WWW.OS.X-PDF.RU
БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА - Научные публикации
 

Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 18 |

«КАЧЕСТВО ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЁННЫХ РЕЛЬСОВ И ПОДКЛАДОК Исследования. Теория. Оборудование. Технология. Эксплуатация. ...»

-- [ Страница 5 ] --

- смещение критической точки Ac3 в область более высокой температуры нагрева, способствует полному превращению, которое протекает при более высокой температуре;

- кратковременность пребывания металла головки в области температур фазовых превращений способствует торможению собирательной рекристаллизации наклепанных зерен аустенита. Такой эффект позволяет осуществлять нагрев до более высоких температур с формированием в металле закаленного слоя головки высокодисперсной перлитной структуры и мелкого зерна;

- закаленная часть головки характеризуется наличием двух слоев металла с различной твердостью и дисперсностью перлитной структуры (рис. 2.15): верхний слой – область металла, где прошли полные фазовые превращения при нагреве и охлаждении ( ) со структурой закалки и переходной слой металла, расположенный под закаленным – область, где прошли неполные фазовые превращения (неполная закалка) со смешанной структурой сорбитообразного перлита, переходящего в – пластинчатый исходного состояния. Оптимальное соотношение данных слоев составляет 1:0,6 (0,7) (см. рис. 2.15).

Несмотря на то, что при поверхностной закалке головки рельса с нагрева ТВЧ она имеет закаленный слой, равный одной трети ее высоты (высота головки рельсов Р65 составляет 42 мм), а остальная часть профиля находится в незакаленном состоянии, обеспечивается высокое сопротивление хрупкому разрушению при отрицательной температуре (копровые испытания проб, охлажденных до -60°С).



а <

–  –  –

Рис. 2.15 Макроструктура металла головки рельса, закаленного с нагрева ТВЧ: а – закаленный слой; б – переходной; в – исходный металл Это определяется наличием в закаленной головке дисперсной и однородной структуры сорбита или троостита закалки (рис. 2.16), равномерным распределением твердости по ее глубине (рис. 2.17). Структура характеризуется оптимальной эпюрой распределения остаточных напряжений по профилю рельса с наличием на поверхности катания сжимающих напряжений небольшой величины (120-140 Н/мм2). Наличие таких показателей качества металла способствует тому, что головка, в основном, принимает на себя единичные и многократные нагрузки в условиях ударного изгибного нагружения.

а б Рис. 2.16 Микроструктура металла головки рельса после закалки: а – с нагрева ТВЧ и охлаждения водовоздушной смесью; б – с печного нагрева и охлаждения в масле Рис. 2.17 Распределение твердости ( HRC ) по глубине головки рельса, закаленного с нагрева ТВЧ: а – по оси головки; б, в – на обеих е выкружках В силу физических и технологических особенностей поверхностной закалки головки рельсов с индукционного нагрева ТВЧ в упругоизогнутом состоянии, как правило, под закаленным слоем располагаются остаточные напряжения небольшой величины. При глубоком прогреве головки и последующем охлаждении величина и глубина их залегания увеличиваются. Совпадение глубины их залегания с максимальными касательными напряжениями, возникающими от колес подвижного состава, может отрицательно сказаться на контактноусталостной прочности металла. Поэтому при закалке желательно получить под закаленным слоем более расширенную зону – переходного металла, т. к. она является демпфирующей между закаленной и незакаленной частью металла головки. Это позволит обеспечить и плавное распределение усилий от головки к подошве рельса под действием колес подвижного состава.

Важным является оптимальная эпюра распределения остаточных напряжений по профилю рельса с наличием на поверхности головки остаточных напряжений сжатия небольшой величины.

2.5 Фазовые и структурные превращения при закалке с ускоренного нагрева ТВЧ При ускоренном индукционном нагреве ТВЧ структурообразование имеет свою особенность, отличающуюся от печного нагрева. Эта особенность заключается в самой природе фазовых и структурных превращений.

Известно, что образование зародышей аустенита происходит при нагреве до температуры несколько выше первой критической точки Ac1. С повышением температуры индукционного нагрева сверх Ac1 увеличивается число центров кристаллизации, при этом линейная е скорость протекает более медленно. С повышением скорости индукционного нагрева стали ТВЧ интервал образования аустенита сдвигается в область более высоких температур по сравнению с - печным [78-80]. При этом происходит так называемый «перенагрев» перлита, что вызывает сильный рост свободной энергии превращения и термодинамического потенциала системы и приводит к е неустойчивости. Это меняет характер превращения: от диффузионного при температуре близкой к точке Ac1 – бездиффузионному, при котором резко увеличивается число центров кристаллизации.

В работе [81] отмечается, что при перекристаллизации стали при индукционном нагреве ТВЧ, фазовое превращение перлита в аустенит протекает с изменением объема. Это приводит к внутреннему наклепу зерен аустенита, а также сдерживанию их рекристаллизации. Из-за небольшого времени пребывания стали в области фазовых превращений рост зерен аустенита замедляется.

Фазовые превращения в стали при электронагреве некоторые авторы объясняют тем, что с увеличением скорости нагрева область превращения смещается в сторону более высоких температур. Так, в работе [82] изучено влияние скорости нагрева на положение критических точек. Согласно полученным данным, при нагреве образцов углеродистой стали внешним источником тепла повышение скорости до некоторой «критической» (200-250°С/с) приводит к росту Ac1 на 35-50°С. При дальнейшем повышении скорости нагрева до 2000С/мин положение точки Ac стабилизируется.





В работе [83] показано,что при электронагреве стали У12 со скоростью 200 и 400°С/с не выявлено повышения точки Ac. По мнению авторов, это является следствием чрезвычайно большой скорости превращения (0,36 и 0,14 соответственно).

Авторы работы [84] считают, что превращение перлита в аустенит с любыми скоростями индукционного нагрева и во всех сталях начинается при температуре Ac, равной 725°С. При всех сравнительно небольших скоростях нагрева (до 50°С/с) процесс превращения завершается при этой же температуре.

При больших скоростях нагрева не обеспечивается завершение этого процесса в облпсти постоянной температуры, и он растягивается на некоторый интервал, причем тем больший, чем выше скорость нагрева. Такой же точки зрения придерживается и автор работы [85], по мнению которого, чем больше скорость нагрева, тем шире температурный интервал превращения.

В работе [86] отмечается, что отсутствие влияния скорости нагрева на положение критических точек относится к случаям высокодисперсных исходных структур. При менее благоприятной структуре (грубозернистая ферритоперлитная смесь) отмечается сильное смещение начала образования аустенита.

Степень «перенагрева» имеет место тем больше, чем менее дисперсна исходная структура.

По данным [87], увеличение скорости нагрева от 10 до 60; 160; 350 и 840°С/с приводит к повышению точки Ac1 для стали с 0,4 %. С в отожженном состоянии от 725 до 758, 772, 783 и 800 °С соответственно.

Согласно работе [88], концентрация углерода в аустените стали У8 после нагрева со скоростью 100-120 °С/с составила: при 760°С – 0,35 %, при 840°С – 0,52 %, при 880 – 0,64 % и при 925 - 0,8 %. При печном нагреве стали У8 однородный аустенит образуется при 750-760°С.

