УДК 669.017.3

Скобло Т.С., д.т.н., проф., Сапожков В.Е., к.т.н.

Харьковский национальный технический университет

сельского хозяйства имени Петра Василенко, Украина

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА С НАГРЕВА ТВЧ РЕЛЬСОВ ИЗ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ СФЕРОИДИЗИРУЮЩЕГО ОТЖИГА

Применяемый в настоящее время на Украине промышленный способ производства железнодорожных рельсов из углеродистой стали стандартного состава (0,71-0,82% С; 0,8-1,3% Mn; 0,25-0,45% Si; 0,03-0,07% V или 0,007-0,0025% Ti) твердостью 331-388 НВ не в полной мере обеспечивает сопротивляемость их контактно-усталостным повреждениям и износу головки при эксплуатации в тяжелых условиях (кривые участки малых радиусов, затяжные спуски и подъемы, большие скорости движения грузовых поездов, высокие осевые нагрузки и грузонапряженность). В таких условиях эксплуатации требуется рельсы с особым комплексом физико-механических свойств и параметров конструкционной прочности, дифференцированно распределенных по элементам его профиля, и в частности, это касается высокой прочности металла на достаточную глубину рабочей части головки. Это должно сочетаться с высокой пластичность и вязкостью металла шейки и подошвы. Таких требований можно достичь применением низколегированной стали в сочетании с последующей специальной термообработкой. Исследованиями установлено, что эффективности с точки зрения применения такой стали, может быть, недорогая и технологически приемлемой при изготовлении в условиях отечественного производства, является сталь хромокремнемарганцевая композиции (Cr-Si-Mn), микролегированная и модифицированная карбидообразующими элементами (V, Ti раздельно или совместно) с использованием редкоземельного и щелочноземельного (соответственно Се и Са) элементов. Это позволит после специальной термообработки повысить прокаливаемость рельсов и увеличить твердость и глубину закаленного слоя головки, дисперсность структуры и мелкоблочность субстуруктуры, что обеспечит мелкозернистость и понизит порог хладноломкости. Кроме того, снизится загрязненность стали кислородосодержащими и силикатными включениями.

Одинарная термическая обработка рельсов из низколегированной стали не позволяет получить отмеченный комплекс свойств в связи с чем необходима двойная термообработка, включающая предварительную, направленную на измельчение исходной структуры (пластинчатый перлит), повышение пластических и вязких свойств элементов рельса (головки, шейки и подошвы) и окончательную закалку головки с индукционного нагрева ТВЧ.

В качестве предварительной термообработки (ПТО) рельсов в лабораторных и промышленных условиях меткомбинатов Украины было опробовано три способа: объемная закалка рельсов в масло [1] с последующим высоким отпуском (улучшение); объемная закалка рельсов в расплаве солей и отпуск [2] и сфероидизирующий отжиг [3, 4].

На основании всесторонних исследований различных способов ПТО установлено, что в наибольшей мере оптимальный комплекс физико-механических свойств после закалки с нагрева ТВЧ обеспечивается после сфероидизирующего отжига. При этом, технологический процесс выплавки стали и двойной термообработки рельсов с применением сфероидизирующего отжига может выполняться в условиях одного меткомбината Украины.

Согласно современным представлениям, сфероидизация пластинчатых карбидов при отжиге основана на диффузионном перемещении углерода внутри твердого раствора между зонами с различной концентрацией.

Следует отметить, что несмотря на довольно широкое применение сфероидизирующего отжига в области термообработки изделий до сих пор нет единого мнения по вопросу основного влияния температурно-временных параметров на процесс сфероидизации карбидной фазы: температура нагрева, время выдержки в печи при заданной температуре или скорости охлаждения стали.

По вопросу основного влияния температурно-временных параметров отжига стали на процесс сфероидизации карбидной фазы имеются различные мнения. Ряд авторов считает, что сфероидизация происходит только при температуре несколько выше точки Ас₁. Так, в зарубежной литературе, утверждается, что если температура отжига не достигает Ас₁, сфероидизация карбидов не произойдет.

В работе [5] отмечается, что сфероидизация карбидной фазы ниже Ас₁ будет иметь место лишь в стали, прошедшей предварительную холодную обработку или закалку на мартенсит.

