Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Формирование структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации 13
1.1 Мегапластическая деформация и длительная эксплуатация рельсов 13
1.2 Изменения структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации 17
1.3 Моделирование процессов, протекающих при длительной эксплуатации рельсов и МПД 37
1.4 Перераспределение атомов углерода при пластической деформации стали 42
Выводы и постановка задач исследования 45
Глава 2 Материал и методы исследования 47
2.1 Материал исследования 47
2.2 Методики исследования структуры 48
2.2.1 Макро- и микроструктурные исследования 48
2.2.2 Рентгеноструктурные исследования 49
2.2.3 Электронно-микроскопические исследования 50
2.3 Методики определения механических свойств 54
Глава 3 Дифференцированно закаленные рельсы: структура, фазовый состав и дислокационная субструктура 56
Выводы по главе 64
Глава 4 Эволюция структуры и свойств металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе эксплуатации 66
4.1 Оценка качества дифференцированно закаленных рельсов 66
4.1.1 Химический состав рельсовой стали 66
4.1.2 Механические свойства рельсовой стали 66
4.1.3 Макроструктура рельсовой стали 67
4.1.4 Загрязненность металла неметаллическими включениями 68
4.1.5 Микроструктура рельсовой стали после эксплуатации 69
4.2 Фазовый состав и дефектная субструктура дифференцированно закаленных рельсов после эксплуатации 73
4.3 Градиенты структурно-фазового состояние стали, формирующийся в результате эксплуатации рельсов 83
4.4 Преобразование структуры пластинчатого перлита стали, при длительной эксплуатации рельсов 88
Выводы по главе 96
Глава 5 Перераспределение углерода в структуре рельсовой стали после длительной эксплуатации рельсов 98
Выводы по главе 104
Глава 6 Физическая природа упрочнения металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе длительной эксплуатации 105
6.1 Эволюция механических, трибологических свойств, макро и микроструктуры поверхностного слоя металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе длительной эксплуатации 105
6.2 Фазовый состав и дефектная субструктура металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе длительной эксплуатации 106
6.3 Физическая природа упрочнения металла рельсов в процессе длительной эксплуатации 112
6.4 Механизмы упрочнения металла рельсовой стали 115
Выводы по главе 117
Глава 7 Апробация результатов работы 119
7.1 Использование результатов диссертационной работы в промышленности 120
7.2 Использование результатов диссертационной работы в научной деятельности и учебном процессе 121
Заключение 123
Список литературы 125
Приложение 1 153
Приложение 2 154
Приложение 3 155
Приложение 4 156
- Изменения структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации
- Дифференцированно закаленные рельсы: структура, фазовый состав и дислокационная субструктура
- Преобразование структуры пластинчатого перлита стали, при длительной эксплуатации рельсов
- Фазовый состав и дефектная субструктура металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе длительной эксплуатации
Введение к работе
Актуальность темы. В настоящее время на долю железных дорог в мире приходится до 85 % грузооборота и более 50 % пассажирских перевозок. В последнее время наблюдается значительное увеличение интенсивности движения железнодорожного транспорта и его грузонапряженности, что требует высокой эксплуатационной стойкости рельсов. Для решения этих проблем используется технология дифференцированной закалки 100-м рельсов, производство которых в России начато в 2013 г. Процессы формирования и эволюции структурно-фазовых состояний и свойств поверхностных слоев рельсов при длительной эксплуатации представляют сложный комплекс взаимосвязанных научных и технических вопросов. Важность информации в этой области определяется глубиной понимания фундаментальных проблем физики конденсированного состояния с одной стороны и практической значимостью проблемы с другой.
Совершенствование режимов дифференцированной закалки
длинномерных рельсов для формирования высоких эксплуатационных свойств должно базироваться на знании механизмов структурно-фазовых изменений по сечению рельсов при их длительной эксплуатации. Выявление таких механизмов возможно лишь при анализе закономерностей эволюции параметров тонкой структуры и оценки вкладов структурных составляющих и дефектной субструктуры в упрочнение рельсов при длительной эксплуатации. В настоящее время это возможно при использовании высокоинформативных методов просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), позволяющих проводить комплексный анализ как морфологии и дефектной структуры, так и фазового состава с достаточной степенью локальности по сечению рельсов.
