Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный анализ вопросов структурообразования в паре трения колесо-рельс 14
1.1. Объект и предмет исследования 14
1.2. Проблемы колеса и рельса на разных этапах развития железных дорог 21
1.2.1. Исторические факты по колесным сталям 30
1.2.2. Анализ нормативной документации по колесным сталям 35
1.2.3.Технология производства железнодорожных колес, структура и свойства 45
1.3. Колесные и бандажные стали в Европе 56
1.4. Перспективные отечественные марки сталей для железнодорожных колес 63
1.5. Срок службы железнодорожных колес 68
1.5.1.Формулирование требования к поверхностному слою колесной и рельсовой стали 71
1.6. Технологические способы обработки колеса с целью продления срока службы 74
1.6.1. Наплавка колесных пар 75
1.6.2. Поверхностные способы упрочнения колесной пары 81
1.7. Анализ литературных источников по рельсовым сталям 100
1.7.1 Закалка рельсов ТВЧ 103
1.7.2. Бейнитные рельсовые стали 117
1.8. Состояние вопроса с рельсовой сталью в России 126
1.9. Выводы по анализу литературных источников 135
1.10. Постановка цели и задач исследований 137
1.10.1. Оборудование и методы исследования 138
Список литературы к первой главе 144
Глава 2. Теоретический анализ механизмов образования аустенита в среднеуглеродистых сталях при медленном и сверхбыстром нагреве 155
2.1. История вопроса 156
2.2 Анализ работ по моделированию механизма фазовых превращений в сталях 178
2.3. Метод молекулярной динамики для моделирования фазовых превращений в среднеуглеродистых сталях 188
2.3.1. Метод молекулярной динамики 188
2.3.2. Методы моделирования взаимодействия плазменного источника нагрева с молекулярными системами 190
2.3.3. Методы моделирования взаимодействия плазменной струи (дуги) с металлами 193
2.3.4. Граничные условия: волны давления и теплопроводность 196
2.4. МД моделирование фазовых превращений при плазменном нагреве 200
2.4.1. Предпосылки для построения модели 200
2.4.2. Проблема полиморфных превращений в железе 203
2.4.3. МД-моделирование фазовых превращений среднеуглеродистых сталей204
Выводы по главе 2 211
Список литературы к главе 2 212
Глава 3. Физико-химические процессы при воздействии плазменной струи (дуги) на поверхностный слой металла 219
3.1. Тепловые процессы и материалы при плазменном нагреве 219
3.1.1. Моделирование температурного поля в поверхностном слое 230
3.2. Фазовые и структурные превращения при плазменном нагреве металлов 243
3.2.1. Общие вопросы теории упрочнения сталей с феррита-перлитной структурой 246
3.2.2. Влияние скорости нагрева на величину зерна аустенита 251
3.2.3. Диллатометрические исследования фазовых превращений 262
3.2.4. Процессы гомогенизации аустенита при плазменном упрочнении 265
3.2.5. Исследования стадия а— - превращения при плазменном упрочнении272
3.2.6. Исследования стадии охлаждения поверхностного слоя 282
3.3. Особенности плазменного поверхностного нагрева и охлаждения среднеуглеродистых сталей 293
Выводы по главе 3 299
Список литературы к главе 3 305
Глава 4. Структуры упрочненного поверхностного слоя 311
Выводы по главе 4 332
Список литературы к главе 4 333
Глава 5. Исследование тонкой структуры колесной и рельсовой стали 335
Выводы по главе 5 360
Список литературы к главе 5 364
Глава 6. Классификация, эволюция, самоорганизация дислокационных структур в колесной и рельсовой стали в процессе нагрева и охлаждения 366
Выводы по главе 6 387
Список литературы к главе 6 389
Глава 7. Исследование сопротивляемости контактным нагрузкам и трению структур поверхностного слоя после плазменного упрочнения 391
7.1.Электронно-микроскопические исследования структур в условиях нагружения 391
7.2. Оценка сопротивления пластической деформации 400
7.3. Исследование износостойкости структур поверхностного слоя 405
Выводы по главе 7 422
Список литературы к главе 7 424
Глава 8. Оборудование для плазменного упрочнения 427
8.1. Физические процессы в электродуговых плазмотронах 427
8.2. Требования, предъявляемые к плазмотронам для поверхностного упрочнения 429
8.3. Основные узлы и конструкции плазмотронов 431
8.4. Исследование триботехнических свойств гребней колесных пар подвижного состава после, плазменного упрочнения 447
Список литературы к главе 8 456
Основные выводы по работе 461
Приложение 464
- Проблемы колеса и рельса на разных этапах развития железных дорог
- Методы моделирования взаимодействия плазменного источника нагрева с молекулярными системами
- Общие вопросы теории упрочнения сталей с феррита-перлитной структурой
- Особенности плазменного поверхностного нагрева и охлаждения среднеуглеродистых сталей
Введение к работе
Актуальность темы. В настоящее время с трением связана одна из острейших проблем машиностроения - износ деталей машин и механизмов. Подавляющее количество машин (85 - 90 %) выходят из строя из-за износа деталей. Ремонт и техническое обслуживание машин в несколько раз превышает их стоимость. В современных условиях роста промышленного производства в Российской Федерации все большее значение приобретает эффективность работы железнодорожного транспорта. Ежегодно ОАО «РЖД», по оценке различных экспертов, расходует на закупку, замену и техническое обслуживание колес и рельсов от 4 млрд до 8 млрд рублей (В.М. Богданов, В.М. Ермаков). По данным Европейского исследовательского института железнодорожного транспорта (ERRI), суммарные потери при качении достигают 300 млн евро в год. В связи с этим, вопросы снижения затрат при контактном взаимодействия колеса и рельса, как основы движения, являются первостепенными. В настоящее время существует множество вариантов решения проблемы повышения износостойкости материалов колеса и рельса: применение износостойких материалов при производстве колес и рельсов, различные конструкционные решения по форме колеса и рельса, наплавка поверхности трения износостойкими материалами, упрочнения поверхностей колеса и рельса плазменной дугой (струей), лазерным излучением, ионными и электронными пучками, ультразвуковой обработкой и т.