011.jpg
Вы здесь: Главная Статьи Материаловедение Разработка методов повышения эксплуатационной стойкости изделий из высокохромистого чугуна
25 Ноябрь 2017

Разработка методов повышения эксплуатационной стойкости изделий из высокохромистого чугуна

Вторник, 02 Июль 2013 13:17
Оцените материал
(1 Голосовать)

 УДК 669.017.3

Скобло Т.С., проф., д.т.н., Клочко О.Ю., к.т.н., Сидашенко А.И., проф., к.т.н. ХНТУСХ им. П.Василенко

Аннотация. Представленная разработка посвящена поиску методов повышения эксплуатационной стойкости центробежнолитых двухслойных валков горячей прокатки с рабочим слоем из высокохромистого чугуна.

Ключевые слова: высокохромистый чугун, прокатные валки, фазовый состав, остаточный аустенит, термообработка, легирование, свойства.

РОЗРОБКА МЕТОДІВ ПІДВИЩЕННЯ ЕКСПЛУАТАЦІЙНОЇ СТІЙКОСТІ ВИРОБІВ З ВИСОКОХРОМИСТОГО ЧАВУНУ

Скобло Т.С., проф., д.т.н., Клочко О.Ю., к.т.н., Сідашенко А.І., проф., к.т.н. ХНТУСГ ім. П.Василенка

Анотація. Подана розробка присвячена пошуку методів підвищення експлуатаційної стійкості відцентроволитих двошарових валків гарячої прокатки з робочим шаром з високохромистого чавуну.

Ключові слова: високохромистий чавун, прокатні валки, фазовий склад, залишковий аустеніт, термообробка, легування, властивості.

DEVELOPMENT OF IMPROVING OF HIGH CAST-CHROMIUM PRODUCTS SERVICE DURABILITY

T.Skoblo, Professor DSc, O.Klochko, PhD, A.Sidashenko, Professor PhD, KhNTAU

Abstract. The work presented is devoted to finding methods of improve the service durability of hot rolling centrifugall-cast bilayer rolls with a high chromium cast iron working layer.

Key words: high-chromium cast iron, rolling mill rolls, phase composition, retained austenite, heat treatment, alloying, properties.

Введение

Высокохромистые чугуны относятся к дисперсионно-твердеющим материалам. Их преимущество, по сравнению с другими материалами, заключается в том, что они отличаются меньшей склонностью к выкрашиванию, а также характеризуются высокой термической выносливостью и износостойкостью. 

Структура металлической матрицы хроми-стых чугунов в литом состоянии зависит от концентрации хрома. При содержании до 10%Cr металлическая матрица представляет собой продукты распада аустенита различной степени дисперсности (от перлита до троостита).

При содержании 11,0-20,0% Cr в структуре наряду с продуктами распада (феррито-карбидная смесь) имеется различная доля остаточного аустенита. Причем степень его устойчивости тем выше, чем большая концентрация хрома.

С увеличением концентрации хрома более 20% до 70% структура металлической матрицы – аустенит, а остальное феррито-карбидная смесь.

Учитывая ограничения по доле выделяемого остаточного аустенита (его устойчивости при термообработке) в металлической матрице и тип формируемых карбидных фаз, наиболее эффективным является применение сплавов для прокатных валков с содержанием хрома в интервале 16,0-18,0%.

Цель и постановка задачи

 Цель работы - разработка методов повышения эксплуатационной стойкости центробежнолитых валков горячей прокатки из высокохромистого чугуна.

Одним из существенных недостатков высокохромистого чугуна является нестабильность его свойств при эксплуатации из-за наличия остаточного аустенита. Доля его выделения зависит не только от условий кристаллизации отливки, но и от химического состава сплава. В условиях термоциклических нагрузок и высоких удельных давлений распад остаточного аустенита сопровождается ростом напряжений и разрушением рабочего слоя валка при эксплуатации. Уменьшить долю остаточного аустенита возможно двумя путями – дополнительным легированием карбидообразующими добавками, которые связывают углерод с образованием специальных карбидов и термической обработкой. Рассмотрим эти два направления. 

Материалы и методики исследований

Объектом исследования служили образцы плавок, отобранные от рабочего слоя двухслойных высокохромистых чугунных валков, химический состав которых приведен в табл.1.

