетки. В первом случае модельное представление основано на гипотезе о конечной скорости распространения теплоты в твердом теле и решении дифференциальных уравнений теплопроводности и термоупругости гиперболического типа. Во втором — использовали потенциал парного взаимодействия, описывающий энергию связи атомов в кристаллической решетке.
Расчеты по двум модельным представлениям термических ударов привели к идентичным результатам относительно величины давления Р сжатия-расширения в поверхностных слоях сталей.
Высокие значения давлений Р 15 ГПа приводят к бездиффузионным (полиморфным) превращениям в парах Fe – Fe и двойных соединениях железа с другими элементами сплавов.
Модельное представление термического удара посредством потенциала парных взаимодействий позволило оценить аномально высокие значения коэффициентов диффузии, сопоставимые с оценками импульсных воздействий другой физической природы (механические удары, лазерная обработка и другие) [91]. Поведение рельсов в процессе эксплуатации необходимо рассматривать с учетом роли трения в системе «колесо-рельс». В процессе торможения фрикционной накладкой на поверхности диска в течение короткого промежутка времени происходит выделение большого количества теплоты, распространяющейся в глубь диска за счет теплопроводности. В результате на поверхности тормозного диска возникают значительные температурные напряжения, приводящие к появлению трещин и дальнейшему разрушению поверхности трения и диска в целом. Температурный режим и износ фрикционной пары во многом определяется контактирующими материалами и условиями торможения [92].
В связи с ужесточением условий эксплуатации рельсов, а также с недостаточной твердостью боковых частей головки, твердость которой не регламентирована требованием действующего стандарта, отмечается сильный износ головки рельсов в кривых участках пути малых радиусов ( 600 м). На отдельных участках железных дорог Украины изъятие рельсов по этой причине достигает 40 % от общего количества рельсов, снимаемых с пути, что требует решения данной проблемы с привлечением научного и производственного потенциала.
За рубежом (Германия, США, Япония, Великобритания) осуществлен качественный технологический скачок в производстве железнодорожных рельсов на всех технологических этапах их изготовления, что позволило значительно повысить эксплуатационные характеристики рельсов, в том числе и по износостойкости. Для повышения износостойкости рельсы изготавливают из стали, легированной хромом, кремнием, марганцем; хромом, молибденом или хромом и модифицированной ванадием и ниобием (в отдельности или совместно), и поставляют железным дорогам в незакаленном или закаленном с нагрева ТВЧ состоянии.
Исследованием установлено, что износостойкость головки рельсов зависит oт содержания в стали углерода и величины твердости. Наибольшая износостойкость достигается при твердости 360 380 НВ с содержанием углерода 0,74 0,82 %, что объясняется уменьшением в структуре количества избыточного феррита и увеличением количества перлитной составляющей [93]. Износ колес и рабочей поверхности головки рельса зависит от параметров пути, расположения колесной пары в рельсовой колее и скорости движения подвижного состава. Анализ данных, полученных с начала 80-х годов, показал, что за 10 лет срок службы колес по причине износа сократился почти в 2,5 раза, а основная доля износа приходится на гребень. Главной причиной резкого увеличения изнашиваемости колес и рельсов является существенное повышение фрикционных свойств контактных поверхностей в связи с переводом подвижного состава на буксы с подшипниками качения. Теперь эти неблагополучные (по установке в колее) колесные пары следует признать основным фактором совместного износа рельсов и гребней колес. Стратегическое направление решения возникшей проблемы износа состоит в изучении, выяснении и устранении ее причин, тактическое – в быстрейшем выходе из создавшейся ситуации. Первое требует приложения умственного труда, затрат определенного времени и средств. Когда под рукой оказалась универсальная начинка для лубрикаторов – смазка, пришлось прибегнуть к тактическому решению, и началась интенсификация смазывания контактных поверхностей.
Контактирование колес с рельсами при движении составов сопровождается постоянным проскальзыванием колес под действием различных факторов, которые реализуют запрограммированную конструкцией взаимодействующих элементов их работу на износ [94].