Для разработки оптимальных параметров термической обработки рельсов с нагрева ТВЧ был проведен комплекс исследований структурных превращений аустенита при ускоренном нагреве [89], а также основных технологических характеристик рельсовой углеродистой стали стандартного состава (оценены прокаливаемость, закаливаемость, склонность к росту зерна аустенита, скорость распада аустенита при непрерывном охлаждении и в изотермических условиях).

Исследование проводили на образцах, отобранных от рельсов промышленного производства, изготовленных из мартеновской стали следующего химического состава, %: 0,89 С; 1,26 Мn; 0,31 Si; 0,05 V; 0,012 Р; 0,027 S.

Кинетику фазовых и структурных превращений аустенита при ускоренном нагреве исследовали на образцах сечением 6 х 6 мм и длиной 50 мм в интервале температур 740-930°С [49, 89]. Нагрев осуществляли со скоростью 10°С/с, а затем охлаждали в воде.

Процесс формирования структуры рельсовой стали при закалке с ускоренного нагрева в интервале таких температур изучали металлографически, а также по результатам измерения твердости (НRС), микротвердости на приборе ПМТ-3 при нагрузке Н-50. На основании результатов дилатометрических исследований определены критические точки при ускоренном нагреве до 900°С и охлаждении со скоростью 3°С/мин ( Ac1 =725°С; Ac =780°С; Ar3 =625 °C, точка начала мартенситного превращения Мн=235°С).

Металлографическое исследование стали показало, что в исходном состоянии (после прокатки) структура представлена грубопластинчатым перлитом с четко выраженными пластинами цементита различной ориентации (см. рис. 2.18, а). При закалке от 740°С структура стали состоит из нескольких составляющих (рис. 2.18, б). Значительная часть перлита претерпевает превращение.

Первые зародыши аустенита возникают как на границе зерен, так и в перлитных колониях. Формируется смесь, состоящая из цементных частиц, незначительное количество которых уже начинает растворяться, а также небольших участков бесструктурного мартенсита (белые нетравящиеся поля, 752 HV). Этот мартенсит формируется в местах, где в значительной степени произошло превращение перлита в аустенит (см. рис. 2.18, б). После закалки от 760 °С процесс превращения ускоряется и все большая часть перлита переходит в аустенит, который в процессе охлаждения также превращается в мартенсит (светлые участки, 840 HV). При этом аустенит поглощает перлит путем образования уступов на поверхности раздела фаз. Структура стали состоит из небольших участков мартенсита (см. рис. 2.18, в) а зерна аустенита неоднородны по содержанию углерода и марганца. Марганец находится в рельсовой стали, в основном, в составе цементита ( Fe, Mn)3 C, растворение которого в аустените с повышением температуры нагрева под закалку увеличивается. С повышением температуры нагрева до 810°С, участки аустенита разрастаясь, объединяются в более крупные и захватывают значительное пространство поля шлифа (происходит объединение разрозненных участков аустенита). При этом структура стали представляет собой мартенсит, иглы которого слабо травятся. Однако при данной температуре на фоне скрытокристаллического мартенсита наблюдаются отдельные, очень мелкие частички нерастворившегося цементита сферической формы (см. рис. 2.18, г). При закалке стали от 840 °С процесс превращения завершается и структура стали состоит из конгломерата различных фаз с явным преимуществом мартенситной структуры. Закалка от 900°С приводит к образованию преимущественно мартенситной структуры (cм. рис. 2.18, д). При нагреве стали до 930°С и охлаждении в воде образуется среднеигольчатый мартенсит 6 балла.

Результаты исследований перлитно-аустенитного превращения при ускоренном нагреве, полученные микроструктурным методом, согласуются с данными определения структурно-чувствительных характеристик – коэрцитивной силы и удельного электросопротивления Q после закалки от различных температур. Определяли также точку Кюри карбидной фазы термомагнитным методом по изменению остаточной намагниченности образцов, закаленных от различных температур после ускоренного нагрева [90].

Рис. 2.18 Структура рельсовой стали после охлаждения в воде от различных температур при ускоренном нагрве (10°С/с):

а – исходное состояние; б- 740°С; в - 760°С; г - 810°С; д - 900°С Точка Кюри цементита для исходного состояния, определяемая по перегибу на кривой, составляет 180°С. Несколько пониженное е значение [91] по сравнению с табличными данными (210°С) связано с частичным растворением в нем марганца [92]. На термомагнитных кривых 2, 3 и 4 (рис. 19) показана зависимость влияния температуры закалки от 730, 740 и 760°С на перегибы кривых при 180°С. Независимо от температуры нагрева под закалку сохраняются эти перегибы, что свидетельствует о наличии в структуре остатков исходного цементита. После закалки от 810°С и 840°С (см. рис. 2.19, кривые 5, 6) перегиб при 180°С исчезает и появляется другой, соответствующий более высокой температуре (250°С), которую следует отнести к точке Кюри высокодисперсного цементита, образовавшегося в результате распада мартенсита.

Рис. 2.19 Термомагнитные кривые рельсовой стали с ускоренного нагрева ( VH =10°C/c) до различных температур и охлажденных в воде ( - остаточная намагниченность): 1 – исходное состояние; 2, 3, 4, 5, 6 – закалка от 730, 740, 750, 810, 840°С соответственно Особенности структурообразования обусловлены характером изменения физических характеристик – удельного сопротивления, коэрцитивной силы H C, твердости HRC и остаточного аустенита AОСТ.. Физические свойства исследовали в интервале температур 700-1000°С.

Закалка образцов с температуры 700-735°С (рис. 2.20) приводит к значительному повышению характеристик H C,, AОСТ.. Коэрцитивная сила H C достигает наибольших значений при закалке с температуры 780-870°С. В интервале 870-950°С значения H C стабилизируются, а затем начинают снижаться. Максимальное значение H C в интервале 740-870°С связано, по-видимому, с неполным растворением цементита и неоднородным распределением углерода в аустените, т. е. неполной его гомогенизацией. Аналогично коэрцитивной силе H C изменяется и удельное электросопротивление, отражающее степень насыщения аустенита углеродом и марганцем.

Рис. 2.20 Зависимость физических свойств рельсовой стали от температуры нагрева под закалку ( VH =10°С/с): H C – коэрцитивная сила; HRC – твердость;

– удельное электросопротивление; AОСТ – остаточный аустенит Значения несколько повышаются при закалке с температур интервала 750-810°С, что связано с ростом концентрации углерода в аустените. При закалке образцов с температуры выше 840°С практически не изменяется. Это свидетельствует о достаточно полном растворении углерода и марганца. Наблюдаемое подтверждается уровнем твердости образцов, который достигает наибольших значений при закалке от 860-900°С. В этом случае приобретает тенденцию к снижению вследствие резкого роста кристаллов мартенсита.

Что касается остаточного аустенита в стали ( AОСТ. ), то его количество увеличивается с повышением температуры закалки. Так, в интервале 750-840°С содержание AОСТ. возрастает до 8,5 %, после чего практически стабилизируется.