д. Необходимо отметить успехи в области физики генерации высоких плотностей энергии (плазменная дуга, электронный и лазерный луч), которые привели к новым методам формирования фазовых составов, дефектной субструктуры, что связано с высокими показателями физико-механических и триботехнических свойств материалов. Современные технологии поверхностного упрочнения характеризуются высокими скоростями нагрева и охлаждения (103-106 К/с) и кратковременностью воздействия (10-6-10-3 с) на металл, следовательно, особое значение приобретают неравновесные и нестационарные процессы. При этом желаемые свойства металла все чаще достигаются не в результате выделения равновесных продуктов фазовых превращений, а благодаря формированию тех или иных метастабиль- ных структур. Несмотря на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнения металлов (плазменного, лазерного, электронно-лучевого и т.д.), для всех характерна общая особенность - фазовые и структурные превращения протекают в условиях далеких от равновесия., что сильно влияет на процессы образования аустенита, гомогенизации и распада. В следствие этого, конечные структуры поверхностного слоя стали неоднородны по химическому составу, механическим свойствам и т.д. Вместе с тем, для объяснения механизмов кинетики образования ау- стенита и последующих превращений недостаточно знаний с позиции классического термодинамического подхода фазовых превращений в системе железо-углерод, который не учитывает влияние скорости нагрева и охлаждения, взаимное влияние процессов зарождения и роста новой фазы, нестационарной диффузии, фактора границ зерна, наличие легирующих элементов. Необходимы новые гипотезы (В.Е. Варавка В.М. Счастливцев, Т.И. Табатчикова, А.Г. Коваленко, В.В. Громов) и экспериментальные исследования в этом вопросе.
В работах И.Н. Кидина, В.Н. Гриднева, Ю.М. Мешкова, С.П. Ошкадерова и других авторов по ТВЧ закалке сталей; Л.И. Миркина, Н.Н. Рыкалина, А.А. Углова, А.Н. Кокора, И.В.Зуева, Э.Н. Соболь, А.Г. Григорьянца, В.В. Коваленко, В.Е. Громова, В.Н. Варавка и др. по лазерной и электронно-лучевой закалке; А.Д. Погребняк, Ю.Н. Тюрина, М.Л. Жадкевича по электролитно-плазменной закалке; В.С. Крапошина, А.В. Боброва, Л.С. Лещинского, С.С. Самотугина, И.И. Пирча, Ю.М. Домбровского и др. по плазменному упрочнению рассмотрены основные моменты фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах на основе классического подхода. Исследованию фазовых превращений и структурообразования в неравновесных условиях посвятили свои труды такие ученые, как Г.В. Курдюмов, Ф. Франк, Л. Кауфман, М. Коэн, Х. Кнапп, У. Делингер, И.Н. Кидин,
А.Г. Хачатурян, Б.Я. Любов, А.Л. Ройтбурд, Ю.Н. Петров, С.С. Дьяченко, В.В. Кокорин и др. Однако вопросы кинетики фазовых и структурных превращений в металлах при нагреве сверхскоростным концентрированном потоке энергии практически остались без внимания. Прежде всего, недостаточно полно изучены физические закономерности и механизм процесса аустенитизации углеродистых и легированных сталей в условиях скоростного нагрева. В связи с этим, остается еще много неясностей, в частности, наблюдаемое многообразие структурного и фазового состава при обработке стали концентрированными потоками энергии. Отсутствуют систематические данные об условиях реализации альтернативных механизмов превращения и их кинетике в зависимости от режимов обработки, скорости нагрева и параметров исходной структуры. Не установлена последовательность структурных состояний в области неполной закалки и их влияние на свойства обработанных слоев..
Научные основы формирования фазовых и структурных состояний методом плазменного упрочнения еще только создаются и для их развития необходимы систематические исследования как на модельных объектах, так и на материалах, которые широко используются в промышленности. В настоящий момент остается много нерешенных задач технического и технологического характера для применения плазменного поверхностного упрочнения и других методов непосредственно на производстве, так как стандартного комплекта оборудования для термической обработки металлов и сплавов с использованием концентрированных потоков энергии промышленностью не разработано. Таким образом, актуальность данной работы определяется необходимостью развития теоретических и экспериментальных представлений о процессах структурообразования в поверхностном слое в процессе нагрева и охлаждения в результате плазменного воздействия, деформации и разрушении твердых тел при трении и разработки технологического оборудования для формирования поверхностных слоев на деталях машин и инструментах с целью повышения износостойкости и контактно-усталостной прочности.
Цель работы: Повышение износостойкости, контактно усталостной прочности и трещиностойкости среднеуглеродистых сталей за счет формирования рациональной структурного состава при плазменном поверхностном упрочнении.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
изучение влияния плазменного поверхностного нагрева на особенности кинетики образования и распада аустенита в колесной и рельсовых сталей по сравнению с традиционными конструкционными углеродистыми сталями, формирование неравновесных структурно-фазовых состояний и химического состава в приповерхностных слоях;
исследование закономерностей и особенностей, поверхностно упрочненных сталей в процессе деформации, износа и разрушения при трении;
выявление структур, образующихся в приповерхностных слоях при плазменном упрочнении и трении, установление их влияния на скорость изнашивания материалов;
изучение общих закономерностей изнашивания трибологических пары колесо- рельс при эксплуатации, выявление роли деформации в их разрушении;
разработка принципов формирования с помощью плазменного нагрева и приповерхностных слоев материалов трибологических пар с целью повышения их функциональных характеристик;
разработка технологии плазменного упрочнения колесных пар подвижного состава материалов и внедрение ее на эксплуатационных предприятиях ОАО «РЖД».