Автор [6] считает, что зернистый перлит можно получить и при температуре несколько ниже Ас₁, но для этого требуется длительная выдержка, т.к. при этой температуре имеет место малая скорость диффузии в α-железе.

Известно, что при отжиге стали ниже Ас₁, решающее влияние на сфероидизацию карбидной фазы оказывает время выдержки при заданной температуре и при этом влияния скорости охлаждения практически отсутствует.

Отмеченные положения в работе [6] подтверждаются практическими исследованиями, в которых отмечается, что проводимый в колпаковой печи сфероидизирующий отжиг садки подката весом 25 т из стали У8А составляет ~ 30 ч.

Поэтому однозначно можно сказать, что температурно-временный режим отжига необходимо назначать с учетом конкретных условий и поставленной задачи: состав стали (содержание углерода и легирующих элементов), состояние исходной структуры стали и требования к конкретным результатам отжига, а именно достижение заданной величины зерна карбидной фазы, её однородность и равномерность распределения в матрице.

В последние годы учеными делается попытка сократить продолжительность сфероидизирующего отжига путем применения специальных режимов термообработки, включающих чередующиеся циклы нагрева и охлаждения либо пластической деформации металла.

Задачей настоящего исследования является разработка температурно-временных параметров сфероидизирующего отжига низколегированной стали Cr-Si-Mn композиции с получением однородной мелкозернистой и равномерно распределенной в матрице карбидной фазы перлита, используемого а качестве исходной структуры при последующей закалке головки рельсов с нагрева ТВЧ.

Для разработки оптимального режима сфероидизирующего отжига рельсов из низколегированной стали изучена кинетика изменения формы карбидной фазы при такой обработке в зависимости от дисперсности исходной структуры и температурно-временных параметров.

Исследование выполнено на заготовках сечением 42х42х150 мм из сталей, %: сталь 1 – 0,75 С; 0,98 Mн; 0,40 Si; 0,54 Cr; 0,05 V; 0,024 Ce; 0,012 Al; 0,028 P и 0,03 S (доэвтектоидная); сталь 2 – 0,89 С; 0,94 Mн; 0,38 Si; 0,64 Cr; 0,045 V; 0,022 Ce; 0,010 Al; 0,022 P и 0,026 S (заэвтектоидная).

Критические точки данных сталей составили: для стали 1 – Ас₁=720°С; Ас₃=785°С; Аr₃=695°С; Аr₁=640°С; Mn=210°С; для стали 2 – Ас₁=723°С; Ас₃=795°С; Аr₃=690°С; Аr₁=635°С; Mn=250°С.

Заготовки предварительно термообрабатывали для получения структуры: сорбит, бейнит и мартенсит, а затем подвергали отжигу при температурах 650, 700 и 730 °С и выдерживали в печи в течении 1, 2, 3, 4 и 5 часов с последующим охлаждением на воздухе.

Металлографическими и электрономикроскопическими исследованиями образцов стали 1 с исходной структурой перлит (рис. 1, а) с твердостью 340 НВ показано, что отжиг при 650°С в течении 1-4 ч несколько изменяет морфологию перлита (сорбита) с появлением начальной стадии сфероидизации карбидов. С повышением температуры отжига до 700°С процесс деления карбидных пластин и их сфероидизация значительно интенсифицируется, при этом образуются карбиды глобулярной, элипсообразной и прямоугольной формы, а также имеются участки с начальной формой пластинчатых карбидов, сохраняющих исходную ориентацию. При выдержке заготовок в печи в течении 2 и 3 ч процесс сфероидизации усиливается. Однородный мелкозернистый перлит образуется при выдержке в печи при 700°С в течении 4-5 ч (рис. 1, г). Отжиг образцов при температуре 730°С с аналогичным временем выдержки привел, практически к тем же результатам, что и при температуре 700°С.