Затем при закалке от 950°С и выше опять несколько возрастает.

В состоянии после прокатки рельсовая сталь содержала 3–4 % остаточного аустенита (см. рис. 2.20).

Дифракционная линия (220), снятая с отожженной рельсовой стали, имеет два острых максимума, что характерно для таких поликристаллических сплавов (рис. 2.21, кривая 1). После закалки стали от 760°С на линии (220) наблюдается один максимум (см. рис. 2.21, кривая 2), при этом происходит ее значительное физическое уширение: ФИЗ 3,2 103 рад. Микронапряжения второго рода составляют a / а 0,32 10 3, размер блоков мозаики Д 68 нм. После закалки от 810°С характер дифракционной линии (220) заметно изменяется: она становится более пологой (см. рис. 2.21, кривая 3), при этом увеличиваются все физические характеристики: ФИЗ. 9,8 103 рад, а / а 0,86 10 3 и Д =49 нм. Существенное изменение дифракционных линий происходит после закалки от 900 0 С – они становятся пологими (см. рис. 2.21, кривая 4), при этом изменяются и хаФИЗ. 16,5 103 рактеристики тонкой кристаллической структуры: рад, а / а 1,7 10 3 и Д =44 нм. С дальнейшим повышением температуры ускоренного нагрева до 930°С эти характеристики остаются постоянными.

После исследования кинетики фазовых и структурных превращений на образцах, закаленных с ускоренного нагрева были проведены опыты на полнопрофильных рельсовых пробах ( l =800 мм). Опыты проводили на лабораторной высокочастотной установке. Режимы закалки были близкими к параметрам термообработки рельсов в промышленных условиях. Параллельно проводили эксперименты на аналогичных пробах по закалке их с печного нагрева. Химический состав исследуемых проб следующий, %: 0,8 С; 1,2 Mn ; 0,35 Si ; 0,05 V.

Критические точки такой стали: Ac1 =725°С; Ac3 =770°С; Ar3 =680°С; Ar1 =630°С;

Mn =225°С. Результаты исследований приведены в табл. 2.3.

Рис. 2.21 Дифракционные линии от плоскостей (110) и (220) рельсовой стали: 1 – отожженное состояние; 2, 3, 4 – закалка с ускоренного нагрева ( VH =10°C/c) от температур 760, 840 и 900°С соответственно

–  –  –

Как следует из полученных данных, при закалке с нагрева ТВЧ от 950°С и с печного нагрева от 850°С иглы мартенсита имеют одинаковый размер - 8 балл. Однако, действительное зерно аустенита при закалке с нагрева ТВЧ на 1-2 балла меньше, чем после закалки с печного нагрева.

Изменение условий фазовых превращений при индукционном нагреве ТВЧ по сравнению с печным обуславливает получение и соответствующих результатов закалки. Так, при закалке с нагрева ТВЧ рельсовая сталь приобретает более высокую твердость, превышающую на 5-8 ед. НRC и ее структура отличается большей степенью дисперсности и мелкозернистости.

Наблюдаемое можно объяснить значительным смещением области фазовых превращений к более высокой температуре при ускоренном нагреве и кратковременностью пребывания металла в области фазовых превращений.

Превращение из чисто диффузионного в большей мере приближается к бездиффузионному типу.

При скоростном индукционном нагреве ТВЧ образование новой фазы (аустенита) происходит при температуре выше точки Ac1, по сравнению с обычным печным нагревом. Поэтому, чем выше температура нагрева сверх точки Ac1, тем больше растет число центров кристаллизации. Линейная скорость кристаллизации повышается медленнее. С увеличением скорости нагрева металла растт и температура, при которой образуется однородная -фаза. Выбор температуры нагрева определяется дисперсностью структуры. Чем она дисперснее, тем требуется более высокая температура нагрева под закалку. При этом происходит так называемый «перегрев» перлита практически аналогичный «переохлаждению» аустенита при закалке, что вызывает сильный рост свободной энергии, а также термодинамического потенциала системы и приводит к ее неустойчивости. Это меняет характер перлито-аустентного превращения и отдаляет процесс от чисто диффузионного при температуре около точки Ac1, приближая его к бездиффузионному типу, при котором величина линейной скорости кристаллизации очень мала по сравнению с сформированным числом центров кристаллизации. При дальнейшем нагреве происходит рекристаллизация аустенита и образование новых зерен.

На основании результатов металлографического и физических методов исследования, а также выявленных публикаций [93-95], можно заключить, что при ускоренном нагреве рельсовой высокоуглеродистой стали (0,71-0,82 % С) при нагреве ТВЧ ( VH =8-10°С/с), в ней протекают те же структурные превращения, что и при печном нагреве: растворение карбидной фазы, насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами, гомогенизация твердого раствора.

При этом мелкие частицы -фазы, являющиеся зародышами первых порций аустенита, возникают при температуре на 10-20°С, превышающей равновесную ( Ac1 ). Образуются слои по границам зерен в перлитных колониях [93] и, в первую очередь, в участках с дисперсными частицами цементита и минимальными расстояниями между ними, которые благоприятны для зарождения и дальнейшего роста начальных порций аустенита в условиях непрерывного нагрева. В участках с более крупными пластинами цементита начало образования аустенита несколько задерживается и с повышением температуры ускоренного нагрева этот процесс развивается более интенсивно. Вследствие повышенной скорости нагрева стали при обработке ТВЧ, образующиеся зерна аустенита неоднородны по содержанию углерода и легирующих элементов, в частности, марганца, который в рельсовой стали частично находится в цементите ( Fe, Mn)3 C, растворяющемся в -твердом растворе с повышением температуры нагрева. После образования аустенита в нем происходит диффузионное выравнивание распределения компонентов, причем скорость этого процесса зависит, главным образом, от температуры нагрева, времени выдержки при ней и дисперсности исходных феррито-цементитных частиц [90].

В результате исследований кинетики роста зерна аустенита установлено, что рельсовая сталь после закалки с печного нагрева не обладает достаточной мелкозернистостью (рис. 2.22).

Так, при закалке с температуры 850°С (Vн=10°С/с) размер зерна аустенита соответствует 7 баллу (ГОСТ 5639); при этом микростуктура стали состоит из крупноигольчатого мартенсита 8 балла (ГОСТ 8233). После закалки от 950°С зерно аустенита увеличивается до 5 балла, а структура стали состоит из игольчатого мартенсита 9 балла (см. рис. 2.22) Рис. 2.22 Кинетика роста зерна аустенита рельсовой углеродистой стали при нагреве: 1 – печной; 2 – ускоренный нагрев (Vн =10°С/с) После закалки от температуры 1000°С зерно аустенита увеличивается до 5балла, а иглы мартенсита – до 8 балла (см. рис. 2.22).