Методы исследования. В работе использованы следующие методы исследования структуры и свойств упрочненных сталей: метод оптической, электронной, атомно - силовой металлографии для оценки структурно-фазового состава упрочненного поверхностного слоя, методика имитации термических циклов нагрева и охлаждения поверхностного слоя, стандартные методы измерения твердости и определения механических свойств упрочненных сталей, метод рентгенографического анализа для изучения морфологии мартенсита, экспериментальные методики записи термических циклов упрочнения, методы математического моделирования термического моделирования нагрева и охлаждения, методы испытания на износ упрочненных сталей, методы эксплуатационных испытаний упрочненных колесных пар и рельсов, статистические методы обработки экспериментальных данных.
Научная новизна работы определяется следующими результатами и положениями, сформулированными на основе анализа систематических исследований нагрева и охлаждения поверхностных слоев, деформации и разрушения материалов при трении, изучения структуры, физико-механических, химических и эксплуатационных свойств колесных и рельсовых сталей, обработанных при помощи плазменного источника.
-
-
Установлено, что при плазменном поверхностном нагреве в диапазоне скоростей
нагрева 10-10 С/с а^-у-превращения в среднеуглеродистых сталях с исходной феррит- но-перлитной структурой в поверхностном слое происходят по двум механизмам одновременно: диффузионному и сдвигового бездиффузионному образованию аустенита. В первом случае при скорости нагрева до 300 С/с происходит полное растворение феррита и перлита в аустените, при последующем охлаждении с образованием мартенсита. Во втором случае, в диапазоне скоростей нагрева 300-1 000 С/с, аустенит образуется в пределах отдельной ферритной пластины перлитной колонии, растворения цементитных пластин, расположенных рядом с образующимся аустенитом, не происходит. При охлаждении аустенит превращается в феррит. В аустенитной области в диапазоне температур 8401 290 С существует минимальная скорость нагрева 100 С/с, при которой происходит расщепление у-фазы путем сдвига на две: высокоуглеродистую (yi) и низкоуглеродистую (у2). Для среднеуглеродистых сталей критическая область температур, при которых происходит структурная разделение аустенита на две фазы, находится в диапазоне 840-900С.Скорость нагрева и охлаждения оказывают влияние на процессы доминирования механизмов образования аустенита в поверхностном слое стали во всем диапазоне температур Ас1, Ас3 вплоть до Тплав.
-
-
Предложена гипотеза а^-у-превращения с учетом иерархии масштабных уровней превращений, где на атомарном и нано уровне доминируют бездиффузионные механизмы за счет дислокаций, которые стимулируют своими полями напряжений развитие длинноволновой решеточной неустойчивости в кристаллической решетки ОЦК железа, на микро- и мезоуровнях ведущую роль играют границы зерна, являющиеся источником испускания частичных дислокаций. На мезо- и макроуровнях доминирует концентрационно химический процесс (углерод, марганец, кремний, хроми и т.д.). Управляющим факторами а^у-превращения являются градиенты температур, напряжений и концентраций на всех масштабных уровнях.
-
На основании изучения морфологии мартенсита в поверхностном, подповерх- носных слоях высокопрочных колесной и рельсовой сталях сталей методами оптической, электронной металлографии и рентгенографического анализа показано, что мартенсит характеризуется более высоко дисперсной структурой с образованием наноструктурных слоев в тонком поверхностном слое, с большой величиной микродеформации кристаллической решетки и относительно высокой плотностью дислокаций. Это свидетельствует о его высокой прочности и способности к сопротивлению пластической деформации при трении в трибоузле колесо-рельс.
5.На основе изучения процессов структурообразования на макро-, мезо-, микро- и наноуровнях, протекающих в поверхностных слоях высокопрочных колесных и рельсовых сталях, показано формирование структурно-градиентного слоя; оптимальной микроструктурой металла с позиции обеспечения требуемого комплекса механических характеристик, является высокодисперсный мартенсит, тростомартенсит, нижний бейнит. Установлено, что формирование такой структуры в поверхностном слое при плазменном упрочнении происходит в интервале скоростей охлаждения (w8-5), составляющих для колесных сталей - 500-1 000 С/с, для рельсовых сталей - 200-500 С/с. Дальнейшее повышение скорости охлаждения не приводит к формированию новых структур на макро- и мезо- уровнях, но увеличивает микродеформацию кристаллической решетки на микро- и нано- уровнях и формирует определенные дислокационные структуры (хаотические, сетчатые, ячеистые, фрагментированные), которые оказывают влияние на прочностные свойства макроструктур поверхностного слоя.
-
-
-
Установлено, что дислокационные субструктуры, формирующиеся на микро- и наноуровнях в процессе плазменного нагрева и охлаждения не являются конечными и способны эволюционировать по схеме «дислокации-двойники-дисклинации» в процессе деформации при трении в сторону увеличения сложности внутренней структуры, формы и плотности дислокаций, что обеспечивает дополнительное повышение износостойкости поверхностного слоя металла.
-
Разработаны физические основы формирования поверхностных слоев по принципу структурно-градиентного принципа в процессе плазменного поверхностного нагрева с целью повышения износостойкости, основанные на том, что каждый слой несет свою вполне определенную функцию.