Таблица 1

валка
Химический состав, %
С Si Mn P S Cr Ni Mo Сu Ti V Nb Mg
1 2,62 0,96 0,78 0,052 0,019 17,0 1,36 1,24 0,32 - 0,20 0,17 0,03
2 2,76 0,98 0,80 0,060 0,021 16,0 1,51 1,24 0,24 - 0,25 0,11 0,03
3 2,80 0,94 0,85 0,092 0,024 15,9 1,39 1,21 0,25 - 0,37 0,11 0,035
4 2,97 1,07 0,86 0,073 0,018 16,2 1,32 1,15 0,23 - 0,35 0,16 0,03
5 2,77 0,91 0,86 0,064 0,034 17,1 1,24 1,17 0,33 - 0,26 - 0,03
6 2,74 0,98 0,80 0,049 0,023 16,4 1,37 1,21 0,26 - 0,24 - 0,03
7 2,67 0,99 1,0 0,05 0,028 16,4 1,3 1,33 0,14 0,006 0,44 - 0,04
8 2,85 1,1 1,12 0,056 0,022 16,2 1,41 0,91 0,09 0,006 0,24 0,14 0,04
9 2,62 1,02 0,95 0,059 0,018 15,9 1,19 0,21 0,23 0,006 0,22 - 0,03

При выполнении исследований были использованы микроструктурный, микрорентгеноспектральный, рентгенофазовый анализы, измерение микротвердости, комплексный анализ металлографического изображения математическим методом, магнитный кон-троль напряженно-деформированного состояния по коэрцитивной силе. Микроструктуру образцов до и после термической обработки изучали с помощью металлографического микроскопа «Neophot-21». Микрорентгеноспектральный анализ структурных составляющих проводили на растровом электронном микроскопе-микроанализаторе JEOL JSM-6390LV при больших увеличениях (5000-20000 крат) при ускоряющем  напряжении 30 кВ и растровом электронном микроскопе JSM-820 Link “JEOL” с системой рентгенов-ского микроанализа Link AN10/85S “Link Analytical”. Рентгенофазовый анализ производили на дифрактометре «Дрон-3» в монохроматизированном медном излучении (λ=1,54Å). Испытание на твердость (HВ) и микротвердость (Н50) проводили по стандартной методике на приборах ТБ-5004 и ПМТ-3 соответственно. Изменение доли остаточного аустенита оценивали измерителем остаточного аустенита МА-52, принцип действия которого основан на регистрации ЭДС, возникающей в измерительной обмотке магнитоиндукционного преобразователя дифференциального типа при его установке на ферромагнитный объект, где уровень ЭДС зависит от наличия остаточного аустенита в структуре высоколегированного чугуна. А также оценивали по уровню коэрцитивной силы и твердости в литом состоянии и после каждого цикла термообработки. Величину коэрцитивной силы измеряли при помощи магнитного структуроскопа КРМ-Ц-К2М по методике [1].

Результаты исследований и их обсуждение

Согласно первому направлению исследований по повышению эксплуатационных свойств анализировали влияние легирующих добавок на структуру высокохромистого сплава. Распад остаточного аустенита опре-деляется уровнем его стабильности, который зависит от степени легированности сплава. Важным является оценить, сколько легирующих элементов растворяется в аустените, сколько их выделяется в избыточных фазах, в какой период процесса кристаллизации распадается аустенит. Исследовано рас-пределение основных и легирующих элементов в структуре рабочего слоя валков в литом состоянии.

Комплексное легирование высокохромистого чугуна существенно изменяет структуру металла и твердость. В литом состоянии из-за расслоения аустенита выявляются существенные колебания в концентрации компонентов. В ходе исследования наблюдали зна-чительную структурную неоднородность продуктов распада аустенита в границах аустенитного зерна. Уже в процессе кристаллизации отливки частично происходит дисперсионное твердение: образование в основе малоуглеродистой α – фазы и формирование дисперсных вторичных карбидных фаз. При этом на границе с зоной выпадения специальных карбидов возникают значительные структурные напряжения, уровень которых оценивали по микротвердости. 