В образцах с исходной мартенситной структурой (рис. 1, д) с твердостью 580 НВ сфероидизация карбидов в зависимости от температурно-временных параметров значительно ускоряется по сравнению с исходной структурой сорбита. Так, при температуре отжига 650°С в течении 1-4 ч происходит распад мартенсита и образование структуры сорбита отпуска с карбидной фазой в основном глобулярной формы. Необходимая степень сфероидизации и обособление карбидов наблюдается после отжига при 700°С в течении 1 ч. Процесс сфероидизации карбидной фазы в основном заканчивается при выдержке образцов в печи в течении 3 ч, при этом карбидные частицы имеют практически одинаковую форму, дисперсную и равномерно распределенную в матрице (рис. 1, е). С дальнейшим повышением температуры отжига, например 730°С происходит укрупнение карбидных частиц за счет коалесценции и коагуляции.

Рис. 1 Изменение морфологии структуры Cr-Si-Mn стали (плавка 1) в зависимости от исходного состояния и времени выдержки при температуре 700°С, х 1500

а – структура стали в сечении после прокатки: перлит; б – выдержка в печи при температуре 700°С в течении 8ч; в – структура сорбитообразный перлит;

г – выдержка при 700°С в течении 4 ч; д – структура мартенсит; е – выдержка при 700°С в течении 3 ч.

Что касается стали 1с исходной бейнитной структурой, то процесс сфероидизации карбидной фазы, по температурно-временным параметрам практически аналогичен мартенситной структуре.

Процесс сфероидизации карбидной фазы низколегированной стали 2 с заэвтектоидным содержанием углерода при использовании аналогичных температурно-временных параметров протекает аналогично стали 1 с эвтектоидным содержание углерода, однако цементитная сетка полностью не дробится, а следовательно для такой рельсовой стали необходим другой температурно-временной режим отжига.

Динамику изменения формы и дисперсности карбидной фазы в зависимости от характера исходной структуры стали и температурно-временных параметров отжига отражает ход изменения твердости (рис. 2).

Из рис. 2 видно, что с повышением температуры отжига и времени выдержки образцов в печи их твердость уменьшается, что соответствует изменению морфологии исходной структуры. Так, для образцов со структурой сорбита в процессе отжига твердость снижается постепенно, т.е. по мере трансформации пластинчатого перлита в мелкозернистый, а для образцов с исходной мартенситной структурой наблюдается интенсивное снижение твердости в интервале температур отжига 650-730°С при выдержке 1 ч, что объясняется значительным разупрочнением металла и изменением формы карбидной фазы. При отжиге образцов с исходной мартенситной структурой в интервале температур 700-730°С и с выдержкой в печи в течении 2-3 ч образцов с исходной сорбитной структурой в течении 4-5 часов привел к полной сфероидизации карбидной фазы и снижению твердости с 340 и 580 НВ до 220 и 200 НВ соответственно.

Рис. 2 Изменение твердости образцов из Cr-Si-Mn стали (плавка 1) в зависимости от структурных и температурно-временных параметров:

а – пластинчатый перлит: выдержка в печи 1-4 ч;

б – сорбит: выдержка в печи линия 1-2 ч, 2-3 ч; 3-4-5 ч;

в – мартенсит: выдержка в печи линия 1-1 ч; 2-2 ч; 3-3 ч.

Таким образом, имеет место сокращение времени выдержки в печи при отжиге на мелкозернистый перлит образцов с мартенситной структурой.

Такое различие в динамике процесса сфероидизации карбидной фазы образцов с исходной структурой сорбит и мартенсит связано с тем, что эти структуры формируются по различным механизмам. В первом случае структура сорбит формируется за счет умеренного охлаждения до температуры ~ 500°С с изменением ориентации ферритно-цементитных частиц по сравнению с горячекатаным состоянием. Во-втором, дисперсная структура получена за счет фазового наклепа металла, образующаяся при быстром охлаждении на высокую твердость. При отжиге мартенсит распадается на феррито карбидную смесь со значительной степенью глобуляризации карбидной фазы.

Однако, с практической точки зрения, такой технологический процесс подготовки структуры металла горячекатаного состояния к сфероидизирующему отжигу путем закалки рельсов длиной 25 м на бейнитную или мартенситную структуру в промышленных услових является неприемлемым из-за большого их искривления рельсов в процессе закалки и появления закалочных трещин. В связи с этим, при разработке промышленной технологии сфероидизирующего отжига рельсов на зернистый перлит в качестве исходной структуры был принят сорбит, получение которого не вызывает технологических затруднений и обеспечивает полную сфероидизацию карбидной фазы.