Предложены базовые концепты для конструирования оборудования и технологии плазменного поверхностного упрочнения.
Достоверность определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик и методов современного физического материаловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.
Проблемы колеса и рельса на разных этапах развития железных дорог
Согласно принципам физической мезомеханики [36-39], пластическое формоизменение нагруженного твердого тела осуществляется путем локальных структурных превращений, зарождающихся в зонах концентраторов внутренних напряжений и распространяющихся в полях их градиентов. Для поддержания квазиоднородного пластического течения вплоть до разрушения необходимо непрерывно создавать в объеме образца концентраторы напряжений различного масштаба. Центральную роль в создании таких распределенных концентраторов напряжений в нагруженном образце играют поверхностные слои и внутренние границы раздела. Они являются сугубо нелинейными системами, описание их поведения требует новых подходов в традиционной теории дислокаций, в основе которой лежит трансляционная инвариантность равновесной кристаллической решетки. Первыми классическими исследованиями влияния поверхностных слоев твердых тел на их механические свойства являются широко известные работы академика А.Ф. Иоффе, выполненные в 1920-х гг.
К настоящему времени накоплен большой объем экспериментальных данных, касающихся влияния состояния поверхности на физико-механические свойства металлических материалов. Обзору этих исследований посвящены работы [37; 40-46]. Было показано, что поверхностный слой, будучи ослабленным по своей природе, вовлекается в процесс пластического течения раньше, чем объем материала. В результате поверхностный слой испытывает более высокие степени деформации, чем в среднем по образцу. Однако единого мнения о механизме влияния поверхностного слоя на макромеханические характеристики материала до сих пор нет [46]. С одной стороны, с более высокой плотностью дислокаций в поверхностном слое связывается усиление его барьерной роли для выхода дислокаций на поверхность. Подобный барьерный слой должен оказывать существенное влияние на предел текучести, характер кривой «напряжение -деформация» и различные стадии деформационного упрочнения (коэффициент деформационного упрочнения и длительность отдельных стадий), следовательно, на прочность и пластичность материала. Глубина такого приповерхностного слоя варьируется у разных исследователей от среднего размера зерна [27-30] до 60... 100 мкм [33; 46].
С другой стороны, сопряжение более деформированного поверхностного слоя с основным объемом материала приводит к гофрированию поверхностного слоя [3]. В складках поверхностного слоя локализуется сильно выраженная кривизна кристаллической решетки, обусловливающая возникновение концентраторов напряжений различного масштаба. Поэтому поверхностный слой в нагруженном твердом теле подобен «насосу», который непрерывно закачивает деформационные дефекты в объем материала. Это существенно влияет на стадийность кривой «напряжение - деформация», общий уровень пластичности и прочности материала. С позиций физической мезомеханики роль поверхностного слоя в механическом поведении нагруженных образцов должна рассматриваться на основе многоуровневого подхода в рамках схемы самосогласованного поведения «поверхностный слой - подложка (основной объем материала)».
Современная точка зрения на физический механизм изнашивания при трении сложилась под влиянием исследований послевоенных лет. Наибольший вклад в научное понимание физики явлений изнашивания в СССР, а затем в России внесли такие ученые, как В.Д. Кузнецов, И.В. Крагельский, Б.И. Костецкий, А.С. Ахматов, Н.А. Буше, Н.Н. Давиденков, Ю.С. Терминасов, а за рубежом - Д. Арчард, Ф. Боуден, Д. Тейбор, Т. Куин и др.[9; 11; 21-23; 27-30].
Эти ученые впервые сопоставили износостойкость с ролью структурных факторов материалов в формировании физико-механических свойств поверхностей, обнаружили упрочнение и разупрочнение материала трением, отличие деформации зерен поликристаллических материалов на поверхностях трения и во внутреннем объеме и другие фундаментальные явления, определяющие изнашивание.
В центре внимания этого подхода стоят проблемы структурно-энергетического истолкования зарождения, размножения и динамики движения точечных дефектов и дислокаций вблизи свободной поверхности твердого тела, действия локальных контактных температур и напряжений, вызываемых трением.
С учетом вышесказанного необходимо проанализировать состояние вопроса структурообразования в поверхностных слоях стали колеса и рельса, как в условиях печного нагрева, так и в условиях скоростного нагрева концентрированными потоками энергии, а также и в ходе дальнейшего трения и износа.
Работоспособность триботехнической системы «колесо-рельс» зависит от двух конкурирующих способов управления коэффициентом трения. Во фрикционном контакте первый определяет силу тяги локомотива по сцеплению с рельсом, значит, чем выше коэффициент трения, тем выше сила тяги. Второй способ направлен на снижение износа колесных пар и рельсов. Оба способа связаны с коэффициентом трения, с ростом которого коэффициент тяги возрастет, а износ в паре трения колесо-рельс увеличивается и наоборот. Более того, с целью увеличения коэффициента трения, следовательно, и сцепление (в пару трения подается песок) и в тоже время с целью уменьшения износа (в пару трения подается смазка). Песок является сильнейшим абразивом и значительно влияет на износ колеса и рельса. Кроме того, исследования [4; 12] показали, что после прохода первого колеса размол песка практически завершается, а поверхность песка увеличивается в 4-5 раз и становится адсорбционно-активной средой, интенсивно поглощающей в своих порах смазку и влагу. В связи с этим лубрикационные пленки на поверхности трения колесо-рельс после попадания на них песка выполняют разделительные свойства и не защищают ее от износа. В дополнение к этому необходимо учитывать действие третьего элемента системы колодки, которая осуществляет торможение колеса. В процессе торможения происходит общий разогрев поверхностного слоя колеса до 100-900 С и выше. Кратковременный юз колесной пары, заторможенной колодками, особенно полимерными, имеющими низкую теплопроводность, приводит к быстрому, локальному нагреву активных поверхностных слоев выше критической точки Аст, (до аустенитного состояния) и мгновенному охлаждению за счет теп-лоотвода в обод колеса с образованием структур мартенсита трения. Такой слой весьма неоднороден по структуре и свойствам (Нц = 850...1100), легко выкрашивается, образуя выщербины первого типа на колесе и белый слой на рельсе, наволакиванию (рис. 1.4, 1.5). Нагрев не только опасен с точки зрения образования закалочных структур, но даже если температура и не достигает критических точек Асі и Асз, то и при этих низких температурах происходит изменение структуры перлита, следовательно, и свойств поверхностного слоя колеса и рельса (рис. 1.6, 1.7).