Цель работы: установление природы упрочнения, выявление закономерностей и сравнительный анализ структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и свойств, формирующихся на различных расстояниях по центральной оси и по выкружке в головке 100-м дифференцированно закаленных рельсов после длительной эксплуатации.
Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:
1. Исследование структуры, фазового состава и дислокационной
субструктуры длинномерных рельсов после дифференцированной закалки.
-
Выявление закономерностей эволюции структурно-фазовых состояний и трибологических свойств в головке рельсов по центральной оси при длительной эксплуатации.
-
Изучение структуры, фазового состава и дефектной субструктуры на различном расстоянии от поверхности по выкружке рельсов.
-
Анализ перераспределения атомов углерода в структуре рельсов при длительной эксплуатации.
-
Количественная оценка механизмов упрочнения поверхностных слоев рельсов по центральной оси и по выкружке после длительной эксплуатации.
Степень разработанности темы. Анализ литературных данных показывает, что срок службы рельсов определяется многими факторами: чистотой металла, структурой, фазовым составом, условиями эксплуатации, технологией термообработки и т.д. В рельсах при современных скоростях движения железнодорожных составов и высоких контактных давлениях уже при сравнительно небольшом пропущенном тоннаже в поверхностных слоях наблюдается сильное изменение структуры, отмечается аномально высокая микротвердость, происходит явление распада цементита. В процессе длительной эксплуатации в рельсах накапливаются многочисленные дефекты, индуцируются сегрегационные, релаксационные, гомогенизационные и рекристаллизационные процессы; фазовые переходы, что может сопровождаться ухудшением физико-механических свойств и являться причинами выхода рельсов из строя.
Анализ исследований по проблеме установления физических механизмов упрочнения и формирования структурно-фазовых состояний в рельсах при длительной эксплуатации позволяет констатировать, что эта проблема является одной из ключевых для физики конденсированного состояния.
Научная новизна. Впервые проведены комплексные количественные исследования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры, трибологических свойств на различном расстоянии от поверхности катания по центральной оси и по выкружке 100-м дифференцированно закаленных рельсов после длительной эксплуатации (пропущенный тоннаж 691,8 млн. т брутто). Прослежено перераспределение атомов углерода в структуре рельсов при длительной эксплуатации. Выполнена количественная оценка механизмов упрочнения поверхностных слоев рельсов по центральной оси и по выкружке после длительной 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 фактам, полученным другими исследователями.
Научная и практическая значимость работы. Сформирован банк данных о закономерностях формирования структурно-фазовых состояний и дислокационной субструктуры, распределения атомов углерода в головке длинномерных дифференцированно закаленных рельсов по центральной оси и по выкружке после длительной эксплуатации. Отмечен градиентный характер структуры, фазового состава и дефектной субструктуры, характеризующийся закономерным изменением скалярной и избыточной плотности дислокаций, кривизны кручения кристаллической решетки и степени деформационного преобразования структуры пластинчатого перлита по сечению головки рельсов. Выявлена физическая природа и механизмы упрочнения поверхностных слоев рельсов по различным направлениям при 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.
Практическая значимость подтверждена актами использования результатов.
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.
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 длинномерных дифференцированно закаленных 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, рентгеновский дифрактометр Shimadzu XRD 6000, просвечивающий электронный дифракционный микроскоп JEOL JEM-2100F. Трибологические свойства изучали с помощью трибометра CSEM при комнатной температуре.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Результаты изучения структуры, фазового состава, дефектной
субструктуры по центральной оси и по выкружке длинномерных рельсов после
дифференцированной закалки.
2. Закономерности эволюции структурно-фазовых состояний,
дислокационной субструктуры и трибологических свойств в головке рельсов по
центральной оси при длительной эксплуатации.
3. Результаты исследования структуры, фазового состава и
дислокационной субструктуры на различном расстоянии от поверхности по
выкружке рельсов после длительной эксплуатации.
4. Закономерности перераспределения атомов углерода в структуре
головки рельсов по различным направлениям при длительной эксплуатации.
5. Результаты количественной оценки механизмов упрочнения
поверхностных слоев рельсов по центральной оси и по выкружке после
длительной эксплуатации.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной
новизне соответствует 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: XIV Международном семинаре «Структурные основы модифицирования материалов МНТ-XIV», Обнинск, 2017; LVIII Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», Пермь, 2017; Седьмой Международной конференции «Кристаллофизика и деформационное поведение перспективных материалов посвященной памяти проф. С.С. Горелика», Москва, 2017; XIV International Conference on Nanostructured Materials, г. Hong Kong, 2018 г.; XXIII Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2018; 60-й Международной научной конференции «Актуальные проблемы прочности», Витебск, 2018; XVIII Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2018.
Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 13 работах; 10 статей в журналах, входящих в Перечень, рекомендованный ВАК для публикации результатов диссертационных исследований, 3 статьи, проиндексированных в международной базе данных Scopus, 4 монографии, остальные – в трудах всероссийских и международных конференций и других научных мероприятий.
Структура и объем диссертационной работы. Диссертация включает в себя введение, 7 глав, основные выводы, список литературы из 274 наименований, 4 приложения, изложена на 156 страницах машинописного текста, содержит 61 рисунок, 16 таблиц.
Изменения структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации
Как уже упоминалось в предыдущем параграфе в иностранной и отечественной научной литературе, практически отсутствуют сведения об эволюции структуры и свойств рельсов при длительной эксплуатации. Значительно лучше обстоит дело с формированием структурно-фазовых состояний наноструктур при МПД в перлитных сталях, к которым относится и рельсовая сталь. Анализ основных работ по этой проблеме приведен в монографиях [11, 12]. В этих научных трудах, отмечено, что процесс стабильного в стандартных условиях деформационно индуцированного распада цементита, требует тщательного анализа систем, имеющих наноразмерные величины, в которых может быть нарушено фазовое равновесие. Если сравнивать с зернами стандартного размера в процессе интенсивной пластической деформации происходит обратное превращение решетки феррита (ОЦК) в решетку аустенита (ГЦК) [26].
Согласно ориентационным соотношением Курдюмова-Закса нанокристаллические зерна аустенита с размерами в диаметре десять – двадцать нанометров возникают в ферритной матрице. Данные результаты хорошо согласуются с результатами теоретического моделирования, выполненного методами молекулярной динамики. Увеличение свободной энергии Гиббса феррита в связи с возникновением структуры наноразмерного диапазона и растворению карбидов одновременно с повышенным уровнем сдвиговых напряжений позволяют обеспечить движущую силу для этого обратного мартенситного превращения. Индуцированный деформационными процессами аустенит не является стабильной фазой при обычных температурах и в ряде случаев может пройти преобразование его в феррит при разгрузке, тем не менее, однако, иной кристаллографической ориентации. Данное напряженно индуцированное фазовое превращение приводит к возникновению иного механизма проскальзывания зерен в состоянии структуры наноразмерного диапазона. Тем не менее, нужно обращать внимание и на другие факторы.
Образование ультрамелкозернистой структуры с большеугловыми границами установлено при кручении под высоким давлением при 350 0С Армко железа и среднеуглеродистой стали (содержание углерода 0,45 %). В отличие от Армко железа среднеуглеродистая сталь приобретает повышенные значения прочности и пластичности. Из работы [27] следует, что это вызвано уменьшением зерен по размерам и возникновением частиц цементита, являющихся сильно фрагментированными.
В работе [28] выполнены исследования по формированию далекой от равновесия наноструктуры при мегапластической деформации высокоуглеродистой стали (с содержанием углерода 0,6-0,8 %). Установлено, что образующийся при такой деформации наноструктурированный материал имеет большую термическую стабильность. Причем в данном материале она выше, чем у мартенсита, который образуется при закалке с повышенных температур. Данные по измерениям на микротвердость такой наноструктурированной поверхности показывают значения 9,4 ГПа, что больше стандартных значений для мартенсита. Микротвердость остается почти постоянной до 350 0С. Снижение микротвердости с температурой свыше 350 0С связывается с выпадением -карбидной фазы. При отжиге 1 час при 600 0С зафиксировано уменьшением скорости роста зерен феррита на уровне 0,7мкм [28].
Еще одним методом возникновения сильнодеформированной разориентированной перлитной структуры рельсовой стали является кручение под давлением 7 ГПа. Установлено, что пластины цементита разделены на наноразмерные фрагменты размерами в пределах от 5 до 20 нм. В некоторых участках установлен перенос углерода вдоль дислокаций ячеисто-сетчатой дислокационной субструктуры [29].