Исследование прокаливаемости образцов в интервале температур 800С методом торцовой закалки показали, что максимальная твердость достигаются в интервале температур 880-900°С. При этом твердость и толщина слоя с полумартенситной структурой составляют 63-64 HRC и 5-6 мм соответственно, а зерно аустенита равно 9 баллу. При нагреве образцов до температуры выше 950°С зерно аустенита увеличивается до 8-7 балла, а твердость снижается до 58 HRC за счет увеличения количества остаточного аустенита (6-8 % вместо 3-4 % в исходном состоянии). С дальнейшим повышением температуры нагрева образцов до 1000°С прокаливаемость не изменяется, а твердость несколько снижается. Зерно аустенита значительно возрастает. Максимальное значение твердости и прокаливаемости при торцевой закалке образцов в воде достигается при температурах нагрева в интервале 870-900°С.



При построении термокинетической диаграммы превращения аустенита в условиях непрерывного охлаждения применяли дифференциально-термический метод. При построении изотермической диаграммы – магнитометрический.

На термокинетической диаграммы (рис. 2.23) четко выявлена одна область при превращении, которая располагается в интервале температур 675С и монотонно снижается.

При охлаждении дилатометрического образца со скоростью 0,1-0,4°С/с (см. рис. 2.23, кривые 1 и 2) перлитное превращение протекает в интервале температур 675-550°С с образованием структуры пластинчатого перлита и твердостью соответственно 26 и 28 HRC. С увеличением скорости охлаждения до 2,5°С/с (кривая 3) дисперсность структуры и твердость возрастают. Превращение протекает в интервале 600-500°С. При данной скорости охлаждения структура представляет собой сорбитообразный перлит с твердостью 33 HRC.

С последующим увеличением скорости охлаждения образца до 12°С/с (кривая

4) дисперсность структуры значительно увеличивается, при этом образуется троостит с твердостью 38 HRC. Превращение протекает в интервале 580-460°С.

При охлаждении со скоростью 25°С/с (кривая 5) формируется смешанная структура, состоящая, в основном, из троостита и троостосорбита с незначительными участками продуктов промежуточного превращения (бейнита) и мартенсита, при этом твердость составляет 48-51 HRC. Продукты промежуточного превращения располагаются в виде иглообразных пачек, каждая из которых как бы врезается в перлитные зерна. При охлаждении дилатометрического образца со скоростью 45°С/с и более выявляются структуры среднеигольчатого мартенсита с твердостью 62 HRC. Начало мартенситного превращения начинается при температуре примерно 250°С (см. рис. 2.23, кривые 6 и 7).

Рис. 2.23 Термокинетическая диаграмма превращения аустенита в рельсовой углеродистой стали стандартного состава TH =900°С; V1 V7 - скорости охлаждения образцов На изотермической диаграмме (рис. 2.24) отмечается одна область превращения, в которой минимальная устойчивость аустенита находится в интервале 500-450°С. В интервале данных температур нагрева превращение аустенита в перлит начинается через 4 с и заканчивается через 30 с, т. е. длительность превращения составляет 26 с. Следовательно, при 500-450°С формируется наиболее дисперсная перлитная структура (сорбит, троостит). При более высоких температурах превращения, например 650-550°С, изотермическое превращение аустенита в перлит начинается соответственно через 7 и 5 с после начала охлаждения и заканчивается через 40 и 30 с. Длительность превращения составляет в первом случае 33 с, во втором – 25 с. При дальнейшем понижении температуры, например до 450°С и ниже, устойчивость изотермического распада аустенита увеличивается и при 400°С составляет 90 с.

При всех исследованных температурах и скоростях охлаждения кинетика изотермического превращения аустенита в перлит данной стали проходит до конца. Характер изменения скорости изотермического превращения аустенита близкий для всех исследованных интервалов температур. В начале превращения скорость его растет, в середине – имеет постоянное значение, а в конце – замедляется.

Рис. 2.24 Изотермическая диаграмма превращения аустенита в углеродистой стали стандартного состава На дилатометрических образцах при повышенных скоростях охлаждения в интервале 450-400°С имеются локальные участки структуры промежуточного превращения. Подтверждением этому является выявленные в отдельных случаях структуры промежуточного превращения при закалке рельсов водовоздушной смесью с нагрева ТВЧ в промышленных условиях. Установлено, что их образование – результат легирующего действия марганца, особенно при содержании его на верхнем пределе требований стандарта (0,80-1,3%). Однако, и при содержании марганца менее 1 %, промежуточное превращение не исчезает, а лишь сдвигается в область более высоких температур, приближаясь, а иногда и сливаясь с перлитным превращением.

Сопоставление результатов исследования микроструктуры дилатометрических образцов и термокинетических кривых превращения аустенита показало, что в интервале температур 675-450°С превращение протекает по перлитному типу с образованием структуры сорбит-троостит закалки. При 450-400°С перлитное и частично промежуточное (бейнитное) превращения накладываются друг на друга с образованием неоднородной структуры. С понижением температуры до 350°С распад аустенита протекает с образованием верхнего бейнита, а при 300°С –нижнего. И лишь при температуре ниже 250°С образуется мартенит.

На основании дилатометрических исследований превращения аустенита рельсовой углеродистой стали стандартного состава мартеновского производства с нанесенными на термокинетическую диаграмму скоростями охлаждения образцов и построения диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита можно отметить следующее. Для получения однородной и дисперсной структуры металла закаленного слоя охлаждение головки рельсов, например водовоздушной смесью, как это принято в промышленных условиях меткомбината ОАО «Азовсталь», необходимо завершать при температуре не ниже 450-430°С, так как при более низкой появляются участки бейнита (локальные), наличие которых охрупчивает металл и не допускается нормативно-технической документацией. Образование этих участков – результат легирующего действия марганца и высокое содержание углерода, особенно при концентрации их на верхнем пределе [96] требований стандарта (1,0-1,3 % Mn и 0,80-0,82 % C ).

Поэтому при закалке головки рельсов, нагретой ТВЧ, важную роль играет интенсивность охлаждения в нижнем интервале температур перлитного превращения.

2.6. Аналитический метод выявления дефектных структур в рельсовых сталях Согласно требованиям стандарта Украины ДСТУ 4344:2004 в головке рельсов после их термической обработки не допускается наличие бейнита и мартенсита. Стандарт Российской Федерации Р51685-2000 допускает наличие бейнитной составляющей на глубине до 2мм в головке рельса.

Многолетними исследованиями [64, 75] было установлено, что получение таких структур в готовом изделии существенным образом зависит от исходного металла (его химического состава, технологии производства и упрочнения), параметров сварки (при стыковке рельсов в пути).

Существенный вклад в формирование локальных зон с бейнитом и мартенситом вносят ликвация химических элементов, а также среды, типы и специальные приемы охлаждения в процессе закалки. В последние годы для термообработки рельсов закалкой ТВЧ используют на различных стадиях охлаждения дозированную подачу воздуха и водовоздушной смеси. При этом появилась возможность использовать и подогретую воду до температуры 60С, что позволяет при необходимости обеспечить и более мягкое упрочнение головки рельса. Для реализации такого процесса разработаны специальные охлаждающие устройства [40], позволяющие в автоматическом режиме регулировать в различных зонах технологической цепочки закалки рельсов необходимый режим охлаждения.