Методы моделирования взаимодействия плазменного источника нагрева с молекулярными системами
Процессы распространения теплоты зависят от интенсивности теплового воздействия и в значительной степени от теплофизических свойств материала [108-114]. Основными техническими характеристиками, определяющими характер обработки, играют энергетические параметры лазера - энергия, мощность, плотность энергии, длительность импульса, пространственная и временная структура излучения, пространственное распределение плотности мощности излучения в пятне фокусировки, условия фокусировки, физические свойства материала (отражательная способность, теплофизические свойства, температура плавления и т. д.). Рассмотрим на основании работ [108-114; 116-121] основные типы лазеров и характеристики их излучения. В качестве активных сред лазеров используются твердые тела, жидкости и газы. Среди лазерных источников, используемых для обработки материалов, наиболее широкое распространение получили высокомощные СОг-лазеры. Энергия импульса излучения твердотельных и жидкостных лазеров (в режиме свободной генерации) изменя-ется от десятых долей Джоуля до 10 Дж и выше, а в режиме модулированной добротности до нескольких десятков и сотен Джоулей. Мощность излучения импульсных лазеров в зависимости от режима работы может изменяться от сотен киловатт (свободная генерация) до Гиговатт (модулированная добротность). При пучковом режиме работы (неупорядоченная генерация) различие между среднеинтегральной за импульс мощностью и мощностью отдельного пучка может достигать двух порядков. Указанная разница несколько меньше для импульса с упорядоченной структурой (регулярный импульс). Средне интегральная мощность незначительно отличается от мощности в любой момент времени для квазистационарного импульса излучения. Поэтому квазистационарный режим генерации представляет практический интерес для процессов сварки и обработки материалов как режим, с помощью которого можно осуществить «мягкий» нагрев. Использование этого режима уменьшает вынос материала из зоны воздействия. Предельное значение КПД лазеров обусловливается преимущественно внутренними потерями в кристалле активной среды и эффективностью использования энергии накачки. Так, для лазеров на рубине величина реального КПД не превышает 1 %, а для лазеров на стекле с неодимом - 2 %. Появление новейших мощных лазерных источников: диодных и волоконных лазеров привлекло внимание к вопросу выбора эффективного источника для лазерной закалки.
Причем результаты и условия, полученные при использовании С02-лазеров и YAG-излучателей, нельзя непосредственно переносить на лазерные методы с использованием других источников. Во-первых, мы имеем существенное отличие длин волн излучателя, во-вторых, иные пространственно-геометрические параметры светового пучка. В ряду задач процессов закалки одна из самых актуальных- это закалка без плавления. Поэтому оптимизация процесса связана с обеспечением равномерного распределения мощности излучения как в пространстве, так и во времени. Структура излучения мощных YAG-лазеров усложняет решение этой задачи. Для обеспечения равномерной экспозиции при закалке С02-лазерами были разработаны специальные многоканальные лазеры типа МТЛ-2. Основным недостатком закалки классическими лазерами является чрезвычайно низкая энергетическая эффективность. Для СОг-лазера энергетический КПД от розетки не превосходит 10 %, а коэффициент поглощения излучения металлами - нескольких процентов, так что полный КПД процесса закалки составляет доли процента. Для его повышения приходится использовать разные технологии нанесения поглощающих покрытий, что сильно усложняет процесс и вводит в него множество трудно контролируемых факторов. Для YAG-лазера коэффициент поглощения может достигать 10-15 %, но зато полный КПД самого лазера обычно составляет не более 2-3 %. Сравнение образцов проводилось с помощью С02- и волоконного лазеров [12]. Использовались установка «МТЛ-2,5» на основе С02-лазера с мощностью до 2,5 кВт (ЦНИИ КМ «Прометей»),с длиной волны излучения 10,6 мкм, с обладающим равномерным распределением плотности мощности по сечению луча, а также волоконный лазер ЛС-07 серии YLR (ИРЭ-ПОЛЮС) мощностью до 750 Вт, длиной волны 1,07 мкм и транспортным волокном 50 мкм.
Лазер использовался в режиме непрерывного излучения, для фокусировки использовалась вариосистема VF001W с переменным фокусным расстоянием с насадкой для сварки. Поверхность шлифованного металлического образца относительно лазерного пучка размещалась под углом 20, чтобы отраженное излучение не попало в технологическую головку. Для получения данных о свойствах металла после обработки использовали шлифованные образцы стали 45 в виде штапиков 10 10 80 мм. Для сравнения эти же образцы были обработаны пучком С02-лазера при сохранении диаметра лазерного пучка на детали. Сравнение эффективности двух типов лазеров показало, что эффективность поглощения излучения волоконного лазера чрезвычайно высока. Так, при мощности излучения 700 Вт и скорости 10-20 мм/с происходило интенсивное плавление поверхности с образованием дорожки шириной до Ъ-А мм. Для обеспечения обработки без оплавления пришлось увеличивать скорость движения источника до 30-40 мм/с. Заметим, что для С02-лазеров на этой скорости при более высокой мощности излучения 1500-2000 Вт плавление не наблюдается даже при использовании поглощающих покрытий.