Протекание фазовых превращений в перлитной стали из-за деформаций и высоких значений напряжений проанализировано в работе [30]. Отмечено, что высокие значения сдвиговых деформаций и давления способствуют наблюдаемым превращениям, тем не менее роль температурного эффекта отсутствует. Одним из данных превращений является деформационно индуцированный распад цементита. Это вызвано действием сил трения на межфазной границе «феррит – твердый цементит». При существенных значениях деформаций и напряжений ферритная матрица ведет себя так как ведет себя жидкость в квазиупругом состоянии. Возникают 2 эффекта от трения на межфазной границе «частица – матрица». Один из них состоит из истирания цементитной фазы в связи с трением на межфазной границе и механически индуцированное перетаскивание ферритом углеродных атомов. Второй заключается в возникновении большого уровня деформаций на выделениях, что соответственно является причиной сдвига термодинамического равновесия и дальнейшего растворения цементита. Выполненные исследования в последнее время показали, что при этом может возникать нестехиометрический цементит [30]. В настоящее время существует несколько теорий переноса атомов движущимися дислокациями. Однако, данные теоретические представления могут учитываться только как один из большого количества механизмов. В данном отношении такой процесс может быть атермическим процессов, так как температура оказывает влияние на процессы переноса не напрямую, а косвенно. Как и отмечено в публикации [26] наблюдается мартенситное превращение, вызванное напряжениями, которое ранее не наблюдалось при деформации сталей с крупными размерами зерен с незначительными степенями.
Процессы, приводящие к формированию наноразмерных структурно-фазовых состояний при ИПД кручением под высоким давлением для перлитной стали (содержание углерода - 0,86 %), исследованы в работах [11, 31]. Измельчение феррита до размера зерна, равного 0,01 мкм, происходит с полным растворением цементита, и, соответственно, идет рост твердости. Вызванное деформацией растворение цементита соответствует процессу образования наноструктур, протекающему в 3 стадии. При сдвиговой деформации, когда меньше 100, растворяется около пятидесяти процентов карбидной фазы. Данный процесс приводит к формированию ячеистой структуры феррита, утонением пластин цементита, а также вытягиванием цементитных колоний в направлении сдвига. При 2-й стадии, соответствующей больше 100 и меньше 200, происходит уменьшение скорости растворения цементита. Происходит образование наноструктур в цементитных колониях на данной стадии. Данную стадию растворения цементита можно сравнить с образованием «белого» слоя на поверхности рельсов, применяемых для железнодорожного транспорта.
Протекающее на следующих этапах растворение карбидов можно объяснить с увеличением наноструктурных областей. На 3-й стадии, когда больше 200 и меньше 300, материал имеет полностью наноразмерную структуру с размером зерна 0,01 мкм. Возникновение данной наноразмерной структуры с растворенным углеродом не коррелирует с ростом параметра решетки, показывающим, что растворенный углерод оседает в дислокационных ядрах и границах зерен. Как и в публикации [30], механизм растворения цементита связывается с моделью течения пластичной фазы (феррита) под действием внутренних напряжений вокруг твердых выделений карбида и высоких внешних напряжений. В данной публикации исследовано влияние сил трения на межфазной границе «матрица – выделения». Полученная методами интенсивной пластической деформации перлитная сталь, имеющая наноструктурное состояние, показывает механические свойства, присущие керамическим материалам.
В обзорных работах [11, 32, 33] достаточно подробно проанализированы механические свойства нанокристаллических материалов. Анализ механических свойств затруднен в нанокристаллических поверхностных слоях. В исследовании, проведенном в работе [34], при проведении индентирования поверхности рельсов, подвергнутых эксплуатации в течение большого промежутка времени, было выявлено значение твердости 14 ГПа (шкала Мейера). Такие измерения были применены для перевода значений твердости по формулам, изложенным в работе [34] для анализа механических свойств при сжатии. При увеличении температуры твердость снижается до 1 ГПа при температуре 630 0С. В публикации показано, что при значениях температур, меньших 150 0С поверхностный слой, обладающий нанокристаллической структурой, не может пластически деформироваться. Если температура на поверхности больше 500 0С, то вполне вероятен динамический возврат. Причина увеличения нанокристаллического слоя в публикации не связана с температурными эффектами.