Рис.1 Структура рабочего слоя высокохромистого валка 

 Изучено влияние карбидообразующих добавок на структурообразование и свойства рабочего слоя высокохромистых прокатных валков. Анализ нетравленых микрошлифов показал в материале валка №7 без вольфрама наличие сульфидов, а также очень мелких неметаллических включений с ванадием и небольшое количество мелкого, точечного графита. В литом состоянии в чугуне рабочего слоя этого валка (с долей молибдена до 1,3%) содержится до 80% остаточного аустенита (твердость - 77HSD). В чугунах, содер-жащих вольфрам (при 0,2 – 0,91% Mo), остаточного аустенита меньше - до 60%, гораздо больше участков ферритокарбидной смеси повышенной травимости. В валке №8 твердость в литом состоянии составляла 74HSD, а в №9 не превышала 66HSD.

В процессе длительного охлаждения при кристаллизации отливки отмечается дисперсионное твердение. Установлено наличие в структуре чугуна без вольфрама и с содержанием 1,33%Mo (валок №7) наличие карбидов типа Ме7С3 и МеС – это ориентировано выделяющиеся включения, размер которых определяется сечением кристалла до 5мкм (рис.2,а). Их идентификацию осуществляли микрорентгеноспектральным методом при больших увеличениях (табл.2). Карбиды Ме7С3 в среднем содержат до 47,57%Fe и 47,83%Cr. Карбиды МеС содержат 53,25%Mo, 32,35%Fe и 12,88%Cr. Анализом сплавов с 0,86 - 2,6%W в литом состоянии выявлено, что включения, содержащие вольфрам, не являются рельефными, не имеют выступающих границ, а также определенной формы или огранки. Карбиды, выделяющиеся при дисперсионном твердении, особенно при содержании его 2,6%, существенно мельче (максимальный размер не превышает 0,2мкм) и их общее количество больше. Установлено (см. табл.2), что включения (Ме,W)C содержат: 7,75-8,7%Cr; 1,09%Ni; 0,37–0,45%V; до 26,06%Mo; 30–38%W; 34–47%Fe. Их идентификацию осу-ществляли микрорентгеноспектральным методом при больших увеличениях (см.рис.2,б,в). Наблюдаемое свечение этих карбидов достигалось при съемке во вторичных электронах. Молибден, в чугунах без вольфрама, равномерно распределен между спецкарбидами типа Ме7С3 и матрицей. Иначе распределяется вольфрам. Он, главным образом, кроме карбидов МеС, сосредоточен в карбидах типа Ме7С3.

 Таблица 2. Результаты микрорентгеноспектрального анализа рабочего слоя прокатных валков

Условный № валка

Структурная составляющая

Содержание элементов, %

Микрот-вердость, Н-50

Fe

Cr

Ni

V

Mo

Si

W

Mn

7

Карбид Ме23С6

47,57

47,83

0,06

2,16

2,27

-

-

-

-

Карбид  МеС

32,35

12,88

0,40

0,78

53,25

0,34

-

-

-

Матрица (светлая)

78,11

16,0

1,08

0,54

3,01

1,30

-

-

623

Матрица (темная)

78,40

15,71

1,32

0,59

2,93

1,06

-

-

336

8

Карбид Ме23С6

51,3

44,24

-

0,78

0,85

0,11

1,02

1,45

-

Карбид МеС

34,23

7,75

-

0,45

26,06

-

30,77

0,75

-

Матрица (светлая)

89,6-90

4,3-5,6

1,63-1,67

0,032

0,56-0,90

1,09-1,22

0,6-1,2

0,73-1,17

423,3

Матрица с вторичными карбидами

77,2

16,44

-

0,26

0,83

0,83

1,75

1,13

-

Матрица (темная)

80,88

12,8

1,56

0,03

0,6

0,71

1,66

1,74

303,6

9

Карбид Ме23С6

47,5-50

45–49

0,2-0,55

0,77-0,79

0,17-0,3

0,02

1,92-3,81

-

-

Карбид МеC

47,01

8,71

1,09

0,37

4,32

0,47

38,05

-

-

Матрица (светлая)

87,8-89,4

5,76

2,09

0,07

0,36

1,28

1,04

-

404

Матрица (темная)

85,6

9,99

1,74

0,17

0,27

1,08

-

-

329

Примечание: в мелких карбидах оценить микротвердость не представилось возможным.