На основании проведенных исследований было разработаны составы низколегированной рельсовой Cr-Si-Mn стали [8] и технологический режим ступенчатого сфероидизирующего отжига (предварительная термообработка) и последующая закалка головки рельсов с нагрева ТВЧ (окончательная термообработка) [9].

Разработанная низколегированная рельсовая Cr-Si-Mn сталь включает следующие элементы, %: 0,7-1,0 С; 0,7-1,05 Mn; 0,20-0,4 Si; 0,50-0,90 Cr; 0,01-0,2 V; 0,01-0,04 Ce; 0,01-0,05 Al.

Технологический режим ступенчатого сфероидизирующего отжига включает: нагрев рельсов в печи со скоростью 60-100°С/ч до температуры 880-900°С, выдержка в течении 1-2 ч, охлаждение до температуры ~ 500°С со скоростью 3-8°С/с (подготовительный этап перед сфероидизирующим отжигом), последующий нагрев до 650°С, выдержка 1 ч, дальнейший нагрев до температуры 700±10°С выдержка 4-5 ч, охлаждение с печью до температуры 600°С со скорость 30-50°С/с, выдержка 1 ч (или без выдержки) и последующее охлаждение на воздухе (рис. 3) [9].

Рис. 3 Технологическая схема обработки и микроструктура металла при двойной термообработке рельсов из Cr-Si-Mn стали:

а – ступенчатый сферидоидизирующий отжиг всех элементов рельса и последующая закалка головки с нагрева ТВЧ; б –микроструктура металла головки рельса, х11500,

1 – пластинчатый перлит (исходная структура); 2 – мелкозернистый перлит (после сфероидизирующего отжига); 3 – троостит (после сфероидизирующего отжига и последующей закалки головки с нагрева ТВЧ).

Следует отметить важность и особенность поведения подготовительного этапа сфероидизирующего отжига углеродистой и низколегированной стали до- и заэвтектоидного состава. Так, при нагреве рельсовой стали доэвтектоидного состава до температуры несколько выше первой критической точки Ас₁ начинается растворении α-фазы. При этом первые участки аустенита образуются на границе α-фазы и цементита. Дальнейшая скорость перекристаллизации зависит от активности перехода углерода от карбида к ферриту через распад аустенита. Можно допустить, что в рельсовой стали доэвтектоидного состава при окончании α→γ превращения в аустените еще могут сохраниться участки не растворившихся карбидов с неоднородной концентрацией по углероду. Однако они являются неустойчивыми и с увеличением выдержки при данной температуре полностью растворяются.

Совсем по иному протекает процесс превращения α→γ фазы в заэвтектоидной рельсовой стали, в которой при температуре выше первой критической точки Ас₁н (н – для заэвтектоидной стали начало превращения) общее содержание углерода превышает предел растворимости его в γ-растворе, в котором обособленные, не растворившиеся карбиды в виде сетки или её фрагментов буду стабильными до температуры точки Ас₁т (температура окончания растворения вторичных карбидов). При нагреве стали до температуры несколько выше точки Ас₁к (конец растворения карбидов перлита) они, как и основные карбиды, начинают растворятся и переходят в γ - твердый раствор. При этом в объеме γ-фазы сохраняется большое количество мельчайших, равномерно распределенных в матрице частиц избыточных карбидов. Полное растворение их произойдет после нагрева стали до температуры выше точки Ас₁т.

Следует рассмотреть вопрос в каком состоянии будут находиться избыточные карбиды при завершении превращения. Низкоуглеродистые стали перлитного класса, к которым относиться и рельсовая низколегированная сталь, имеют квазиэвтектоидное строение не только при содержании углерода ~ 0,9%, но и с отклонением его содержания в ту или другую сторону. Этим определяется тот факт, что при нагреве заэвтектоидной стали немного выше точки Ас₁н каждая пластинка не может раствориться полностью и часть её сохраниться в γ-твердом растворе.

В рассмотренной заэвтектоидной стали избыточные (вторичные) карбиды практически не отличаются от исходных первичных карбидов перлита и при нагреве стали могут переходить в γ-твердый раствор.