Дифференцированно закаленные рельсы: структура, фазовый состав и дислокационная субструктура
В настоящий момент лидерами в производстве рельсов, обеспечивающими наилучшие показатели эксплуатационной стойкости, являются производители Японии (NipponSteel&SumimotoMetallcorp.), Франции (TataSteel) и Австрии (VoestalpineSchienen). Общим для всех ведущих мировых производителей является дифференцированная по сечению термическая обработка рельсов, которая обеспечивает получение закаленной головки и структуру горячекатанного металла в шейке и подошве рельсового профиля.
В России в 2013 году произведено существенное обновление технологических мощностей по производству рельсов: проведена значительная реконструкция рельсового производства на АО «ЕВРАЗ ЗСМК». Новое оборудование позволяет производить длинномерные (длиной до 100 м) дифференцированно термоупрочненные рельсы с использованием тепла прокатного нагрева и новых экологически чистых охлаждающих сред (сжатого воздуха). Дифференцированная термообработка рельсовых раскатов проводилась по режиму: температура начала термообработки 850 С; давление воздуха 10-11 кПа; продолжительность охлаждения 110 с.
Промышленная партия дифференцированно термоупрочненных рельсов категории ДТ 350, имела относительное удлинение 10,5 – 12,5%, предел текучести 850-950 Н/мм2, предел прочности 1250-1300 Н/мм2, KCU+20 =0,200,35 МДж/м2 и KCU-60 = 0,100,28 МДж/м2; относительное сужение 30 – 38%, твёрдость составляет 373-393 НВ, равномерно снижается по сечению головки; твёрдость в шейке и подошве составляет313-339 и 341-359 НВ соответственно.
Значения механических свойств и твердости рельсов сертификационной партии, определенных по длине раската, отвечают всем требованиям ГОСТ Р 51685-2013 для категории качества ДТ 350 (0,2 800 МПа, В1240 МПа, 5 9%, 25%, KCU+20 15 МДж/м2). Микроструктура рельсов удовлетворительная и представляет собой пластинчатый перлит с разрозненными участками феррита по границам зёрен (рисунок 3.1).
Величина действительного зерна, оцениваемая по сплошной сетке феррита по границам зёрен, изменяется в пределах 6-7 номеров шкалы ГОСТ 5639.
Выполнен рентгеноструктурный анализ, из которого следует, что состояние материала по выкружке и по центральной оси отличаются. А именно, внутри стали на центральной оси (по отношению к объему материала по выкружке) относительное содержание цементита выше, параметр решетки or-Fe меньше, микронапряжения (Ad/d) ниже, размеры областей когерентного рассеяния (DОКР) больше, чем у такого же участка стали, находящегося на выкружке. В целом, данные результаты указывают на более высокую скорость охлаждения участков стали, расположенных на выкружке, по отношению к участкам стали, расположенным вдоль центральной оси.
Выполненные методами просвечивающей электронной микроскопии исследования тонких фольг показали, что, как и в объемнозакаленных рельсах структура стали, не зависимо от расстояния исследуемого слоя до поверхности катания, представлена зернами структурно свободного феррита (зернами феррита, не содержащими внутри частиц карбидной фазы), зернами перлита пластинчатой морфологии и зернами феррита, внутри которых фиксируются частицы цементита (зерна феррито-карбидной смеси) в основном в виде коротких пластинок и частиц глобулярной формы.
Относительное содержание установленных типов структуры зависит от глубины расположения анализируемых слоев (таблица 3.1). Исходя из данных, представленных в данной таблице, можно сказать, что основная структурная составляющая – пластинчатый перлит (V(1) = 19 % - 80 %), относительная объемная доля зерен структурно свободного феррита V(3) невелика и изменяется от 1 % до 5 %.
Установлено, что в зависимости от расположения анализируемого слоя (на выкружке или по центральной оси) наблюдается следующая закономерность в изменении структуры стали. Не зависимо от расстояния до поверхности катания на выкружке доля зерен феррито-карбидной смеси (V2) выше, доля зерен пластинчатого перлита (V1) ниже, чем на центральной оси. Это говорит о том, что процессы фазовых превращений, имеющие место при дифференцированной закалке, протекают по различным термокинетическим диаграммам относительно объема стали на выкружке и по центральной оси.
ПЭМ исследования позволили определить величину межпластинчатого расстояния. Она уменьшается при удалении от поверхности катания как по центральной оси, так и по выкружке и изменяется в пределах от 120 до 190 нм.