Сдаточные испытания рельсов предусматривают обеспечение твердости в поперечном сечении головки, которая должна находиться в пределах 34HRC, а глубина закаленного слоя в центральной зоне соответствовать 11мм, а на выкружках - 15мм. Такой уровень твердости должен достигаться при условии отсутствия структур бейнита и мартенсита. Контроль структурных составляющих производят по оценке микроструктуры, твердости и микротвердости. Применение этих методов оправдано, когда термическая обработка направлена на получение только таких структур, например, при производстве мелющих тел из рельсовой стали, которые подвергаются закалке с прокатного нагрева. В случае же термообработки рельсов, где основу составляют пластинчатый перлит, сорбит и троостит, выделить не допустимые стандартом фазы очень сложно, поскольку они занимают небольшие участки и, как правило, располагаются не в изолированных зонах, а формируются совместно с основными структурными составляющими в виде локальных участков. Поэтому металлографические исследования часто их не идентифицируют и применение оценок по микротвердости и твердости оказываются не всегда эффективными. Исходя из того, что качество рельсового металла часто является нестабильным (касается степени дисперсности перлита), для упрочнения шейки, подошвы и подготовки головки к закалке ТВЧ, целесообразно проводить предварительный сфероидизирующий отжиг.

Задачей исследований явилась разработка математического метода анализа микроструктуры, позволяющего выявить зоны расположения бейнитных и мартенситных составляющих, а также определить их долю для последующей возможности использования этой методики оценки качества рельсовой стали в производстве при сдаточных испытаниях продукции.

При разработке такой методики были также поставлены задачи, которые направлены и на получение достоверных результатов: выявить наличие и области расположения структур бейнита и мартенсита при различных способах производства рельсовой стали; провести сопоставительный анализ при использовании различных подходов для описания структуры, чтобы убедиться в правильности ее оценки; сопоставить долю выявленных структур бейнита и мартенсита с уровнем твердости в анализируемых зонах; установить однородность распределения твердости по периметру и глубине закаленного слоя в соответствии с наличием и изменением доли структур бейнита и мартенсита; определить влияние качества фотографий и увеличений на результаты анализа.

В данном исследовании авторы не ставили перед собой задачу оценки качества рельсов стабильно выпускаемых производителем. Поэтому изучали пробы от рельсов, отобранных при отбраковке на производстве.

Для этого использовали следующие методы: анализировали микроструктуру по глубине и периметру закаленной зоны головки рельса (ее центральной части и выкружек), распределение твердости в этих зонах и предложили методику математического описания количества бейнитной и мартенситной составляющих.

При математическом анализе фотографий микроструктур использовали два методических подхода. Кроме того, вначале, для оценки достоверности получаемых результатов, проводили дополнительные исследования на образцах, отобранных от мелющих тел, изготовленных из углеродистой рельсовой стали, специально прошедших термическое упрочнение на получение бейнитной и мартенситной структуры, и сопоставляли их с пробами из такой же рельсовой стали после закалки ТВЧ.

Математическое описание структуры проводили как по оптическим фотографиям, так и электронномикроскопическим. При этом изменяли яркость (контрастность) исследуемых фотографий для оценки возможных отклонений. Фотографии анализировали при различных увеличениях, что позволило выявлять локальное распределение оцениваемых структур. Для определения твердости и микротвердости использовали стандартные методики и оборудование.

Основой для математического описания структур являлись ранее разработанные методики и подходы, которые подробно изложены в работах [178, 179].

В качестве математической основы использован метод оптико-структурного машинного анализа, оценивающий изображения, различающиеся по их статистическим характеристикам (элементам изображения – пикселям и плотности их распределения). Если обобщить эти разработки, то метод основан на положениях гидродинамики, где каждой координате пикселя цифрового изображения задавали значение условного цвета, которым в каждой точке, при помощи абсолютного значения лапласиана, описывали неоднородность химических элементов или абсолютного значения дивергенции, оценивали плотности фрагмента.

При анализе были использованы показатели [178], характеризующие локальные дифференциальные соотношения между условными цветами (на основе конечных разностей). Расчет этих показателей осуществляли путем решения системы дифференциальных уравнений Навье-Стокса, представленных в переменных функции тока и вихря в конечно-разностной форме [180]. Их использовали для построения гистограмм интегрального распределения соответствующих структур для анализируемых фрагментов изображения, преобразованных по этим формулам изображений, а также получения фильтров и определения нормативных характеристик при проведении качественной сопоставительной оценки структуры исследуемых образцов.

Учитывая тот факт, что бейнит и мартенсит представляют собой смесь пересыщенного углеродом феррита и цементита (с переменным составом по углероду), при выявлении этих структур первоначально применяли критерий [181], основными параметрами которого являлось отношение дивергенции либо лапласиана в каждой точке к условному цвету, характеризующему цементит (255); а также процентное содержание таких структур (10% на фрагменте 1010 пикселей).

Однако в дальнейшем, в связи с обработкой фотографий микроструктур совместно с результатами измерения микротвердости, возникла необходимость использования нового критерия при анализе металлографических изображений. В отличие от предыдущего, для параметров были введены граничные условия по содержанию углерода в структуре (по условному цвету), когда в каждой точке оценивали отношение дивергенции к условному цвету, значения которого были 20 (феррит) и 255 (цементит). Темные цвета, характеризующие -железо, ограничивались сверху, а светлые цвета, описывающие карбидные фазы, - снизу.

Второй критерий, имея сходные идеи с первым, является более универсальным, поскольку обладает большей чувствительностью при выявлении структуры.

Построены гистограммы распределения основных параметров (отношения дивергенции либо лапласиана к условному цвету), характеризующие распределение бейнитных и мартенситных структурных составляющих (пересыщенный раствор углерода в -железе). В зависимости от процентного содержания этих структур на фрагменте изображения 1010 пикселей, назначали цвет в соответствии с табл. 2.4 Таблица 2.4 Цвет изображения в зависимости от содержания бейнитных и мартенситных структурных составляющих (х,%) на гистограмме х, % х=0 0х5 5х10 10х15 15х20 х20 Цвет черный синий зеленый желтый красный Предварительно просчитано на компьютере содержание цветов при 20 соотношениях цвета основного параметра от 0,5 до 10 с шагом 0,5. Замечено, что начиная с соотношения 5, распределение цветов на фрагментах не изменялось.

Поэтому в дальнейшем гистограммы распределения рассматривали при значении рассчитанного соотношения равного 10.

Из сопоставления изображений, приведенных на рис. 2.25 видно, что не всегда оценки оператора по идентификации структур подтверждаются. Так, например, на рис. 2.25,а,б,в и 2.25,ж,з,и видно, что зоны, указанные операторомспециалистом на наличие таких структур визуально практически не содержат бейнита. Зоны с отпущенным мартенситом, выявленные визуально, соответствуют этой структуре, полученной в результате математической обработки (см.

рис. 2.25,а,б,в и 2.25,ж,з,и).