Таким образом, из-за того, что имеет место небольшие скорости диффузии квази-эвтектоидного состава исходного перлита и одинаковая растворимость карбидов перлита и избыточных цементитной сетки после нагрева под отжиг несколько выше точки Ас₁н (подготовительная часть отжига) в объеме аустенита сохраняется большое количество мельчайших и равномерно распределенных в мартенсите частиц избыточных карбидов, что способствует измельчению зерна.

На рис. 3, а представлена технологическая схема поэтапного формирования мелкозернистого перлита при ступенчатом сфероидизирующем отжиге и соответствующие фотографии микроструктуры образцов рельсовой низколегированной стали, наглядно иллюстрирующие структурные изменения перлита при переходе из пластинчатой формы карбидов в зернистую и глобулярную.

Исследования поэтапной сфероидизирующей обработки свидетельствуют о том, что охлаждение с перекристаллизационного нагрева, проведенное перед отжигом, обеспечивающее получение структуры сорбитообразного перлита – сорбита (см. рис. 3, б, 1), приводит к растворению значительной части карбидов. При этом γ-твердый раствор обогащается углеродом и легирующими элементами. С увеличением дисперсности исходной структуры возрастает количество частичек разделившихся карбидных пластин и уменьшается расстояние между ними, в результате чего сокращаются пути диффузии углерода и быстрее протекает процесс сфероидизации карбидов. Сталь с исходной дисперсной структурой имеет повышенные субструктурные показатели ρ и по сравнению с горячекатаным состоянием, что ускоряет деление карбидных пластин на частички и диффузию углерода к центрам зарождения. Дополнительная выдержка при температуре 650°С в течении 1 ч, выполняется непосредственно перед сфероидизирующим отжигом. Она должна обеспечить выравнивание температуры как элементов профиля рельса (головка, шейка и подошва), так и по всей садке. Исследования показали, что при данной температуре происходит дробление значительной части карбидных пластин.

Последующий нагрев до температуры 700°С и выдержке в течении 4 ч обеспечивают дальнейшее дробление и сфероидизацию карбидов. Полный цикл ступенчатого сфероидизирующего отжига изменяет морфологию перлита и приводит к образованию однородных сфероидизированных мелких карбидов, плотно расположенных в матрице (рис. 3, б, 2).

Исследованиями установлено, что время выдержки при нагреве стали при сфероидизирующем отжиге определяет степень коагуляции карбидов. Слишком длительная выдержка стали в печи более 4-5 ч усиливает коагуляцию карбидов. Скорость охлаждения определяет дисперсность карбидов и равномерность их распределения в матрице. Оптимальная скорость охлаждения стали после отжига достигается при охлаждении вместе с печью, при которой обеспечивается скорость 30-50°С/ч. Меньшая скорость охлаждения приводит к значительному росту глобулей карбидов и неравномерному распределению их в матрице.

Изменения механических свойств стали после сфероидизирующего отжига приведены в табл. 1.

Из таблицы видно, что после ступенчатого сфероидизирующего отжига стали снижаются показатели твердости и прочностных свойств по сравнению с состоянием после прокатки, но резко увеличиваются пластические и вязкие свойства стали. Так, относительное удлинение повысилось в 3 раза, относительное сужение в 4,5 раза, а ударная вязкость в 5 раз.

Таблица 1

Механические свойства исследуемой стали

Состояние стали	Твердость, НВ	Структура	Механические свойства				Ударная вязкость, KCU, Дж/см²
			Н/мм²		%
			σ_в	σ_0,2	δ₅	ψ
После прокатки (исходное состояние)	280	ПП*	1040	780	7,0	8,8	9,0
После сфероидизирующего отжига	210	ЗП**	840	605	21,5	41,0	44,0

* - пластинчатый перлит; ** - мелкозернистый перлит

Проведенные исследования показали, что разработанный режим ступенчатого сфероидизирующего отжига обеспечивает получение высокой пластичности и вязкости стали с полной трансформацией перлита в мелкозернистый. Такое строение металла удовлетворяет поставленным требованиям, предъявляемым к исходной структуре рельсов, подвергающихся последующей поверхностной закалке головки с нагрева ТВЧ на высокую прочность.

Из литературных источников, например [10] известно, что исходное структурное состояние с наличием мелкозернистого, однородного и равномерно распределенного в матрице перлита точечного строения, является наиболее оптимальным при закалке с ускоренного нагрева ТВЧ.

