22.01.2023 Views

autoref-formirovanie-i-evolyutsiya-struktury-fazovogo-sostava-i-svoistv-stalei-i-splavov-v-sovremenn

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ И ПЛАЗМЕННОМ УПРОЧНЕНИИ

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ
ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ ПРИ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОМ И ПЛАЗМЕННОМ УПРОЧНЕНИИ

SHOW MORE
SHOW LESS

Create successful ePaper yourself

Turn your PDF publications into a flip-book with our unique Google optimized e-Paper software.

005058288

Ефимов Олег Юрьевич

Формирование и эволюция структуры, фазового состава и свойств

сталей и сплавов в современных упрочняющих технологиях

при прокатке

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание

ученой степени доктора технических наук

Новокузнецк-2013

16МАЙ 2013


На правах рукописи

Ефимов Олег Юрьевич

Формирование и эволюция структуры, фазового состава и свойств

сталей и сплавов в современных упрочняющих технологиях

при прокатке

Специальность 01.04.07 - физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание

ученой степени доктора технических наук

Новокузнецк - 2013


Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном

учреждении высшего профессионального образования «Сибирский

государственный индустриальный университет» и ОАО «Евразобъединенный

Западно-Сибирский металлургический комбинат»

Научный консультант:

Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор физико-математических наук,

профессор Громов Виктор Евгеньевич

Глезер Александр Маркович - доктор физикоматематических

наук, профессор, ЦНИИЧМ

им И.П. Бардина, Институт металловедения и

физики металлов им. Г.В. Курдюмова, директор;

Зуев Лев Борисович - доктор физикоматематических

наук, профессор, ФГБУН Институт

физики прочности и материаловедения»

СО РАН, заведующий лабораторией физики

прочности;

Батаев Владимир Андреевич - доктор технических

наук, профессор, ФГБОУ ВПО «Новосибирский

государственный технический университет»,

профессор кафедры материаловедения

в машиностроении

ФГБОУ ВПО «Магнитогорский государственный

технический университет им. Г.И. Носова»

Защита состоится "18" июня 2013 года в 10 часов на заседании диссертационного

совета Д212.252.04 в ФГБОУ ВПО "Сибирский государственный

индустриальный университет" по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровской

области, ул. Кирова, 42.

Факс: (3843) 465792; e-mail: d212_252_04@sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке

ФГБОУ ВПО "Сибирский государственный индустриальный университет".

Автореферат разослан " " апреля 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного

совета доктор химических наук,

профессор

Горюшкин В.Ф.


ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Акту:1льность. Разработка технологий упрочнеиия, обеспечивающих

получение требуемого комплекса прочностных и пластических свойств

материалов, требует понимания природы процессов, протекающих в них.

Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых

состояний является одной из важных задач современной физики

конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и

создания эффективных способов повыщения служебных характеристик.

В последние годы производство высококачественного проката все

более смещается в сторону получения комплекса свойств в потоке прокатного

стана в процессе термомеханической обработки. Применение технологий

принудительного охлажде1Н1я с температуры ко1ща прокатки для

упрочнения фасонного проката обеспечивает наиболее эффективное использование

достаточно дорогих легирующих материалов при одновременном

повышении свойств изделий.

Не менее важной проблемой, в значительной степени определяющей

показатели работы станов, является повыщение стойкости чугунных валков.

Одним из направлений ее решения является плазменная закалка рабочей поверхности

калибров валков. Процесс упрочне}1ия заключается в высокотемпературном

нагреве плазменным потоком участка поверхности (анодное

пятно) и его интенсив1юм охлаждении со скоростями, обеспечивающими

закаченные структуры. При этом стойкость валков может возрастать на

-60%.

Решение указа1И1ых выше практических задач невозможно без понимания

природы процессов формирования и эволюции структурно-фазовых

состояний в сталях и сплавах в условиях внешних энергетических и деформационных

воздействий.

Воздействие в(,1соких степеней и градиентов деформации, температуры,

концентрированных потоков энергии способно привести к возникновению

нанокристаллпческого состояния в поверхностных слоях обрабатываемых

изделий. Это является приоритетным направлением исследований.

Создание металлопродукции нового поколения должно строиться на принципах

бурноразвиваюшихся нанотехнологий, базирующихся на фундаментальных

исследованиях физической природы наноструктурирования.

Работа выполнялась в соответствии с граетами Министерства образования

и науки РФ по фундаментальным проблемам металлургии (2006—2009

гг.), в рамках Аналитической ВЦП "Развитие научного потенциала высшей

школы на 2009-2011 гг. (проекты 2.1.2/546, 2.1.2/13482), ФЦП «Научные и

научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 гг.»

(госконтракт П332, соглашение № 14.B37.21.007I), темами ФГБОУ ВПО

«Сибирский государственный индустриапьньн1 университет».

Комплекс выполненных в рамках данной работы исследований по

разработке и внедрению технологии термомеханического упрочнения


строительной арматуры в условиях ОАО "Западно-Сибирский металлургический

комбинат" удостоен премии Правительства Российской Федерации

в области науки и техники за 2006 год.

Цель работы: установление физической природы, механизмов и закономерностей

формирования и эволюции структурно-фазовых состояний,

дефектной субструктуры и механических свойств сталей и сплавов в современных

упрочняющих технологиях при прокатке.

Для достижения цели в ходе работы решались следующие задачи:

1. Установление на различных масштабных уровнях закономерностей

формирования структуры, фазового состава, дефектной субструкт>'-

ры, поверхности разрушения валков из чугуна марок СШХНФ и СПХН в

условиях плазменного упрочнения и анализ их эволюции при прокатке

термомеханически упрочненной арматуры в различных режимах.

2. Установление закономерностей формР1рования структурнофазовых

состояний, дефектной субструктуры и механических свойств арматуры

большого диаметра из малоуглеродистой низколегироваттй стали

18Г2С, упроченной по режиму прерванной закалки в потоке сортового

стана.

3. Выявление закономерностей формирования структуры, фазового

состава, дефектной субструктуры и механических свойств двутавровой

балки из стали 09Г2С, упрочненной по режиму ускоренного охлаждения, и

установление оптимальных режимов термомеханического упрочнения.

4. Установление физической природы формирования градиентных

структурно-фазовых состояний и дислокационных субструк-тур при послойном

анализе термомеханически упрочненного фасонного проката.

5. Анализ механизмов формирования наноразмерных фаз и прочностных

свойств, реализующихся при термоме.чанической обработке малоуглеродистой

стали.

6. Разработка и внедрение техно:югических решений и оборудования

для упрочняющих обработок арматуры большого диаметра, фасонного

проката и прокатных валков.

Научная новизна.

1) На различных масштабных уровнях (макро-, мезо-, микро- и нано-)

выявлены качественные и количественные закономерности формирования

и эволюции структуры, фазового состава, дефектной субструктуры валков

из чугуна различных марок после плазменного упрочнения и эксплуатации

в различных режимах при прокатке и установлено, что одним из основных

механизмов, ответственных за плазменное упрочнение чугунных валков,

является формирование нанокристаллической зерен1юй структуры на основе

а-фазы (размер кристаллитов 35-40 нм), стабилизированной частицами

цементита размером -3-5 нм.

2) Методами просвечивающей электронной микроскопии выполнен

послойный анализ структурно-фазовых состояний и дефектной субструк-


туры арматурного проката большого диаметра из конструкционных низколегированных

ста.пей после прерва[|ной закалки, позволивший сформировать

банк данных зависимостей параметров тонкой структуры сталей при

термомеханическом упрочнении. Прерывистая закалка арматуры большого

диаметра сопровождается формированием слоистой структуры, проявляющимся

на всех структурно-масштабных уровнях и обусловленном действием

различных механизмов полиморфного у-^а превращения.

3) Установлена природа изменения структурно-фазовых состояний,

дислокационной субструктуры и свойств фасонного проката из низкоуглеродистой

стали при термомеханическом упрочнении. За повышение механических

свойств ответственны субструктурное и деформационное упрочнения,

обусловленные образованием кристаплов мартенсита и бейнита.

Формирование наноразмерной фазы при термомеханической упрочнении

двутавровой балки возможно при реализации процессов, основным элементом

которых является преобразование карбидной подсистемы.

4) Разработаны физико-технические основы промышленных упрочняющих

технологий, обеспечивающие значительное yвeличeF^иe эксплуатационных

и механических свойств проката и оборудования.

Практическая значимость. Совокупность экспериментальных результатов

и закономерностей формирования и изменения структуры, фазового

состава, дефектной субструктуры и механических свойств позволила

разработать и внедрить технологические решения и оборудование для:

1) плазмешюго упрочнения литых валков из чугуна марки СШХНФ и

СПХН;

2) термомеханического упрочнения арматуры большого диаметра и фасонного

проката из конструкционных низколегированных марок сталей по

режимам прерванной закалки и ускоренного охлаждения;

3) установить оптимальные технологические режимы упрочняющих обработок;

4) обеспечить существен1юе повышение служебных характеристик и механических

свойств прокатного оборудования и готового проката;

Основные способы, устройства и оборудование для упрочняющих

обработок защищены 29 патентами РФ.

Экономический эффект от внедрения технологии термомеханического

упрочнения проката по режимам прерванной закалки и ускоренного охлаясдения

и плазменного упрочнения валков из чугуна марок СШХПФ и

СПХН на ОАО «ЕВРАЗ Объединенный Западно-Сибирский металлургический

комбинат» составил 42,5 млн. руб., в том числе доля автора - 8,5 млн.

руб.

Научные результаты работы могут быть использованы для развития

теории структурно-фазовых превращений в сталях и сплавах, а основные

положения диссертации представляют интерес как учебный материал в

курсе лекций по физике конденсированного состояния, физическому мате-


риаюведенню, обработке металлов давлением, металловедению и термообработке.

Достоверность результатов работы 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 данными других

авторов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Закономерности формирования на различных масштабных уровнях

структурно-фазовых состояний, дефектной субсгруктуры и поверхности

разрушения валков из чугуна марок СШХНФ н СПХН при плазменном упрочнении

и их изменение при прокатке арматуры в различных режимах.