Процесс установившегося изнашивания заключается в непрерывном деформировании, разрушении и воссоздании поверхностного слоя со стабильными свойствами на отдельных участках. Износ бандажа и рельса оказывает большое влияние на свойства сопряжения. При эксплуатации рабочий слой металла колеса претерпевает существенные преобразования, он становится в значительной степени наклепанным. Если твердость поверхности качении нового бандажа составляет 255 – 320 НВ, то наклепанного достигает 600 НВ. Причем, изменения происходят как вдоль, так и вглубь от максимального значения твердости материала до исходного.
Методики структурных исследований
Анализ многочисленных экспериментальных данных, особенно для ОЦК-кристаллов, привел В.В. Рыбина к представлению о предельной (критической) фрагментированной структуре, дальнейшая деформация которой в рамках дисклинационной моды становится невозможной [173]. Очаги разрушения образуются по границам фрагментов, которые разделяют области, как правило, свободные от дислокаций. Критическая фрагментированная структура является, по мнению автора работы [173], конечным продуктом пластической деформации, она не способна сопротивляться усиливающемуся воздействию внешних и внутренних напряжений и должна вести к разрушению. Следует отметить, что описанное выше рассмотрение относилось по существу к ранним стадиям мегапластической деформации (е 2) для случая одноосного растяжения или прокатки при относительно малом вкладе сжимающих напряжений [174].
Подробную систематизацию дефектных структур, возникающих в различных материалах по мере увеличения степени пластической деформации, провели Э.В. Козлов и Н.А. Конева [175]. Они показали, что при подходе к области мегапла-стической деформации (МПД) происходит в зависимости от природы материала последовательная смена одних структурных состояний на другие (ячеистые, полосовые, фрагментированные структуры и т.д.) наподобие структурных фазовых переходов. При этом меняются внутренние напряжения и условия для проявления аномалий механического поведения кристаллов. Здесь же следует упомянуть работу [176], в которой показано, что с увеличением степени МПД в структуре происходит образование очень большого числа избыточных точечных дефектов (главным образом, вакансий), способных стимулировать протекание при деформации диффузионных фазовых превращений.
Эти работы показали, что независимо от исходной структуры, типа кристаллической решетки материала и способа его деформирования при больших степенях деформации образуется фрагментированная структура, содержащая больше 40 угловые границы межзеренного типа. В.В. Рыбиным и сотрудниками была предложена стройная качественная и количественная теория фрагментации кристаллов. Согласно разработанным ими представлениям при больших пластических деформациях в границах и стыках зерен формируются мезодефекты, релаксация дальнодействующих напряжений которых приводит к формированию и эволюции новых границ разориентации с углами разориентировки, возрастающими до десятков градусов. Однако главными проблемами, препятствующими получению наноструктур с использованием обычных методов обработки металлов давлением, оставались два факта: во-первых, монотонная деформация создавала удлиненные фрагменты и, во-вторых, после накопления определенной критической фраг-ментированной структуры, еще далекой от равноосной наноструктуры, происходило разрушение [177].
Специфика поведения наноструктур в экстремальных условиях заключается, прежде всего, в том, что эти объекты (за исключением супрамолекулярных систем) в подавляющем числе случаев являются существенно неравновесными. Многочисленные поверхности раздела в виде межзеренных и межфазных границ, тройных и четверных стыков, а также остаточные напряжения и дефекты, сегрегации и неравновесные фазы – все это, с одной стороны, стимулирует появление высокого уровня физико-механических свойств наноматериалов (по сравнению с обычными крупнокристаллическими объектами). Однако, с другой стороны, наличие избытка свободной энергии в наноструктурах предъявляет и повышенные требования к их стабильности. Вполне очевидно, что при термических, деформационных и коррозионных воздействиях, а также в условиях радиации могут иметь место рекристаллизационные, сегрегационные, гомогенизационные и релакса-цонные процессы, фазовые переходы, распад и образование фаз, аморфизация, спекание и заплывание микро- и нанопор (нанокапилляров). В той или иной степени все это может приводить к эволюции наноструктуры, а иногда и к ее аннигиляции, сопровождаясь изменением (ухудшением) физических, механических, химических и биологических свойств. Поэтому выявление закономерностей ста 41 бильности наноструктур приобретает особую актуальность, являясь одной из основных проблем современного наноструктурного материаловедения [178].