На рис. 2.25,г металлографически не выявлены бейнит и отпущенный мартенсит, однако математическая обработка фотографии показала (см. рис. 2.25, д,е), что суммарная доля этих структур составляет 5,4% (по старому) и - 6,3% (по новому критерию), а там где указано их наличие (см. рис. 2.25,ж,з,и) оно составляет – 4,5 и 5,2% соответственно. На фотографии 1,а в результате математической обработки суммарная доля этих структур достигает 18,2-21,6% по обоим критериям соответственно.

Из сопоставления математически обработанных снимков видно, что только методом оптической микроскопии невозможно достоверно выявить эти структуры.

Дополнительно проверку достоверности выявления структур бейнитной и мартенситной составляющих проводили согласно разработанной методике, используя второй критерий, на фотографиях образцов рельсовой стали мелющих тел, которые были подвергнуты упрочняющей термообработке с прокатного нагрева [182, 183]. Построены гистограммы распределения исследуемых структурных составляющих (табл. 2.5 и рис. 2.26).

Проведенные исследования показали полное соответствие выявленных зон структурам бейнитной и мартенситной составляющих при математической обработке фотографий ранее полученным результатам [182, 186].

Приняв бейнитные и мартенситные структурные составляющие в рельсовой стали мелющих тел, подвергнутых закалке с прокатного нагрева, как базовые структуры, было проведено их сравнение с пробами от рельсов из конвертерной стали (см. рис. 2.26 и 2.27).

Рис. 2.25 Микроструктура головки рельсов К65 после закалки ТВЧ, 500:

а,г,ж – исходные фотографии (оценены металлографически оператором: 1 – троостосорбит; 2 – бейнит; 3 – отпущенный мартенсит); красным цветом выделены зоны бейнита и мартенсита, полученные математической обработкой:

б,д,з –по первому критерию; в,е,и –по второму критерию

–  –  –

Рис. 2.26 Математическая обработка фотографий микроструктуры рельсовой стали мелющих тел. Слева – исходные фотографии, справа - математическая обработка. Цвета, показывающие содержание (%) структур бейнитной и мартенситной составляющих, соответствуют приведенному описанию в табл.2.5 Рис. 2.27 Математическая обработка фотографий микроструктуры К65.

Слева – исходные фотографии,500; справа - математическая обработка. Цвета, показывающие содержание (%) структур бейнитной и мартенситной составляющих, соответствуют приведенному описанию в табл. 2.6 Выявление бейнитных и мартенситных структурных составляющих провели по фотографиям микроструктур рельсовых проб К65 с ванадием. Статистический анализ 19 проб от рельсов после закалки ТВЧ показал, что они содержат суммарную долю бейнита и отпущенного мартенсита от 0,1 до 21,3% (рис. 2.27 и табл. 2.6), что в полной мере не идентифицируется металлографическим анализом и уровнем твердости. При этом такие структуры формируются как в локальных зонах, так и в виде отдельных скоплений по границам зерен.

–  –  –

Полученные результаты показывают хорошее совпадение (более 80%) при оценке бейнитных и мартенситных структурных составляющих рельсовых проб и мелющих тел из конвертерной стали. Величину несовпадений можно объяснить погрешностью обработки. Это подтверждает правильность оценки таких структурных составляющих предложенным методом.

Сравнение проводили стандартным методом: рассчитывали сумму квадратов разностей между соответствующими числами на гистограммах анализируемых проб от рельсов и мелющих тел (см.табл. 2.5 и 2.6), при этом выбирали наименьшую сумму квадратов (табл. 2.7).

–  –  –

Оценку однородности структуры закаленной ТВЧ головки и выкружек рельса проводили также по их сечению и периметру. Исследования структуры проб с условным номером 1 и 2 рельсов М651, показали наличие бейнита по всей глубине закаленного слоя и переходной зоны. На рис. 2.28 представлено распределение бейнитной и мартенситной структурных составляющих в микроструктуре исследуемых сталей на различном расстоянии от поверхности головки рельса.

Зависимости суммарных значений (%), полученных при расчете гистограммы распределения бейнитна, мартенсита и средней однородности структуры (%) от глубины зоны закалки на фотографиях микроструктур исследуемых сталей 1 и 2 (см.рис. 2.28) представлены в табл. 2.8.

Средние значения однородности структуры металла головки имеют тенденцию к монотонному падению по глубине закаленного слоя (рис. 2.29,а).

На глубине 1,5 мм от поверхности головки рельса для пробы 1 установлено наибольшее количество бейнита и мартенсита – до 14,5% (рис. 2.29,б). Увеличение суммарного их количества наблюдается также на глубине 7мм. С увеличением анаМеталлографический анализ проб выполнен в УкрНИИмете лизируемой глубины закаленного слоя головки доля бейнита и отпущенного мартенсита уменьшается, однако, с некоторой глубины (11мм для рельсов проб 1 и 15 мм для - 2) начинает возрастать. Эта глубина соответствует переходной зоне.

Рис. 2.28 Математическая обработка фотографий микроструктуры металла осевой зоны закаленного слоя головки рельсов из М65 при различной глубине, мм от поверхности: а) проба 1; б) проба 2. Цвета, показывающие содержание (%) структур бейнитной и мартенситной составляющих, соответствуют приведенному описанию в табл. 2.4

–  –  –

Рис. 2.29 В зависимости от глубины закаленного слоя головки рельсов пробы 1 и 2, %: а)средняя однородность структуры; б) суммарное количество бейнита и отпущенного мартенсита Появление в процессе закалки таких структур в переходной зоне объясняется тем, что перлитная и бейнитная области в доэвтектоидных сталях перекрываются (поскольку перлитная область соответствует температуре превращения 700-510С с последующим переходом в бейнитную - при 550-500С) и образуется смешанная троосто-бейнитная структура, которая, как показали исследования, характерна для минимальных скоростей охлаждения. Исследованиями также установлено, что с повышением температуры аустенитизации до 950С количество бейнитной и мартенситной составляющих структур возрастает, что характеризуется повышением твердости выше уровня, предусмотренного действующими стандартами для доэвтектоидных рельсовых сталей.

Рельсовая проба 1 имеет меньшую глубину закаленного слоя и меньшую протяженность переходной зоны, чем рельсы пробы 2.

Полученные результаты, показывающие неоднородность распределения структур в пробах рельсов по глубине, объясняются протяженностью зон закалки и переходной. Это хорошо сочетается со структурой, выявленной на макротемплете (рис. 2.30). В исследованных образцах пробы 1 выявлено большее количество бейнитных и мартенситных структур. Показатель однородности (%) таких структур может быть использован на практике для объективной оценки качества рельсов по структуре при сдаточных испытаниях продукции.