2. Комплекс экспериментальных результатов исследовання формирования

и изменения структ>'ры, фа;!ового состава, дислокационных субструктур

арматуры большого диаметра из стали 18Г2С при термомеханическом

упрочнении по режиму прерванной закалки.

3. Качественные н количественные закономерности организации структурно-фазовых

состояний, дефектной субструктуры и механических

свойств фасонного проката из стали 09Г2С, упрочненного по режиму ускоренного

охлаждения, и установле)1ие оптимальных режимов.

4. Результаты анализа градиентного характера формирования структурно-фазовых

состояний и дислокационных субструктур при термомеханическом

упрочнении двутавровой балки.

5. Механизмы образования наноразмерных фаз и прочностных свойств

фасонного проката из низкоуглеродистой стали, упрочненного ускоренным

охлаждением в потоке прокатного стана.

6. Технологии, режимы и оборудование термомеханнческих упрочняющих

обработок фасонного и армату рного проката большого диаметра и

плазменного упрочнения валков, обеспечивающие значительное увеличение

эксплуатационных и механических свойств готовых изделии и оборудования.

Личный вклад автора состоит в научной постановке цели и задач

исследования, анализе литературных данных, выполнении металлографических,

электронно-микроскопических и других исследований и механических

испытаний термомеханически упрочненной арматуры большого днаметра

и фасонного проката и плазменно-упрочненных валков различного

химического состава, статистической обработке и анализе полученных результатов,

их публикации, внедрении упрочняющих технологий в производство.

Апробация работы. Основные результаты проведеьшых исследований

докладывались более чем на 90 научных конференциях и семинарах, в

том числе: Бернштейновских чтениях по термомеханической обработке ме-


таллических материалов", Москва, 2001, 2006, 2009, 2011; XVI - XX Петербургских

чтениях по проблемам прочности, С.-Петербург, 2005, 2007, 2008,

2009, 2010, 2012; 111, V, VI Российских научно-технических конференциях

"Физические свойства металлов и сплавов", Екатеринбург, 2005, 2009, 2011;

44, 45, 47, 49 международных конференциях «Актуальные проблемы прочности»,

Вологда, 2005, Белгород, 2006, Нижний Новгород, 2008, Киев, 2010;

III, V, VI Евразийских научно-практических конференциях «Прочность неоднородных

структур», Москва, 2006, 2010, 2012; Всероссийских конференциях

"Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и

конструкций", Новосибирск, 2006, 2011; IV - VII Международных конференциях

«Фазовые преврашения и прочность кристаллов», Черноголовка,

2006, 2008, 2010, 2012; IX, XI Российско-Китайских симпозиумах «Новые

материалы и технологии», Астрахань, 2007, Санкт-Петербург, 2011; XI Международной

конференции «Дислокациот1ая слруктура и механические

свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2008; 2-nd International conference

on Thermo-Mechanical Simulation and Processing of Steels (SimPro, 08)

Ranchi, India, 2008; International seminar «Electro-magnetic fields effect on the

structure and characteristics of materials», Novokuznetsk, 2009; II Международном

российско-китайском семинаре «Влияние элек1ромаг}1итных полей на

структуру и характеристики материалов», Москва, 2009; XVII Международной

конференции «Физика прочности н пластичности материалов», Самара,

2009; Международном С11мпозиуме «Перспективные материалы и технологии»,

Витебск. 2009; международных семинарах «Структурные основы

модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск,

2009, 2011; The third international conference deformation & fracture of

materials and nanomaterials. Москва, 2009; международной научнотехнической

конференции «Прогрессивные технологии пластической деформации»,

Москва, 2009; I, II Московских чтениях по проблемам прочности

материалов, Москва, 2009, Черноголовка. 2011; IV - VI международных

конференциях «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих

явлений», Тамбов, Тольятти, 2007, 2010, 2011; 50, 51 международных

научных конференциях «Актуальные проблемы прочности», Витебск,

2010, Харьков, 2011; V Российской научно-технической конференции "Ресурс

и диагностика материалов и конструкций". Екатеринбург. 2011; Международных

симпозиумах «Перспективные материалы и технологии». Витебск.

2008, 2011; V Международной школе «Физическое материаловедение».

Тольятти. 2011; iV международной кор1ференции «Деформация и разрушение

материалов и наноматериалов». Москва. 2011; международной научно-технической

конференции «Инновационные технологии обработки

металлов давлением». Москва. 2011; 3-ей ежегодной научно-практической

конференции Нанотехнологического общества России. Санкт-Петербург.

2011; 19"" international conference on composites or nano engeneering. Shanghai.

2011; II Международной научной конференции «Инновационная деятель-


ность предприятий по исследованию, обработке и получению современных

материалов и сплавов». Москва. 2012.

Соответствие диссертации паспорту специальпостн

Диссертационная работа по своим целя.м, задачам, содержанию, методам

исследования и научной новизне соответствует п.1 «Теоретическое

и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их

сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в

том числе материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии

в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и

давления» и п.6 «Разработка экспериментальных методов изучения физических

свойств и создание физических основ промышленной технологии

получения материалов с определенными свойствами» паспорта специальности

01.04.07 - «Физика конденсированного состояния» (технические

науки).

Материалы диссертации опубликованы в 120 печатных работах, в

том числе 60 статьях в изданиях, рекомендованных В.ЛК РФ и 9 монографиях,

по ее результатам получаю 29 патентов. Список основных публикаций

приведен в конце автореферата.

Диссертация состоит из введения, 7 глав, основных выводов, списка

литературы из 308 наименований, приложения, содержит 322 страницы

машинописного текста, в том числе 178 рисунков и 44 таблицы.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении сделано обоснование актуальности проводимых исследований,

отмечена научная новизна, практическая значимость и реализация

результатов работы.

Первая глава является обзорной, содержит анализ литературных

данных о формировании и эволюции структурно-фазовых состояний при

термомеханическом упрочнении стального проката и поверхностном упрочнении

прокатных валков. Детально рассмотрены результаты исследований

технологических особенностей формирования структуры

различными способами внешнего высокоэнергетического поверхностного

воздействия. Показана перспективность развития технологий

принудительного охлаждения стального проката в потоке сортовых

станов и упрочнения валков, обеспечивающих формирование

градиентного строения структуры в сечении профилей и комплекс повышенных

эксплуатационных свойств. Обращено внимание на необходимость

анализа процессов пластической деформации на различных взаимосвязанных

структурно-масштабных уровнях, отмечена перспективность

формирования наноструктурных поверхностных состояний при упрочнении

сталей и сплавов. На основании проведённого анализа сформулированы

цель и задачи работы.


Во второй главе приведены использованные в данных

исследованиях марки чугунов и сталей (Таблица 1), методики проведения

промышленных экспериментов и лабораторных исследований структуры,

фазового состава, механических свойств и дислокационной субструктуры.

Исследования структуры выполняли на оптическом микроскопе

«Лх1оуеП 40МАТ» при увеличениях 100 и 500 крат и элек'фонном микроскопе

ЭМ-125 при увеличениях 8000-80000 крат. Для идентификации фаз

применялся дифракционный анализ с использованием темнопольной методики

и последующим индпцированием микроэлектронограмм. Скалярная

плотность дислокаций измерялась методом секущих с поправкой на невидимость

дислокаций на микрофотографиях. Избыточную плотность дислокаций

измеряли локально по градиенту разориентировки.

Таблица 1 - Химический состав исследуемых материалов

Материал

С Si Мп S F AI Cr Ni Си V

Массовая доля элементов, %

Ti

СПХН 3,78 0,6 0,46 0,02 0,15 - 0,83 1,60 0,06 0,06 0,02

СШХНФ 3,45 1,5 0,57 0,02 0,15 - 0,35 1,51 - 0,13 -

18Г2С 0,19 0,6 1,42 0,01 0,03 - - - - - -

091'2С 0,08 0,6 1,36 0,01 0,01 0,011 - - - 0,00 -

Примечание: остальное железо

Исследования структур поверхности плазменного воздействия и

поперечного сечения образцов осуществля;п1 на сканирующем

электронном микроскопе "SEM 515 Philips". Элементный анализ осуществляли

на микроскопе «SEM 515 Philips» с использованием микроанализатора

EDAX ECON IV.

Испыта1тя на микротвсрдость проводили на приборе ПМТ-3

методом восстановленного отпечатка. Измерялась микротвердость

структурных составляющих по сечению образцов. Длину диагонали

отпечатка и число микротвердости определяли на системе анализа

изображения SIAMS-700.

Механические свойства определяли при испытаниях на растяжение

стандартными методами по ГОСТ 1497 и ГОСТ 12004. Испытания проводили

на разрывных машинах УММ-200 и ZPC-200 с автоматической записью

кривых «напряжение-деформация».

Износостойкость поверхностных слоев чугуна исследовали на лабораторной

установке в условиях трения скольжения без смазки. Критерием износостойкости

служило предельное удельное давление, для которого изнашивание

прекращается при данной величине постоянной нагрузки.


в третьей главе представлено описание усовершенствованных технологий

плазменного упрочнения валков из чугуна марок СПХН и СШХНФ

и термомеханического упрочнения арматуры большого диаметра и фасонного

проката.

Плазменную поверхностную обработку прокатных валков проводили

на опытно — промышленной установке, выполненной на базе наплавочной

установки УПН-303, преобразование которой заключалось в подключении

источника питания АПР-403 и плазмотрона прямого и (или) косвенного

действия типа ПУН-3.

Плазменную струю получали путем вдувания в электрическую дугу,

возбужденную между электродами, плазмообразующего газа, и его газодинамического

обжатия в канале охлаждаемого сопла. При этом плазма

может гореть непосредственно между катодом и изделием-анодом (плазма

прямого действия), а может гореть между электродом-катодом и электродом-анодом

(плазма косвеппого действия), а обработка детагш производится

выводящимся из плазмотрона факелом.

Процесс закалки заключался в нагреве плазменной дугой участка поверхности

и охлаждении его на массу валка со скоростями, обеспечивающими

получение закалочных структур. Схема обработки задавалась формированием

кольцевых дорожек при вращении валка. Скорость пере.мещения

и мощность дуги должны обеспечивать температуру нагрева выше точки

Ас1 и исключать оплавление поверхности.