На рис. 1.52, з показана микроструктура сечения на стали 45 при скорости 30 мм/с и мощности излучения 700 Вт и соответствующее распределение микротвердости. Примечательно, что структура закаленного слоя довольно однородна (микроструктура имеет вид мелкодисперсного мартенсита) и полностью отсутствует переходная зона (рис. 1.52,6). На рис. 1.52,в для сравнения приведен микрошлиф зоны обработки при использовании С02-лазера с мощностью Р = 1 200 Вт и скоростью v = 6 мм/с. Здесь отчетливо присутствует переходная зона как на металлографических снимках, так и на замерах микротвердости. Важно то, что общая эффективность процесса с использованием волоконного лазера (как отношение производительности к затраченной лучевой мощности) существенно выше, чем для С02-лазера. Если грубо оценить повышение эффективности перемножением факторов «глубина закалки» - «мощность излучения» - «скорость», то получим коэффициент, равный примерно 12 (рис 1.53). Объяснение этого факта исключительно более высоким коэффициентом поглощения излучения с длиной волны 1,07 мкм в сравнении с длиной волны 10,6 мкм не правомерно. Вероятно, повышение эффективности связано с более быстрым нагревом и увеличением поглощения нагретой поверхностью. С учетом того, что КПД волоконных лазеров составляет 25 %, что в 2,5-3 раза выше КПД серийных С02-лазеров, общая энергетическая эффективность процесса закалки волоконными лазерами оказывается выше в 20-30 раз. Это позволяет позиционировать данный процесс как реально коммерчески конкурентный с известными видами закалки, например, токами высокой частоты. При этом с учетом доставки излучения по оптическому волокну и исключения нанесения поглощающих покрытий - рассмотренный процесс чистый и полностью контролируемый.
Общие вопросы теории упрочнения сталей с феррита-перлитной структурой
В отношении сфероидизирующего отжига на мелкозернистый перлит ряд авторов, изучивших влияние такой обработки на физико-механические и технологические свойства стали после окончательной закалки отмечают его положительную роль. Так, автор работы [143; 145] отмечает, что зернистый перлит является наиболее оптимальной исходной структурой для последующей закалки, так как обеспечивает получение высокодисперсной структуры, а также меньшую склонность к росту зерна аустенита, особенно при нагреве до высоких температур и отличается меньшей склонностью к трещинообразованию после закалки. Аналогичного мнения придерживается и автор работы [146], согласно которому зернистый перлит выгодно отличается от пластинчатого, так как сочетает после закалки относительно высокую концентрацию однородного у-твердого раствора (аустенит) с длительно сохраняющейся мелкозернистостью.
Для ликвидации цементитной сетки и перевода ее в глобулярную форму совместно с карбидами перлита был разработан способ циклического сфероидизирующего отжига [141] на мелкозернистый перлит, которому предшествовало исследование влияния температурно-временных параметров отжига (температура нагрева под отжиг, время на процесс сфероидизации карбидной фазы). С учетом того фактора, что сфероидизация карбидной фазы стали при отжиге основана на диффузии углерода внутри твердого раствора между участками различной концентрации, то очевидно, что для рельсовой заэвтектоиднои стали основным параметром достижения эффекта обработки является температура нагрева. Авторами [141] проведено исследование по определению оптимальной температуры сфероидизирующего отжига, который осуществляли в интервалах температур 680-700 С или несколько выше точки АсЬ т. е. 740-760 С. Вопросы длительности выдержки и скорости охлаждения, то они заметно в меньшей мере влияют на формирование микроструктуры с глобулярной формой карбидной фазы, чем повышение температуры. Наиболее оптимальной скоростью охлаждения, при которой твердость находится на уровне оттоженной стали (210-220 НВ) со структурой мелкозернистый перлит, является 25-50 С/ч. Установлено, что температура нагрева стали при сфероидизирующем отжиге определяет степень коагуляции карбидов и при ее увеличении она усиливается. Длительность отжига должна быть в тех пределах, при которой происходит полный или равномерный нагрев отжигаемой массы (садки). При длительном отжиге растет величина зерна цементита, поэтому в реальных условиях сфероидизирующего отжига рельсов необходимо отдавать предпочтение температуре нагрева и времени отжига. Что касается скорости охлаждения рельсовой заэвтектоиднои стали, то она определяет дисперсность и равномерность распределения карбидов в матрице. При назначении скорости охлаждения низколегированной CrSiMn стали необходимо учитывать тот фактор, что Mn, Si и Сг ее уменьшают. Механизм трансформации пластинчатых карбидов перлита в дисперсный зернистый, а также дробление цементитной сетки на мелкие фрагменты и их частичная сфероидизация на подготовительном этапе циклического сфероидизи-рующего отжига основан на создании различных удельных объемов а - у превращений и коэффициентах их термического расширения, что приводит к образованию микронапряжений на межфазных границах. При этом неполные фазовые превращения а - 7 способствуют к увеличению числа зародышей новой фазы. На последнем этапе отжига, протекающего в интервале температур 680-700 С с определенной выдержкой при данной температуре и охлаждении вместе с выключенной печью до 600 С со скоростью 25-50 С/ч происходит завершение собирательного процесса сфероидизации карбидной фазы перлита и бывшей цементитной сетки и выравнивание их однородности и равномерности распределения в матрице [147-148].
