Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах

Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен послойный анализ рельсов категорий: низкотемпературной надёжности, повышенной износостойкости и контактноусталостной прочности, высшей категории качества после объёмной закалки и отпуска и дифференцированнозакалённых по различным...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2014
Hauptverfasser:	Громов, В.Е., Волков, К.В., Иванов, Ю.Ф., Морозов, К.В., Алсараева, К.В., Коновалов, С.В.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2014
Schriftenreihe:	Успехи физики металлов
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98393
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах / В.Е. Громов, К.В. Волков, Ю.Ф. Иванов, К.В. Морозов, К.В. Алсараева, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2014. — Т. 15, № 1. — С. 1-33. — Бібліогр.: 29 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98393
record_format	dspace
spelling	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-983932025-02-23T17:09:38Z Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах Формування структури, фазового складу і дефектної субструктури в об’ємно- та диференційованозагартованих рейках Formation of Structure, Phase Composition and Faulty Substructure in the Bulk- and Differentially-Hard-Tempered Rails Громов, В.Е. Волков, К.В. Иванов, Ю.Ф. Морозов, К.В. Алсараева, К.В. Коновалов, С.В. Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен послойный анализ рельсов категорий: низкотемпературной надёжности, повышенной износостойкости и контактноусталостной прочности, высшей категории качества после объёмной закалки и отпуска и дифференцированнозакалённых по различным режимам. Установлены количественные параметры дислокационной субструктуры, внутренних полей напряжений и структурнофазовых состояний, образовавшихся по диффузионному и сдвиговому механизмам γ-α-превращения. Выполнены оценки механизмов упрочнения рельсов, качественно согласующиеся с результатами измерения твёрдости. Установлено, что плотность концентраторов напряжений достигает максимального значения у поверхности катания. Для объёмнозакалённых рельсов она выше, чем для дифференцированнозакалённых. Наиболее опасными концентраторами напряжений, которые преимущественно формируются в рельсах, подвергнутых объёмной закалке, являются границы раздела «глобулярные частицы цементита–матрица». Методами просвітлювальної електронної дифракційної мікроскопії виконано пошарову аналізу рейок категорій: низькотемпературної надійности, підвищеної зносостійкости та контактновтомної міцности, вищої категорії якости після об’ємного гартування та відпуску і диференційованозагартованих за різними режимами. Встановлено кількісні параметри дислокаційної субструктури, внутрішніх полів напруг і структурнофазових станів, що утворилися за дифузійним і зсувним механізмами γ-α-перетворення. Виконані оцінки механізмів зміцнення рейок якісно узгоджуються з результатами міряння твердости. Встановлено, що густина концентраторів напруг сягає максимального значення біля поверхні катання. Для об’ємнозагартованих рейок вона вища, аніж для диференційованозагартованих. Найбільш небезпечними концентраторами напруг, які переважно формуються в рейках, підданих об’ємному загартуванню, є роздільчі межі «глобулярні частинки цементиту–матриця». The layer-by-layer analysis of the rails classes such as the low-temperature reliability, increased wear resistance, and contact-fatigue strength rails of the superior category of quality after the bulk hardening and tempering and differentially hardening in different regimes is carried out by methods of transmission electron diffraction microscopy of thin foils in the layers located on the roller surface and at the distance of 2 and 10 mm from it on the central axis and on the round corner. The quantitative parameters of dislocation substructure, internal stress fields, structural and phase states formed by diffusion and shear mechanisms of γ-α-transformation are established. 2014 Article Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах / В.Е. Громов, К.В. Волков, Ю.Ф. Иванов, К.В. Морозов, К.В. Алсараева, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2014. — Т. 15, № 1. — С. 1-33. — Бібліогр.: 29 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 61.72.Ff, 61.72.Hh, 61.72.Lk, 62.20.Qp, 81.40.Ef, 81.40.Np, 81.40.Pq https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98393 ru Успехи физики металлов application/pdf Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен послойный анализ рельсов категорий: низкотемпературной надёжности, повышенной износостойкости и контактноусталостной прочности, высшей категории качества после объёмной закалки и отпуска и дифференцированнозакалённых по различным режимам. Установлены количественные параметры дислокационной субструктуры, внутренних полей напряжений и структурнофазовых состояний, образовавшихся по диффузионному и сдвиговому механизмам γ-α-превращения. Выполнены оценки механизмов упрочнения рельсов, качественно согласующиеся с результатами измерения твёрдости. Установлено, что плотность концентраторов напряжений достигает максимального значения у поверхности катания. Для объёмнозакалённых рельсов она выше, чем для дифференцированнозакалённых. Наиболее опасными концентраторами напряжений, которые преимущественно формируются в рельсах, подвергнутых объёмной закалке, являются границы раздела «глобулярные частицы цементита–матрица».
format	Article
author	Громов, В.Е. Волков, К.В. Иванов, Ю.Ф. Морозов, К.В. Алсараева, К.В. Коновалов, С.В.
spellingShingle	Громов, В.Е. Волков, К.В. Иванов, Ю.Ф. Морозов, К.В. Алсараева, К.В. Коновалов, С.В. Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах Успехи физики металлов
author_facet	Громов, В.Е. Волков, К.В. Иванов, Ю.Ф. Морозов, К.В. Алсараева, К.В. Коновалов, С.В.
author_sort	Громов, В.Е.
title	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
title_short	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
title_full	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
title_fullStr	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
title_full_unstemmed	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
title_sort	формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах
publisher	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
publishDate	2014
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98393
citation_txt	Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах / В.Е. Громов, К.В. Волков, Ю.Ф. Иванов, К.В. Морозов, К.В. Алсараева, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2014. — Т. 15, № 1. — С. 1-33. — Бібліогр.: 29 назв. — рос.
series	Успехи физики металлов
work_keys_str_mv	AT gromovve formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT volkovkv formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT ivanovûf formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT morozovkv formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT alsaraevakv formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT konovalovsv formirovaniestrukturyfazovogosostavaidefektnojsubstrukturyvobʺëmnoidifferencirovannozakalënnyhrelʹsah AT gromovve formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT volkovkv formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT ivanovûf formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT morozovkv formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT alsaraevakv formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT konovalovsv formuvannâstrukturifazovogoskladuídefektnoísubstrukturivobêmnotadiferencíjovanozagartovanihrejkah AT gromovve formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails AT volkovkv formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails AT ivanovûf formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails AT morozovkv formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails AT alsaraevakv formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails AT konovalovsv formationofstructurephasecompositionandfaultysubstructureinthebulkanddifferentiallyhardtemperedrails
first_indexed	2025-11-24T04:02:11Z
last_indexed	2025-11-24T04:02:11Z
_version_	1849642903874306048