Основными параметрами плазменного упрочнения являются: мощность

излучения Р, кВт; диаметр активного пятна (!„, см; скорость перемещения

детали V, см/с; плотность мощности ц, Вт/см'. Рассчитывали параметры

плазменной обработки: мощность плазменной дуги, площадь активного

пятна дуги, плотность теплового потока, время закалки активного

пятна, температуру закалки, глубину зоны упрочнения.

Калибр упрочнялся за один про.ход, что позволяло исключить зоны

отпуска с пониженными механическими свойствами и определяло максимальное

упрочнение в местах наиболее интенсивного износа (в крайних

точках вертикального диаметра калибра). Испытания валков из чугуна

марки СШХНФ чистовой клети для прокатки арматуры большого диаметра

проводились на стане 450 (Таблица 2).

Результаты экспериментальных испытаний валка из чугуна СПХН,

проведенные на мелкосортном стане 250-1 с установкой в клети промежуточной

группы, представлены в таблице 3.

Все разработанные технологии, режимы и оборудование плаз.менного

упрочнения валков защищены патентами РФ.

10


Таблица 2-Упрочнение и промышленные испытаипя валков

п/п

Диаметр

пал ко в.

мм

Режим обработки

согтчо,

см

1.

А

V,

см/с

Прока гано

металла, т

Удельный и!110с.

мм/100т

неупр.

упроч.

Превышение

нормативной

стойкости.

%

1 530 1.2 130 2,0 673 0,075 0,07 + 18

2 505 1.2 150 1,7 986 0.175 0,089 +73

3 505 1,2 150 1.5 1026 0,175 0,08 +80

Таблица 3 - Сравнительная стойкость упрочненных прокатных валков

Изменение

калибров,

бо-

рость нос, мм/100 т

ние

удельно-

т/к

чнй

обра-

стойко-

п.п. клети

контр. упрочн.

го контр. упрочн.

ток,

ботки,

сти,

Стойкость

Рабо-

Ско-

Улельньн1 из-

Измене-

1

ичноса.

А

см/с" 1

±%

±%

1 10-72 80 1.7 0,452 0,401 -11 636 671 +6

2 10-73 90 1.7 0,413 0,473 + 14,5 609 674 + 11

3 10-83 ПО 1.7 0,358 0.283 -21 498 586 + 18

4 14-35 80 1,7 0.388 0,349 -10 635 675 1 +6

5 14-41 ПО 1,7 0.381 0.332 -12.7 603 722 1 +20

6 17-26* ПО 1,7 0,360 0,264 -26 94 159 +69

Примечание: * - валки чистовой клети для прокатки круглого профиля 0 12 мм;

** - скорость обработки определялась предельной частотой вращения манипу лятора

Упрочнение арматуры диаметром 50 мм из стали 18Г2С осушествлялось

на разработанной и изготовленной установке термического упрочнения

(УТУ) длиной 38 м, расположенной после 11 клети стана 450 и состоящей

из 6 охлаждающих секций с 2 технологическими разрывами. Регулировка

охлаждения раскатов осуществлялась изменением давления на

подводах к нагнетающим форсункам от О до 18 атм. Оптимальный режим

предусматривает прокатку со скоростью ~ 6 м/с, 3 цикла охлаждения 1,3 —•

1.3 —»• 2,2 с и 2 промежуточных отогрева длительностью 0,6 и 0,8 с. Температура

гюсле 3 клети 1000 - 1100 °С, перед холодильником - 520-575 °С.

Упрочнение двутаврового профиля ДП155 из стали 09Г2С осуществлялось

на уста1ювке ускоренного охлаждения (УУО) по различным режимам

(температура нагрева заготовки перед прокаткой 1050-1160 °С, скорость

прокатки 4,5-6,0 м/с, давление воды на участках УУО 1,5-3,5 атм., температура

поступления раскатов на холодильник 690-970 °С). Разработанная и

внедренная промышленная технология термомеханического упрочнения

фасонного проката в линии стана 450 обеспечивала получение механических

свойств на уровне класса 345 и соответствие требованиям ГОСТ

19281.


Все разработанные технологии, режимы и оборудование термомеханического

упрочнения арматуры большого диаметра и фасонного проката

защищены патентами РФ.

В четвертой главе проанализированы на различных масштабных

уровнях структурно-фазовые состояния, дефектная субструктура и поверхность

разрушения литых валков из чугуна СШХНФ в исходном состоянии,

после эксплуатации при прокатке арматуры, после плазменного

упрочнения и последующей прокатки термоупрочненной арматуры.

В исходном состоянии и после эксплуатации на стане поверхностный

рабочий слой бочки валка содержит перлит, цементит и шаровидньп!

графит. Были выявлены закономерности влияния режимов обработки на

толщину и структуру поверхностных слоев валкового чугуна, а именно

формирование упрочненного слоя, состоящего из зоны оплавления с твердостью

1000-1100 НУ и структурой мелкодисперсного аустенита и цементита,

и зоны термического влияния с твердостью 400-990 НУ и структурой

мартенсита, остаточного аустенита и графита.

Модифицированная поверхность, по сравнению с литой, характеризуется

пониженной окисляемостью и высокой износостойкостью, которые

сохраняются в температурном диапазоне работы прокатных валков.

Основным элементом макроструктуры поверхностного слоя является

графит глобулярной формы, располагающийся весьма неоднородно по толщине

валка. В поверхностном слое толщиной -50 мкм глобул практически

нет, что свидетельствует об их растворении при плазмещюй обработке материала.

На большей глубине глобулы обнаруживаются, линейная плотность

их увеличивается по мере удаления от поверхности обработки. Глобулы

графита имеют определенную структуру, которая явным образом

проявляется лишь в поверхностном слое толщиной -150-200 мкм. В данном

слое вокруг глобул графита часто наблюдается образование участков

округлой формы микронных размеров. Это происходит в результате контактного

оплавления матрицы вокруг глобул графика и последующего быстрого

оплавления материала. Толщина поверхностного слоя с низкой объем1ЮЙ

долей глобул графита после эксплуатации увеличивается и достигает

-1-2 мм.

На мезоуровне эксплуатация валка, п0Двергнут01-0 плазменной обработке,

сопровождается разрушением поверхностного слоя путем формирования

фрагментов и выкрашивания материала в зоне контакта соседних

фрагментов. Слой, формирующийся при кристаллизации расплава, имеет

ярко выраженную столбчатую структуру. Эксплуатация плазменноупрочненного

валка на стане при прокатке термоупрочненной арматуры привела к

трансформации столбчатой структуры с образованием равноосных кристатлитов,

размеры которых составляют 5-8 мкм. На изломе выявляются чашечки

скола, имеющие размеры -0,8-1 мкм.

12


На микромасштабном уровне при послойном микродифракционном

электронно-микроскопическом анализе валков после плазменного упрочнения

выявлено формирование структуры, основными составляющими которой

являются а-фаза, у-фаза, графит и карбид железа (цементит). Данные фазы

распределены в объеме исследуемого материала закономерным образом,

относительное содержание их существенным образом зависит от глубины

анализируемого слоя.

Структурно свободный феррит присутствует в двух морфологических

состояниях - зерна микронных размеров с хаотической дислокационной субструктурой

со скалярной плотностью ~ 3,2 10'° см'^ и наноразмеров (рисунок

1).

На (а) стрелкой указан экстинкционный изгибный контур, свидетельствующий

о изгибе-кручении рещетки пластины феррита

Рисунок 1 - Электронномикроскопическое изображение колонии пластинчатого

перлита (а) и зависимость толщины изгибного экстинкционного контура

от расстояния до границы раздела пластин цементита и феррита (б)

Аустенит также имеет две морфологические разновидности: зерна аустенита

со скалярной плотностью дислокаций 3,6-10'" см"^ в виде хаоса и сеток,

а также прослойки и островки различной формы и размеров, присутствующие

в структуре мартенсита, или, наоборот, разделенные отдельно расположенными

кристаллами мартенсита (все зависит от соотнощения объемных

долей аустенита и мартенсита) со скалярной плотностью <р>=510'° см"^.

Графит присутствует в виде зерен (глобул), размеры которых изменяются от

долей единиц до десятков микрометров.

Цементит присутствует как в виде самостоятельных зерен (глобул)

различной формы и размеров, так и в виде вторичного и третичного цементита.

Цементит зернистого типа, как правило, имеет дислокационную субструктуру

в виде хаотически распределенных дислокаций. Скалярная плотность

дислокаций относительно мала <р> ~М0'° см"^(таблица4.)

13


Таблица 4 - Морфологический состав обработанного плазмой чугуна,

выявленный методами дифракционной электронной

микроскопии

Расстояние

от поверхности,

мкм

Морфологический состав

прослойки аустенита остаточного, зерна структурно свободного

феррита, мартенсит пакетный и пластинчатый, цементит

0,5

«самоотпуска» (вторичный)

зерна и прослойки аустенита остаточного, зерна структурно свободного

феррита, мартенсит пластинчатый и пакетный, цементит

50

вторичный, зерна графита

зерна и прослойки аустенита остаточного, зерна структурно

свободного феррита, мартенсит пластинчатый и пакетный,

160

глобулы цементита первичного, цементит (вторичный), зерна

графита

зерна, островки и прослойки аустенита остаточного, зерна

структурно свободного феррита, мартенсит пластинчатый и

210

пакетный, зерна (глобулы) цементита первичного, цементит

«самоотпуска» (вторичный), зерна фафита

прослойки аустенита остаточного, зерна структурно свободного

феррита, мартенсит пластинчатый и пакетный, перлит,

260

глобулы цементита первичного, цементит вторичный, зерна

графита

зерна структурно свободного феррита, зерна перлита, зерна

1100

(глобулы) цементита первичного, зерна графита

Примечание: слои 0,5, 50, 160 мкм сформировались из расплава, слой на

глубине 210 мкм - граница раздела расплава и зоны термического влияния,

слой на глубине 260 мкм - зона термического влияния, слой на глубине

~1100 мкм лежит за пределами зоны термического влияния

На наноразмерном масштабном уровне на поверхности плазменной

обработки выявлено формирование наноразмерной структуры (размер

кристаллитов 35-40 нм) на основе а-фазы. По границам кристаллов а-фазы

обнаружены частицы цементита, размеры которых -3-5 нм.