 

а)

б)

в)

Рис.2. Микроструктура высокохромистого валка: а) № 7, х4000; б) № 8, х2000; в) № 9, х1000. Съемка проведена в режиме вторичных электронов.  

Установлено, что, несмотря на существующие отличия по влиянию рассмотренных карбидообразующих элементов, они частично снижают долю остаточного аустенита уже в процессе кристаллизации. Комплексное легирование карбидообразующими элементами значительно уменьшает уровень литейных напряжений (рис.3). 

 

Рис.3 Изменение уровня коэрцитивной силы в литом состоянии: 1- валок №8; 2- валок №7; 3- валок №9

 При введении вольфрама резко снижается доля остаточного аустенита, и в валке №9 с 2,6%W она минимальна (не превышает 11%). Изучено влияние аустенитобразующих элементов (меди и никеля) в исследуемом интервале концентраций на распад остаточного аустенита. В структуре металлической матрицы выявлены области продуктов распада аустенита (рис.4,а), в которых произошло дисперсионное твердение (черные и темно-серые зоны) – ферритокарбидная смесь с повышенным содержанием меди, остаточным аустенитом (светло-серые зоны). Исследование химического состава по сечению зерен с однородной структурой и с серыми участками показало ликвацию легирующих элементов. В составе черных и серых участков (изм.06, 07 см. рис.4,б), как показал микрорентгеноспектральный анализ (рис.5), углерод отсутствует. В зоне серого цвета (изм.06) содержится 28,68%Cr; 1,60%Mn; 1,63%Cu и 1,27%Ni. В зоне черного цвета (изм.07) содержится 49,73%Cr; 2,44%Mn; 2,78%Cu и 3,81%Мо; Ni – отсутствует.

Рис.4. Микроструктура высокохромистого валка: а) х200; б) Места оценки компонентов методом микрорентгеноструктурного анализа. 

 

Рис. 5. Микрорентгеноспектральный анализ структуры рабочего слоя валка: область черного цвета с повышенным содержанием меди внутри распавшегося зерна, изм. 07

Из анализа следует, что медь способствует расслоению остаточного аустенита с формированием зон, не содержащих углерод (изм.06, 07), и кристаллизацией структурно свободных ее выделений (до 60%). В этих зонах концентрация меди в 5-9 раз превышает среднее содержание ее в металле. Появле-ние меди в структурно свободном состоянии объясняется распадом остаточного аустенита, в котором предел растворимости меди может достигать концентрации 2%. Также в пользу этого вывода может служить факт повышенной травимости таких зон и их низкой микротвердости. Наличие структурно свободной меди оказывает положительное влияние на технологические и эксплуатационные свойства высокохромистых чугунов, поскольку Cu в таких чугунах, в отсутствии графита, играет роль смазки и частично ком-пенсатора литейных и термических напряжений, что способствует снижению склонности такого материала к трещинообразованию.

В области светло-серого цвета, где травление не выявляет структуру (см.рис.1, б, изм. 04), сохраняется остаточный аустенит с микротвердостью Н-50-405-440, что подтверждается высоким содержанием углерода (до 7,15%). В зонах распавшегося аустенита выявлено уменьшение содержания никеля, что можно объяснить, скорее всего, образованием очень дисперсных интерметаллидов типа NiCr2 и Ni3Cr, но из-за дисперсности их нельзя идентифицировать и оценить содержание в них компонентов. Также никель выявлен в составе дисперсных вторичных карбидов (см. табл.2).

В результате проведенного анализа показано, что обеспечить полный распад остаточного аустенита дополнительным легированием не удается. 

Вторым путем снижения доли остаточного аустенита является применение термообработки для его распада. В работах [2-4] детально проанализировано влияние различных режимов термообработки валков из высо-кохромистого чугуна. К их числу относятся низко- и высокотемпературные режимы, однако их применение является неоднозначным. Поскольку, низкотемпературные режимы только снижают литейные напряжения, а высокотемпературные не могут быть применены для массивных двухслойных отливок.