При ускоренном нагреве, где растворение карбидов и насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами происходит тем быстрее, чем больше степень дисперсности структурных составляющих, вопрос о состоянии исходной структуры приобретает особо важно значение. Поэтому была изучена, кинетика роста зерна аустенита и прокаливаемость стали с различной исходной структурой.

Рельсовая низколегированная Cr-Si-Mn сталь, комплекстно раскисленная и модифицированная ванадием, алюминием, и церием, имеет в своем составе карбиды, карбонитриды ванадия, нитриды алюминия и цериевые соединения. В процессе предварительной термообработки рельсов они измельчаются, соответственно меняется кинетика роста зерен аустенита.

Кинетику роста зерна аустенита стали состава 1 изучали в состоянии после прокатки (пластинчатый перлит), улучшения (отпущенный мартенсит) и сфероидизирующего отжига (мелкозернистый перлит). Исследования показали, что сталь данного химического состава обладает малой склонностью к росту зерна аустенита. В состоянии после прокатки заметный рост зерна аустенита начинается при 900°С, при этом его зерно соответствует 7-6 баллу, что равно условному диаметру 38-62 мкм. В интервале 950-1000°С зерно вырастает до 5 балла (dусл=90 мкм), после чего наступает более резкий его рост: при 1050°С до 1-2 балла (dусл=210 мкм). Изменение морфологии исходной структуры в результате предварительной термообработки несколько уменьшает склонность стали к росту зерна, однако ход кривых изменения его роста в зависимости от температуры нагрева остается таким же, как и для стали с исходной структурой пластинчатого перлита. Зерно резко увеличивается в размере и при 1050°С вырастает до 4-5 балла (dусл=140 мкм), что значительно меньше, чем для стали с исходной структурой пластинчатого перлита.

Как улучшение, так и ступенчатый сфероидизирующий отжиг включают перекристаллизацию аустенита, при температуре не выше 900°С, а ускоренное охлаждение обеспечивает дисперсных структур. При нагреве стали до указанной температуры происходит растворение карбидов и переход углерода и легирующих элементов γ-твердый раствор. Однако карбонитриды и нитриды алюминия не полностью растворяются, особенно последние, при охлаждении с последующим высоким отпуском (в случае мартенситной структуры) или ступенчатым сфероидизирующим отжигом и препятствуют росту зерна аустенита при нагреве под окончательную термообработку с нагрева ТВЧ. Особенно это наглядно проявляется при высоких температурах нагрева стали, начиная с 950°С и выше.

Исследование прокаливаемости рельсовой стали в зависимости от исходной структуры показало, что она обладает достаточной прокаливаемостью, независимо от дисперсности структуры и составляет 18-22 мм при твердости 50HRC с полумартенситной структурой. Так, в стали со структурой отпущенного мартенсита (после улучшения) прокаливаемость несколько уменьшается и составляет 20 против 22 мм в стали со структурой пластинчатого перлита (после прокатки). Прокаливаемость стали со структурой мелкозернистого перлита (после сфероидизирующего отжига) ниже – 18 мм, что определяется формой, величиной и расположением карбидной фазы.

Исследованиями установлено, что форма и дисперсность карбидной фазы оказывают влияние на кинетику П→А превращения и конечные показатели структуры, субструктуры и механических свойств стали после закалки с нагрева ТВЧ. В стали с исходной структурой зернистого перлита, П→А превращение проходит несколько медленнее и при более высокой температуре нагрева. При этом насыщение γ-твердого раствора углеродом и легирующими элементами более полное, чем в стали с исходным пластинчатым перлитом. Наблюдаемое способствует повышению механических свойств рельсовой стали после закалки с ускоренного нагрева (Vн≈8°С/с). Для исходной структуры с пластинчатым перлитом температура нагрева соответствует 880-910°С, а с зернистым перлитом – 910-950°С.