Плазменная обработка валков приводит к формированию

дальнодействующих полей напряжений, источниками которых являются

внутрифазные и межфазные границы раздела (рисунок 1).

Анализ кривизны-кручения кристаллической решетки (х) и

дальнодействующих полей напряжений представлен в таблице 5.

14


Видно, что поля напряжений максимальной величины формируются

в поверхностном слое в структуре нанокристаллических зерен феррита

(таблица 5). Эксплуатация плазменноупрочненного валка приводит к

перераспределению дальнодействующих нолей напряжений, однако

максимальный уровень напряжений сохраняется в структуре

поверхностного слоя, а именно, в структуре наноразмерных зерен феррита

- а = 1730 МПа, однако величина их становится несколько ниже по

сравнению с плазменноупрочненными валками (а = 2450 МПа). Данный

структурный элемент наиболее опасен с точки зрения формирования в

валках микротрещин.

Таблица 5 - Кривизна-кручения и дапьнодействующие поля напряжений

Структурные

Ь, нм X, 10^ рад/см с, МПа

элементы Ь(т1п) Ь(п1ах) Х(тт) )С(тах) о(т1п) о(тах)

Зерна

структурно 250 715 2,4 6,8- 210 350

свободного феррита 50 230 3,5 7,5 245 360

Перлит

24 56 30,4 71 730 1120

пластинчатый 31 108 15,5 55 525 982

Наноразмерные

5 33 52 340 957 2450

зерна феррита 10 20 85 170 1225 1730

Примечание: Числитель - после плазменного упрочнения, знаменатель

- после эксплуатации

В пятой главе проведен анализ электронно-микроскопических

исследований структуры, фазового состава и дефектной субструктуры

валков из чугуна марки СПХН после упрочнения и эксплуатации. Как и в

случае чугуна марки СШХНФ, упрочненная поверхность состоит из зоны

оплавления (ЗО) и зоны термического влияния (ЗТВ).

Микроструктура зоны оплавления состоит из мелкодисперсного ледебурита,

участков мартенсита и остаточного аустенита зоны термического

влияния - мартенсита, остаточного аустенита, ледебурита, монолитных

карбидов и пластинчатого графита. Микроструктура осевой зоны состоит

из пластинчатого перлита, участков ледебурита (перлито-карбидная эвтектика),

карбидов и пластинчатого графита.

Мелкодисперсный ледебурит, формирующийся в условиях высоких

скоростей охлаждения, представлен смесью трех фаз: остаточный аустенит,

мартенсит и карбид. Высокая скорость охлаждения привела к

диспергированию карбидной фазы.

После эксплуатации упрочненного валка при прокатке 10 т стального

профиля структурный состав в сечении сохраняется. После прокатки 700 т

упрочненный слой на поверхности калибра уже отсутствует. Эксплуатация

15


валка на стане сопровождается формированием строчечной структуры

карбидной фазы, что существенным образом отличается от структуры

ледебурита исходного плазменноупрочненного валка. Происходит

дальнейшее уменьшение до ~1,0 мкм размеров карбидной фазы.

На наноразмерном масштабном уровне эксплуатация

плазмеиноупрочненных валков сопровождается множественными

изменениями структуры и фазового состава чугуна: во-первых,

измельчением структурных составляющих (карбидной фазы ледебурита)

материала до размеров 5-90 им.

Во-вторых: происходит распад мартенсита с образованием цементита,

размеры частиц которого составляют 2,5 нм на дислокациях, 5-8 нм на

микродвойниках и 10-15 нм на границах кристаллов мартенсита (рисунок

2).

а-светлое поле; в —темное поле, полученное в рефлексе [110]а-Ре + [211]

РезС; б - микроэлектронограмма (стрелкой указан рефлекс, в котором

получено темнопольное изображение); на (в) цифрами обозначены

области, в которых наблюдаются частицы цементита, образовавшиеся: 1 -

на дислокациях; 2 - на микродвойниках; 3 - на границах

Рисунок 2 - Электронномикроскопическое изображение структуры

кристаллов мартенсита, модифицированной при эксплуатации валка на

прокатном стане

В третьих: наблюдается изменение дефектной субструктуры

мартенсита, заключающееся в фрагментации, т.е. разбиении на отдельные

разориентированные области его кристаллов и увеличении (в ~3 раза)

скалярной плотности дислокаций. Степень разориентации фрагментов,

оцененная по азимутальному размытию рефлексов, составляет ~10

градусов.

В четвертых, преобразование структуры перлита, заключающееся в

полиморфном альфа-гамма-альфа превращении по сдвиговому механизму

с образованием кристаллов мартенсита преимущественно пакетной морфологии.

Размеры кристаллов мартенсита ограничены продольными раз-

16


мерами пластин феррита перлитного зерна. Поэтому формирующийся мартенсит

имеет малые размеры и может быть отнесен к наноразмерному: поперечные

размеры кристаллов изменяются в пределах 20...30 нм; продольные

размеры 200...300 нм. Последующий отпуск мартенситной структуры

приводит к выделению наноразмерных (5...7 нм) частиц цементита

по границам кристаллов мартенсита.

Методами микрорентгеноспектрального анализа установлено, что,

как и в случае эксплуатации чугунных валков СШХНФ, наблюдается

расслоение материала по хрому и никелю.

Выявлены некоторые особенности изменения структурно-фазовых

состояний поверхностных слоев валка из чугуна марки СПХН-60,

подвергнутого плазменному упрочнению (режим I = 90 А, иду = 17 В, V =

2 см/с, с1с = 6 мм, где 1, Удуп,, V, - рабочий ток, напряжение дуги,

скорость обработки и диаметр сопла, соответственно, отличается от

описанного в главе 2) и последующей эксплуатации при прокатке 300 т

термоупрочненной арматуры диаметром 12 мм на стане 250-2.

Проанализировано состояние материала (1) в слое плазменного

оплавления; (2) в слое, расположенном на глубине (60-70) мкм, т.е. в слое,

расположенном на границе раздела ЗО и ЗТВ; (3) в слое, расположенном

на глубине (130-150) мкм, т.е. в слое, расположенном в ЗТВ. Выявлено

столбчатое строение зоны оплавления. Показано, что основными фазами

зоны оплавления являются а-фаза (твердый раствор на основе ОЦК

кристаллической рещетки железа) и карбид железа (цементит),

дополнительными фазами являются оксиды и оксикарбиды железа

размерами 20-80 нм.

Частицы оксидной и оксикарбидной фаз располагаются областями в

объеме зерен феррита, либо протяженными прослойками вдоль границ

зерен феррита.

Размеры частиц цементита изменяются от десятков до сотен нанометров;

форма частиц - пластинки, сфероиды и протяженные прослойки,

расположенные вдоль границ а-фазы. В слое, разделяющем 30 и ЗТВ, выявлено

присутствие зерен феррита, мартенсита пластинчатой морфологии,

перлита пластинчатой морфологии с высоким уровнем дефектности пластин

цементита. Дополнительно к данным фазам, в слое термического

влияния выявлено присутствие остаточного аустенита, расположенного в

структуре пластинчатого мартенсита, и частиц цементита субмикронных

размеров (поперечные размеры 0,3...0,6 мкм; продольные размеры 1...2,5

мкм).

При анализе слоя оплавления особое внимание было уделено

исследованию структурно-фазового состояния, формирующегося в «канале

трещины», т.к. при приготовлении фольги каналы распространения

трещин практически всегда располировываются, что не позволяет

провести достоверный анализ данного объема материала. Следует

17


отметить, что подобный анализ структуры канала трещины проводится

весьма редко, что сопряжено с большими трудностями выполнения

подобных прицельных исследований (рисунок 3).

Структура канала распространения трещины многофазна и сформирована

блоками (фрагментами) а-фазы (твердый раствор на основе ОЦК

кристаллической решетки железа), имеющими субмикронные размеры. По

границам блоков железа располагаются частицы оксидов и оксикарбидов

железа, средние размеры которых изменяются в наномасштабном диапазоне

(50-100 нм). Следовательно, распространение трещины при эксплуатации

валка сопровождается проникновением в объем материала кислорода.

а, б — светлопольные изображения; в, г — темные поля, полученные в рефлексах

[113] и [128] РеСОз; д - микроэлектронограмма (стрелками указаны

рефлексы, в которых получены темнопольные изображения, 1 - для (в), 2 -

для (г); на (а) и (б) стрелками указаны частицы оксикарбида железа; стрелками

на (в) и (г) указаны зерна a-Fe

Рисунок 3 - Электронно-микроскопическое изображение структуры трещины

В шестой главе на различных масштабных уровнях

проанализированы процессы формирования структуры, фазового состава,

дефектной субструктуры и поверхности разрушения арматуры большого

диаметра из стали 18Г2С после термомеханического упрочнения по

режиму прерывистой закалки.

На макроуровне термомеханическое упрочнение с горячего проката

сопровождается формированием слоистого строения по сечению

арматуры, состоящего из поверхностной (1), промежуточной (2),

переходной (3) и осевой (4) зон. Соответственно этому строению меняется

величина микротвердости.

На мезомасштабном уровне установлено соответствие типа

поверхностей разрушения номеру зоны. Так, поверхность разрушения

поверхностной зоны имеет характерное «чашечное» строение со средним

18


размером фасеток 3-5 мкм, что существенно меньше, чем средний размер

зерен данного слоя и соответствует средним размерам пакетов кристаллов

мартенсита закаленной стали. В отдельных случаях выявляется более

дисперсный уровень структуры поверхности разрушения, размеры

которого изменяются в пределах от 0,3 до 1,0 мкм, что соответствует

размерам отдельных кристаллов мартенсита и субзерен.

Для поверхности разрушения переходного слоя характерна высокая

неоднородность фасеток скола, размеры которых изменяются от долей до

единиц микрометра. В «чашечном» строении поверхности разрушения

осевой зоны присутствует, в отличие от поверхностной зоны, микропоры

размерами до ~ 5 мкм, одной из причин формирования которых может

являться разрушение частиц цементита, присутствующих в этой зоне.