Методами ПЭМ наличие дефектов определяли составляющей структуры (ферритная составляющая зерен перлита и зерен феррито-карбидной смеси, зерна структурно свободного феррита). В феррите перлитных зерен установлена ДСС в виде дислокационного хаоса и сетчатая ДСС (рисунок 3.2). Скалярная плотность дислокаций изменяется в пределах (4,05,7)1010 см-2. Установлено, что в зернах феррито-карбидной смеси величина скалярной плотности дислокаций больше, чем в ферритной составляющей зерен перлита независимо от расположения и расстояния исследуемого слоя от поверхности катания, что связано с различной прочностью этих типов зерен. В зернах феррито-карбидной смеси и структурно свободного феррита выявляется фрагментированная и ячеистая ДСС. Максимального значения скалярная плотность достигает вблизи глобул карбидной фазы и составляет 5,71010 см-2.
В ферритных пластинах перлитных колоний было выявлено присутствие наноразмерных (5…10 нм) частиц карбидной фазы, что указывает на повторный распад твердого раствора на основе а-железа после формирования перлитной структуры. На центральной оси головки рельсов таких частиц нет. Это свидетельствует о более высокой скорости охлаждения поверхностного слоя выкружки.
В пользу этого говорит и крапчатый контраст на ПЭМ изображениях пластин цементита перлитных колоний выкружки (рисунок 3.3). Присутствие такого контраста свидетельствует о дефектности пластин цементита, благодаря высокой скорости охлаждения объема поверхностного слоя стали на выкружке. Хорошо известно, что дефектная субструктура играет значительную роль в формировании прочностных свойств. Зерна основной структурной составляющей пластинчатого перлита – несовершенны. Пластины цементита искривлены и непараллельны друг другу (рисунок 3.4 а), имеют различного типа сростки, наблюдаются ферритные мостики (участки феррита, разделяющие пластину цементита) (рисунок 3.4 б).
Величина межпластинчатого расстояния, характеризующая дисперсность перлита снижается, при переходе от поверхности на глубину 10 мм (рисунок 3.5)
Средняя по исследованному поверхностному объему стали толщиной 10 мм величина межпластинчатого расстояния равна 145 нм.
Преобразование структуры пластинчатого перлита стали, при длительной эксплуатации рельсов
Представленные выше результаты исследования металла рельсов после длительной эксплуатации свидетельствуют о преобразовании структуры пластинчатого перлита. В научной литературе в основном обсуждаются два механизма разрушения пластин цементита при деформации стали с перлитной структурой: перерезание пластин движущимися дислокациями и вынос дислокациями атомов углерода в феррит в поле напряжений дислокаций. Оценки, проведенные в работах [174, 176, 211], показывают, что в данном случае максимальный эффект распада цементита не может превышать десятых долей процента от имеющегося количества цементита.
Второй механизм состоит в том, что происходит вытягивание в процессе пластической деформации дислокациями атомов углерода из решетки карбидной фазы с образованием атмосфер Коттрелла вследствие заметной разницы средней энергии связи атомов углерода с дислокациями (0,6 эВ) и с атомами железа в решетке цементита (0,4 эВ) [174, 176, 198, 211]. Диффузия углерода происходит в поле создаваемых ДСС напряжений, которые формируются вокруг пластины цементита. При этом степень распада цементита должна определяться величиной плотности дислокаций и типом субструктуры. Так, по мнению авторов работ [174, 176, 198, 211] модель распада цементита может быть представлена следующим образом. Пластическая деформация перлитной стали вызывает образование ячеистой субструктуры с границами ячеек, расположенными у межфазной границы «цементит-феррит». При наличии термодинамического стимула (энергия связи атомов углерода с дислокациями выше, чем с атомами железа в цементите) атомы углерода, подвижность которых инициируется пластической деформацией, переносятся из поверхностных слоев цементита к дислокациям, локализованным на границе раздела фаз. Полученные результаты, по мнению авторов работ [174, 176, 198, 211], указывают на однозначную связь между плотностью и характером распределения дислокаций в феррите с одной стороны и степенью распада цементита – с другой, подтверждая дислокационную природу распада.
Таким образом, авторы работ [174, 176, 198, 211] делают вывод, что основной вклад в эффект разрушения пластинчатого цементита дает ускоренный пластической деформацией перенос атомов углерода из решетки цементита к дислокациям в феррите, расположенным у межфазной поверхности «феррит-цементит».