fulltext	1 PACS numbers: 61.72.Ff, 61.72.Hh, 61.72.Lk, 62.20.Qp, 81.40.Ef, 81.40.Np, 81.40.Pq Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах В. Е. Громов, К. В. Волков, Ю. Ф. Иванов,*, К. В. Морозов, К. В. Алсараева, С. В. Коновалов Сибирский государственный индустриальный университет, ул. Кирова, 42, 654007 Новокузнецк, Россия ОАО «ЕВРАЗ — Объединённый Западно-Сибирский металлургический комбинат», шоссе Космическое, 16, 654043 Новокузнецк, Россия Национальный исследовательский Томский политехнический университет, просп. Академический 2/3, 634055 Томск, Россия *Институт сильноточной электроники СО РАН, просп. Академический, 2/3, 634055 Томск, Россия Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен послойный анализ рельсов категорий: низкотемпературной на- дёжности, повышенной износостойкости и контактно-усталостной проч- ности, высшей категории качества после объёмной закалки и отпуска и дифференцированнозакалённых по различным режимам. Установлены количественные параметры дислокационной субструктуры, внутренних полей напряжений и структурно-фазовых состояний, образовавшихся по диффузионному и сдвиговому механизмам –-превращения. Выполнены оценки механизмов упрочнения рельсов, качественно согласующиеся с результатами измерения твёрдости. Установлено, что плотность концен- траторов напряжений достигает максимального значения у поверхности катания. Для объёмнозакалённых рельсов она выше, чем для дифферен- цированнозакалённых. Наиболее опасными концентраторами напряже- ний, которые преимущественно формируются в рельсах, подвергнутых объёмной закалке, являются границы раздела «глобулярные частицы це- ментита–матрица». Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2014, т. 15, сс. 1–33 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2014 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. 2 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. Методами просвітлювальної електронної дифракційної мікроскопії вико- нано пошарову аналізу рейок категорій: низькотемпературної надійнос- ти, підвищеної зносостійкости та контактно-втомної міцности, вищої ка- тегорії якости після об’ємного гартування та відпуску і диференційовано- загартованих за різними режимами. Встановлено кількісні параметри дислокаційної субструктури, внутрішніх полів напруг і структурно- фазових станів, що утворилися за дифузійним і зсувним механізмами – -перетворення. Виконані оцінки механізмів зміцнення рейок якісно уз- годжуються з результатами міряння твердости. Встановлено, що густина концентраторів напруг сягає максимального значення біля поверхні ка- тання. Для об’ємнозагартованих рейок вона вища, аніж для диференці- йованозагартованих. Найбільш небезпечними концентраторами напруг, які переважно формуються в рейках, підданих об’ємному загартуванню, є роздільчі межі «глобулярні частинки цементиту–матриця». The layer-by-layer analysis of the rails classes such as the low-temperature reliability, increased wear resistance, and contact-fatigue strength rails of the superior category of quality after the bulk hardening and tempering and differentially hardening in different regimes is carried out by methods of transmission electron diffraction microscopy of thin foils in the layers lo- cated on the roller surface and at the distance of 2 and 10 mm from it on the central axis and on the round corner. The quantitative parameters of disloca- tion substructure, internal stress fields, structural and phase states formed by diffusion and shear mechanisms of –-transformation are established. The polycrystalline structure is formed in the surface layer of 10 mm thick, independently of the regime of hardening and rail category. The polycrystal- line structure is presented by the pearlite grains of lamellar morphology, the ferrite grains, in the bulk of which one can observe the cementite particles of different shapes, and the grains of structurally free ferrite. The relative con- tent of a given type of structure, depending on the hardening regime, rail category, and the depth of location of the layers, are studied. The main struc- tural type of rail steel is pearlite of lamellar morphology with relative con- tent changing in the range from 34% to 87%. Relative fraction of grains of ferrite–carbide mixture is slightly smaller (from 12% to 65% of steel struc- ture). Relative volume fraction of grains of structurally free ferrite is small and is changed in the range from 1% to 5% of steel structure. Dispersion of pearlite structure is estimated, according to the value of interplate distance. As shown, the value of interplate distance is changed in the range from 105 nm to 200 nm. It depends on the regime of hardening, rail category, and dis- tance to roller surface. The evaluation of rail strengthening mechanisms qualitatively being agreed with the hardness measurements is made. As es- tablished, the stress concentrator density reaches the maximum value at the tread contact surface. It is higher for the bulk-hardened rails than for differ- entially-hardened ones. As established, the ferrite component of steel struc- ture is faulty. The dislocation substructures are revealed in the form of cha- otically distributed dislocations, nets, cells, and fragments. In the ferrite of pearlite grains, only the first two types of dislocation substructure (namely, substructure of dislocation chaos and netlike dislocation substructure) are observed. The cellular and fragmentary dislocation substructures are re- ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 3 vealed only in grains of structurally free ferrite and grains of ferrite–carbide mixture. Scalar dislocation density in ferrite component of rail structure un- der study is changed in the wide range from 21010 cm 2 to 81010 cm 2. By ana- lysing the bend extinction contours, the sources of the internal-stress field concentrators are revealed. The most dangerous stress concentrators, which are predominantly formed in the rails subjected to the bulk hardening, are the ‘globular cementite particles–matrix’ interfaces. Ключевые слова: рельсы, закалка, фазовый состав, дислокационная суб- структура, внутренние поля напряжений. (Получено 18 ноября 2013 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Надёжная работа железных дорог во многом определяется качест- вом и эксплуатационной стойкостью основного элемента железно- дорожного пути — рельсов, при этом широкий спектр требований, предъявляемых в связи с этим к качеству железнодорожных рель- сов, требует внедрения новых технологий упрочнения рельсов [1– 4]. Увеличение интенсивности движения и грузонапряжённости вызывает необходимость дальнейшего повышения надёжности и эксплуатационной стойкости рельсов и обуславливает более высо- кий уровень требований к ним по твёрдости, контактно- усталостной прочности, сопротивлению образования контактно- усталостных дефектов и хрупкому разрушению. Несмотря на значительные достижения в развитии технологии термической обработки железнодорожных рельсов, общей теории прокатки — эти вопросы изучены ещё недостаточно. Особенно это касается применения новых видов термоупрочнения [5–7]. Отече- ственная практика термического упрочнения рельсов в промыш- ленных масштабах на протяжении более чем 30 лет была представ- лена технологией объёмной закалки рельсов в масле с отдельного печного нагрева и последующим высоким отпуском [2–4]. Данная технология, сыграв свою положительную роль на определённом этапе развития рельсового производства, к настоящему времени полностью себя исчерпала. Современные мировые тенденции направлены на производство длинномерных (длиной до 120 м) дифференцированно термоупроч- нённых рельсов [2–4]. Установление физических механизмов фор- мирования и эволюции структурно-фазовых состояний и дислока- ционной субструктуры в рельсах при закалке — одна из важней- ших задач физического материаловедения. Экспериментальные ис- следования структур и фазового состава, формирующихся в сече- нии рельсов при закалке, очень важны для понимания физической природы превращений, поскольку позволяют целенаправленно из- 4 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. менять структуру и эксплуатационные параметры. При этом полу- чение необходимого комплекса высоких прочностных и пластиче- ских свойств требует понимания физических механизмов и приро- ды структурно-фазовых изменений на всех масштабных уровнях: от макроуровня до наноуровня [5–9]. Целью настоящей работы является определение методами про- свечивающей электронной дифракционной микроскопии (ПЭМ) структуры, фазового состава и дефектной субструктуры, форми- рующихся в рельсах различных категорий при объёмной и диффе- ренцированной закалке на различном расстоянии от поверхности катания. 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ В качестве материала исследования использовали образцы объём- нозакалённых 25 метровых рельсов категорий «В», «ИК», «НЭ», а также образцы дифференцированно закалённых воздухом с про- катного нагрева 100 метровых рельсов категории «ДТ350» произ- водства ОАО «Евраз — Объединённый Западно-Сибирский метал- лургический комбинат». Категория «В» (ГОСТ Р 51685-2000) — это термоупрочнённые рельсы высшей категории качества, отвечающие более высоким требованиям по качеству поверхности, неметаллическим включе- ниям, массовой доле кислорода, механическим свойствам, геомет- рическим параметрам и прямолинейности [3, 4, 10]. Категория «ИК» (ТУ 0921-125-01124328-2003) — заэвтектоид- ные рельсы повышенной износостойкости и контактно-усталостной прочности, предназначенные для наружных нитей кривых участ- ков пути, с повышенным содержанием углерода до 0,85–0,95% и микролегированные ванадием и азотом [3, 4, 10]. Категория «НЭ» (ТУ 0921-118-01124328-2003) — рельсы низко- температурной надёжности, отвечающие повышенным требовани- ям по копровой прочности и ударной вязкости при отрицательных температурах, что достигается карбонитридным упрочнением вследствие микролегирования стали ванадием и азотом [3, 4, 10]. Элементный состав рельсовой стали регламентирован ГОСТ 51685-2000, ТУ 0921-125-01124328-2003, ТУ 0921-118-01124328- 2003 и представлен (по содержанию основных элементов) в табл. 1. После прокатки рельсы прошли традиционную термообработку: нагрев до  850С, 50–52 мин. выдержка, закалка в масле, после- дующий отпуск при 460С в печах с выдержкой 2 часа и дальнейшее охлаждение на воздухе. После термической обработки рельсы имели следующие свойст- ва: категория «В»: В  1290 МПа, Т  910 МПа,   15,5%,    38%, твёрдость на поверхности катания 385 НВ; категория «ИК»: ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 5 Т А Б Л И Ц А 1 . Х и м и ч е с к и й с о с т а в р е л ь с о в о й с т а л и . С о д е р ж а н и е х и м и ч е с к и х э л е м е н т о в , % V 0 ,0 3 – 0 ,1 5 0 ,0 8 – 0 ,1 5 0 ,0 5 – 0 ,1 5 П