На микроуровне методами послойного ПЭМ анализа установлено,

что в условиях прерывистой закалки в сечении арматуры из стали 18Г2С

действуют различные механизмы полиморфного у=>а превращения, в

результате чего в приповерхностном слое формируется преимущественно

структура мартенсита отпуска, промежуточный слой представлен

мартенситом (-90%) и бейнитом (-10%); структурно-фазовое состояние

переходного слоя представлено субзернами и зернами феррита изотропной

и анизотропной форм, зернами перлита пластинчатой морфологии и

«псевдоперлита», кристаллами бейнита, пластинами видманштетгова

феррита, относительное содержание которых существенным образом

зависит от расстояния анализируемого слоя до поверхности охлаждения;

центральная зона сформирована преимущественно зернами структурно

свободного феррита и зернами перлита пластинчатой морфологии.

Относительное содержание данных типов структуры закономерным

образом изменяется по мере удаления от поверхности арматурного

стержня (таблица 6).

Дефектная субструктура выявленных типов структуры закономерным

образом зависит от глубины расположения анализируемого слоя прутка.

Таблица 6 - Количественные характеристики градиента структуры

арматурного стержня

X, мм

Субзерна

Псев-

Мар

Вид-

Зерна

Бейнит

ани-

изоперлисит

феррит

рита

феррита

ДО-

Пер-

тенманш.

ферзотртропнлит

0,5 1 0 0 0 0 0 0 0

1,7 0,90 0,10 0 0 0 0 0 0

3,8 0,50 0,10 0,20 0,16 0 0,02 0,02 0

4,6 0 0,08 0,36 0,40 0 0,08 0,04 0,04

5,0 0 0,07 0 0,40 0,13 0,12 0,08 0,20

19


6,5 0 0 0 0 0,19 0,14 0,20 0,47

25 0 0 0 0 0 0 0,21 0,79

Сформировавшейся по механизму сдвигового у-^а превращения

мартенсит отпускается за счет внутреннего тепла арматуры. Это

сопровождается протеканием ряда процессов. Во-первых, релаксация

дислокационной субструктуры, величина скалярной плотности дислокаций

которой уменьшилась до <р> -2,6-Ю'" см'^ (в закаленном состоянии

величина скалярной плотности дислокаций в кристаллах пакетного

мартенсита составляет <р> ~М0" см'^) и снижение амплитуды кривизныкручения

кристаллической решетки феррита. Во-вторых,

перераспределение дислокаций с образованием ячеисто-сетчатой и

фрагментированной субструктуры (рисунок 4). В-третьих, образование

субзеренной структуры при разрушении кристаллов мартенсита. По мере

удаления от поверхности охлаждения относительное содержание

субзеренной структуры увеличивается. В-четвертых, распад пересыщенного

раствора углерода в решетке на основе а-железа, в результате чего

образуются частицы цементита, морфология и средние размеры которых

зависят от типа структуры, вида структурного дефекта на котором они

образуются, и расстояния от поверхности упрочения.

а-светлое поле; б-темное поле в рефлексе [211]РезС; в - микроэлектронограмма

к (а), стрелкой указан рефлекс темного поля; на (а) обозначено: 1 - область

зерна, пакетный мартенсит которой фрагментирован; 2 - область пакета

с практически полным разрушением границ, разделяющих кристаллы мартенсита

Рисунок 4 - Электронномикроскопическое изображение пакетного мартенсита,

формирующегося на поверхности термоупрочненного прутка

На ианомасштабяом уровне при послойном ПЭМ анализе

поверхностной зоны арматуры зафиксировано образование частиц

цементита, средние размеры которого составляют: продольные — 60 нм,

поперечные - 20 нм. На расстоянии -3,8 мм от поверхности арматуры (на

границе промежуточного и переходного слоев) при самоотпуске мартенсита

образуются частицы цементита, размеры которых составляют 50-60 нм на

границах кристаллов мартенсита и 30-40 нм в объеме.

20


в главе 7 на основе выявленных закономерностей формирования

структурно-фазовых состояний, дефектной субструктуры и механических

свойств фасонного проката, упрочненного по режиму ускоренного

охлаждения установлены механизмы и природа термомеханического

упрочнения малоуглеродистой стали.

Из восьми установленных температурно-скоростных параметров

прокатки и ускоренного охлаждения, обеспечивающих получение

механических свойств класса 345 без использования дорогостоящих

легирующих добавок, тщательному анализу подвергались режимы Р1 и Р2,

представленные в таблице 7.

Таблица 7 - Режимы ускоренного охлаждения проката

режима

Скорость

прокатки

V,

м/с

Р1 4,5

Р2 6,0

после

3-й

клети

1050-

1150

1050-

1160

после

9-й

клети

1040-

1080

1060-

1100

1, °С

при поступлении

на

холод.

Давление воды на

подводах, атм

I II 1

1н 2в Зн 4в 1с

690-730 1,5 1,5 2,5 2,5 3,5

800-850 1,5 1,5 2,5 2,5 3,0

На макромасштабном уровне в сечении ускоренно охлажденного

профиля наблюдается структурная неоднородность, которая проявляется в

виде двух участков различной травимости: упрочненного поверхностного

слоя и основного сечения. Выполненные с помощью оптической

микроскопии исследования показали, что на мезомасштабном уровне в

зависимости от режимов ускоренного охлаждения в поверхностном слое

наблюдается структура продуктов отпуска мартенсита. В слоях,

прилегающих к поверхности, формируются бейнитные пакеты, внутри

которых равномерно распределены мелкие выделения избыточной фазы.

Присутствует механическая смесь феррита и бейнита с выделениями зерен

избыточного феррита. С удалением от поверхности охлаждения

наблюдается структура феррита и перлита.

Выполненные методами ПЭМ анализа исследования показали, что на

микромасштабном уровне при ускоренном охлаждении балки

задействованы следующие механизмы у—>а превращения: I) механизм

диффузионного у ^ а превращения, приводящий к образованию зерен

структурно-свободного феррита (т.е., зерен феррита, не содержащих

частицы цементита), зерен феррита, содержащих хаотически

распределенные частицы цементита и зерен перлита; 2) при реализации

промежуточного механизма у ^ а превращения формируется бейнитная

21


структура (рисунок 5); 3) сдвиговой механизм у ^ а превращения

приводит к формированию мартенситной структуры.

а - светлое поле; б - микроэлектронограмма

Рисунок 5 - Электронно-микроскопическое изображение структуры бейнита,

формирующегося в поверхностном слое заготовки, обработанной по

режиму Р2

Показано, что состояние дефектной субструктуры а-фазы стали определяется

(I) механизмом у=>а превращения, (2) режимом высокотемпературной

прокатки и ускоренного охлаждения, (3) расстоянием до поверхности

ускоренного охлаждения.

Установлено соответствие дислокационной субструктуры и морфологии

а-фазы (механизма у=^>а превращения): в кристаллах мартенсита и

бейнита преобладающей является сетчатая дислокационная структура с

весьма высокой плотностью дислокаций, изменяющейся в пределах от

4,510'° см"^ до -10,0-10'° см'^; в зернах феррита и перлита выявляется

структура дислокационного хаоса и сетчатая дислокационная субструктура

с относительно низкими значениями скалярной плотности дислокаций, изменяющимися

в пределах от 2,0-Ю'" см"^ до 3,5 -10'° см"^.

Ускоренное охлаждение поверхности двутавра, как показывает послойный

ПЭМ анализ сопровождается формированием градиента состояния

дефектной субструктуры, который проявляется следующим образом

(режим Р1). В центральной части исследуемого образца в зернах феррита и

ферритной составляющей зерен перлита присутствует дислокационный

хаос и сетки. На расстоянии ~7 мм от поверхности охлаждения в зернах

феррита выявлена блочная (субзеренная) структура с размером блоков 200-

800 нм. Азимутальная составляющая угла полной разориентации блочной

субструктуры составляет 8 градусов.

При уменьщении расстояния до поверхности охлаждения до 4 мм

максимальные размеры субзерен снижаются до ~ 380 нм, азимутальная

составляющая угла полной разориентации возрастает до 9,5 градусов.

Слой, прилегающий к поверхности охлаждения, сформирован

пакетным мартенситом, поперечные размеры которого изменяются в

пределах от 100 нм до 1,8 мм.

22


Морфология изгибных экстинкционных контуров характеризует

градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина

поперечного размера контуров - степень изгиба-кручения

кристаллической решетки и амплитуду внутренних полей напряжений.

Выполненные оценки показывают, что наибольшей величины внутренние

поля напряжений достигают в зернах перлита (а, = 0,024С) и кристаллах

мартенсита (0^ = 0,0230); несколько меньшие поля напряжений

формируются в пластинах бейнита (а^ = 0,022С) и минимальные из измеренных

— в зернах феррита (о^ = 0,020С).

Рисунок 6 иллюстрирует градиентный характер поля внутренних напряжений.

Видно, что ширина изгибного экстинкционного контура минимальна

у границы раздела структурных элементов стали - границы раздела

зерен, субзерен, полос деформации. По мере увеличения расстояния от

границы раздела ширина контура увеличивается - на расстоянии 0,5...0,6

мкм величина поля напряжений может изменяться в 8... 10 раз. Следовательно,

источником полей внутренних напряжений являются границы раздела

элементов структуры стали.

о 200 400 600 800 1000 1200

X, нм

а - светлопольное изображение структуры стали; б - график зависимости

полей внутренних напряжений от расстояния до источника напряжений

(начала координат на (а)); источником поля напряжений является граница

раздела перлитного и ферритного зерен

Рисунок 6 - Градиент поля внутренних напряжений, формирующийся в

объеме зерна феррита

Было установлено, что на наномасштабном уровне формирование

наноразмерных фаз при термомеханической обработке возможно при реализации

целого ряда процессов, основным элементом которых является

преобразование карбидной подсистемы.

Диспергирование цементитных пластин перлитных колоний путем

разрезания их движущимися дислокациями формирует отдельные фрагменты

(блоки). Размеры фрагментов изменяются в пределах от 5 до 30 нм.