В полном объеме создание высоких плотностей энергии и их воздействие на вещества анализируются в монографии В.Е. Фортова [179]. Применительно к на-номатериалам исследования такого плана проведены в ограниченном объеме, имеющаяся информация относится преимущественно к особенностям усталостной прочности и частично к влиянию высоких статических и динамических давлений, а также к поведению в сильных магнитных полях.
Возможности значительного повышения прочности в наноматериалах (за счет снижения размера зерен и создания препятствий на пути дислокационных сдвигов) сразу же привели и к анализу усталостных характеристик. В последнее время появился ряд исследований, посвященных углубленному изучению усталости наноматериалов.
Всестороннее обсуждение влияния методов интенсивной пластической деформации на физико-механические свойства наноматериалов проведено в обзоре [180], где применительно к проблеме усталости отмечается двойственная роль границ зерен: с одной стороны, увеличение прочности и повышение предела усталости, но с другой стороны, инициирование образования зародышевых трещин. Закономерности появления и распространения трещин в наноматериалах после равноканального углового прессования (РКУП) только начинают изучаться. Исследование двойниковых границ в меди и ее сплавах показало, что трещинообра-зование при малоцикловой усталости зависит от энергии дефекта упаковки, характера плоскостей скольжения и кристаллографической ориентации матрицы и двойниковых границ [181]. Моделирование сопротивления росту усталостных трещин в наноматериалах методами молекулярной динамики (МД) и механики разрушения предпринято в работе [182]. Показано, что затормозить рост трещин можно с уменьшением толщины двойников и расстояния между ними в области размеров менее 20 нм.
Градиент структурно-фазового состояния и свойств рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто. «Рабочая» выкружка
Для анализа физико-механических свойств поверхностных слоев использовали один из наиболее точных и чувствительных методов – измерение микротвердости [194]: ее различия до и после обработки могут служить показателем упрочнения модифицированных поверхностных слоев металлов и сплавов. В настоящей работе микротвердость измеряли методом внедрения индентора Виккерса на приборе HVS-1000A с цифровым дисплеем, отображающим микротвердость числами твердости НV. Нагрузка на индентор составляла 0,02 Н. Значения микротвердости рассчитывали по результатам измерения диагоналей не менее десяти отпечатков. Усреднение проводили по результатам измерений на нескольких (обычно на трех – пяти) образцах. Точность измерений в этом случае составила 7 – 10 %. Изменение прочностных характеристик упрочненного слоя анализировали при определении микротвердости поверхности и построении профиля микротвердости по глубине.
Трибологические свойства (износостойкость и коэффициент трения) изучали в геометрии диск-штифт с помощью высокотемпературного трибометра (CSEM, Швейцария) при комнатной температуре и влажности. В качестве контр-тела использовали шарик из твердого сплава ВК-8 диаметром 3 мм, диаметр трека равнялся 6 мм, скорость вращения – 2,5 см/с, нагрузка – 10 Н, дистанция до остановки – 66 м, количество оборотов – 5000. Критерием износостойкости являлся удельный объем трека износа материала, который определялся с помощью лазер 55 ного оптического профилометра MicroMeasure 3D Station (Stil, Франция). Скорость изнашивания рассчитывается по формуле: V 2nRA FL где R - радиус трека; А - площадь поперечного сечения канавки износа; F - величина приложенной нагрузки; L - пройденная шариком дистанция.
Количественный анализ структуры стали осуществляли, используя методы стереологии [195, 196] и количественной электронной микроскопии [192, 197]; фазовый анализ стали осуществляли путем индицирования микроэлектронограмм с непременным использованием темнопольной методики [192, 197, 198].