Рис. 2.30 Макроструктура металла закаленного слоя головки рельса из М65 после сфероидизирующего отжига и последующей закалки ТВЧ: 1 – зона закалки; 2- переходная зона; 3 – исходный металл Проведены исследования этих проб по распределению твердости по глубине закаленного слоя головки на пробах 1 и 2. Установлено, что в случае стали 1 наблюдается превышение твердости (44 HRC) у поверхности головки по сравнению с установленными ограничениями согласно стандартам. Этим значениям твердости соответствуют ~14,5% бейнитных структур, определенных аналитическим методом (см. табл. 2.8). Однако дальнейшие замеры твердости по глубине головки не выявили корреляции между уровнем твердости и количественным содержанием бейнитных и мартенситных структур. Для стали пробы 2 (у которой суммарное содержание бейнита и мартенсита (%) ниже, чем в стали

- 1) также не было выявлено такой корреляции даже у поверхности головки. На нестабильность значений твердости по глубине головки может оказывать влияние неполнота процессов превращений структуры при закалке ТВЧ, а также ликвация компонентов. При этом выявлена корреляция между увеличением твердости и неоднородностью структуры в переходной зоне, где наблюдается общее изменение твердости (HRC) и средней однородности (%) структуры при удалении от поверхности (рис. 2.31).

Рис. 2.31 Изменения структуры и твердости по глубине головки рельсов: а) средняя однородность структуры (%); б) распределение твердости, HRC На основании полученных данных следует вывод, что анализируя твердость, можно делать заключение о наличии бейнитных и мартенситных структур только тогда, когда их суммарное количество превышает 14%. Однако, при этом уровень их твердости не соответствует действующей нормативнотехнической документации. Этот критерий по несоответствию твердости и так является браковочной нормой.

Проведены исследования по оценке однородности структуры математическим методом для разных увеличений фотографий (100 и 1000) и распределению твердости по глубине проб рельсов типа Р65 из низколегированной хромокремневанадиевой стали, поверхностно закаленных рельсов с нагрева ТВЧ (рис. 2.32). Построены гистограммы распределения бейнитной и мартенситной структурных составляющих в микроструктуре исследуемых сталей при различном расстоянии от поверхности головки рельса и получены корреляционные линейные модели зависимости твердости от их суммарной доли, рассчитаны коэффициенты корреляции (табл. 2.9).

Рис. 2.32 Изменения твердости и доли бейнита и мартенсита по глубине головки рельсов: а)распределение твердости, HRC; б) суммарное количество (%) бейнита (для фотографий с увеличением 100 и 1000)

–  –  –

Рассчитаны корреляционные зависимости и определены коэффициенты множественной корреляции (Rмн) между твердостью и показателями [178], характеризующими локальные дифференциальные соотношения между условными цветами (табл. 2.10) при математическом анализе структур. Все зависимости имеют тесную корреляционную связь (минимальный Rмн = 0,718).

Анализ проб, отобранных от рельсов К65 и М65, показал, что бейнит и отпущенный мартенсит выявлены во всех исследованных образцах закаленного слоя головки. Суммарная доля этих структурных составляющих неоднородно распределяется по сечению закаленного слоя в виде локальных участков, в том числе, и по границам зерен. Максимальная доля этих структур характерна для поверхностного слоя головки глубиной до 1,5-3мм, а также для переходной зоны, особенно в случае ее значительной протяженности (см. рис. 2.28 и 2.29).

Наличие такой протяженной переходной зоны, вероятно, связано с повышенной температурой нагрева под закалку и недостаточной скоростью охлаждения.

–  –  –

Разработанный метод оценки структур может быть применим для рельсов различного способа производства. С достаточно высокой точностью он позволяет различать локальные зоны расположения структур отпущенного мартенсита и бейнита, что доказано путем сопоставительного анализа со структурой металла мелющих тел, прошедших специальную термообработку на их формирование. Из сопоставления математически обработанных снимков видно, что только методом оптической микроскопии невозможно достоверно выявить эти структуры.

Разработанный метод основан на математической обработке фотографий и обладает достаточно высокой чувствительностью, что даже при нечетких исходных данных обеспечивает результаты, которые могут быть рекомендованы для практического использования. Показано, что большие значения увеличений при съемке (до 1000) дают более точные результаты. Целесообразно использовать данную методику при сравнении структур, выполненных при близких увеличениях.

Полученные результаты выявили неоднородность распределения структур в пробах рельсов по глубине. Они позволяют оценить степень однородности и протяженность зоны закалки ТВЧ и - переходной. Во всех исследованных сталях неоднородность имеет место у поверхности головки (до 1,5-3,0 мм) в зонах закалки и переходной. Показатель однородности (%) таких структур может быть использован на практике для объективной оценки качества по структуре при сдаточных испытаниях продукции.

Доля структур бейнита и мартенсита более 14% приводит к повышению уровня твердости выше нормативных требований в соответствии со стандартами России и Украины. Их доля больше на поверхности и может быть повышена также в переходной зоне при нарушении режимов нагрева под закалку и охлаждения. Исследования показывают, что твердость не является определяющим фактором, оценивающим наличие бейнита или мартенсита в головке рельсов, закаленных ТВЧ.

Предложенный метод оценки структур важен не только для текущего контроля рельсов в условиях установившейся технологии, но и при разработке, совершенствовании параметров упрочнения (температуры нагрева, скорости и среды охлаждения) с учетом марки стали и способа ее производства.



Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 18 |
Похожие работы:

«5 Черная и цветная металлургия Металлургический комплекс является основой индустриального развития страны, обеспечивает существенное поступление отчислений в бюджет и служит основным стабилизирующим фактором социального развития целого ряда регионов страны. Общая характеристика отрасли Металлургию традиционно определяют как базовую структурообразующую отрасль промышленности, обеспечивающую конструктивными материалами потребности экономики. Без развитого металлургического комплекса невозможен...»

«В Казахстане вводят временный запрет на экспорт лома черных металлов Правительство Казахстана вводит с 21 апреля по 30 июня 2014 года временный запрет на вывоз отходов и лома черных металлов. Запрет связан «с предотвращением критического недостатка на внутреннем рынке отходов и лома черных металлов». Запрет не распространяется на отходы и лом легированной стали, в том числе коррозионностойкой стали. В ноябре 2013 года ассоциация горнодобывающих и горно-металлургических предприятий (АГМП)...»

«1. Цели освоения дисциплины В результате освоения данной дисциплины бакалавр приобретает знания, умения и навыки, обеспечивающие достижение целей Ц1 и Ц5 ООП Цель дисциплины: обучить теоретическим основам знаний и экспериментальному исследованию в «Неорганической химии», необходимым для профессиональной подготовки бакалавра по направлению «Металлургия», профиль «Металлургия черных металлов»В результате освоения дисциплины студент должен/будет: Знать законы и понятия химии; основные явления и...»

«Разумова Татьяна Викторовна Начальник отдела информационных технологий Санкт-Петербург, 2015 ООО «Институт Гипроникель» один из крупнейших научно-исследовательских и проектных институтов в области технологии горных работ, металлургии, обогащения и переработки минерального сырья, выполняющий широкий комплекс работ по разработке и выпуску научно-технической продукции (научно-исследовательской, предпроектной, проектной и конструкторской) для объектов различного назначения. ООО «Институт...»