р и м е ч а н и е . Д л я к а т е г о р и и « В » — т р е б о в а н и я Г О С Т Р 5 1 6 8 5 -2 0 0 0 д л я с т а л и м а р к и Э 7 6 Ф ; д л я к а т е г о р и и « И К » — т р е б о - в а н и я Т У 0 9 2 1 -1 2 5 -0 1 1 2 4 3 2 8 -2 0 0 3 д л я с т а л и м а р к и Э 9 0 А Ф ; д л я к а т е г о р и и « Н Э » — т р е б о в а н и я Т У 0 9 2 1 -1 1 8 -0 1 1 2 4 3 2 8 -2 0 0 3 д л я с т а л и м а р к и Э 7 6 Ф . A l 0 ,0 2 0 0 ,0 0 4 0 ,0 0 4 C u 0 ,2 0 0 ,2 0 0 ,2 0 N i 0 ,2 0 0 ,1 5 0 ,2 0 C r 0 ,2 0 0 ,2 0 0 ,2 0 S 0 ,0 2 5 0 ,0 1 5 0 ,0 1 5 P 0 ,0 2 5 0 ,0 2 0 0 ,0 2 0 S i 0 ,2 5 – 0 ,6 0 0 ,3 0 – 0 ,6 0 0 ,2 5 – 0 ,4 5 M n 0 ,7 5 – 1 ,0 5 0 ,6 5 – 1 ,1 0 0 ,7 5 – 1 ,0 5 C 0 ,7 1 – 0 ,8 2 0 ,8 5 – 0 ,9 5 0 ,7 1 – 0 ,8 2 К а т е г о р и я р е л ь с о в « В » « И К » « Н Э » 6 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. В  1320 МПа, Т  940 МПа,   10,5%,   40%, твёрдость на по- верхности катания 398 НВ; категория «НЭ»: В  1240 МПа, Т   910 МПа,   13%,   42%, твёрдость на поверхности катания 370 НВ; Образцы из рельсовой стали марки Э76ХФ (ДТ350) (ТУ 0921-276- 01124323-2012) № 1, 2, 3 после дифференцированной закалки по разным режимам имели следующие механические свойства: 1) В   1250 МПа, Т  850 МПа,   12%,   37%, твёрдость на поверхно- сти катания 390 НВ; 2) В  1270 МПа, Т  860МПа,   10,5%,    40%, твёрдость на поверхности катания 380 НВ; 3) В  1290 МПа, Т  880 МПа,   11%,   37%, твёрдость на поверхности катания 385 НВ. Исследование структурно-фазового состояния и дефектной суб- структуры рельсов осуществляли методами ПЭМ [11–13] тонких фольг вдоль двух направлений: по центральной оси и по выкружке в слоях, расположенных на поверхности катания и на расстоянии 2 мм и 10 мм от поверхности катания (рис. 1). 3. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ 3.1. Рельсы низкотемпературной надёжности Твёрдость стали уменьшается с увеличением расстояния от поверх- ности катания, причём вдоль центральной сои интенсивнее по сравнению с направлением по выкружке (табл. 2), что, очевидно, обусловлено структурно-фазовым состоянием материала и его де- фектной субструктурой. Структура стали, независимо от направления исследования и расстояния исследуемого слоя от поверхности катания, представ- Рис. 1. Схема препарирования образца рельса при исследовании методами ПЭМ. Сплошными линиями выделены направления по центральной оси (1) и по выкружке (2); пунктирными линиями условно указаны места рас- положения слоёв металла, использованных для приготовления фольг. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 7 лена зёрнами перлита пластинчатой морфологии (рис. 2, а), зёрна- ми феррита, в объёме которых наблюдаются частицы цементита разнообразной формы (далее по тексту, зерна феррито-карбидной смеси) (рис. 2, б) и зёрнами структурно свободного феррита (зёрна- ми феррита, не содержащими в объёме частиц карбидной фазы) (рис. 2, в). Основной структурной составляющей стали являются зерна пла- стинчатого перлита и зерна феррито-карбидной смеси. Относитель- ное содержание первых (зерна пластинчатого перлита) изменяется в пределах от 0,47 до 0,74, вторых (зерна феррито-карбидной смеси) ТАБЛИЦА 2. Твёрдость рельсов категории «НЭ». Расстояние от поверхности катания, мм Твёрдость по центральной оси, HRC Твёрдость по выкружке, HRC 2 36,2 35,3 10 32,6 33,3 Рис. 2. Структура рельсовой стали, выявленная методами ПЭМ; Ф — зерно структурно свободного феррита. 8 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. — в пределах от 0,21 до 0,50 структуры стали (табл. 3). Относитель- ная объёмная доля зёрен структурно свободного феррита сравни- тельно мала (0,03–0,05 структуры стали). Анализируя результаты, приведённые в табл. 3, можно отметить, что независимо от направления исследования с увеличением рас- стояния от поверхности катания относительное содержание зёрен ТАБЛИЦА 3. Относительное содержание структурных составляющих рельсовой стали. Расстояние от поверхности катания, мм По центральной оси По выкружке V(1) V(2) V(3) V(1) V(2) V(3) 2 0,55 0,42 0,03 0,47 0,50 0,03 10 0,74 0,21 0,05 0,61 0,36 0,03 Примечание: V(1) — относительное содержание зёрен перлита; V(2) — относи- тельное содержание зёрен феррито-карбидной смеси; V(3) — относительное содер- жание зёрен структурно-свободного феррита. Рис. 3. ПЭМ-изображения пластинчатого перлита рельсовой стали; а–в — светлые поля; г — тёмное поле, полученное в рефлексе [201] Fe3C; д — микроэлектронограмма, стрелкой указан рефлекс, в котором получено тёмное поле. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 9 пластинчатого перлита и зёрен структурно свободного феррита уве- личивается, а зёрен феррито-карбидной смеси снижается. Учиты- вая результаты, представленные в табл. 2, можно предположить, что снижение твердости стали с увеличением расстояния от по- верхности катания обусловлено снижением относительного содер- жания в материале зёрен феррито-карбидной смеси. Как известно, пластинчатый перлит — эвтектоидная смесь фер- рита и цементита, в которой обе фазы имеют форму пластинок [14]. Отмечается, что с увеличением переохлаждения растёт число коло- ний перлита, а сами пластинки становятся более тонкими. При этом, чем дисперснее структура пластинчатого перлита, тем выше прочность стали и ниже критическая температура её хладноломко- сти [14–16]. Выполненные нами исследования показывают, что пластинчатый перлит рельсовой стали характеризуется наличием различного рода несовершенств: наблюдаются ферритные мостики (участки феррита, разделяющие пластину цементита) (рис. 3, а), пластины цементита искривлены и не параллельны друг другу, имеют различного типа сростки (рис. 3, б, в). Методами темнополь- ного анализа выявляется дефектная субструктура пластин цемен- тита. А именно, пластины цементита разделены на фрагменты, размеры которых составляют 30–50 нм (рис. 3, г). Дисперсность структуры перлита оценивали по межпластинча- тому расстоянию — суммарной ширине двух рядом расположенных пластин: феррита и цементита. Результаты данных оценок приве- дены в табл. 4. Анализируя представленные результаты, можно от- метить, что межпластинчатое расстояние увеличивается при пере- ходе от слоя, расположенного на глубине 2 мм к слою, расположен- ному на глубине 10 мм. Представленные в табл. 4 результаты свидетельствуют о том, что с увеличением расстояния от поверхности катания, во-первых, уменьшается скорость переохлаждения стали и, во-вторых, увели- чиваются размеры пластин и, следовательно, снижается прочность стали, что подтверждается результатами, полученными при опре- делении твердости материала (табл. 2). Второй основной составляющей структуры стали являются зерна феррито-карбидной смеси, характеризующиеся наличием в объёме ТАБЛИЦА 4. Межпластинчатые расстояния в зёрнах перлита рельсовой стали. Расстояние от поверх- ности катания, мм h, нм (по центральной оси) h, нм (по выкружке) 2 95 80 10 132 110 10 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. зёрен феррита (твёрдый раствор на основе -железа) частиц кар- бидной фазы, размеры, форма и взаимное расположение которых изменяются в широких пределах. Выполненные в настоящей рабо- те исследования позволяют выделить три характерных типа таких зёрен, различающихся морфологией присутствующих в них частиц карбидной фазы и состоянием дефектной субструктуры. Во-первых, зерна феррита, в объёме которых располагаются час- тицы цементита, имеющие форму преимущественно коротких изо- гнутых пластинок (далее по тексту «зерна первого типа») (рис. 4, а, б). Взаимное расположение частиц (часто в виде строчек) и их пре- имущественно пластинчатая форма позволяют предположить, что Рис. 4. ПЭМ-изображения зёрен феррито-карбидной смеси (стрелками указаны частицы карбидной фазы). ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 11 зерна первого типа сформировались по диффузионному механизму и являются аналогом зёрен перлита, отличаясь от последних высо- ким уровнем несовершенства цементита. Во-вторых, зерна феррита, в объёме которых выявляются части- цы карбидной фазы преимущественно округлой формы (далее по тексту «зерна второго типа») (рис. 4, в, г). Как правило, такие зерна разделены на субзёрна, размеры которых изменяются в пределах от 200 нм до 350 нм (рис. 4, в). Субзёрна имеют неравноосную форму и ориентированы по отношению друг к другу хаотически (рис. 4, в), либо располагаются параллельными рядами, формируя пластинча- тую структуру (рис. 4, д, е). Частицы карбидной фазы располагают- ся в объёме субзёрен и на их границах (рис. 4, в–е). Размеры частиц, расположенных в объёме субзёрен, изменяются в пределах от 10 нм до 30 нм; расположенных на границах субзёрен — в пределах от 30 нм до 150 нм. Взаимное расположение субзёрен, формирующих пластинчатую структуру, сравнительно небольшое количество частиц карбидной фазы (по сравнению с зёрнами первого типа и зёрнами перлита), форма частиц и их расположение в структуре субзёрен, позволяют предположить, что зёрна второго типа сформировались по сдвиго- вому механизму и являются продуктами термического преобразо- вания пакетного мартенсита, имеющего место при отпуске стали. В-третьих, зерна феррито-карбидной смеси, в объёме которых наблюдается пластинчатая структура, формирующая параллель- ные ряды (пакеты), характерные для структуры пакетного мартен- сита (рис. 5, а–в). Микроэлектронограммы, полученные с таких зё- рен (далее по тексту «зерна третьего типа»), имеют квазикольцевой характер, что указывает на высокий уровень дисперсности струк- туры -фазы (рис. 5, г). Действительно, выполненные оценки пока- зали, что поперечные размеры пластинок изменяются в пределах от 40 нм до 60 нм. Размеры частиц карбидной фазы, присутствующих Рис. 5. ПЭМ-изображения структуры рельсовой стали; а–в — светлые по- ля; г — микроэлектронограмма. 