Определение средних размеров зерен. Определение средних размеров зерен проводилось методом случайных секущих по микрошлифам. Границы зерен вытравливали электролитически в реактиве, подобранном индивидуально. Средний размер зерен (D) в объеме материала определяли исходя из средних размеров зерен, измеренных по микрошлифам [195]: D = 0M ) \ (2.1) где d - средний размер зерна, определенный по микрошлифу: N , d- lSHZd. (2 2) i=l Х где N - число измерений; ф - текущий размер зерна на микрошлифе. Среднеквадратичное отклонение (CTD) определялось по следующей формуле: CTD=V4/7r(d-D)-(D)2 (2.3)
Определение объемной доли дислокационной субструктуры (Pv). Применительно к дислокационным субструктурам (ДСС), формирующимся в процессе деформации однофазных сплавов, этот метод был впервые использован в работах Н.А. Коневой с сотрудниками [199, 200]. В связи с тем, что размер структурного элемента в формирующемся типе дислокационных субструктур больше или соиз 56 мерим с толщиной фольги, то с их изображениями в фольге можно работать как со случайными сечениями в шлифе [195]. Поэтому в работе использовался метод определения объемной доли по случайным сечениям, основанный на измерении доли площади фольги Ps, занятой определенным типом ДСС, т.е. был использован планиметрический метод. Согласно этому методу, измеряли площади изображений каждого из типов ДСС на плоскости наблюдения. Затем величины таких площадей суммировали. Полученную сумму делили на величину площади изучаемого участка плоскости наблюдения.
В случае изотропной структуры Pv можно определить на одном представительном случайном сечении кристалла. Для неоднородной структуры представительную выборку необходимо осуществлять по нескольким различно ориентированным сечениям.
Определение скалярной плотности дислокаций. Скалярная плотность дислокаций измерялась методом секущих с поправкой на невидимость дислокаций [192, 193, 197]. В качестве испытательной линии использовалась прямоугольная сетка. Тогда скалярную плотность дислокаций на микрофотографиях, полученных при электронно-микроскопическом исследовании, можно определить по формуле: Мf Пі п9 Р = + (2 4) Н ll l2 J где М - увеличение микрофотографии; щ и п2 - число пересечений дислокациями горизонтальных 11 и вертикальных /2 линий соответственно (11 и /2 - суммарная длина горизонтальных и вертикальных линий).
Скалярная плотность дислокаций определялась отдельно для каждого типа ДСС. Средняя величина скалярной плотности дислокаций рассчитывалась с учетом объемной доли каждого из типов присутствующих ДСС по следующей формуле: Z P = ZPVlP1 (2.5) i=i где pi - скалярная плотность дислокаций в определенном типе ДСС; Р Vi - объемная доля материала, занятого этим типом ДСС; Z - количество типов ДСС. Определение избыточной плотности дислокаций. Избыточная плотность дислокаций р+ = р+ + р. (р+ и р. - плотность положительно и отрицательно заряженных дислокаций соответственно) измерялась локально по градиенту разори-ентировки [199 - 201]: 1 Эф P+= (2 6) Ъ д где b - вектор Бюргерса дислокаций; д(% - градиент кривизны фольги или кривизна-кручение кристаллической решетки %. Величина х = /яр определялась путем смещения экстинкционного контура (А) при контролируемом угле наклона фольги (Аф) в колонне микроскопа с помощью гониометра. При этом желательно, чтобы вектор действующего отражения g был перпендикулярен оси наклона гониометра (ОНГ). В противном случае требуется пересчет, т.к. плоскость действующего отражения уже не будет содержать ось наклона гониометра. Необходимо отметить, что участок фольги, на котором проводится измерение, не должен содержать на пути перемещения контура границ раздела или разориентировки, т.е. изгиб фольги должен быть непрерывным. Специальными опытами установлено, что ширина контура в величинах ра-зориентировок для ГЦК сплавов на основе никеля, меди и железа [201] и мартен-ситных сталей [202, 203] составляет 1. Это означает, что при повороте гониометра на величину Аф 1 изгибный экстинкционный контур смещается на расстояние, равное своей ширине, т.е. А «і? (при этом должно выполняться условие g 1 ОНГ). Эта величина (Аф 1) в сочетании с шириной контура позволяет определить градиент разориентировки: = 1,7 -106- - [рад/см]. (2.7) д
Оценка амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки. Величина внутренних полей напряжений, следуя схеме расчетов, предложенной в свое время Э.В. Козловым, Н.А. Коневой и в приложении для стали рассмотренной в работе [204], может быть оценена следующим образом: т = G х здесь G - модуль сдвига исследуемого материала; t - толщина фольги (для электронного микроскопа ЭМ-125 t 200 нм); % - кривизна-кручение кристаллической решетки. д р 7 = — д где д р - угол изменения ориентации отражающей плоскости фольги; д - величина перемещения изгибного контура. При исследовании конструкционных сталях было показано [202, 203], что ширина контура h в величинах разориентировок составляет 1 ( 0,0175 рад.).
