Изучены межфазные явления и реакции между карбидом вольфрама W₂C и расплавом коррозионностойкой стали с помощью экспериментов по смачиванию. Исследование рассматриваемого процесса проведено по методике высотемпературного контактного нагрева подложки W₂C и металлического образца из стали марки 08Х18Н10Т. Установлено, что карбид вольфрама W₂C обладает хорошими показателями смачиваемости коррозионностойкой сталью. Угол смачивания составляет 135 – 145°. Исследована поверхность подложки методом электронной сканирующей микроскопии для определения состава полученных продуктов реакции. Анализ полученных результатов позволяет констатировать, что по всей площади контакта содержание химических элементов варьируется, но картина их распределения по площади контакта равномерная. Полученные данные позволяют сделать предположение о применимости сочетания рассматриваемых компонентов для создания дисперсно-упрочненных материалов. С этой целью проведены эксперименты по получению дисперсно-упрочненных центробежно-литых заготовок различными типами литья (горизонтального и вертикального). Для получения экспериментальных материалов проводилось введение в процессе центробежного литья горизонтального и вертикального типов в слитки карбида вольфрама в количестве 1 % (по массе). После получения экспериментальных материалов проведены исследования ряда механических свойств (временное сопротивление разрыву, предел текучести и твердость). Полученные в ходе экспериментальных исследований результаты позволяют сделать вывод о том, что при применении дисперсного упрочнения в процессе центробежного литья возможно получать металлические материалы с повышенными механическими свойствами. Временное сопротивление разрыву увеличивается (в среднем по всем образцам) на 2,49 %, предел текучести – на 2,27 %, твердость – на 5,02 %. Это соотносится с положениями о физико-химических свойствах металлов при применении технологий дисперсного упрочнения.

Приведен анализ намагничивания и нагрева ферромагнитной шихты в тиглях индукционных печей двух видов. В индукторных печах шихта намагничивается вертикальным электромагнитным потоком, а в электромагнитных печах с изогнутым U-, С- или О-образным магнитопроводом (МПр) – горизонтальным потоком. Показана недостаточная изученность этих во многом общих процессов намагничивания. Отражена важность магнитной индукции В_i в материале шихты. Раскрыты трудности определения этого параметра при намагничивании одиночного куска шихты и связанных с ним других магнитных величин: индукции В_м и напряженности Н_м размагничивающего поля, коэффициента размагничивания N, намагниченности М, магнитных проницаемостей вещества μ_i и тела μ_т, восприимчивости k_m и др. Трудности возрастают при намагничивании шихты, являющейся пористым телом с объемом V_т тигля и коэффициентом заполнения K _v ≤ 0,5 этого объема ферромагнитными кусками. Оно также создает размагничивающее поле с индукцией В_мпт и напряженностью Н _мпт. Кроме того, поры оказывают дополнительное размагничивающее действие. Поэтому индукция В_iпт в пористом теле меньше индукции В_i в сплошном теле. Для сравнения намагничивания ферромагнитной шихты горизонтальным и вертикальным потоками частотой 50 Гц проведены моделирующие опыты с образцами неуплотненной дроби ДСЛ08 из высокоуглеродистой стали (ГОСТ 11964 – 83), имеющей величину K_v ≈ 0,53. Образцы помещали в индуктор и между полюсами U-образного магнитопровода. Индукцию измеряли цилиндрическим и плоским зондами милитесламетра Ш1-15 в воздухе и в образце. Установлено преимущество электромагнитной печи над индукторной печью в более равномерном распределении индукции В_i в шихте и ее существенном превышении в 1,7 раза над индукцией В _е в рабочей полости печи, что свидетельствует о более эффективном использовании электромагнитной энергии в этой печи при нагреве. Предложен контроль индукции В_i при нагреве шихты методом амперметра-вольтметра с помощью измерительной катушки из нагревостойкой проволоки.