Обобщая, на основании литературных данных выполненных исследований, изложенных выше, можно констатировать, что пластическая деформация перлитной стали сопровождается протеканием двух процессов одновременно: перерезанием пластин цементита и их растворением. Первый процесс, осуществляющийся по механизму перерезания карбидных частиц и растаскивания их осколков, сопровождается лишь изменением их линейных размеров и морфологии (рисунки 4.31 и 4.32).
Изменение элементного состава цементита в процессе дробления минимально. При протекании второго процесса (действие механизма растворения «на месте») наблюдается совершенно иная картина. На начальной стадии преобразования цементитные пластины перлитной колонии опутываются скользящими дислокациями. Это сопровождается разбиванием пластин цементита на отдельные слабо разориентированные фрагменты. Затем, с увеличением степени пластической деформации материала, вследствие вытягивания атомов углерода из кристаллической решетки цементита, может происходить изменение структуры карбида. Напомним, что данный процесс возможен вследствие заметной разницы средней энергии связи атомов углерода с дислокациями (0,6 эВ) и с атомами железа в кристаллической решетке цементита (0,4 эВ) [174, 176, 198, 211].
Характерное изображение формирующейся в результате реализации второго механизма преобразования структуры пластинчатого перлита рельсовой стали после длительной эксплуатации на железной дороге, приведено на рисунках 4.33 - 4.35.
На рисунке 4.33 представлено электронно-микроскопическое изображение начальной стадии преобразования пластин цементита перлитной колонии, заключающейся в опутывании пластины скользящими дислокациями с последующим разбиванием пластин цементита на отдельные слабо разориентированные фрагменты. Вторая стадия преобразования пластин цементита перлитной колонии, реализующаяся по механизму растворения на месте, заключающаяся в вытягивании атомов углерода из кристаллической решетки цементита, сопровождается изменением дефектной субструктуры карбида, что обусловлено проникновением скользящих дислокаций из кристаллической решетки феррита в кристаллическую решетку цементита (рисунок 4.34). Следовательно, на данной стадии растворения пластин цементита особую роль играют межфазные границы «ос-фаза / цементит». Когерентная или полукогерентная граница [212] облегчает проникновение дислокаций из ос-фазы в цементит и обратно и тем самым способствует разрушению и растворению карбида. Некогерентная большеугловая межфазная граница стабилизирует структуру карбида и оставляет возможность лишь диффузионному массопереносу. Именно поэтому пластины цементита в перлитной колонии разрушаются, а сферические частицы цементита на границах зерен и субзерен сохраняются.
На следующем этапе растворения цементита весь объем материала, занимаемый ранее цементитной пластиной, заполняется наноразмерными частицами. Характерное изображение формирующейся при этом структуры приведено на рисунке 4.35. Кроме этого, наноразмерные частицы карбидной фазы наблюдаются и в ферритной матрице, заполняющей межпластинчатое пространство перлитных колоний. Данные частицы могут быть вынесены туда в процессе дислокационного скольжения, либо, что менее вероятно, образовались в процессе деформационного распада твердого раствора углерода в кристаллической решетке железа.
Последний этап эволюции пластин цементита, зафиксированный в работах [174, 176] при исследовании волоченой перлитной стали, заключается в формировании разориентированной квазиполосовой субструктуры на основе ос-фазы. Внутри полос и между ними наблюдаются наноразмерные частицы карбида железа Fe4C. Выделений других фаз не обнаружено. Здесь необходимо сделать вывод, что в а-матрице с плотностью дислокаций (5...6)х10 см" наиболее устойчивыми оказываются наноразмерные частицы карбида Fe4C. Цементит и пересыщенный (по углероду) карбид Fe20C9 в этих условиях не обнаруживаются.
Таким образом, проведенные в [174, 176, 198, 211] электронно-микроскопические дифракционные исследования эволюции пластин цементита перлитной колонии низкоуглеродистой стали при холодном волочении выявили фазовые превращения цементита.