12 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. в таких зёрнах и имеющих округлую форму, 20–30 нм (рис. 5, в). Можно предположить (следуя морфологии -фазы), что зерна третьего типа также сформировались по сдвиговому механизму. Относительное содержание в рельсовой стали зёрен первого, вто- рого и третьего типа (по отношению к объёму материала, занятого зёрнами феррито-карбидной смеси) представлено в табл. 5. Видно, что основным типом зёрен феррито-карбидной смеси являются зер- на первого типа, однако относительное их содержание зависит и от направления анализа структуры (по центральной оси зёрен первого типа больше, чем по выкружке), и от расстояния исследуемого слоя от поверхности катания (с увеличением расстояния от поверхности катания относительное содержание зёрен первого типа возрастает). Принимая во внимание тот факт, что структура зёрен второго типа сформировалась в результате сдвигового превращения, можно кон- статировать, что представленные в табл. 5 результаты свидетельст- вуют о снижении скорости переохлаждения стали с увеличением расстояния от поверхности катания (что согласуется с выводами, сделанными на основании результатов, представленных в табл. 4). Ферритная составляющая структуры стали (зерна структурно свободного феррита, ферритная составляющая зёрен перлита и зё- рен феррито-карбидной смеси) дефектна, а именно, характеризует- ся присутствием дислокаций. ПЭМ-методами выявлена дислокаци- онная субструктура в виде хаотически распределённых дислока- ций, сетчатая, ячеистая и фрагментированная дислокационная субструктуры (рис. 6). В феррите перлитных зёрен наблюдаются лишь первые два типа дислокационной субструктуры (субструкту- ра дислокационного хаоса и, значительно реже, сетчатая дислока- ционная субструктура); ячеистая и фрагментированная дислокаци- онная субструктуры обнаруживаются лишь в зёрнах феррито- карбидной смеси и в зёрнах структурно свободного феррита. Скалярная плотность дислокаций в феррите перлитных зёрен изменяется в пределах от  11010 см 2 до  41010 см 2. В среднем эта величина составляет 2,51010 см 2. Скалярная плотность дислока- ТАБЛИЦА 5. Относительное содержание зёрен первого, второго и третьего типа в рельсовой стали. Расстояние от поверхности катания, мм По центральной оси По выкружке W(1) W(2) W(3) W(1) W(2) W(3) 2 0,89 0,10  0,01 0,75 0,24  0,01 10 0,93 0,06  0,01 0,82 0,17  0,01 Примечание: W(1) ,W(2), W(3) — относительное содержание зёрен первого, вто- рого и третьего типа. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 13 ций в зёрнах феррито-карбидной смеси изменяется в пределах от  31010 см 2 до  81010 см 2. В среднем эта величина составляет 5,71010 см 2, т.е. в  2,3 раза превышает скалярную плотность дис- локаций зёрен перлита. Максимального значения скалярная плот- ность дислокаций достигает вблизи глобулярных частиц карбидной фазы и составляет  81010 см 2. Следует отметить, что в пределах ошибки измерения [11–13] величина скалярной плотности дисло- каций в соответствующих структурных составляющих стали не за- висит от расстояния анализируемого слоя до поверхности образца. ПЭМ-исследования структуры стали выявили изгибные контуры экстинкции [11] (рис. 7). Наличие в структуре материала изгибных контуров экстинкции указывает на изгиб-кручение кристалличе- ской решётки данной области материала, а, следовательно, на внутренние поля напряжений, искривляющие тонкую фольгу и, соответственно, упрочняющие материал. Анализируя изгибные контуры экстинкции, можно указать источники внутренних полей напряжений и их относительную величину, т.е. выявить концен- траторы напряжений. В результате выполненных исследований ус- тановлено, что источниками внутренних полей напряжений явля- Рис. 6. Типы дислокационных субструктур рельсовой стали: а — дислока- ционный хаос; б — сетки и скопления дислокаций; в — ячейки; г — суб- зёрна; д — субструктура дислокационного хаоса, присутствующая в ячеи- стой и субзёренной структуре. 14 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. ются границы раздела пластин цементита зёрен перлита (рис. 7, а), границы раздела зёрен перлита и зёрен феррита (рис. 7, б), зёрен феррита (рис. 7, б). В данном случае контур начинается от границы раздела пластин и зёрен. Довольно часто источниками полей на- пряжений являются частицы второй фазы, расположенные по гра- ницам и в объёме зёрен (рис. 7, в–д). Экспериментально показано, что упрочнение материала вследствие изгиба-кручения кристалли- ческой решётки, оказываемое внутренними полями напряжений, обратно пропорционально ширине изгибного экстинкционного контура [17, 18]. Следовательно, оценив ширину контура, можно оценить и относительную величину упрочнения материала, вноси- мого внутренними полями напряжений. Выполненные оценки по- казывают, что средняя ширина изгибных контуров экстинкции, выявляемых в зёрнах перлита, 70 нм. Средняя ширина изгибных контуров экстинкции, выявляемых в зёрнах феррито-карбидной смеси, 35 нм. Следовательно, вклад полей напряжений в прочность зёрен феррито-карбидной смеси в  2 раза выше, по сравнению с зёрнами пластинчатого перлита. Таким образом, выполненный послойный ПЭМ анализ фазового состава и дефектной субструктуры рельсов низкотемпературной надёжности позволяет высказать суждения о физических механиз- мах, приводящих к снижению твердости стали при удалении от по- верхности катания. Во-первых, это механизм, обусловленный мас- штабным фактором: в соответствие с законом Холла–Петча [12, 19] с увеличением размера зёрен (субзёрен) прочность материала сни- жается. В исследуемой нами рельсовой стали снижение твердости с увеличением расстояния от поверхности катания обусловлено уве- личением расстояния между пластинами феррита (табл. 4) и увели- чением относительного содержания зёрен пластинчатого перлита (табл. 3). Во-вторых, это механизм, основанный на упрочнении ма- териала дислокационной субструктурой [19, 20], согласно которо- му, прочность материала увеличивается с увеличением скалярной плотности дислокаций. Выполненные в настоящей работе исследо- вания показывают, что в зёрнах феррито-карбидной смеси величи- на скалярной плотности дислокаций в  2,3 раза превышает ска- лярную плотность дислокаций зёрен перлита. Следовательно, сни- жение относительного содержания в стали зёрен феррито- карбидной смеси с увеличением расстояния от поверхности ката- ния (табл. 3) будет способствовать уменьшению вклада в упрочне- ние стали от дислокационной субструктуры и, соответственно это- му, снижению твердости стали. В-третьих, это механизм, основан- ный на упрочнении материала внутренними полями напряжений [17, 18]. Как показали настоящие исследования, вклад внутренних полей напряжений в прочность зёрен феррито-карбидной смеси в  2 раза выше, по сравнению с зёрнами пластинчатого перлита. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 15 Следовательно, как уже отмечалось выше, снижение относительно- го содержания в стали зёрен феррито-карбидной смеси с увеличени- ем расстояния от поверхности катания будет способствовать уменьшению вклада в упрочнение стали, обусловленного внутрен- ними полями напряжений. 3.2. Рельсы повышенной износостойкости и контактно- усталостной прочности В отличие от рельсов категории «НЭ», твёрдость рельсов категории «ИК» незначительно возрастает с увеличением расстояния от по- Рис. 7. Изгибные экстинкционные контуры (указаны стрелками), присут- ствующие на ПЭМ-изображениях структуры рельсовой стали. Темной стрелкой обозначена частица второй фазы, являющаяся источником по- лей напряжений. 16 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. верхности катания и при переходе от центральной оси к выкружке (табл. 6). Основной структурной составляющей стали являются зерна пла- стинчатого перлита, относительное содержание которых изменяет- ся в пределах от 0,69 до 0,83. В меньшем количестве в стали при- сутствуют зерна феррито-карбидной смеси (от 0,13 до 0,27 структу- ры стали) (табл. 7). Относительная объёмная доля зёрен структурно свободного феррита сравнительно мала (0,03–0,04 структуры ста- ли). Видно, что независимо от направления исследования с увеличе- нием расстояния от поверхности катания относительное содержа- ние зёрен пластинчатого перлита снижается, а зёрен феррито- карбидной смеси увеличивается. Учитывая результаты, представ- ленные в табл. 6, можно предположить, что повышение твердости стали с увеличением расстояния от поверхности катания обуслов- лено увеличением относительного содержания в материале зёрен феррито-карбидной смеси. Межпластинчатое расстояние варьиру- ется в пределах от 87 нм до 100 нм и практически не изменяется при переходе от слоя, расположенного на глубине 2 мм к слою, распо- ложенному на глубине 10 мм (табл. 8). Эти результаты свидетельствуют о том, что дисперсность струк- туры пластинчатого перлита не зависит от глубины анализируемого слоя и направления исследования материала и, следовательно, не ТАБЛИЦА 7. Относительное содержание структурных составляющих рельсовой стали. Расстояние от поверхности катания, мм По центральной оси По выкружке V(1) V(2) V(3) V(1) V(2) V(3) 2 0,72 0,25 0,03 0,83 0,13 0,04 10 0,69 0,27 0,04 0,73 0,23 0,04 Примечание: V(1) — относительное содержание зёрен перлита; V(2) — относи- тельное содержание зёрен феррито-карбидной смеси; V(3) — относительное содер- жание зёрен структурно свободного феррита. ТАБЛИЦА 