23


Одновременно с этим, в ферритных прослойках перлитной колонии обнаруживаются

частицы цементита, размеры которых изменяются в пределах

от 5 до 10 нм, сформированные путем разрезания движущимися дислокациями

перлитных колоний.

Пластины цементита при деформировании стали могут трансформироваться

вследствие ухода атомов углерода из карбидной фазы на дислокации

и другие дефекты кристаллической структуры феррита. Этот механизм

разрущения пластин цементита энергетически выгоден вследствие

того, что энергия связи атомов углерода с дислокациями в феррите существенно

превыщает энергию связи атомов углерода с атомами железа в

решетке цементита.

Частицы цементита округлой формы, размером 5-15 нм были выявлены

в объеме субзерен на дислокациях и на границах субзерен.

«Самоотпуск» сформировавшегося при ускоренном охлаждении в

поверхностном слое пакетного мартенсита под действием остаточного тепла

сопровождается выделением частиц цементита размером 5-10 нм на

дислокациях в объеме кристаллов мартенсита (рисунок 7а) и 10-30 нм по

границам (рисунок 76).

50 им

а - светлопольное изображение; б - темное поле, полученное в рефлексе

[120]РезС; в — микроэлектронограмма, стрелкой указан рефлекс, в котором

получено темное поле; на (б) стрелками указаны частицы цементита

Рисунок 7 - Микроструктура упрочненного слоя полки двутавра, охлажденного

по режиму Р1

Высокий уровень пластической деформации и высокие температуры,

реализующиеся при термомеханическом упрочнении по режиму ускоренного

охлаждения, приводит к диспергированию структур, формирующихся

при диффузионном у^а превращении. Установлено, что толщина пластин

а-фазы, разделенных пластинками карбида, ~70 нм; толщина пластин карбидной

фазы -25 нм Отмечено также образование наноразмерных частиц

цементита (40-60 нм) в зернах псевдоперлита.

Ускоренное охлаждение водой приводит к 1,5-2 кратному увеличению

прочности поверхностного слоя по отношению к ее объему. Используя

количественные параметры структуры, фазового состава и дислокаци-

24


онной субструктуры, а также оценочные соотношения физического материаловедения

(учитьшались вклады, обусловленные трением решетки,

внутрифазными границами, дислокационной субструктурой, наттчием

карбидной фазы, твердорастворным упрочнением, дальнодействующими

полями напряжений) были проанализированы физические механизмы, ответственные

за повышение микротвердости (HV) и определена величина

теоретического предела текучести (а).

Качественное согласие в поведении HV(x) и о(х) свидетельствует о

возможности использования проанализированных механизмов упрочнения

для прогнозирования изменения свойств в стали при различных режимах

термомеханического воздействия.

Основные выводы

1. На различных масштабных уровнях (макро-, мезо-, микро- и нано-)

установлена природа формирования и изменения структурно-фазовых

состояний, дислокационной субструктуры и механических свойств

стального арматурного и фасонного проката и чугунных валков при

современных упрочняющих обработках, обеспечивающих существенное

увеличение служебных характеристик при последующей эксплуатации.

2. Плазменная упрочняющая обработка валков из чугуна марки

СШХНФ приводит к формированию зоны оплавления и зоны термического

влияния (макроуровень). Слой, образовавшийся в результате

высокоскоростной кристаллизации расплава, имеет столбчатое строение

(мезоуровень). Сформированные а-фаза, у-фаза, графит и цементит

распределены в объеме исследуемого материала закономерным образом, их

относительное содержание и морфология существенно зависят от глубины

слоя (микроуровень). В поверхностном слое обнаружено формирование

нанокристаллической зеренной структуры на основе а-фазы (размер

кристиллитов 35-40 нм), стабилизированной частицами цемитгга размером -3-

5 нм (наноуровень). Максимальный уровень дальнодействующих полей

напряжений (а=2450 МПа) формируется в поверхностном слое в

наноразмерных зернах феррита, минимальный (а=350 МПа) - в зернах

структурно свободного феррита.

3. Эксплуатация плазменноупрочненных валков из чугуна СШХНФ

сопровождается множественными закономерными изменениями дефектной

субструкгуры и фазового состава. Наблюдается существенное (~ на

порядок) измельчение включений графита, их растворение, приводящее к

формированию эвтектоидной структуры. Упрочненная поверхность

разбивается трещинами на фрагменты размером 30-400 мкм, наблюдается

выкрашивание материала путем вырывов размеров 50-150 мкм и расслоение

материала по хрому и никелю.

4. На .макроуровне структура плазменноупрочненного по другим

режимам калибрам из чугуна марки СПХН аналогична чугуну СШХНФ.

25


Поверхностный упрочненный слой состоит из мелкодисперсного

ледебурита, мартенсита и остаточного аустенита, а зона термического

влияния - из мартенсита, остаточного аустенита и цементита. Проведен

сравнительный анализ эволюции структурно-фазовых состояний и

дислокационной субструктуры после прокатки термоупрочненной

арматуры на литом и плазменноупрочненном валке.

5. На наноуровне эксплуатация плазменноупрочненного валка из чугуна

СПХН сопровождается измельчением (до 5-90 нм) карбидной фазы

ледебурита; распадом твердого раствора мартенсита с образованием

цементита, располагающегося на дислокациях (2 ~ 5 нм), микродвойниках

(5-8 нм), границах кристаллов мартенсита (10 - 15 нм); преобразованием

струк-ту ры перлита, заключающееся в полиморфном а—>у—»а превращении с

образованием пакетного мартенсита (продольные размеры 200 - 300 нм,

поперечные 20 - 30 нм), последующий отпуск которого привод1п- к

выделению частиц цементита (5 — 7 нм) по границам кристаллов.

6. Формирование и распростране1Н1е трещин при эксплуатации

упрочненных валков при прокатке 300 т арматуры сопровождается

проникновением в объем материала кислорода, о чем свидетельствует

образование частиц оксидов и оксикарбидов железа со средними размерами

50 - 10 нм. Послойным ПЭМ анализом в слое, разделяющем зоны

оплавления и термического влияния выявлено оплавление и присутствие

мартенсита пластинчатой морфологии с частицами цементита размерами 10

- 25 нм и скалярной плотностью дислокации <р>=6,110'° см'"; зерен а-

фазы с дислокационной субструктурой в виде хаоса и сеток и <р>=2,4- Ю'"

см"", содержащих выделения цементита дендритоподобного и

пластинчатого типов; зерен перлита пластинчатой морфологии с высоким

уровнем дефектности пластин цементита в виде фрагментов размером 100 -

150 нм.

7. Термомеханическое упрочнение с горячего проката по схеме

прерывистой закалки арматуры большого диаметра сопровождается

формированием слоистой структуры, проявляющейся на всех структурномасштабных

уровнях и обусловленном действием различных механизмов

полимор4)ного у—»а превращения. Воздействие запасенного арматурой

тепла приводит: во-первых, к перераспределению и релаксации

дислокационной субструктуры и уменьшению <р> до 2,6-Ю'" см"^; вовторых

к снижению амплитуды кривизны-кручения феррита до 0,5-10^ см"';

в третьих, к разрушению кристаллов мартенсита с образованием

субзеренной структуры; в-четвертых, к выделению частиц цементита,

морфология и средние размеры которых в наномасштабном диапазоне

зависят от типа структуры и вида дефектов, на которых они образовались,

расстояния анализируемого слоя до поверхности арматуры.

8. Основными механизмами, ответственными за повышение

механических свойств и высокий уровень прочности поверхностного слоя

26


при ускоренном охлаждении фасонного проката из стани 09Г2С, являются

субструктурное и деформационное упрочнение, обусловленные

формированием кристаллов мартенсита и бейнита. На основании

количественных параметров градиентных структурно-фазовых состояний,

выявленных методами ПЭМ, и соотношении физического

материаловедения оценена величина теоретического предела текучести

стали.

9. Установлено, что формирование наноразмерной фазы при

термомеханической упрочнении двутавровой балки из малоуглеродистой

стали возможно при реализации процессов, основным элементом которых

является преобразование карбидной подсистемы: диспергирование

цементитных пластин (5-30 нм) перлитных колоний путем их разрезания

движущимися дислокациями; растворение пластин цементита перлитных

колоний и повторно выделение на дефектах (5-15 нм); выделение на

границах и в объеме кристаллов марте1юита частиц цементита (5-30 нм) при

самоотпуске мартенсита; диспергирование структуры пластинчатого

перлита (карбидная фаза ~ 25 нм; пластинки а-фазы -70 нм) при реализации

диффузионного у~*а превращения в условиях высоких температур и

степеней деформации.

10. Установленные механизмы и закономерности формирования н

эволюции структурно-фазовых состояний при упрочняющих обработках

сталей и сплавов позволили разработать оптимальные технологические

режимы плазменной обработки чугунных валков и термомеханического

упрочнения арматурного и фасонного проката. Экономический эффект от

внедрения результатов работы составил 42,5 млн. рублей, доля автора в

котором -8,2 млн. рублей.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих

работах:

Монографии

1. Ефимов, О. Ю. Структурно-фазовые состояния и технология производства

упрочненной стальной арматуры и чугунных валков / О. Ю. Ефимов.

- Новокузнецк: Изд-во ОАО «Новокузнецкий полиграфический комбинат»,

2008. - 300 с.

2. Ефимов, О. Ю. Плазменное упрочнение высокоуглеродистых сплавов:

физическая природа и технология / О. Ю. Ефимов, А. Б. Юрьев, В. Е.

Громов [и др.]. - Новокузнецк: Изд-во ОАО "Новокузнецкий полиграфкомбинат",

2009. - 220 с.

3. Громов, В. Е. Формирование наноразмерных фаз при термомеханическом

упрочнении малоуглеродистой стали / В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов,

О. Ю. Ефимов [и др.]. - Новокузнецк: Издательство Интер-Кузбасс, 2010.

-С.152-170.

27


4. Громов, В. Е. Структурно-фазовые состояния и свойства упрочненных

стального проката и чугунных валков / В. Е. Громов, О. Ю. Ефимов,

В. Б. Костерев [и др.]. - Новокузнецк: Типография СибГИУ, 2011. - 200 с.