Приведены результаты усталостных испытаний естественного стального композитного материала на циклический изгиб по отнулевому циклу нагружения. Естественный феррито-мартенситный композит (ЕФМК) имеет структуру из чередующихся слоев вязкого феррита и прочного мартенсита, что обусловливает особый механизм торможения трещины при нагружении. Отнулевой цикл нагружения предполагает наличие растягивающих усилий, направленных только в одну сторону, что позволяет избежать наклепа берегов трещины при ее росте. С помощью полученных данных о кинетике развития усталостной трещины и скорости ее роста в зависимости от числа циклов колебаний построена диаграмма усталостного разрушения. Проведено сравнение результатов испытаний образцов из стали одного химического состава. В одном случае была проведена традиционная термическая обработка на структуру сорбита отпуска. В другом – закалкой исходной строчечной феррито-перлитной структуры из межкритического интервала температур получена слоистая структура феррито-мартенситного композита. Эти материалы имели одинаковую твердость, но различие в структурной организации обусловило преимущество стали со структурой ЕФМК в отношении сопротивления разрушению при циклическом нагружении. При подходе трещины к поверхности раздела мартенсит-феррит возникает расслоение в феррите из-за растягивающих напряжений, параллельных плоскости трещины. Остановка роста трещины происходит до подведения дополнительной энергии для образования новой трещины в условиях, близких к одноосному напряженному состоянию. Представлена методика определения характеристик кинетики роста трещин при усталостном нагружении, которая рекомендована при испытании сталей и сплавов в условиях циклического изменения нагрузки.

Приведены данные исследований синтеза боридов железа при индукционном нагреве до 1000 °C в течение 5 мин образцов стали 20 с обмазкой из шихты, содержащей Fe–H₃BO₃. Содержание борной кислоты в составе шихты менялось от 25 и до 75 % (по массе). Шихта в экспериментах могла быть разбавлена раствором в воде жидкого стекла с добавлением небольшого количества гидроксида аммония и угля. Исследование микротвердости поверхностного слоя показало, что в ходе насыщения бором поверхностного слоя углеродистой стали 20 формируется макроскопически обширная диффузионная зона размером 900 – 1000 мкм, в которой содержание боридов постепенно снижается при перемещении в глубь матрицы. Такой размер диффузионной зоны указывает на аномально высокий массоперенос в ходе борирования стали 20. Действительно, вычисленный коэффициент диффузии в ходе борирования в условиях индукционного воздействия (около 1,35·10^–9 м²/с) на два порядка превышает коэффициент диффузии в классическом варианте борирования. Рентгеновские исследования показали, что в рассматриваемых условиях синтезируются бориды Fe₂B и FeB, а также формируется твердый раствор бора в α­железе. Анализ фазового состава структурных составляющих диффузионной зоны свидетельствует, что от поверхности к матрице формирование боридных фаз осуществляется в последовательности FeB → Fe₂B → (α-фаза + В) → металл основы. Микроструктура диффузионной зоны представляет собой более или менее выраженные слои, состоящие из боридных фаз FeB и Fe₂B. В целом же, особенно глубоколежащие области диффузионной зоны представляют собой композиционный материал, состоящий из пластичной α-фазы и кристаллов боридов железа. Кристаллы в FeB и Fe₂B в слое ориентированы преимущественно перпендикулярно к фронту диффузии. Возможно, это обусловлено быстрым преимущественным ростом боридной фазы в условиях высокой диффузионной подвижности атомов бора в каком-то одном направлении и затрудненной в других.

Методом молекулярной динамики проведено исследование влияния примесных атомов углерода и кислорода на скорость миграции границ наклона с осью разориентации <110> в γ-железе, имеющем ГЦК кристаллическую решетку. Получены зависимости энергии рассматриваемых границ и скорости их миграции при температуре 1600 К от угла разориентации. Скорость миграции границ наклона <110> при тех же условиях оказалась на порядок ниже скорости миграции границ <111> и <100>, что, в первую очередь, обусловлено сравнительно низкой энергией границ <110>. Кроме того, малоугловые границы наклона <110> являются уникальными по сравнению с другими границами наклона: зернограничные дислокации в них представляют собой обычные полные краевые дислокации с ровными ядрами, не содержащими периодически расположенных на них изломов, как в границах <111> и <100>. Введение примесных атомов углерода и кислорода приводит к значительному снижению скорости миграции границ зерен. Для примесных атомов углерода и кислорода рассчитаны энергии связи с зернограничными дислокациями в аустените. Полученные значения хорошо коррелируют с зависимостями скорости миграции границ <110> от концентрации примесей. Влияние примесей на миграцию границ в аустените оказалось сильнее, чем в изученных ранее никеле и тем более в серебре, что объясняется сравнительно низким значением электроотрицательности атомов железа по сравнению с никелем и серебром. Более высокое значение энергии связи с дислокациями в аустените и, соответственно, большее влияние на скорость миграции границ зерен были получены для атомов углерода.