Детальный анализ структуры и выполненные термодинамические оценки [5] показали, что при кристаллизации высокохромистых чугунов формируются специальные карбиды (Cr,Fе)7C3, а также легированный цементит. Спецкарбиды содержат значительное количество железа (более 40% в спецкарбидах). Следовательно, они магнитны. Известен факт магнитострикции, который имеет место при переходе карбидов в результате нагрева через точку магнитного превращения, что приводит к расширению кристалла за счет формирования направленного магнитного момента и создания значительных напряжений II рода. Была сделана попытка выяснить температурный интервал этой точки и поведение сплава при обработке по такому режиму. Поскольку карбиды при центробежном литье в рабочем слое довольно мелкие, то предположительно требуемый эффект может быть достигнут при циклическом переходе через точку их магнитного превращения. Экспериментами установлено, что точки магнитного превращения для легированного (до 11%Cr) цементита – это 350°С, а для спецкарбидов Ме7С3 и Ме23С6 - 500°С. Проведенная термообработка  базировалась на этих температурах - первый нагрев соответствовал более низкой температуре, а последующие – повышенной.

 Рис. 6. Зависимость изменения твердости и уровня коэрцитивной силы от температуры нагрева при термообработке согласно режиму [6]. Стрелками показана температура максимальных структурных напряжений. Вакуумное травление структуры (10-3мм рт.ст.),×450

 Исследованиями после такой термической обработки установлен скачок твердости при 350°С и 500°С, что связано с возникающими напряжениями. Менее существенно повышение твердости при более низкой температуре, что связано с меньшей долей карбидов цементитного типа. Методом вакуумного травления при 500°С удалось выявить рельеф от включений специальных карбидов, характеризующий деформационную картину в структуре металла (рис.6). При циклической обработке в интервале температур 500°С – твердость существенно возросла за счет напряжений II рода, благодаря которым практически полностью распадается остаточный аустенит (от 0 до 3%). С уменьшением доли остаточного аустенита снижается и коэрцитивная сила. Заметное ее снижение начинается с обработки при 350°С, а ее минимальные значения достигаются при 550°С.

Изучены особенности структурных превращений после оптимальной термообработки. Для определения фазового состава термообработаного сплава был проведен рентгенофазовый анализ, которым установлено присутствие в чугуне фазы α - Fe, увеличение коли-чество карбидов цементитного типа и специальных тригональных карбидов Ме7С3, появляется незначительное количество кубических спецкарбидов Me23C6. Доля малоуглеродистой α - фазы достигает 40%. Остаточный аустенит не обнаружен. По сравнению с литым состоянием, несколько изменился состав эвтектических специальных карбидов - содержание хрома снизилось, а углерода - повысилось. После термообработки в результате самопроизвольной магнитострикции из остаточного аустенита, расположенного рядом со спецкарбидом, по границе распавшегося зерна (рис.7, изм.5) произошло выпадение дисперсных спецкарбидов, а также были идентифицированы карбиды цементитного типа (рис.7, изм.3).

Рис.7. Микроструктура во вторичных элек-тронах после циклической термообработки: а) области, где произошло дисперсионное твердение в результате проведенной термообработки (ферритокарбидная смесь); б) карбиды цементитного типа Ме3С; в) спецкарбиды типа (Ме7С3), выпавшие в результате ТО у границы распавшегося зерна

Карбиды, выпавшие при циклической обработке, более мелкие, чем сформированные при кристаллизации. Термическая обработка способствует фрагментации структуры, при этом фрагменты разориентированы относи-тельно друг друга на угол в несколько десятков градусов (рис.7, а). Снижение содержания хрома в спецкарбидах после циклической обработки сказалось и на изменении микротвердости. Так, в литом состоянии она изменялась от Н-50-1086 до Н-50-1246, а после термообработки от Н-50-872 до Н-50-927. Как показали исследования [7], наблюдаемый разброс значений твердости связан с колебаниями в содержании компонентов. Такое снижение твердости карбидной фазы сказывается и на общем ее уровне при оценке по методу Шора. Изменение твердости при термической обработке характерно и для карбидной фазы цементитного типа [8]. 