В процессе трансформации пластинчатого перлита в зернистый изменяются и механические свойства, в частности, снижаются твердость и прочность на 25-30 %, но повышаются пластические и вязкие свойства металла в 2,5-3 раза по сравнению с исходным состоянием после прокатки со структурой пластинчатого перлита. Пластинчатый перлит (исходное состояние): твердость 280 НВ; ов=985Н/мм2; а5=6,9%; у = 9,8 %; KCU= 18 Дж/см2. Мелкозернистый перлит (после сферойдизирующего отжига): твердость 210-220 НВ; св= 785 Н/мм2; о5 = 24 %; \/ = 40 %; KCU = 46 Дж/см2.
Установлено [149], что в карбидах зернистого перлита, образующегося после циклического сфероидизирующего отжига, содержится больше легирующих элементов, чем в карбидах пластинчатого перлита. Так, в карбидах зернистого перлита - 5,4 % Мп и 2,6 % Сг, а в карбидах пластинчатого перлита -4,6 % Мп и 1,8 % Сг при плавочном их содержании 0,94 и 0,56 % соответственно. Это связано с тем, что в процесее сфероидизирущего отжига происходит перераспределение легирующих элементов, в данном случае Мп и Сг, в сторону увеличения их содержания в карбидной фазе и уменьшения их в матрице.
Исследование кинетики фазовых и структурных превращений аустенита при медленном (0,8 С/с, печной) и ускоренном (8 С/с, ТВЧ) нагревах, определяемых в интервале температур 750-1 000 С показало [123-125; 149], что при ускоренном нагреве образцов под закалку со структурой мелкозернистого перлита насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами (Мп, Si и Сг) протекает полнее и при более высокой температуре, чем в стали пластинчатого перлита с избыточным цементитом (цементитная сетка) в виде грубых выделений. В зернистом перлите избыточные карбиды находятся в глобулярной форме. Исследования структуры [147-149], образующейся при закалке от различных температур и с отличающейся формой карбидной фазы, показало, что при закалке с ускоренного нагрева от температуры 850 С с пластинчатой формой карбидной фазы образуется среднеигольчатый мартенсит с длиной игл 4 баллов (ГОСТ 8233). При закалке от 950 С, как это принято в промышленных условиях с нагрева ТВЧ, рельсов с пластинчатой формой карбидной фазы, структура состоит из крупноигольчатого мартенсита 9 баллов, а с зернистой формой -5-И) баллов. Установлено, что оптимальная температура закалки с ускоренного нагрева рельсовой заэвтектоидной стали составов 1 и 2 с исходной структурой пластинчатого перлита составляет 880-900 С, а с зернистым перлитом - 930-950 С.
Таким образом, проведенные авторами [147-149] исследования показали, что форма карбидной фазы оказывает влияние на кинетику перлито-аустенитного превращения с конечным показателем структуры. При этом в стали с исходной структурой зернистый перлит а— у превращение протекает несколько медленнее и при более высокой температуре, а насыщение у-твердого раствора углеродом и легирующими элементами происходит полнее, чем в стали с исходной структурой пластинчатого перлита.
Проведенный анализ показывает, что с технологической точки зрения, вопрос о состоянии исходной структуры приобретает особо важное значение при назначении режимов закалки рельсов с поверхностным нагревом в промышленных условиях. В тоже время необходимо отметить, что скорость нагрева при плазменном упрочнения находится в интервале от 100 до 105 С/с, что должно сказаться на кинетике фазовых и структурных превращений.
Проблемные вопросы эксплуатации рельсов.Тяжелые условия работы железнодорожный рельсов в современных условиях эксплуатации все в большей мере ставят перед металлургической промышленностью, производящей их, задачу постоянного повышения служебных свойств и надежности работы в пути. Подобные задачи стоят не только для российского жлезнодорожного транспорта, но они актуальны и для других дорог мира.
Особенности плазменного поверхностного нагрева и охлаждения среднеуглеродистых сталей
Из курса физической химии известно, что те или иные компоненты жидкого раствора по-разному влияют на его поверхностное натяжение. Поверхностно активные элементы, уменьшающие поверхностное натяжение раствора, должны самопроизвольно концентрироваться, адсорбироваться около его поверхности, так как при этом уменьшается свободная энергия системы. Поверхностная активность может проявляться не только в жидких, но и в твердых растворах. Растворенные элементы, снижающие свободную энергию межкристаллитной границы и обогащающие приграничную зону..
Если дендритная ликвация постепенно рассасывается, например, при отжиге, то равновесная сегрегация, наоборот, усиливается с увеличением времени изотермической выдержки. Одной из причин равновесной сегрегации является упругое взаимодействие атомов растворенного элемента с межзеренной границей. В растворах замещения из-за размерного несоответствия атомов компонентов вокруг атомов растворенного элемента решетка искажена. Ближайшие соседи смещены в направлениях от узла решетки, если здесь находится атом растворенного элемента с большим диаметром, чем у основного металла. Если же атомный диаметр растворенного элемента меньше, чем у растворителя, то ближайшие соседи смещены в сторону узла решетки, в котором находится атом растворенного элемента. На межзеренной границе атомы расположены неправильно, имеются участки разрежения и сгущения. Атомы растворенного элемента с диаметром, большим, чем у основного металла, будут стремиться попасть в разреженные участки на границе зерен, а атомы растворенного элемента с меньшим диаметром, чем у растворителя, - в участки сгущения на межзерен-ной границе. При этом уменьшается энергия искажений решетки вокруг атомов растворенного элемента. В растворах внедрения атомы растворенного элемента также создают искажения в объеме кристалла из-за того, что их диаметр больше размера пустот решетки, в которых они размещаются. Этим атомам также энергетически более выгодно размещаться на межзеренной границе в разреженных участках.