6. Твёрдость рельсов категории «ИК». Расстояние от поверхности катания, мм Твёрдость по центральной оси, HRC Твёрдость по выкружке, HRC 2 37,2 38,4 10 38,0 39,3 ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 17 может оказывать влияние на выявленную зависимость твердости стали от расстояния до поверхности катания (см. табл. 6). В отличие от рельсов категории «НЭ», во второй составляющей структуры стали — зёрнах ферриты-карбидной смеси наблюдаются лишь первые два характерных типа зёрен, различающихся морфо- логией присутствующих в них частиц карбидной фазы и состояни- ем дефектной субструктуры. Зерна второго типа разделены на субзёрна, размеры которых из- меняются в пределах от 200 нм до 500 нм. Субзёрна имеют неравно- осную форму и ориентированы по отношению друг к другу хаотиче- ски, либо располагаются параллельными рядами, формируя пла- стинчатую структуру. Частицы карбидной фазы располагаются в объёме субзёрен и на их границах. Размеры частиц, расположен- ных в объёме субзёрен, изменяются в пределах от 10 нм до 30 нм; расположенных на границах субзёрен — в пределах от 40 нм до 150 нм. Анализ взаимного расположения этих субзёрен, формы частиц карбидной фазы и их нахождение в структуре субзёрен, позволяют предположить, что они, как и в рельсах категории «НЭ», сформи- ровались по сдвиговому механизму и являются продуктами терми- ческого преобразования пакетного мартенсита, имеющего место при отпуске стали. Основным типом зёрен феррито-карбидной сме- си являются зерна первого типа, однако относительное их содержа- ние зависит и от направления анализа структуры (по центральной оси их немного больше, чем по выкружке), и от расстояния иссле- дуемого слоя от поверхности катания (с увеличением расстояния от поверхности катания относительное содержание зёрен первого типа возрастает). Относительное содержание зёрен второго типа вдоль направления исследования «по центральной оси» в  2 раза выше, чем вдоль направления исследования «по выкружке» и не зависит от расстояния до поверхности катания (табл. 9). Дислокационная субструктура в ферритной составляющей структуры рельсов представлена хаотически распределёнными дислокациями и сетками. Скалярная плотность дислокаций в фер- рите перлитных зёрен изменяется в пределах от  3,41010 см 2 до  4,31010 см 2 и уменьшается (независимо от направления исследо- ТАБЛИЦА 8. Межпластинчатые расстояния в зёрнах перлита рельсовой стали. Расстояние от поверхности катания, мм h, нм (по центральной оси) h, нм (по выкружке) 2 100 87 10 97 90 18 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. вания рельса) с ростом расстояния от поверхности катания (табл. 10). Скалярная плотность дислокаций в зёрнах феррито-карбидной смеси изменяется в пределах от  4,51010 см 2 до  5,21010 см 2 и увеличивается (независимо от направления исследования рельса) с ростом расстояния от поверхности катания (табл. 10). Скалярная плотность дислокаций в зёрнах структурно свободного феррита не зависит от направления исследования и расстояния от поверхности катания и составляет  2,01010 см 2. Независимо от направления исследования и расстояния от поверхности катания скалярная плотность дислокаций в ферритной составляющей зёрен пластин- чатого перлита ниже, чем в зёрнах феррито-карбидной смеси. Следует отметить, что если в зёрнах перлита дислокации распре- делены практически равномерно по объёму пластин феррита, то в зёрнах феррито-карбидной смеси вблизи частиц карбидной фазы плотность дислокаций может в 2–3 раза превышать среднюю по объёму зерна плотность дислокаций. Данное обстоятельство даёт основание предположить, что основной причиной формирования дислокационной субструктуры в зёрнах перлита и зёрнах феррито- карбидной смеси являются термические напряжения, формирую- щиеся в процессе охлаждения стали вдоль границы раздела кар- бид–матрица. ТАБЛИЦА 10. Скалярная плотность дислокаций в структурных состав- ляющих рельсовой стали (1010, см 2). Расстояние от поверхности катания, мм По центральной оси По выкружке 1 2 3 4 1 2 3 4 2 4,3 4,5 4,8 2,0 4,3 4,5 5,0 2,0 10 4,0 5,4 5,0 2,0 3,5 5,2 5,0 2,0 Примечание: 1 — скалярная плотность дислокаций, выявленных в зёрнах пер- лита; 2 — скалярная плотность дислокаций, выявленных в зёрнах феррито- карбидной смеси (зерна первого типа); 3 — скалярная плотность дислокаций, вы- явленных в зёрнах феррито-карбидной смеси (зерна второго типа); 4 — скалярная плотность дислокаций, выявленных в зёрнах структурно свободного феррита. ТАБЛИЦА 9. Относительное содержание зёрен первого и второго типа (ос- тальное — зерна перлита и структурно свободного феррита). Расстояние от поверхности катания, мм По центральной оси По выкружке W(1) W(2) W(1) W(2) 2 0,18 0,07 0,10 0,03 10 0,20 0,07 0,19 0,04 ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 19 Анализ изгибных контуров экстинкции, присутствующих на ПЭМ изображениях структуры рельсов, позволил установить, что источниками внутренних полей напряжений, как и для рельсов ка- тегории «НЭ», являются границы раздела пластин цементита зёрен перлита, границы раздела зёрен перлита и зёрен феррита, зёрен феррита. Довольно часто источниками полей напряжений являют- ся частицы второй фазы, расположенные по границам и в объёме зёрен. Средняя ширина изгибных контуров экстинкции, выявляе- мых в зёрнах перлита, 60 нм, а в зёрнах феррито-карбидной смеси вблизи частиц карбидной фазы, 30 нм. Следовательно, вклад полей напряжений в прочность зёрен феррито-карбидной смеси в  2 раза выше, по сравнению с зёрнами пластинчатого перлита. 3.3. Рельсы высшей категории качества Как и для двух предыдущих категорий объёмнозакалённых рельсов ПЭМ-анализом по морфологическому признаку были выделены те же структурные составляющие рельсовой стали: перлит пластинча- тый, относительное содержание — 0,68, зерна ферритно-карбидной смеси (0,28) и зерна структурно свободного феррита. Пластинчатый перлит рельсовой стали морфологически и структурно несоверше- нен. Структурные несовершенства пластин феррита колоний пер- лита связаны с наличием в них дислокационной субструктуры. Установлено, что дислокации в ферритных пластинах могут быть распределены хаотически или формировать сетчатую субструкту- ру. Скалярная плотность хаотически распределённых дислокаций  1,01010 см 2. Сетчатая дислокационная субструктура в колонии перлита, как правило, формируется в ферритных мостиках, ска- лярная плотность дислокаций в такой структуре достигает  5,01010 см 2. Дефектными являются и пластины цементита. При исследовании перлита тёмнопольным методом выявляется блочная структура пластин цементита. Размеры блоков изменяются в пре- делах 15–25 нм. Зерна структурно свободного феррита располагаются вдоль гра- ниц зёрен перлита в виде протяжённых прослоек или цепочек от- дельных зёрен, поперечные размеры которых изменяются в преде- лах от  0,5 мкм до  2,0 мкм. В объёме зёрен структурно свободного феррита присутствует дислокационная субструктура в виде хаоти- чески распределённых дислокаций, а также сетчатая и фрагменти- рованная дислокационная субструктура. При этом в объёме фраг- ментов наблюдается дислокационная субструктура в виде сеток и хаотически распределённых дислокаций. Скалярная плотность хаотически распределённых дислокаций  1,01010 см 2; скалярная плотность дислокаций, формирующих сетки,  4,51010 см 2. Как и для рельсов категории низкотемпературной надёжности по 20 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. форме и взаимному расположению частиц цементита зерна ферри- то-карбидной смеси можно условно разделить на три подгруппы. К первой относятся зерна, в которых частицы цементита имеют фор- му коротких пластин. По морфологическому признаку такую структуру можно отнести к структуре, формирующейся по бейнит- ному механизму, а именно, к верхнему бейниту [14]. Ко второй под- группе относятся зерна, в которых частицы цементита округлой формы расположены хаотически в объёме зерна. Можно предполо- жить, что такие зерна сформировались по диффузионному меха- низму и являются глобулярным перлитом [16]. В третьей подгруппе зёрен частицы цементита округлой (глобулярной) формы располо- жены параллельными рядами. По-видимому, структура данных зёрен сформировалась по сдвиговому механизму и является пакет- ным мартенситом [14]. Выделение частиц цементита по границам кристаллов является результатом отпуска закалочной структуры. В объёме зёрен первой и третьей подгрупп присутствует преиму- щественно сетчатая дислокационная субструктура, скалярная плотность дислокаций которой (5–6)1010 см 2. В зёрнах второй под- группы наблюдается сетчатая, ячеисто-сетчатая дислокационные субструктуры, а также дислокации, распределённые хаотически. Довольно часто в границах ячеек, а также в объёме ячеек присутст- вуют частицы карбидной фазы. В первом случае размеры частиц 30–50 нм; во втором — 10–15 нм. Скалярная плотность дислокаций в зёрнах феррито-карбидной смеси изменяется в весьма широких пределах: от 11010 см 2 в областях со структурой дислокационного хаоса до (7–8)1010 см 2 в сетчатой субструктуре, расположенной вблизи частиц карбидной фазы. Следует отметить, что отпуск стали сопровождается разрушением малоугловых границ кристаллов па- кетного мартенсита. В этом случае формируются области (субзёрна) размерами до 0,5 мкм. Послойные исследования рельсов позволили проанализировать формирование градиентов структурно-фазовых состояний и де- фектной субструктуры (табл. 11). Видно, что к градиентным харак- теристикам исследуемой стали можно отнести лишь относительное содержание морфологических составляющих структуры стали. Межпластинчатое расстояние d (пластина цементита  пластина феррита) перлита и скалярная плотность дислокаций  в соответст- вующих структурных составляющих стали (ферритная составляю- щая зёрен перлита или зерна феррито-карбидной смеси) сравни- тельно слабо зависят от расстояния анализируемого слоя до по- верхности образца и направления исследования (по центральной оси или по выкружке) и не могут быть использованы в качестве па- раметров, характеризующих градиентность структуры стали. Представленные в таблице значения относительного содержания морфологических составляющих структуры стали характеризуют ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 21 макроградиент материала, т.