Общие представления о механизмах упрочнения стали
Таким образом, результаты анализа структуры и фазового состава поверхностного слоя рельсовой стали, формирующейся после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто, свидетельствуют о формировании нанокристаллической многофазной структуры, что, очевидно, и является одной из причин значительного (в 1,7 раза) повышения твердости материала поверхности катания рельсов.
Как отмечалось в разделе 3.1, анализ структуры стали методом дифракционной электронной микроскопии тонких фольг позволяет обнаружить присутствие изгибных контуров экстинкции [192, 197], что однозначно указывает на кривизну-кручение кристаллической решетки материала, обусловленную внутренними полями напряжений. Наиболее важную роль в процессах упрочнения сплавов играют длинноволновые (1 – 100 мкм) компоненты поля внутренних напряжений (далее по тексту дальнодействующие поля внутренних напряжений), появление которых связано с поляризацией дислокационной структуры и образованием дислокационно-дисклинационных субструктур [208], несовместностью деформации соседних зерен [204, 209], кристаллитов различных фаз [210], присутствием микротрещин [173, 211, 212]. Источниками кривизны-кручения кристаллической решетки материала рельсовой стали в состоянии перед эксплуатацией являются внутрифазные границы (границы раздела зерен феррита и зерен перлита) и межфазные границы (границы раздела пластин цементита и феррита в перлитной колонии, границы раздела частиц цементита и феррита) (рисунок 3.6).
В фольге, изготовленной из исследуемого материала, можно измерить остаточные дальнодействующие поля напряжений, обусловленные указанными выше причинами. Присутствие дальнодействующих полей напряжений приводит к изгибу тонкой фольги или соответствующей кривизне-кручении кристаллической решетки исследуемого материала, если фольга сохраняет форму пластины. Возможность применения электронной микроскопии для исследования дальнодейст-вующих полей напряжений осознавалась еще Хиршем с соавторами [197]. Метод практического измерения длинноволновой компоненты остаточных статических полей напряжений, применительно к металлам и сплавам, разработан и апробиро 78 ван в коллективе, руководимом Э.В. Козловым и Н.А. Коневой [175, 201, 203, 204, 208, 213, 214].
Анализируя методику оценки амплитуды внутренних дальнодействующих полей напряжений и кривизны-кручения кристаллической решетки, подробно рассмотренную в главе 2, можно отметить, что обе указанные величины обратно пропорциональны ширине изгибного экстинкционного контура, т.е. чем тоньше изгибный контур, тем выше кривизна-кручение кристаллической решетки и значительнее амплитуда внутренних дальнодействующих полей напряжений. Учитывая данные выводы, проведем анализ структуры, формирующейся в металле поверхностного слоя рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто.
Характерное изображение изгибных экстинкционных контуров в структуре поверхностного слоя металла рельсов после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто представлено на рисунке 3.17 (стрелками указаны изгибные экстинкцион-ные контуры). Отчетливо видно, что источниками внутренних дальнодействую-щих полей напряжений в исследуемом материале являются границы раздела зерен (рисунок 3.17, а) и субзерен (рисунок 3.17, в); границы раздела частиц цементита и феррита (рисунок 3.17, б, г). Выполнив сравнительный анализ поперечных размеров контуров, можно отметить, что наиболее высокий уровень кривизны-кручения кристаллической решетки стали выявляется вблизи частиц карбидной фазы, размеры которых 7,5 – 10,0 нм (рисунок 3.17, г). Кривизна-кручение кристаллической решетки вблизи частиц карбидной фазы, размеры которых 15 – 20 нм (рисунок 3.17, г), в 4 – 5 раз меньше. Можно предположить, что частицы карбидной фазы, размеры которых 7,5 – 10,0 нм, когерентно связаны с кристаллической решеткой матрицы, что и приводит к сравнительно высокому уровню кривизны-кручения кристаллической решетки феррита. Сопоставляя поперечные размеры изгибных экстинкционных контуров, формирующихся вблизи внутри-фазных границ раздела, можно отметить, что границы раздела зерен (большеугло-вые границы) (рисунок 3.17, а) приводят к относительно малому искажению кристаллической решетки при сравнении с субграницами (малоугловые границы) (рисунок 3.17, в).
Стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры, формирующиеся у границ раздела зерен (а) и субзерен (в), границ раздела частиц цементита и феррита
В структуре слоя стали, расположенного на расстоянии 2 мм от поверхности катания, выявляются, как и в металле рельсов перед эксплуатацией, зерна перлита пластинчатой морфологии (рисунок 3.18, а), зерна феррито-карбидной смеси (рисунок 3.18, б) и зерна феррита (рисунок 3.18, в).
На рисунке 3.19 представлены электронно-микроскопические изображения структуры перлита пластинчатой морфологии, преобразованной после пропущенного тоннажа 500 млн. т брутто. Отчетливо видно, что механическое воздействие, имеющее место в процессе эксплуатации, не приводит к механическому разрушению пластин цементита, имеющему место при перерезании их движущимися дислокациями: морфология пластинчатого перлита сохраняется (рисунки 3.18, а и 3.19, а), однако существенным образом преобразуется структура пластин цементита.
Пластины цементита разбиваются на совокупность отдельно расположенных частиц глобулярной морфологии (рисунок 3.19, г). Размеры частиц изменяются в пределах от 5 до 13 нм. Одновременно с этим частицы цементита, размеры которых 3 – 5 нм, выявляются и в ферритных пластинах. Это, очевидно, свидетельствует о динамическом старении стали в процессе эксплуатации рельсов. Присутствие динамического старения, сопровождающегося выделением в феррите наноразмерных частиц цементита, подтверждается результатами микродифракционного анализа стали. Микроэлектронограммы, полученные с пластинчатого перлита, содержат точечные рефлексы -фазы (ОЦК кристаллическая решетка на основе железа) (рисунок 3.19, вставка на «а») и рефлексы карбида железа, формирующие некоторое подобие дифракционных колец (рисунок 3.19, б). Такое расположение рефлексов карбидной фазы и указывает на образование в стали новых частиц цементита, ориентационная связь которых с -фазой отличается от ориентационных соотношений, характерных для перлита [192, 222].
В пространстве вокруг частиц наблюдается повышенная плотность дислокаций (рисунок 3.19, в). Поведение углерода в железе, содержащем дислокационную субструктуру, имеет ряд особенностей, связанных с сильным взаимодействием атомов углерода с дислокациями. В таблице 3.2 [204, 215, 216, 223] представлены результаты, демонстрирующие зависимость энергии связи атомов углерода с атомами железа в карбидной фазе различного состава и с различными дефектами строения кристаллической решетки железа. Значения энергии взаимодействия приведены в виде некоторых интервалов. Это связано не только с разбросом экспериментальных данных, взятых у разных авторов, но и с возможным несовершенством строения карбидов и отклонением их состава от стехиометрического. Основной вывод, вытекающий из анализа результатов, представленных в таблице 3.2, заключается в том, что расположение атомов углерода на дефектах строения несколько предпочтительнее в термодинамическом отношении, чем в карбиде железа или, тем более, в твердом растворе на основе -железа. В то же время значительное перекрытие интервала энергии атомов углерода в карбидах и на дефектах обуславливает возможность перемещения этих атомов в обоих направлениях, т.е. как карбиды - дефект, так и дефект - карбиды, Данное перемещение атомов углерода может быть обусловлено локальной энергетикой дефектной структуры и насыщением ее атомами углерода. В совокупности это позволяет говорить о возможном протекании процесса динамического старения стали, сопровождающееся выделение новых частиц карбида железа.