Металлографическая оценка структуры таких материалов затруднена в связи с тем, что карбидные фазы, которые выделяются в разных температурных интервалах при кристаллизации, а также термической обработке, имеют отличающийся химический состав и стехиометрию. Это приводит к тому, что и матрица - продукты распада аустенита также локально изменяют содержание компонентов. Поэтому для оценки структуры высокохромистого чугуна разработана комплексная методика анализа металлографического изображения математическим методом. С помощью известных программ невозможно оценить структуру высоколегированных дисперсионно твердеющих сплавов, поскольку они не учитывают отличающийся химический состав выделяющихся фаз. В качестве математической основы использован метод оптико-структурного машинного анализа, оценивающий изображения, различающиеся по их статистическим характеристикам (распределению элементов изображения - пикселей и их плотности). Предложенный подход основан на гидродинамических аналогиях, происходящих при формировании фаз (диффузионный перенос, изменение плотности) и включает комплексный компьютерный анализ металлографиче-ских изображений с использованием элементов численного анализа, основанного на уравнениях Навье – Стокса [9]. Для каждой координаты пикселя цифрового изображения расчитывали значение условного цвета, описывающего неоднородность химических элементов на металлографическом изображении. Строили гистограммы интегрального распределения соответствующего цвета для каждого фрагмента изображения (рис.8). 

 

Рис. 8

 Аналитическими методами определен структурный состав рабочего слоя валка, включающий все фазы, формирующиеся на различных этапах в процессе кристаллизации и термообработки [10]. Показано наличие при распаде остаточного аустенита в высокохро-мистом комплекснолегированном чугуне формирование дисперсных карбидных фаз с различной концентрацией компонентов в каждом типе. Оценены выявленные фазы (в т.ч. структурно свободная медь). Все рассчитанные данные были сопоставлены с результатами микрорентгеноспектрального и рент-генофазового анализов.

Определена неоднородность химического состава выявленных фаз. На примере графического распределения феррита и карбидных фаз в области распавшегося аустенита показана неоднородность их цвета (рис.9,10). Разработанная методика [11] позволяет быстро и с высокой точностью идентифицировать фазы и определить их качественное и количественное соотношение в высокохромистом сплаве с различным содержанием компонентов. 

Рис. 9. Цвета феррита в области на границе с карбидной фазой (верхняя строка - литое состояние, нижняя - после термообработки), х5000

Рис. 10. Карбидная фаза: разложение на цвета области на границе с карбидной фазой (верхняя строка - литое состояние, нижняя - после термообработки), х5000

Применение неразрушающих методов кон-троля по твердости и коэрцитивной силе, позволили провести оценку уровня качества материала высокохромистых валков, способа их термообработки, а также применяемого технологического оборудования (в частности, печей для термообработки). На рис.11 представлены двумерные диаграммы распределения твердости и напряженно-деформированного состояния поверхности рабочего слоя валков, изготовленных по традиционной технологии и с применением разработанной технологии, включающей рассмотренные методы повышения эксплуатационной стойкости. Уровень коэрцитивной силы, показывающей напряженное состояние и однородность структуры рабочего слоя валка, существенно понижается после термообработки по разработанному способу. Также на торцевых участках бочек валков обнаружены зоны с неоднородностью структуры, которые сохраняются после проведения тер-мообработки, что связано с неравномерно-стью скорости охлаждения различных участков валков. Это позволило разработать рекомендации по корректировке технологического процесса кристаллизации отливки.

 

Рис. 11. Двумерные диаграммы распределения твердости и напряженно-деформированного состояния поверхности рабочего слоя исследуемых валков: валок 1-изготовлен по традиционной технологии; 2 – по новой технологии.

Выводы

В результате проделанной работы были решены проблемы, связанные с повышением эксплуатационной стойкости прокатных валков из высокохромистого чугуна:

01Введением карбидообразующих элементов достигнут частичный распад остаточного аустенита. Это подтверждено новым методом оценки структурного состава рабочего слоя валка, включающий все фазы, формирующиеся на различных этапах его производства.

02Применен новый подход к термо-обработке – разработан новый способ оптимальной циклической низкотемпературной обработки на основе физического явления магнитострикции. Показано, что оно создает напряжения сопровождаемые скачком твердости.

03Применение разработанного метода неразрушающего контроля позволило провести оценку уровня качества материала высокохромистых валков, способа их термообработки, применяемого технологического обо-рудования, а также разработать рекомендации по корректировке технологического процесса кристаллизации отливки.