5. Громов, В. Е. Структурно-фазовые состояния и дефектная субструктура

термомеханически упрочненной малоуглеродистой стапи // В. Е. Громов,

Ю. Ф. Иванов, В. Б. Костерев, О. Ю. Ефимов и др. - Новокузнецк:

Изд-во «Интер-Кузбасс», 2011. - 167 с.

6. Ефимов, О. Ю. Формирование структуры, фазового состава и

свойств сталей и сплавов в упрочняющих технологиях обработки давлением

/ О. Ю. Ефимов. В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов. - Новокузнецк: Изд-во

«Интер-Кузбасс», 2012. - 345 с.

Статьи в журналам, рекомендованных В А К РФ

1. Юрьев, А. Б. Плазменное упрочнение ватков сортопрокатного стана:

структурно-масштабные уровни модификации чугуна / А. Б. Юрьев, О. Ю.

Ефимов, Ю. Ф. Иванов [и др.] // Физическая мезомеханика. 2006. - Т.9. -

№2.-С. 97- 105.

2. Юрьев, А. Б. Структурно-фазовые состояния валков после плазменного

упрочнения II эксплуатации / А. Б. Юрьев, Ю. Ф. Иванов, О. Ю. Ефимов

[и др.] // Известия вузов. Черная металлургия. - 2006. - № 8. - С. 63 -

67.

3. Юрьев, А. Б. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний

в арматуре большого диаметра при прерванной закалке / А. Б.

Юрьев, О. Ю. Ефимов, Ю. Ф. Иванов [и др.] // Фундаментальные проблемы

современного материаловедения. - 2006. - № 1. - С. 102 - 106.

4. Юрьев, А. Б. Изучение структурно-фазовых состояний плазменноупрочненных

валков при эксплуатации / А. Б. Юрьев, О. Ю. Ефимов, Ю.

Ф. Иванов [и др.] // Фундаментальные проблемы современного материаловедения.

- 2006. - Т.З. - № 2. - С. 49 - 52.

5. Ефимов, О. Ю. Структурно-фазовые состояния и особенности разрушения

термически упрочненной арматуры большого лиаме-фа / О. Ю.

Ефимов, Ю. Ф. Иванов, А. Б. Юрьев [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия.

- 2007. - № 6. - С. 45 - 49.

6. Ефимов, О. Ю. Формирование градиентного структурно-фазового

состава арматуры большого диаметра при термомеханнческом упрочнении

/ О. Ю. Ефимов, А. Б. Юрьев, В. Е. Громов // Известия вузов. Черная металлургия.

- 2007. - № 12.-С. 57-58.

7. Ефимов, О. Ю. Формирование наноразмерной субструктуры и фазового

состава при плазменном упрочнении чугунных валков / О. Ю. Ефимов,

Ю. Ф. Иванов, В. Е. Громов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия.

- 2008.-№ 8. - С. 16-21.

28


8. Ефимов, О. Ю. Эволюция наноразмерной субструктуры и фазового

состава при эксплуатации плазмен)10-упрочненных чугунных валков / О.

Ю. Ефимов, Ю. Ф. Иванов, В. Е. Громов [и др.] // Заготовительные производства

в машиностроении. - 2008. - № 10. - С. 45 - 50.

9. Ефимов, О. Ю. Фрактография поверхности чугунных прокатных

валков после плазменного упрочнения и эксплуатации / О. Ю. Ефимов, А.

Б. Юрьев, Ю. Ф. Иванов [и др.] // Упрочняющие технологии и покрытия. -

2008.-№12.-С. 3-6.

10. Иванов, Ю. Ф. Фор.мирование градиентных структурно-фазовых состояний

на наномасштабном уровне в прокатных валках / Ю. Ф. Иванов, О.

10. Ефимов, Н. Л. Попова [и др.] И ФyндaмeнтaJ^ьнь!e проблемы современного

материаловедения. - 2008. - № 4. - С. 55 - 59.

11. Ефимов, О. Ю. Эволюция структуры, фазового состава и поверхности

разрушения плазменно-упрочнепных чугунных валков при эксплуатации

/ О. Ю. Ефимов, Ю. Ф. Иванов, А. Б. Юрьев [и др.] // Деформация и

разрушение материалов. - 2009. - № 5. - С. 32 - 35.

12. Ефимов, О. Ю. Аппаратурное и методическое обеспечение формирования

наноструктуры при плазменном упрочнении чугунных валков / О.

Ю. Ефимов, А. Б. Юрьев, В. Я. Чинокалов [и др.] // Фундаментальные проблемы

современного материаловедения. - 2009. - № 1. - С. 31 - 36.

13. Громов, В. Е. Формирование поверхностных градиентных структурно-фазовых

состояний при электронно-пучковой обработке стали / В. Е.

Громов, Ю. Ф. Иванов, О. Ю. Ефимов [и др.] // Проблемы черной металлургии

и материаловедишя. - 2009. - № 2. - С. 34 - 41.

14. Ефимов, О. Ю. Природа формирования и эволюции нанокристаллической

структуры в поверхности чугунных валков при плазменном упрочнении

и эксплуатации / О. Ю. Ефимов, Е. Г. Белов, А. Б. Юрьев [и др.] //

Известия вузов. Физика. - 2009. - № 9/2. - С. 68 - 77.

15. Белов, Е. Г. Влияние ускоренного охлаждения на формирование

структурно-фазовых состояний н механические свойства двутавра / Е. Г.

Белов, В. Я. Чинокалов, Л. М. Полторацкий, О. Ю. Ефимов // Проблемы

черной металлургии и материаловедения. - 2009. - № 3. - С. 62 - 68.

16. Белов, Е. Г. Формирование геометрических размеров и механических

свойств двутавровой балки для ша.ктных монорельсовых дорог / Е. Г. Белов,

О. Ю. Ефимов, Л. М. Полторацкий [и др.] // Известия вузов. Черная

металлургия. - 2009. - № 12.-С. 18-21.

17. Белов, Е. Г. Формироваште структуры и механических свойств при

ускоренном охлаждении двутавровой балки / Е. Г. Белов, Л. М. Полторацкий,

О. Ю. Ефимов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия. - 2010. -

№2.-С. 33 -37.

18. Белов, Е. Г. Эволюция структурно-фазовых состоянии при эксплуатации

упрочненных чугунных валков. Сообщение 1. / Е. Г. Белов, О. Ю.

29


Ефимов, iO. Ф. Иванов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургня.-

2010.-№ 4.-С. 34-37.

19. Белов, Е. Г. Эволюция структуры и фазового состава поверхности

плазменно-упрочненных прокатных валков при эксплуатации / Е. Г. Белов,

О. Ю. Ефимов, Л. Б. Юрьев [и др.] // Проблемы черной металлургии и материаловедения.

- 2010. - № 2. - С. 37 - 45.

20. Ефимов, О. Ю. Закономерности и механизмы формирования структурно-фазовых

состояний и ме.ханических свойств балочного профиля из

стали 09Г2С при термомеханическом упрочнении / О. Ю. Ефимов, В. Б.

Костерев, В. Е. Громов [и др.] // Проблемы черной металлургии и материаловедения.

- 2010. - № 3. - С. 13 - 21.

21. Белов, Е. G. Formation of the structural and phase states in hardened castiron

rollers, part I / E. Г. Белов, О. Ю. Ефимов, Ю. Ф. Иванов [и др.] // Steel

in Translation. - 2010. - Vol.40. - № 4. - P. 322-324.

22. Костерев, В. Б. Формирование структурно-фазовых состояний поверхности

термоупрочнения / В. Б. Костерев. В. Е. Громов, Ю.Ф. Иванов,...

О. Ю. Ефимов [и др.] // Деформация и разрушение материалов. -

2010.-№ 10.-С. 43-46.

23. Efimov, О. Yu. Gradient structural-phase states in the thermostrengthened

low-carbon steel reinforcement / O. Yu. Efimov, Yu. F. Ivanov, S. V. Konovalov

[et al] // Materials and manufacturing processes. - 201!. - V. 26. - P. 144 -

146.

24. Костерев, В. Б. Закономерности формирования структуры, фазового

состава и дислокационной субструктуры при термомеханическом упрочнении

стали 09Г2С / В. Б. Костерев, В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов,..., О. Ю.

Ефимов [и др.] // Заготовительные производства в машиностроении. -

2011.-№ 1.-С. 38-41.

25. Костерев, В. Б. / Формирование структурно-фазовых состояний и

дислокационной субструктуры при термомеханическом упрочнении стали

09Г2С // В. Б. Костерев, Ю. Ф. Иванов, В. Е. Громов, О. Ю. Ефимов и др.

Известия ВУЗов. Физика. - 2011. - № 9. - С. 80 - 91.

26. Белов, Е. Г. Совершенствование прокатки балки двутавровой ДП155

для шахтных монорельсовых дорог / Е. Г. Белов, И. В. Копылов, О. В. Дикань

[и др.] // Известия ВУЗов. Черная металлургия. - 2011. - № 2. - С. 24

-26.

27. Ефимов, О. Ю. Закономерности формирования структурно-фазовых

состояний и механических свойств при ускоренном охлаждении двутавра /

О. Ю. Ефимов, В. Я. Чинокалов, А. Б. Юрьев [и др.] // Известия вузов.

Черная металлургия. - 2011. - № 4. - С. 16-19.

28. Костерев, В. Б. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний

при термомеханическом упрочнении / В. Б. Костерев, О. Ю. Ефи-

30


MOB, Ю. Ф. Иванов [н др.] // Известия вузов. Черная металлургия. - 2011.-

№4.-С. 24-28.

29. Громов, В. Е. Формирование дислокационной субструктуры при горячей

прокатке и термомеханнческом упрочнении малоуглеродистой стали

/ В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов, О. Ю. Ефимов [и др.] // Материаловедение. -

2011.-№ 1.-С. 40-42.

30. Сарычев, В. Д. Математическое моделирование распределения температуры

при воздействии плазменных потоков в технологии упрочнения

прокатных валков / В. Д. Сарычев, О. Ю. Ефимов, Г. Танг // Известия вузов.

Черная металлургия. - 2011. - № 10. - С. 39 - 41.