Таким образом, движущей силой равновесной сегрегации является разность в энергии искажений решетки вокруг атома растворенного элемента в объеме кристалла и на межзеренной границе. Эта разность представляет энергию упругой связи атома растворенного элемента с границей зерен.
В последнее десятилетие были обнаружены так называемые фазовые переходы на границах зерен и начато их подробное исследование. Было, в частности, впервые показано, что фазовые переходы на границах зерен приводят к резкому изменению таких свойств границ зерен, как диффузионная проницаемость, энергия, прочность, подвижность и зернограничная адсорбция. Прежде других зернограничных фазовых переходов, происходящих в двух-, трех- и многокомпонентных системах (переходы смачивания, предплавления и пред-смачивания), были обнаружены зернограничные фазовые переходы, связанные с кристаллографическими особенностями границ зерен и межфазных границ. Они, в принципе, возможны и в однокомпонентных системах. К ним относятся фазовые переходы фасетирования и потери огранки (faceting и roughening в английской терминологии). Они связаны с появлением свехрешеток, общих для решеток двух соседних кристаллов, вблизи так называемых разориентаций совпадения (РСУ - решетки совпадающих узлов). Эти явления сродни фасетирова-нию внешней поверхности кристалла, которое используется, к примеру, для формирования квантовых точек и квантовых линий (проволок) с уникальными свойствами, открывающими путь к подлинной наноэлектронике. В отличие от фасетирования внешней поверхности, определяемого параметрами кристалли-чекой решетки одного кристалла, фазовые переходы фасетирования и потери огранки границ зерен определяются РСУ, зависящей от взаимного расположения двух решеток, и их возможная кристаллография намного разнообразнее. Более того - на некоторых границах зерен из-за взаимодействия соседних (кубических) решеток могут формироваться равновесные прослойки с более низкой, некубической симметрией. Границам зерен в материалах посвящено множество монографий (А.Н. Орлов, В.Н. Перевезенцев, В.В. Рыбин). В работах Б.С. Бокштейн, Ч.В. Копецкий, Л.С. Швиндлерман подробно рассмотрены процессы, контролируемые свойствами границ раздела. Границы зерен влияют не только на зарождение, но и на скорость роста зародыша новой фазы. Если новая фаза отличается от исходной по химическому составу, то диффузионный рост ее зародышей по границам зерен идет быстрее, чем в теле зерна. Это объясняется тем, что, как известно, скорость диффузии по границам зерен, где строение металла более «рыхлое», выше, чем в объеме зерен. Энергия активации зернограничной диффузии примерно вдвое меньше, чем у объемной диффузии. Так как величина энергии активации входит в показатель степени в формуле температурной зависимости коэффициента диффузии (D = Ае—Q/RT), то указанная разница в значениях энергии активации обусловливает большое различие в коэффициентах граничной и объемной диффузии. Аналогичные замечания были сделаны в работе [35]. Авторы отметили, что скорости нуклеации аустенита в перлитой структуре были не очень высоки, несмотря на большую площадь поверхностного участка, на котором нуклеации может произойти.
Известно, что поверхностная энергия как функция решетки показывает несоответствие между высоугловыми границами двух кристаллов, значит, будет способствовать нуклеации. По-видимому, это может быть причиной отсутствия нуклеации на границе феррит-цементита в структуре перлита. Нуклеации происходят на высокоугловых границах между перлитными колониями, где поверхностная энергия является более благоприятной. Новые зерна аустенита растут вбок, т. е. вдоль ферритово пластины и расширяются, чтобы заменить феррита в колонии перлита (см. рис. 2.9). Интересные факты были получены в работах [36 41]. Авторы работ заметили, что в рост аустенитного фронта проходит не вдоль плоскости перлитной колонии, а значительно деформирован в сторону цементиной пластины (растущий фронт аустенитной фазы «врезается» и «цепляется» за цементиные стенки). Цементитные пластины растворяются в этом аустенитом фронте, но рост аустенитных зерен в ферритой пластине идет более быстрыми темпами, чем растворение цементитых пластин (рис. 2.10; 2.11,а,б). Остаточный цементит по мере роста температуры и образования аустенита представляет строчечные ламели, а затем и они распадаются (рис. 2А\,а-с), полностью растворяясь, тем самым, достигается однородное распределение углерода в аустените на этом этапе. Вместе с тем, цементитные следы также исчезают при увеличении выдержки времени (рис. 2.11,д) [41].
На рис. 2.12 показаны данные для высоуглеродистых сталей по содержанию углерода в аустените, как функции времени процесса аустенизация [42]. Содержание углерода в аустените в момент равновесия определяет предел растворимости при данной температуре. Стрелками указано время изчезновения ферритной фазы. Например, при выдержке 800 С, ферритовая фаза исчезает после 1 с, при этом содержание углерода в аустените составляет 0,06 %. Вместе с тем, по мере роста времени выдержки, содержание углерода постоянно возрастает и достигает значения 0,8 % полное растворение карбидов происходит по истечению часа.
Исследования по оценке скорости роста аустенита [36; 39; 43; 44] в перлите, показали, что фаза роста зависит от процесса растворения углерода, а это, в свою очередь, контролируется диффузией углерода из цементиной пластины. Эффективность диффузии углерода зависит от межпластинчатого расстояния между ламелями перлита. Как показано в работе [32], где изучалось изотермическое образование аустенита в эвтектоидных сталях. Скорость роста аустенита может быть выражена как " , где ва0 - расстояние между ламелями перлита.
Похожие диссертации на Особенности структурообразования в среднеуглеродистых сталях при плазменном поверхностном упрочнении и их влияние на сопротивляемость контактно-усталостным нагрузкам.
-
-
-
-