е. градиент, усреднённый по некото- рой совокупности зёрен. Параметром структуры, характеризую- щим микроградиент стали и выявленным в настоящей работе, яв- ляется величина кривизны–кручения кристаллической решётки материала. Средняя ширина изгибных контуров экстинкции, выявляемых в зёрнах перлита, т.е. контуров, формирующихся от границы раздела пластин цементита и феррита, 80 нм, а в зёрнах феррито-карбидной смеси, т.е. генерируемых глобулярными частицами, 25 нм. Следо- вательно, границы раздела частица–матрица являются наиболее значимыми концентраторами напряжений и могут быть отнесены к предпочтительным местам формирования трещин. Наличие на электронно-микроскопических изображениях из- гибных контуров экстинкции, как уже отмечалось выше, указыва- ет на изгиб-кручение кристаллической решётки данной области ма- териала, а, следовательно, на внутренние поля напряжений, ис- кривляющие тонкую фольгу [11, 13]. ТАБЛИЦА 11. Изменение содержания морфологических составляющих структуры стали категории «В», межпластинчатого расстояния и скаляр- ной плотности дислокаций по сечению рельсов. Параметр Расстояние от поверхности катания 2 мм 10 мм По центральной оси По выкружке По центральной оси По выкружке V(1) 0,58 0,79 0,70 0,65 V(2) 0,38 0,24 0,18 0,30 V(3) 0,04 0,03 0,06 0,05 W(1) 0,21 0,06 0,05 0,17 W(2) 0,11 0,05 0,12 0,02 W(3) 0,06 0,07 0,03 0,11 d, нм 85 80 100 100 (1), 1010, см 2 2,6 3,9 2,1 2,5 (2), 1010, см 2 6,6 4,4 5,1 6,3 Примечание: V(1) — относительное содержание зёрен перлита, зёрен феррито- карбидной смеси — V(2) и зёрен структурно свободного феррита — V(3); W(1) — относительное содержание зёрен глобулярного перлита, бейнита — W(2), мар- тенсита — W(3), остальное — зерна перлита и структурно свободного феррита; d — межпластинчатое расстояние в перлите; (1) — скалярная плотность дис- локаций в ферритной составляющей зёрен перлита и (2) — в зёрнах феррито- карбидной смеси. 22 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. Изгиб кристаллической решётки материала может быть, во- первых, чисто упругим, создаваемым полями напряжений, накоп- ленными из-за несовместности деформации, например, зёрен поли- кристалла [21, 22], пластичного материала с недеформируемыми частицами [23]. Источниками полей напряжений упругого проис- хождения, которые возникают в основном при неоднородной де- формации материала, являются стыки и границы зёрен поликри- сталлов [21, 22], дисперсные недеформируемые частицы [23], в не- которых случаях — трещины [24]. Во-вторых, пластическим, если изгиб создаётся дислокационными зарядами, т.е. избыточной плотностью дислокаций, локализованной в некотором объёме мате- риала [25–27], и, в-третьих, упругопластическим, когда в материа- ле присутствуют оба источника полей. Процедура оценки величины внутренних полей напряжений по соответствующим экстинкционным контурам заключается в опре- делении изгиба–кручения кристаллической решётки. Для этой це- ли измеряется либо скорость перемещения экстинкционного кон- тура при изменении угла наклона гониометра, либо ширина экс- тинкционного контура [28]. Специальными опытами с одновремен- ным использованием обоих приёмов установлено, что ширина кон- тура в величинах разориентировок в сталях составляет  1 градус [17, 18, 28]. Амплитуда кривизны–кручения  определяется вели- чиной градиента непрерывной разориентировки:     , (1) где  — изменение ориентировки отражающей плоскости фольги, ℓ — величина перемещения изгибного контура [17, 18, 28]. Тестирующие оценки, выполненные на закалённых сталях [17, 18, 29], а также на сталях, подвергнутых различным степеням и видам деформирования [17, 18, 29], показали, что разумные значе- ния величины внутренних полей напряжений могут быть получены с использованием следующего соотношения: 2 10 t Gt G h        , (2) где h — поперечный размер изгибного экстинкционного контура; t — толщина фольги; G — модуль сдвига стали. Таким образом, морфология изгибных экстинкционных конту- ров характеризует градиент изгиба–кручения кристаллической решётки материала, величина поперечного размера контуров — амплитуду изгиба–кручения кристаллической решётки [17, 18, 29]. Изучая характер и расположение экстинкционных изгибных контуров в структуре материала, можно сделать определённое за- ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 23 ключение об источниках (концентраторах) внутренних полей на- пряжений, объёмах их локализации и путях компенсации. На рисунке 8 приведены градиенты кривизны–кручения кри- сталлической решётки рельсовой стали, формируемые в зерне пер- лита (рис. 8, а, б) и зерне феррито-карбидной смеси у частиц цемен- тита (рис. 8, в, г). Анализируя представленные результаты, можно отметить, что в перлите экстинкционные контуры простираются, как правило, от одной границы колонии до другой. Для зёрен перлита уровень дальнодействующих полей напряже- ний  может как уменьшаться, так и возрастать (рис. 8, б); , созда- ваемые частицами второй фазы, всегда уменьшаются по мере уда- ления от частицы (рис. 8, г). Максимальный уровень , реализуе- мый на границе раздела частица–матрица, может превышать пре- дел прочности стали. Рис. 8. Электронно-микроскопическое изображение структуры рельсовой стали (а, в) и профили внутренних полей напряжений, формирующихся в колонии перлита (б) и вблизи частицы цементита (г); на (а, в) стрелками указаны контуры экстинкции. 24 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. 3.4. Дифференцированнозакалённые рельсы ПЭМ-анализ структуры и фазового состава рельсов показал, что не- зависимо от режима дифференцированной закалки в поверхност- ном слое образцов толщиной  10 мм формируется поликристалли- ческая структура, представленная, как и для объёмнозакалённых рельсов, зёрнами перлита пластинчатой морфологии, зёрнами фер- рито-карбидной смеси и зёрнами структурно свободного феррита. Относительное содержание данных типов структуры зависит от режима закалки и от глубины залегания исследуемых слоёв. Ос- новным типом структуры рельсовой стали является перлит пла- стинчатой морфологии, относительное содержание которого изме- няется в пределах от 34% до 87%. Несколько меньшая относитель- ная объёмная доля зёрен феррито-карбидной смеси (от 12% до 65% структуры стали). Относительная объёмная доля зёрен структурно свободного феррита мала и изменяется в пределах от 1% до 5% структуры стали. С увеличением расстояния от поверхности ката- ния относительное содержание зёрен пластинчатого перлита увели- чивается. По-видимому, поверхностный слой рельсовой стали ха- рактеризуется более неравновесным состоянием структуры, что, очевидно, обусловлено повышенной скоростью его охлаждения при дифференцированной закалке. Зерна структурно свободного феррита располагаются цепочками Рис. 9. ПЭМ-изображения дефектной субструктуры пластин феррита (а) и цементита (б) колонии перлита; а — светлое поле; б — тёмное поле, полу- ченное в рефлексе [031]Fe3C; в — микроэлектронограмма, стрелкой указан рефлекс, в котором получено тёмное поле. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 25 либо протяжёнными прослойками между зёрнами перлита. Разме- ры зёрен структурно свободного феррита изменяются в пределах от десятых долей до единиц микрометров. Часто вдоль границ таких зёрен располагаются частицы цементита преимущественно глобу- лярной формы. Размеры частиц изменяются в пределах от десятков до сотен нанометров. В большинстве случаев структура перлитных колоний исследуе- мой стали несовершенна, пластины цементита искривлены, разде- лены ферритными промежутками, имеют переменную толщину. В объёме пластин феррита наблюдается дислокационная субструкту- ра в виде хаотически распределённых дислокаций или дислокаций, формирующих преимущественно сетчатую субструктуру (рис. 9, а); скалярная плотность дислокаций изменяется в пределах (4,2– 6,0)1010 см 2. Пластины цементита имеют блочную структуру (рис. 9, б). Размеры блоков изменяются в пределах 15–25 нм. Дисперсность структуры перлита, как и для объёмнозакалённых рельсов, оценивали по величине межпластинчатого расстояния. Анализируя результаты, приведённые на рис. 10, можно отметить, что величина межпластинчатого расстояния изменяется в пределах от 105 нм до 200 нм и либо снижается при переходе от поверхности катания к слою, расположенному на глубине 10 мм (режим 1 и 2), либо не зависит от расстояния до поверхности катания (3). Для ре- жимов 1 и 2 средняя по исследованному поверхностному объёму стали толщиной  10 мм величина межпластинчатого расстояния практически одинакова и равна 145 нм и 142,5 нм, соответственно. Для режима 3 средняя величина межпластинчатого расстояния меньше и составляет 124 нм. Зерна феррито-карбидной смеси характеризуются наличием в объёме частиц карбидной фазы, размеры и форма которых изменя- Рис. 10. Зависимость межпластинчатого расстояния зёрен пластинчатого перлита от расстояния от поверхности катания. Обозначено: цифра — но- мер режима обработки; ось — анализ вдоль центральной оси; В — по вы- кружке. 