Фазовый состав и дефектная субструктура металла дифференцированно закаленных рельсов в процессе длительной эксплуатации
На расстоянии 22 мм от поверхности катания по центральной оси методами электронной дифракционной микроскопии тонких фольг на просвет металла дифференцированно закаленных рельсов категории ДТ350 были идентифицированы зерна перлита пластинчатой морфологии (рисунок 6.1), зерна структурно свободного феррита (зерна феррита, в которых отсутствуют частицы карбидной фазы) (рисунок 6.2, обозначено Ф – зерно феррита; П – зерно перлита пластинчатой морфологии) и зерна феррито-карбидной смеси (зерна феррита, в которых частицы цементита расположены хаотически) (рисунок 6.3).
Основным типом структуры исследуемой стали являются зерна пластинчатого перлита, относительное содержание которых в исследуемом материале 90%; относительное содержание зерен феррито-карбидной смеси – 5%; остальное – зерна структурно свободного феррита. Зерна феррита (рисунок 6.4) и ферритной составляющей зерен перлита содержат хаотически распределенные дислокации или дислокации, формирующих сетчатую субструктуру (рисунок 6.5).
Дислокационная субструктура металлов и сплавов, в том числе и рельсовой стали, количественно характеризуется величиной скалярной плотности дислокаций, т.е. суммарной длиной дислокационных линий в единице объема материала. Скалярную плотность дислокаций определяли методом случайно брошенных секущих, при этом тип дислокационной субструктуры (сетчатая или хаотическая дислокационная субструктура) не учитывался. Таким образом, получали некоторую, усредненную по исследуемому объему рельсовой стали, характеристику дислокационной субструктуры. Результаты исследований, представленные на рисунке 6.6, а показывают, что с увеличением расстояния от поверхности головки рельсов (выкружка или поверхность катания) происходит снижение скалярной плотности дислокаций.
Исследование структуры рельсовой стали методами просвечивающей электронной микроскопии тонких фольг выявило присутствие на электронно микроскопических изображениях изгибных экстинкционных контуров (рисунок 6.7). Присутствие изгибных контуров экстинкции свидетельствует о кривизне-кручении кристаллической решетки материала, вызванной формированием внутренних (дальнодействующих) полей напряжений.
Возможность применения электронной микроскопии тонких фольг для исследования внутренних полей напряжений осознавалась еще П. Хиршем с соавторами [187]. Метод практического измерения внутренних (дальнодействующих) полей напряжений, основанный на анализе изгибных контуров экстинкции, разработан и апробирован на широком круге материалов (моно-, поли- и нанокристаллические металлы и сплавы, металлокерамические материалы) коллективом под руководством профессора Э.В. Козлова и профессора Н.А. Коневой [36, 191-194, 260]. Выполненные в настоящей работе исследования структуры металла рельсов показали, что превалирующими источниками кривизны-кручения кристаллической решетки рельсовой стали являются преимущественно межфазные (феррит / цементит) границы раздела.
Избыточная плотность дислокаций является одной из структурных характеристик кривизны-кручения кристаллической решетки материала.
Зависимость избыточной плотности дислокаций от расстояния до рабочей поверхности рельсов приведена на рисунке 6.7, б. Анализируя результаты, представленные на рисунке 6.7, можно констатировать, что с увеличением расстояния от рабочей поверхности рельсов (выкружки и поверхности катания) величина скалярной и избыточной плотности дислокаций снижается. Следует также отметить, что величина скалярной плотности и для металла рабочей выкружки, и для металла поверхности катания выше соответствующих значений избыточной плотности дислокаций.
Обезуглероживание поверхностного слоя металла при эксплуатации рельсов, выявленное на травленых шлифах, обнаруживается косвенно и при исследовании структуры перлитных зерен стали методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии. На рисунке 6.8 приведено изображение пластин цементита перлитной колонии, расположенных в поверхностном слое поверхности катания рельсов после эксплуатации.
Исследования, выполненные методами темнопольного анализа (рисунок 6.9), показывают, что эксплуатация рельсов сопровождается дроблением пластин цементита (рисунок 6.9, а) с последующим их разрушением и формированием в межпластинчатом пространстве (в ферритной пластине) наноразмерных частиц карбидной фазы (рисунок 6.9, б, частицы указаны стрелками). Рефлексы карбидной фазы на микроэлектронограмме (рисунок 6.9, в), полученной с таких пластин, имеют как азимутальное, так и радиальное размытие, что характеризует присутствие в материале высокого уровня дефектности кристаллической решетки цементита, а также об изменении его параметра кристаллической решетки из-за ухода атомов углерода из его кристаллической решетки [176, 201].