«ОАО «Научно-исследовательский институт металлургической теплотехники» (ОАО «ВНИИМТ») Внедрение современного энергои ресурсосберегающего оборудования и экологически чистой технологии термоупрочнения в производстве рельсовых накладок Ю.И. Липунов1, К.Ю. Эйсмондт1, М.В. Старцева1 Ю.Г. Ярошенко2, Е.В.Некрасова1, Г.М. Дружинин1, Е.В.Попов1 (1 ОАО «ВНИИМТ», 2 УрФУ) На филиале ОАО ЕВРАЗ-НТМК НСМЗ (г.Нижняя Салда) реализуется проект по запуску производства рельсовых накладок. ОАО «ВНИИМТ», как...»

«Вопросы по технологии металлов Производство чугуна и стали Исходные материалы металлургического производства (основные и вспомогательные материалы для производства металлов и сплавов – руды, кокс, флюсы). Подготовка руд к плавке. Топливо, применяемое в металлургическом производстве. Понятие о чугуне. Продукты доменного производства. Температурный режим доменного процесса. Конструкция доменной печи. Химические процессы, протекающие в ней. Подъемные и загрузочные приспособления. Краткая...»

«ЕЖЕКВАРТАЛЬНЫЙ ОТЧЕТ Открытое акционерное общество «Трубная Металлургическая Компания» 29031-Н Код эмитента: за I квартал 2007 г.Место нахождения, почтовый адрес эмитента и контактные телефоны: Место нахождения: Россия, 125047, г. Москва, ул. Александра Невского, д.19/25, стр.1 Почтовый адрес: Россия, 105062, г. Москва, Подсосенский пер. д.5, стр.1 Тел.: (495) 775-76-00 Факс: (495) 775-76-01 Адрес электронной почты: tmk@tmk-group.com Информация, содержащаяся в настоящем ежеквартальном отчете,...»

«СООБЩЕНИЕ О СУЩЕСТВЕННОМ ФАКТЕ «О проведении заседания совета директоров эмитента и его повестке дня, а также об отдельных решениях, принятых советом директоров эмитента» Раскрытие инсайдерской информации.1. Общие сведения 1.1. Полное фирменное наименование Публичное акционерное общество «Горноэмитента металлургическая компания «Норильский никель»1.2. Сокращенное фирменное наименование ПАО «ГМК «Норильский никель» эмитента 1.3. Место нахождения эмитента Российская Федерация, Красноярский край,...»

«Рогаченко А. М., Волкова Т. П. / Наукові праці ДонНТУ. Серія «Гірничо-геологічна». Вип. 13(178). 2011 р. С. 15–20 УДК 553.042.347 Исследование качества известняков с целью оптимизации отработки Родниковского месторождения Рогаченко А. М.*, Волкова Т. П. Донецкий национальный технический университет, Донецк, Украина Поступила в редакцию 11.06.10, принята к печати 01.10.10. Аннотация Рассмотрено применение известняка в различных отраслях промышленности. Особое внимание уделено металлургии, где...»

«ТЕХНИКО-ЭКОНОМИЧЕСКИЕ ВОЗМОЖНОСТИ УНИВЕРСАЛЬНЫХ ДУГОВЫХ ПЕЧЕЙ И МИКСЕРОВ ПОСТОЯННОГО ТОКА НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ ДЛЯ ЛИТЕЙНОГО И МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОГО ПРОИЗВОДСТВА. Малиновский В.С.(ООО «НТФ «ЭКТА»), Власова И.Б..(ООО «НТФ «ЭКТА»), Афанаскин А.В. (ОАО «КУРГАНМАШЗАВОД»), Самсонов Н. А. (ESTEL) В настоящее время дуговые печи постоянного тока ДППТУ-НП перешли из разряда перспективных в достаточно широко освоенный ряд промышленного оборудования литейных и металлургических производств. В ДППТУ-НП освоено...»

«Киселева/ГГЭ-10078 Киселева/ГГЭ-10078 Киселева/ГГЭ-10078 1. Общие положения 1.1. Основания для проведения государственной экспертизы Заявление Общества с ограниченной ответственностью «Троицкий металлургический завод» от 18.08.2015 № 644 о проведении повторной государственной экспертизы проектной документации и результатов инженерных изысканий по объекту «Реконструкция и новое строительство цеха по производству металлического марганца мощностью 33 000 тонн в год Троицкого металлургического...»

«ISSN 2076-2151. Обработка материалов давлением. 2012. № 3 (32) 137 РАЗДЕЛ III ПРОЦЕССЫ ОБРАБОТКИ ДАВЛЕНИЕМ В МЕТАЛЛУРГИИ УДК 621.762.047 Грибков Э. П. Бережная Е. В. Данилюк В. А. Селедцов А. С. МЕТОДИКА И ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОГО ОПРЕДЕЛЕНИЯ ИСХОДНЫХ ДАННЫХ НА ПРОЕКТИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ОБРАБОТКИ ДАВЛЕНИЕМ ДИСКРЕТНЫХ СРЕД Одними из эффективных технологий промышленного производства являются процессы обработки давлением дискретных сред, такие как процессы прокатки и прессования...»

«ЗАКЛЮЧЕНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОГО СОВЕТА Д 217.010.01 НА БАЗЕ АКЦИОНЕРНОГО ОБЩЕСТВА «НАУЧНО ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ГРАФИТА «НИИграфит» ГОСУДАРСТВЕННОЙ КОРПОРАЦИИ ПО АТОМНОЙ ЭНЕРГИИ «РОСАТОМ» ПО ДИССЕРТАЦИИ НА СОИСКАНИЕ УЧЕНОЙ СТЕПЕНИ КАНДИДАТА НАУК аттестационное дело № _ решение диссертационного совета от 07 апреля 2015 г. № 7 О присуждении Черненко Дмитрия Николаевича, гражданину РФ, учёной степени кандидата технических наук. Диссертация «Разработка и...»

«АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЭКОНОМИЧЕСКОЕ РАЗВИТИЕ УКРАИНЫ (апрель 2012 г.) Промышленное производство сократилось на 1.1% г/г в марте, металлургический сектор сохраняет падение пятый месяц подряд Частное внутреннее потребление демонстрирует двузначный рост (розничный товарооборот вырос на 12,7% г/г в марте) благодаря рекордно низкой инфляции (+1.9% г/г в марте) и высокому росту номинальных заработных плат (+15.5% г/г в марте) Валютный рынок сбалансирован, Национальный банк выкупает валюту второй месяц...»

«ЕЖЕКВАРТАЛЬНЫЙ ОТЧЕТ Открытое акционерное общество «Трубная Металлургическая Компания» 29031-Н Код эмитента: за II квартал 2007 г.Место нахождения, почтовый адрес эмитента и контактные телефоны: Место нахождения: Россия, 125047, г. Москва, ул. Александра Невского, д.19/25, стр.1 Почтовый адрес: Россия:, 105062, г. Москва, Подсосенский пер. д.5, стр.1 Тел.: (495) 775-76-00 Факс: (495) 775-76-01 Адрес электронной почты: tmk@tmk-group.com Информация, содержащаяся в настоящем ежеквартальном отчете,...»





Загрузка...


 
2016 www.os.x-pdf.ru - «Бесплатная электронная библиотека - Научные публикации»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.