Работа посвящена исследованиям по установлению причин образования трещин в сварных соединениях высокопрочной стали арктического назначения на основе изучения структуры и механических свойств металла шва и зоны термического влияния. Потребителями машиностроительной продукции предъявляются все более высокие требования к сварным соединениям металлоконструкций. Это обусловливает необходимость применения для их производства проката из сталей, которые обладают повышенными механическими и специальными свойствами. В работе показано, что при сварке сталей типа MAGSTRONG W700 в локальных участках сварных соединений наблюдается образование трещин. Установлено, что структура металла шва сварных соединений стали MAGSTRONG W700 характеризуется наличием столбчатых кристаллов с твердостью 312 – 323 HV. Структура металла на участке перегрева зоны термического влияния характеризуется наличием укрупненного первичного зерна, а также пакетными образованиями бейнита и бейнито-мартенсита с твердостью 338 – 352 HV. Уровень временного сопротивления разрыву металла зоны термического влияния составляет 618 – 627 МПа. В зависимости от температуры испытания, значения ударной вязкости металла зоны термического влияния изменяются от 62 до 86 Дж/см². Сталь MAGSTRONG W700 обладает хорошей сопротивляемостью к образованию горячих трещин при сварке (UCS = 20,3), однако имеет повышенную склонность к образованию холодных трещин (С_экв ≥ 0,48). Анализ полученных данных показал, что разрушение сварных соединений исследуемой стали происходит по причине ее неудовлетворительной свариваемости. Такая свариваемость обусловлена сложной химической композицией, а также целой совокупностью факторов (таких как формирование неблагоприятных структур в металле сварных соединений при воздействии термических циклов сварки, сложная картина сварочных напряжений, уровень которых превышает временное сопротивление разрыву металла). Структура металла шва имеет крупнокристаллическое строение, что значительно ослабляет соединение.

Изучены элементный и фазовый составы электродугового покрытия с использованием порошковой проволоки системы Fe–C–Si–Mn–Сr–Ni–Mo. Формирование электродугового покрытия на пластины из стали марки 09Г2С проводилось с помощью сварочного трактора ASAW-1250 с использованием изготовленной порошковой проволоки. В состав порошковой проволоки вводилась пыль газоочистки алюминиевого производства (взамен аморфного углерода). Химический состав наплавленного металла определяли рeнтгенoфлюорeсцентным методом на спектрометре XRF-1800 и атомно­эмиссионным методом на спектрометре ДФС-71. Микроструктура электродуговых покрытий изучалась с помощью оптического микроскопа OLYMPUS GX-51. Изучение фазового и элементного составов проводилось методами сканирующей электронной микроскопии на приборе LEO EVO 50. В электродуговом покрытии выявлена ликвация вольфрама и молибдена. Концентрация вольфрама изменяется более чем в три раза, а молибдена – более чем в два раза. Изломы образцов образованы в результате вязкого разрушения материала. На изломах образцов имеются поверхностные слои, толщина которых определяется химическим и элементным составами электродугового покрытия. Рассматриваемый слой характеризуется сравнительно малым диаметром ямок излома по сравнению с объемом образцов. Их диаметр колеблется в пределах от десятых долей до десятков микрометров. Показано, что наиболее крупные ямки формируются на частицах второй фазы микронных (2 – 3 мкм) размеров. Изучена загрязненность металла электродуговых покрытий неметаллическими включениями. Установлено, что химический состав порошковой проволоки исследуемой системы не оказывает существенного влияния на уровень загрязненности неметаллическими включениями электродуговых покрытий. Методом рентгенофазового анализа были определены параметр a кристаллической решетки и значения областей когерентного рассеяния фаз Fe и CrC, формирующихся в результате наплавки.