31. Громов, В. Е. Формирование и эволюция наноразмерных структурно-фазовых

состояний чугуна при плазменном упрочнении и последующей

эксплуатации / В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов, Г. Танг, О. Ю. Ефимов [и др.]

// Перспективные материалы. - 2011. - Специальный выпуск (13), октябрь.

-С. 202-206.

32. Ефимов, О. Ю. Повыщение стойкости прокатных чугунных валков

плазменной обработкой / О. Ю. Ефимов, В. Я. Чинокалов, В. Е. Громов [и

др.] // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -

2011.-№2.-С. 5-11.

33. Ефимов, О. Ю. Формирование дислокационной субструктуры и на-

[юразмерных фаз при термомеханическом упрочнении проката из стали

09Г2С / О. Ю. Ефимов, В. Б. Костерев, В. Е. Громов [и др.] // Проблемы

черной металлургии и материаловедения. - 2011. -№ 2. - С. 23 - 31.

34. Громов, В. Е. Механизмы формирования предела текучести мшюуглеродистой

стали при термомеханическом упрочнении // В. Е. Громов, Ю.

Ф. Иванов, В. Б. Костерев, О. Ю. Ефимов [и др.] // Проблемы черной металлургии

и материаловедения. -2011. - № 3. - С. 50-56.

35. Иванов, Ю. Ф. Изменение структурно-фазовых состояний поверхностных

слоев упрочненных чугунных валков при эксплуатации / Ю. Ф.

Иванов, В. Е. Громов, О. Ю. Ефимов [и др.] // Проблемы черной мета1лургип

и материаловедения. - 2011. - №4. - С. 66 - 75.

36. Ефимов, О. Ю. Изменение структуры поверхностного слоя упрочненного

чугун1юго валка после эксплуатации в промежуточной клети мелкосортного

стана 250 / О. 10. Ефимов, В. Е. Громов, Ю. Ф. Иванов, В. Я.

Чинокалов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия. - 2012. - № 2. -

С. 60-64.

37. Громов, В. Е. Формирование многофазной структуры в каналах трещин

при эксплуатации плазменноупрочненных валков / В. Е. Громов, Ю.

Ф. Иванов, О. Ю. Ефимов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия.-

2012.-№4.-С. 45-47.

38. Ефимов, О. Ю. Эволюция структур1ю-фазовых состояний при эксплуатации

плазменноупрочненного чугунного валка / О. Ю. Ефимов, В. В.

31


Пнскаленко, В. Е. Громов [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия.-

2012.-№ 6.-С. 37-42.

39. Ефимов, О. Ю. Формирование наноразмерных структурно-фазовых

состояний при термомеханическом упрочнении арматуры / О. Ю. Ефимов,

М. М. Морозов, Т. Ы. Маркова [и др.] // Нанопнженерия. - 2013. - № 2. - С.

3-9.

Патенты

1. Пат. 48828 Российская Федерация, МПК 7 В 21 В 45/02. Устройство

для ускоренного охлаждения и гидротранспортирования прокатных изделий

/ А.Б. Юрьев, В.Я. Чинокапов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов [и др.];

ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». - №

2005118482/22; заявл. 14.06.2005; опубл. 10.11.2005, Бюл. 31. - 2 е.; ил. 1.

2. Пат. 55651 Российская Федерация, МПК В21В45/02. Устройство для

ускоренного охлаждения и гидротранспортнрования фасонных профилей

проката / А.Б. Юрьев, В.Я. Чипокалов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов [и др.];

ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». - №

2006107008/22; заявл. 06.03.2006; опубл. 27.08.2006, Бюл. № 24. - 2 е.;

ИЛ.1.

3. Пат. 2287021 Российская Федерация, МПК С2108/08. Устройство

ДЛЯ ускоренного охлаждения и гидротранспортирования фасонных профилей

проката / В.Я. Чинокалов, М.В. Зезиков, А.Г. Клепиков, О.Ю. Ефимов

[и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». - №

2004138237/02; заявл. 27.12.2004; опубл. 10.11.2006, Бюл. №31. - 5 с.

4. Пат. 2298043 Российская Федерация, МПК С2109/3. Способ термической

обработки прокатных вштков / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов

[и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». —

№ 2005131334/02; заявл. 10.10.2005; опубл. 27.04.2007, Бюл. № 12. - 5 с.

5. Пат. 61605 Российская Федерация, МПК В21В45/02. Устройство для

термического упрочнения и гидротранспортирования прокатных изделий /

Т.Р. Галиуллин, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов, [и др.]; ОАО «Западно-

Сибирский металлургический комбинат». - № 2006133497/22; заявл.

18.09.2006; опубл. 10.03.2007, Бюл. №7.-2 е.; ил. 1.

6. Пат. 62857 МПК В23К10/00. Устройство для плазменной обработки

изделий / Т.Р. Галиуллин, О.Ю. Ефимов, В.М. Никиташев [и др.]; ОАО

«Западно-Сибирский металлургический комбинат». - № 2006145085/22;

заявл. 18.12.2006; опубл. 10.05.2007, Бюл. № 13.-1 с.;ил.1.

7. Пат. 64540 Российская Федерация, МПК В21045/02. Устройство для

термического упрочнения и гидротранспортирования проката / Т.Р. Галиулли[1,

О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский

металлургический комбинат». - № 2007107192/22; заявл. 26.02.2007;

опубл. 10.07.2007, Бюл. №19.-2 е.; ил.1.

8. Пат. 2325449 Российская Федерация, МПК С2101/09. Способ терми-

32


ческой обработки профилированных металлических поверхностей / А.Н.

Лаврик, О.Ю. Ефимов, В.М. Никиташев [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский

металлургический комбинат». - № 2006121872/02; заявл. 19.06.2006;

опубл. 27.05.2008, Бюл. № 15.-8 е.; ил.6.

9. Пат. 69781 Российская Федерация, МПК В21045/02. Устройство для

термического упрочнения и гидротранспортирования проката мелкого сорта

/ Т.Р. Галиуллин, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.] - №

2007134162/22; заявл. 12.09.2007; опубл. 10.01.2008, Бюл.№ 1 - 2 е.; ил.1.

10. Пат. 2340684 Российская Федерация, МПК С2108/08. Способ термомеханической

обработки проката / Т.Р. Галиуллин, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов,

[и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат».

- № 2006133422/02; заявл. 18.09.2006; опубл. 10.12.2008, Бюл. № 34.-5 с.

11. Пат. 81911 Российская Федерация, МПК В21В45/02. Устройство для

ускоренного охлаждения и гидротранспортирования шахтной стойки / Т.Р.

Галиуллин, О.Ю. Ефимов, М.В. Зезиков [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский

металлургический комбинат». - № 2008135416/22; заявл. 01.09.2008;

опубл. 10.04.2009, Бюл. № 10. -2 е.; ил.1.

12. Пат. 80377 Российская Федерация, МПК В23К10/00. Устройство для

плазменной обработки изделий / О.Ю. Ефимов, В.М. Никиташев, В.Я. Чинокалов

[и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат».

- № 2008135429/22; заявл. 01.09.2008; опубл. 10.02.2009, Бюл. №4.-2 е.;

ил.1.

13. Пат. 2389804 Российская Федерация, МПК С2108/08. Способ производств

арматурного проката периодического профиля для армирования

железобетонных конструкций / О.Ю. Ефимов, Е.А. Гостеев, Л.М. Полторацкий

[и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». -

№ 2009121891/02; заявл. 08.06.2009; опубл. 20.05.2010, Бюл. № 2. - 11 с.

14. Пат. 95702 Российская Федерация, МПК Е04С5/01. Стальной стержень

для армирования железобетонных конструкций / А.Б. Юрьев, О.Ю.

Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический

комбинат». - № 2010106495/22; заявл. 24.02.2010; опубл. 10.07.2010,

Бюл. № 19.-2 е.; ил.1.

15. Пат. 2394923 Российская Федерация. МПК С2108/08. Способ производства

горячекатаной катанки для изготовления арматурного проката периодического

профиля для армирования железобетонных конструкций /

О.Ю. Ефимов, Е.А. Гостеев, Л.М. Полторацкий [и др.]; ОАО «Западно-

Сибирский металлургический комбинат». - № 2009121889/02; заявл.

08.06.2009; опубл. 20.07.2010, Бюл. № 20. - 8с.

16. Пат. 97284 Российская Федерация, МПК В21В45/02. Устройство для

ускоренного охлаждения и гидротранспортирования двутавра / А.Б. Юрьев,

О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический

комбинат». - № 2010111067/22; заявл. 23.03.2010; опубл.

10.09.2010, Бюл. №25.-2 е.; ил.1.

3.3


17. Пат. 100927 Российская Федерация, МПК В21В45/02. Устройство

для термического упрочнения и гидротранспортирования проката круглого

сечения / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский

металлургический комбинат». - № 2010125599/02; заявл.

22.06.2010; опубл. 10.01.2011, Бюл. № I. -2 с.; ил.1.

18. Пат. 104191 Российская Федерация, МПК Е01В25/10. Профиль для

монорельсовых дорог / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.];

ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат». - №

2011 100495/11; заявл. 11.01.2011; опубл. 10.05.2011, Бюл. № 13. - 2 е.;

ил.1.

19. Пат. 2425896 Российская Федерация, МПК С2Ш8/00. Способ изготовления

двутавра для шахтных монорельсовых дорог / А.Б. Юрьев, О.Ю.

Ефимов, В.Я. Чинокалов [и др.]; ОАО «Западно-Сибирский металлургический

комбинат». - № 2010113842/02; заявл. 08.04.2010; опубл. 10.08.20П.

Бюл. №22.-7с.;ил.2.

Изд. лиц. № 01439 от 05.04.2000. Подписано в печать 22.03.2013 г.

Формат бумаги 60x84 1/16. Бумага писчая. Печать офсетная

Усл. печ.л. 2.12. Уч. изд. л. 2,0 Тираж 120 экз. Заказ 159

Сибирский государственный индустриальный университет.

654007, г. Новокузнецк, ул. Кирова, 42

Издательский центр СибГИУ

.14

Hooray! Your file is uploaded and ready to be published.

Saved successfully!

Ooh no, something went wrong!