Литература

  1. Спосіб оцінки якості та властивості ви-робів /Т.С.Скобло, С.О.Бурцев, О.Ю.Клочко [та інш.] //Патент України UA№71815, МПК(2012.01) С21D5/00. - №u201200948; заявл.30.01.2012; опубл.25.07.2012, Бюл.№14. – 6с.
  2. Вишнякова Е.Н., Скобло Т.С., Можарова Н.М. [и др.] Опыт изготовления прокатных валков из высокохромистого чугуна //Сталь. – 1987.-№8.-С.75-78.
  3. Скобло Т.С. Повышение качества про-катных валков из высокохромистого чугуна высокотемпературной термической обработкой /Скобло Т.С., Вишнякова Е.Н. [и др.] //Металловед. и терм. обраб. мет.-1990.-№10.-С.7-9.
  4. Скобло Т.С., Будагьянц Н.А. [и др.] Оценка влияния различных режимов те-рмической обработки на уровень твердости и напряженно-деформированного состояния высокохро-мистого сплава /Сб. Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов. – Харьков, 2006. – Том 1. – С.63-67.
  5. T.S. Skoblo. Thermodynamic evaluation of carbide phase precipitation in high-chromium cast irons /T.S. Skoblo, E.N. Vishnyakova, N.M. Mozharova, V.I. Gazov //Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 1, pp. 56-59,  January,  1990.
  6. Спосіб термічної обробки валків з високолегованого чавуну. /Т.С.Скобло, О.Ю.Клочко, В.Я.Погорєлов [та інш.] //Патент України UA№65602, МПК (2011.01) С21D5/00. - №u2011006215; заявл.18.05.2011; опубл.12.12.2011, Бюл.№23. – 10с.
  7. Клочко О.Ю. Влияние низкотемперату-рной циклической термообработки на структурную неоднородность в массивных отливках из высокохромистого комплекснолегированного чугуна //Технічний сервіс АПК, техніка та технологія у сільськогосподарському ма-шинобудуванні: Вісник ХНТУСГ, вип.101 – Харків. - 2010. – С.73-77.
  8. СкоблоТ.С., Воронцов Н.М. Рудюк С.И., Будагьянц Н.А., Воронина В.А. Прокатные валки из высокоуглеродистых сплавов. М. Металлургия , 1994.-336 с.
  9. Скобло Т.С. Обоснование применения понятий уравнений гидродинамики Навье-Стокса для анализа металлографических изображений. /Скобло Т.С., Белкин Е.Л., КлочкоО.Ю. //Materiały VII Międzynarodowej naukowi-praktycznej konferencji «Europejska nauka XXI powieką - 2011» Volume 21. Techniczne nauki: Przemyśl, 2011. - С.94-96.
  10. Скобло Т.С. Исследование структуры высокохромистого комплекснолегированного чугуна с применением методов математического анализа. /Т.С.Скобло, О.Ю. Клочко, Е.Л. Белкин// Сталь.–2012.-№ 3.–С.46-52.
  11. Скобло Т.С. Применение компьютерного анализа металлографических изображений при исследовании структуры высокохромистого чугуна /Т.С.Скобло, О.Ю. Клочко, Е.Л. Белкин// "Заводская лаборатория. Диагностика материалов".–2012.-№ 6 (78)-С35-42.
Последнее изменение Вторник, 02 Июль 2013 14:04

Кратко о компании | Более 10 лет на рынке

contactКомпания «Аэрокосмоэкология Украины» более 10 лет успешно работает на рынке испытательного оборудования и приборов неразрушающего контроля и на сегодняшний день входит в тройку лидеров рынка.

Главным преимуществом компании стало объединение НИОКР, производства и коммерции для внедрения наилучших доступных технологий и поставки современного оборудования от лучших отечественных и мировых производителей.

Наши инновации | Сопровождение каждого проекта

Эффективная система сопровож-дения проектов внедрения
позволяет гарантировать высокую результативность работы нашей команды начиная от обследования объекта внедрения и помощи в составлении технического задания, и заканчивая послепродажной сервисной поддержкой.

Посетители | Кто сейчас на сайте

Сейчас 73 гостей и ни одного зарегистрированного пользователя на сайте