26 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. ются в широких пределах. Выделяются частицы глобулярной фор- мы и частицы в виде коротких пластинок. Можно предположить, что зерна с глобулярными частицами цементита являются зёрнами глобулярного перлита; зерна с частицами цементита в виде корот- ких пластинок можно отнести к зёрнам высокодефектного пла- стинчатого перлита. Зерна феррито-карбидной смеси фрагментиро- ваны, т.е. разбиты на области с небольшой разориентацией. По гра- ницам фрагментов располагаются частицы карбидной фазы пла- стинчатой или глобулярной формы. Размеры частиц изменяются в пределах от 20 нм до 40 нм. Средние размеры фрагментов составля- ют 120 нм. Фрагменты разделены малоугловыми границами. Вели- чина азимутальной составляющей полного угла разориентации фрагментов , определённая по методике [11], изменяется в пре- делах от 5,1 град. до 10,0 град. Усреднение по анализируемому объ- ёму образцов (объёму слоя толщиной 10 мм) показывает, что вели- чина угла  для режима 1 составляет 6,3 град., для режима 2 — 7,4 град., для режима 3 — 8,1 град. На рисунке 11 приведены результаты морфологического анализа частиц карбидной фазы, присутствующих в объёме зёрен ферритно- карбидной смеси. Видно, что объёмная доля зёрен с глобулярными частицами карбидной фазы изменяется в пределах от 1% до 21,4%. Для режима 1 объёмная зёрен с глобулярными частицами карбид- ной фазы увеличивается по мере удаления от поверхности образца. Для режима 2 — увеличивается незначительно, проходя через мак- симум (минимум) в слое, расположенном на глубине 2 мм. Для ре- жима 3 — уменьшается по мере удаления от поверхности образца. Усреднение по анализируемому объёму образцов (объёму слоя тол- щиной 10 мм) показывает, что объёмная доля зёрен с глобулярны- ми частицами карбидной фазы составляет 4,2%, 4,3%, 7,8% для Рис. 11. Зависимость относительного содержания зёрен феррито-карбид- ной смеси с глобулярными частицами от расстояния от поверхности ката- ния. Обозначено: цифра — номер режима; ось — анализ вдоль централь- ной оси; В — по выкружке. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 27 режимов 1, 2, 3 соответственно. Ферритная составляющая структуры стали, как и для объёмно- закалённых рельсов, дефектна. Методами ПЭМ выявлена дислока- ционная субструктура в виде хаотически распределённых дислока- ций, сетчатая, ячеистая и фрагментированная дислокационная субструктуры. В феррите перлитных зёрен наблюдаются лишь пер- вые два типа дислокационной субструктуры (субструктура дисло- кационного хаоса и сетчатая дислокационная субструктура) (рис. 9); ячеистая и фрагментированная дислокационная субструктуры выявляются лишь в зёрнах структурно свободного феррита и в зёр- нах феррито-карбидной смеси. Скалярная плотность дислокаций в ферритной составляющей структуры исследованных образцов стали () изменяется в широ- ких пределах от 21010 см 2 до 8,01010 см 2. Максимального значе- ния она достигает вблизи глобулярных частиц карбидной фазы и составляет  81010 см 2. Представленные на рис. 12 результаты ана- лиза дислокационной субструктуры ферритной составляющей зё- рен перлита и зёрен феррито-карбидной смеси позволили выявить некоторые закономерности в изменении данной характеристики стали. А именно, в зёрнах феррито-карбидной смеси величина ска- лярной плотности дислокаций несколько выше, чем в ферритной составляющей зёрен перлита независимо от режима закалки, на- правления исследования и расстояния исследуемого слоя от по- верхности. ПЭМ-изображения структуры исследуемых образцов рельсов практически всегда (независимо от режима закалки) содержат из- гибные контуры экстинкции (рис. 13). Как уже выше отмечалось, Рис. 12. Зависимость скалярной плотности дислокаций в структурных со- ставляющих рельсовой стали от расстояния от поверхности катания. Обо- значено: первая цифра — номер режима; вторая цифра — скалярная плотность дислокаций в ферритной составляющей зёрен перлита (1) или зёрен феррито-карбидной смеси (2); ось — анализ вдоль центральной оси; В — по выкружке. 28 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. по характеру и расположению экстинкционных изгибных контуров можно судить об источниках внутренних полей напряжений, мес- тах их концентрации и путях компенсации. Выполненные в настоящей работе исследования дают основание заключить, что в изучаемой стали концентраторами напряжений являются внутрифазные границы (границы раздела зёрен феррита и перлита (рис. 13, а), зёрен перлита и границы раздела колоний перлита (рис. 13, б)) и межфазные границы (границы раздела пла- стин цементита и феррита в перлите (рис. 13, в)). Изгибные экс- тинкционные контуры наблюдаются и в объёме сравнительно крупных (десятые доли микрометра) частиц цементита. Обращает на себя внимание следующий факт: границы раздела глобулярная частица–матрица являются источниками внутренних полей на- пряжений исключительно в стали, подвергнутой объёмной закалке (рис. 7, в–д; 8, г). В стали после дифференцированной закалки из- гибные экстинкционные контуры у глобулярных частиц наблюда- лись крайне редко (рис. 13, г). Как отмечалось выше, величина внутренних полей напряжений обратно пропорциональна поперечным размерам изгибного контура и изгибные экстинкционные контуры минимальных поперечных размеров формируются у глобулярных частиц карбидной фазы, расположенных в зёрнах феррито-карбидной смеси (рис. 7, в–д; 8, г). Для дифференцированно закалённых рельсов более широкие из- гибные контуры фиксируются у межфазных границ. Например, у Рис. 13. ПЭМ-изображения изгибных экстинкционных контуров в рельсах после дифференцированной закалки (указаны стрелками). ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 29 границ колоний перлита ширина контура экстинкции изменяется в пределах от 170 нм до 300 нм; у границ раздела зёрен перлита и феррита — от 150 нм до 200 нм; у границы раздела глобулярной частицы цементита и ферритной матрицы — от 70 нм до 100 нм. Используя соотношение (2) нетрудно оценить амплитуду внутрен- них полей напряжений, присутствие которых приводит к изгибу- кручению кристаллической решётки стали. Принимая во внима- ние, что толщина фольги t  200 нм, модуль сдвига стали G  80 ГПа, получаем, что внутрифазные границы раздела генерируют по- ля напряжений величиной 0,5–0,9 ГПа, а межфазные границы раз- дела (частица–матрица) — 1,6–2,3 ГПа. Предел текучести иссле- дуемой рельсовой стали  0,85–0,88 ГПа, предел прочности  1,25– 1,29 ГПа. Сопоставляя оценочные результаты с прочностными ха- рактеристиками стали, можно заключить, что внутренние поля на- пряжений, формируемые внутрифазными границами раздела, не превышают предела текучести стали. Внутренние поля напряже- ний, генерируемые межфазными границами раздела (частица– матрица), для объёмнозакаленных сталей могут достигать и даже превышать величину предела прочности стали и являться опасны- ми концентраторами внутренних напряжений, способными при эксплуатации привести к формированию микротрещин. Было проведено сравнение количества концентраторов напряже- ний, которое оценивали по качеству изгибных контуров на единицу площади фольги (плотности контуров) для объёмно- и дифференци- рованнозакалённых рельсов. Анализ представленных на рис. 14 ре- зультатов свидетельствует о том, что, во-первых, плотность конту- Рис. 14. Зависимость плотности концентраторов напряжений от расстоя- ния от поверхности катания рельсовой стали. Обозначено: первая цифра — способ закалки (1 — дифференцированная закалка; 2 — объемная за- калка с последующим дополнительным отпуском); вторая цифра — номер режима дифференцированной закалки или тип стали при объемной за- калке (2–1 — сталь (В); 2–2 — сталь (ИК); 2–3 — сталь (НЭ)); ось — анализ структуры вдоль центральной оси; В — анализ структуры по выкружке. 30 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. ров максимальна у поверхности катания и, во-вторых, плотность контуров в рельсах после объёмной закалки незначительно выше значений в рельсах, подвергнутых дифференцированной закалке. 4. ВЫВОДЫ Методами ПЭМ исследованы структурно-фазовые состояния и дис- локационная субструктура рельсов различных категорий качества на поверхности головки рельсов и на различном расстоянии от по- верхности катания по центральной оси и по выкружке. Исследова- нию подвергались объёмнозакалённые рельсы низкотемпературной надёжности, повышенной износостойкости и контактно усталост- ной прочности, высшей категории качества, а также прошедшие дифференцированную закалку воздухом по различным режимам. Установлены количественные зависимости параметров дислокаци- онной субструктуры и структурно-фазовых состояний, образовав- шихся по диффузионному и сдвиговому механизмам –-превраще- ния, от расстояния до поверхности катания по различным направ- лениям. Оценены дальнодействующие поля напряжений для внут- ри и межфазных границ и границ раздела глобулярные частицы цементита–матрица. Выполнены оценки механизмов упрочнения рельсов, качествен- но согласующихся с результатами измерения твердости. Установ- лено, что плотность концентраторов напряжений достигает макси- мального значения у поверхности катания. Для объёмнозакалён- ных рельсов она выше, чем для дифференцированно закалённых. Установлено, что наиболее опасными концентраторами напря- жений, которые преимущественно формируются в рельсах, под- вергнутых объёмной закалке, являются границы раздела глобу- лярные частицы цементита–матрица. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. В. Е. Громов, В. А. Бердышев, Э. В. Козлов, В. И. Петров, В. Д. Сарычев, В. В. Дорофеев, Ю. Ф. Иванов, Л. Н. Игнатенко, Н. А. Попова, В. В. Цел- лермаер, Градиентные структурно-фазовые состояния в рельсовой стали (Новокузнецк: Недра коммюникейшинс ЛТД: 2000). 2. Актуальные проблемы производства рельсов (Ред. В. Е. Громов) (Новокуз- нецк: Изд-во СибГИУ: 2001). 3. Н. А. Козырев, В. В. Павлов, Л. А. Годик, В. П. Дементьев, Железнодорож- ные рельсы из электростали (Новокузнецк: Изд-во СибГИУ: 2006). 4. В. И. Ворожищев, Состав и технология производства рельсов повышенной работоспособности (Новокузнецк: Новокузнецкий полиграфический ком- бинат: 2008). 5. R. O. Olivares, C. I. Garcia, A. DeArdo, S. Kalay, and F. C. Robles Hernandez, ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 31 Wear, 271, Iss. 1–2: 364 (2011). 6. Hao Kang, Di Wu, and Xian-ming Zhao, J. Iron Steel Res. Int., 20, No. 2: 33 (2013). 7. В. Е. Громов, К. В. Волков, Ю. Ф. Иванов, А. Б. Юрьев, С. В. Коновалов, К. В. Морозов, Проблемы черной металлургии и материаловедения, № 4: 61 (2013). 8. К. В. Волков, В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов, В. А. Гришунин, Повышение ус- талостной выносливости рельсовой стали электронно-пучковой обработ- кой (Новокузнецк: Интер-Кузбасс: 2013). 9. В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов, В. А. Гришунин, С. В. Райков, С. В. Коновалов, Успехи физ. мет., 14, № 1: 67 (2013). 10. Е. А. Шур, Повреждение рельсов (Москва: Интекст: 2012). 11. Л. М. Утевский, Дифракционная электронная микроскопия в металлове- дении (Москва: Металлургия: 1973). 12. К. Эндрюс, Д. Дайсон, С. Кноун, Электронограммы и их интерпретация (Москва: Мир: 1971). 13. П. Хирш, А. Хови, Р. Николсон, Д. Пешли, М. Уелан, Электронная микро- скопия тонких кристаллов (Москва: Мир: 1968). 14. Г. В. Курдюмов, Л. М. Утевский, Р. И. Энтин, Превращения в железе и ста- ли (Москва: Наука: 1977). 15. А. П. Гуляев, Металловедение (Москва: Металлургия: 1978). 16. Л. И. Тушинский, А. А. Батаев, Л. Б. Тихомирова, Структура перлита и конструктивная прочность стали (Новосибирск: ВО Наука: 1993). 17. Ю. Ф. Иванов, Е. В. Корнет, Э. В. Козлов, В. Е. Громов, Закаленная конст- рукционная сталь: структура и механизмы упрочнения (Новокузнецк: Изд-во СибГИУ: 2010). 18. В. Е. Громов, Э. В. Козлов, В. И. Базайкин, Ю. Ф. Иванов, В. Я. Целлерма- ер, Л. Н. Игнатенко, Н. А. Попова, В. Я. Чинокалов, Л. М. Полторацкий, Д. М. Закиров, Физика и механика волочения и объемной штамповки (Мо- сква: Недра: 1997). 19. В. Н. Гриднев, В. Г. Гаврилюк, Ю. Я. Мешков, Прочность и пластичность холоднодеформированной стали (Киев: Наукова думка: 1974). 20. М. И. Гольдштейн, Б. М. Фарбер, Дисперсионное упрочнение стали (Моск- ва: Металлургия: 1979). 21. В. Е. Панин, В. А. Лихачев, Ю. В. Гриняев, Структурные уровни деформа- ции твердых тел (Новосибирск: Наука: 1985). 22. В. В. Рыбин, Большие пластические деформации и разрушение металлов (Москва: Металлургия: 1986). 23. Дж. Эшелби, Континуальная теория дислокаций (Москва: Изд. иностр. лит.: 1963). 24. В. М. Финкель, Физические основы торможения разрушения (Москва: Ме- таллургия: 1977). 25. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Физика, № 8 (1982). 26. В. И. Владимиров, Физическая теория прочности и пластичности. Точеч- ные дефекты. Упрочнение и возврат (Ленинград: ЛПИ: 1975). 27. М. А. Штремель, Прочность сплавов. Ч. I. Дефекты решетки (Москва: МИСиС: 1999). 28. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Л. И. Тришкина, Д. В. Лычагин, Сб. трудов ме- ждународной конференции «Новые методы в физике и механике деформи- 32 В. Е. ГРОМОВ, К. В. ВОЛКОВ, Ю. Ф. ИВАНОВ, К. В. МОРОЗОВ и др. руемого твердого тела» (Томск: ТГУ: 1990), с. 83. 29. Ю. Ф. Иванов, В. В. Целлермаер, Л. Н. Игнатенко, Н. А. Попова, В. Е. Гро- мов, Э. В. Козлов, Материаловедение, № 1: 40 (2001). REFERENCES 1. V. E. Gromov, V. A. Berdyshev, Eh. V. Kozlov, V. I. Petrov, V. D. Sarychev, V. V. Dorofeev, Yu. F. Ivanov, L. N. Ignatenko, N. A. Popova, and V. V. Tsellermaer, Gradientnye Strukturno-Fazovyye Sostoianiya v Rel’sovoy Stali [Gradient Structure–Phase State in the Rail Steel] (Novokuznetsk: Nedra Communications LTD: 2000) (in Russian). 2. Aktual’nyye Problemy Proizvodstva Rel’sov [Actual Problems of Production of Rails] (Ed. V. E. Gromov) (Novokuznetsk: Izd-vo SibGIU: 2001) (in Russian). 3. N. A. Kozyrev, V. V. Pavlov, L. A. Godik, and V. P. Dementyev, Zheleznodorozhnyye Rel’sy iz Ehlektrostali [Electric Steel Rails] (Novo- kuznetsk: Izd-vo SibGIU: 2006) (in Russian). 4. V. I. Vorozhishchev, Sostav i Tekhnologiya Proizvodstva Rel’sov Povyshennoy Rabotosposobnosti [Composition and Production Technology of Rails with High Operability] (Novokuznetsk: Novokuznetskiy Poligraficheskiy Kombinat: 2008) (in Russian). 5. R. O. Olivares, C. I. Garcia, A. DeArdo, S. Kalay, and F. C. Robles Hernandez, Wear, 271, Iss. 1–2: 364 (2011) 6. Hao Kang, Di Wu, and Xian-ming Zhao, J. Iron Steel Res. Int., 20, No. 2: 33 (2013). 7. V. E. Gromov, K. V. Volkov, Yu. F. Ivanov, A. B. Yurev, S. V. Konovalov, and K. V. Morozov, Problemy Chyornoy Metallurgii i Materialovedeniya, No. 4: 61 (2013) (in Russian). 8. K. V. Volkov, V. E. Gromov, Yu. F. Ivanov, and V. A. Grishunin, Povyshenie Ustalostnoy Vynoslivosti Rel’sovoy Stali Ehlektronno-Puchkovoy Obrabotkoy [Increase in Fatigue Endurance of Rail Steel by Electron-Beam Treatment] (No- vokuznetsk: Inter-Kuzbass: 2013) (in Russian). 9. V. E. Gromov, Yu. F. Ivanov, V. A. Grishunin, S. V. Raikov, and S. V. Kono- valov, Usp. Fiz. Met., 14, No. 1: 67 (2013) (in Russian). 10. E. A. Shur, Povrezhdeniye Rel’sov [Damage of Rails] (Moscow: Intekst: 2012) (in Russian). 11. L. M. Utevskiy, Difraktsionnaya Ehlektronnaya Mikroskopiya v Metallove- denii [Diffraction Electron Microscopy in Physical Metallurgy] (Moscow: Met- allurgiya: 1973) (in Russian). 12. K. W. Andrews, D. J. Dyson, S. R. Keown, Ehlektronogrammy i Ikh Interpre- tatsiya [Interpretation of Electron Diffraction Paterrns] (Moscow: Mir: 1971) (Russian translation). 13. P. Khirsh, А. Khovi, R. Nikolson, D. Peshli, and М. Uelan, Elektronnaya Mik- roskopiya Tonkikh Kristallov [Electron Microscopy of Thin Crystals] (Moscow: Mir: 1968) (Russian translation). 14. V. G. Kurdyumov, L. M. Utevskiy, and R. I. Entin, Prevrashcheniya v Zheleze i Stali [Transformation in Iron and Steel] (Moscow: Nauka: 1977) (in Russian). 15. A. P. Gulyaev, Metallovedeniye [Physical Metallurgy] (Moscow: Metallurgiya: 1978) (in Russian). ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФАЗОВОГО СОСТАВА И СУБСТРУКТУРЫ 33 16. L. I. Tushinskiy, A. A. Batayev, and L. B. Tikhomirova, Struktura Perlita i Konstruktivnaya Prochnost’ Stali [Pearlite Structure and Structural Strength of Steel] (Novosibirsk: VO Nauka: 1993) (in Russian). 17. Yu. F. Ivanov, E. V. Kornet, Eh. V. Kozlov, and V. E. Gromov, Zakalyonnaya Konstruktsionnaya Stal’: Struktura i Mekhanizmy Uprochneniya [Hardened Structural Steel: Structure and Strengthening Mechanisms] (Novokuznetsk: Izd-vo SibGIU: 2010) (in Russian). 18. V. E. Gromov, Eh. V. Kozlov, V. I. Bazaikin, Yu. F. Ivanov, V. Ya. Tsellermaer, Yu. F. Ivanov, L. N. Ignatenko, N. V. Popova, V. Ya. Chinokalov, L. M. Poltoratskii, and D. M. Zakirov, Fizika i Mekhanika Volocheniya i Ob’yomnoy Shtampovki [Physics and Mechanics of Drawing and Die Forging] (Moscow: Nedra: 1997) (in Russian). 19. V. N. Gridnev, V. G. Gavriljuk, and Yu. Ya. Meshkov, Prochnost’ i Plastich- nost’ Holodnodeformirovannoy Stali [Strength and Plasticity of the Cold- Deformed Steel] (Kiev: Naukova Dumka: 1974) (in Russian). 20. M. I. Goldshtein and B. M. Farber, Dispersionnoye Uprochneniye Stali [Disper- sion Strengthening of Steel] (Moscow: Metallurgiya: 1979) (Russian transla- tion). 21. V. E. Panin, V. A. Likhachev, and Yu. V. Grinyaev, Strukturnyye Urovni De- formatsii Tvyordykh Tel [Structural Levels of Deformation of Solids] (Novosi- birsk: Nauka: 1985) (in Russian). 22. V. V. Rybin, Bol’shiye Plasticheskie Deformatsii i Razrusheniye Metallov [Large Plastic Deformation and Fracture of Metals] (Moscow: Metallurgiya: 1986) (in Russian). 23. J. Eshelby, Kontinualnaya Teoriya Dislokatsiy [Continuum Theory of Disloca- tions] (Moscow: IIL: 1963) (Russian translation). 24. V. M. Finkel, Fizicheskie Osnovy Tormozheniya Razrusheniya [Physical Basis of Inhibition of Destruction] (Moscow: Metallurgiya: 1977) (in Russian). 25. N. A. Koneva and Eh. V.Kozlov, Izvestiya VUZov. Fizika, No. 8 (1982) (in Russian). 26. V. I. Vladimirov, Fizicheskaya Teoriya Prochnosti i Plastichnosti. Tochechnyye Defekty. Uprochnenie i Vozvrat [Physical Theory of Strength and Plasticity. Point Defects. Strengthening and Recovery] (Leningrad: LPI: 1975) (in Rus- sian). 27. M. A. Shtremel’, Prochnost’ Splavov. Ch. I. Defekty Reshyotki [Strength of Al- loys. Pt. I. Lattice Defects] (Moscow: MISiS: 1999) (in Russian). 28. N. A. Koneva, Eh. V. Kozlov, L. I. Trishkina, and D. V. Lychagin, Sb. Trudov Mezhdunarodnoy Konferentsii ‘Novyye Metody v Fizike i Mekhanike Defor- miruyemogo Tvyordogo Tela’ [Proceedings of International Conference ‘New Methods in Physics and Mechanics of Deformed Solid] (Tomsk: TGU: 1990), p. 83 (in Russian). 29. Yu. F. Ivanov, V. V. Tsellermaer, L. N. Ignatenko, N. A. Popova, V. E. Gromov, and Eh. V. Kozlov, Materialovedenie, No. 1: 40 (2001) (in Russian).

Формирование структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в объёмно- и дифференцированнозакалённых рельсах

Institution

Ähnliche Einträge