Комплексное легирование, сочетающее в определенной последовательности насыщение поверхностного слоя материала атомами металлов и газов, в настоящее время широко используется в большинстве промышленно развитых стран мира. Настоящая работа посвящена выявлению и анализу закономерностей изменения элементного и фазового состава, дефектной субструктуры, механических (микротвердость) и трибологических (износостойкость и коэффициент трения) свойств легированной углеродистой стали, подвергнутой комплексной обработке, сочетающей насыщение поверхностного слоя образцов атомами алюминия и последующее азотирование. В качестве материала исследования использована сталь 40Х, имеющая в исходном состоянии структуру, представленную зернами феррита и зернами перлита пластинчатой морфологии. Комплексное модифицирование осуществляли в едином вакуумном пространстве на установке «ТРИО» с размерами камеры 600×600×600 мм³, дооснащенной блоком коммутации для реализации элионного (электронного и ионного) режима обработки. Алитирование проводили при температуре 963 К в течение 4 часов. Катод электродугового испарителя был изготовлен из алюминиевого сплава А7 (98,8 % Al). Последующее азотирование алитированного слоя проводили при температуре 803 К в течение 2 часов. Установлено, что в результате комплексной обработки формируется модифицированный слой толщиной до 70 мкм. Показано, что комплексное модифицирование стали сопровождается формированием многофазного субмикро- и наноструктурного состояния, содержащего нитриды алюминия, нитриды и алюминиды железа и хрома. Установлено, что твердость стали максимальна на поверхности модифицирования и превышает твердость исходного материала в три раза. Износостойкость стали в условиях сухого трения после комплексного модифицирования снижается.

Проведена количественная оценка относительного содержания углерода в структурных элементах головки рельсов после пропущенного тоннажа 1411 и 1770 млн т брутто. В исходном состоянии углерод в основном содержится в частицах цементита. После эксплуатации рельсов местом расположения углерода, наряду с цементитом, являются дефекты кристаллической структуры стали. Показано, что процессы перераспределения углерода наиболее интенсивно происходят в поверхностных слоях до 2 мм. Увеличение пропущенного тоннажа сопровождается заметным перемещением углерода на дефекты структуры рабочей выкружки по сравнению с поверхностью катания.

Смоделирован процесс эволюции напряженно-деформированного состояния (НДС) многослойной оболочковой формы (ОФ) при изменении свойств между слоями в процессе охлаждения в ней залитой стальной отливки. Построена математическая модель и проведено теоретическое исследование напряженного состояния ОФ при отсутствии в ней связи между слоями в многослойном композите. Рассмотрена сложная трехкомпонентная система (жидкий металл, твердый металл, керамическая оболочковая форма). Твердый металл и ОФ считаются изотропными. Для решения поставленной задачи применялись теория малых упругопластических деформаций и уравнения теплопроводности, а также апробированные численные методы. Эволюция НДС в оболочковых формах прослеживается по временным шагам. Толщина затвердевающего металла определяется из уравнения межфазового перехода. Рассмотрен процесс нагрева осесимметричной ОФ при заливке в нее жидкого металла. Напряженное состояние оценивалось по возникающим в ОФ напряжениям и перемещениям. В процессе охлаждения жидкого металла на контакте оболочковой формы с опорным наполнителем (ОН) возможен отход поверхности между ними. В этом случае решается контактная задача. С учетом составленного алгоритма решения задачи с использованием разработанных численных схем и программных комплексов выполнены расчеты для случая полного скольжения слоев. Полученные результаты численных расчетов представлены в виде эпюр и графиков. Приведен подробный анализ полученных результатов. Показана несостоятельность ранее высказанной идеи о применимости скольжения между слоями в многослойном композите с позиции снижения его напряженного состояния. Результаты исследований могут быть полезны при расчетах других функциональных многослойных оболочечных систем.

Все предприятия металлургической промышленности производят и используют измельченные материалы, получаемые дроблением. В мировом энергетическом балансе доля производимой энергии, расходуемой на дробление, составляет более 5 %. В настоящей работе рассмотрена схема дробильной машины с упорами на валке, конструкция которой формирует в измельчаемом куске сложное напряженное состояние при одновременном действии нормальных и касательных напряжений. Показано, что при генерации сложного напряженного состояния в дробимом куске хрупкого материала расход энергии меньше на 30 – 40 %, чем при действии в куске линейного нормального напряжения. Разработана методика определения мощности электродвигателя привода энергосберегающей дробильной машины с упором на валке на этапе проектирования.