В промышленных условиях по разработанной технологии была изготовлена опытная партия рельсов типа Р65 из низколегированной стали следующего состава, %: 0,72 С; 1,18 Mn; 0,68 Si; 0,84 Cr; 0,05 V; 0,04 P и 0,025 S. Исследование металла рельсов после двойной термообработки, включающей предварительный ступенчатый сфероидизирующий отжиг и последующую поверхностную закалку головки с нагрева ТВЧ показало, что разработанная технология обеспечивает получение дифференцированных структур по профилю рельса, которые характеризуют наличием следующих показателей физико-механических свойств: головка рельса – твердость по её поверхности 440-450 НВ; δ_в=1540Н/мм²; σ_0,2=1208 Н/мм²; δ₅=10,5%; ψ=22,5%; KCU=34Дж/см². При этом формируемая структура троостит (см. рис. 3, б, 3); действительное зерно аустенита имеет 11 балл; глубина закаленного слоя 14 мм по оси и 18 мм на выкружках головки; на поверхности головки остаточные напряжения сжатия величиной 160 Н/мм²; шейки и подошвы рельса имеют твердость 220 НВ; δ_в=910Н/мм²; δ₅=16%; ψ=34%; KCU=44Дж/см², структура мелкозернистый перлит.

Полнопрофильная рельсовая проба длиной 1300 мм: сопротивление хрупкому разрушению (капровые испытания пробы охлажденной до температуры минус 60°С) составляет 42 кДж. Этот показатель является важной характеристикой рельсов, работающих в тяжелых условиях эксплуатации с учетом низких климатических температур. При испытаниях проба устанавливается головкой к верху на опоры с расстоянием между ними 1 м и подвергается однократному удару копра весом 1 т, падающего с высоты 4,2 м (для рельсов типа Р65).

Испытания под копром показало, что пробы от опытных рельсов выдерживают четыре удара без разрушения при норме один удар.

Высокая хрупкая прочность обусловлена переводом пластинчатого перлита в мелкозернистый с высокими показателями пластичности и ударной вязкости металла всех элементов рельса, особенно шейки и подошвы, которые впоследствии не подвергаются упрочняющей термообработке. После данной термообработки рельсов из низколегированной Cr-Si-Mn стали по разработанной технологии повышаются предел контактной прочности (σ_к) и износостойкости (i) металла головки в среднем на 12 и 14% соответственно, что позволяет обеспечить повышение эксплуатационной стойкости и безопасность движения.

Выводы

1. Исследованием влияния морфологии исходной структуры температурно-временных параметров на ускорение процесса сфероидизации карбидной фазы низколегированной хромокремнемарганцовистой стали установлено, что скорость сфероидизации карбидной фазы при отжиге в интервале температур 650-730°С зависит от исходного структурного состояния металла. С повышением её дисперсности сфероидизация карбидной фазы интенсифицируется.

2. Установлено, что рельсовая сталь с мелкозернистой структурой карбидной фазы обладает меньшей склонностью к росту зерна аустенита при нагреве до высоких температур (950-1000°С), однако имеет несколько меньшую прокаливаемость по сравнению со сталью с пластинчатой формой карбидной фазы.

В стали с исходной структурой зернистого перлита перлито-аустенитное превращение протекает несколько медленнее и при более высокой температуре нагрева (~30-50°С), а насыщение γ-твердого раствора углеродом и легирующими элементами происходит более полнее, чем в стали с пластинчатым перлитом, что способствует повышению физико-механических свойств после закалки с нагрева ТВЧ.

3. На основании проведенных исследований разработан состав стали и технология сфероидизирующего отжига, позволяющая трансформировать пластинчатый перлит в мелкозернистый, однородный и равномерно распределенный в матрице. Такая структура является оптимальной для последующей поверхностной закалки с ускоренного нагрева токами высокой частоты.

По предложенной технологии в промышленных условиях изготовлена опытная партия рельсов (~50т) с дифференцированным комплексом физико-механических свойств: высокая твердость, металла закаленного слоя головки, сочетающаяся с высокой пластичностью и вязкостью металла шейки и подошвы. Такой комплекс свойств обеспечивает высокую сопротивляемость хрупкому разрушению, повышению контактной прочности и износостойкости, а также безопасность движения поездов.

Список источников

1. Изыскание составов сталей и исследование основных технологий производства рельсов высокой прочности/ Казарновский Д.С., Разинькова Н.Н., Бабич А.П. и др.// Производство железнодорожных рельсов и колес. Отрасл. сб. научн. тр. Вып V Харьков: УкрНИИМет, 1977, С. 49-57.

2. Исследования по закалке рельсов в горячих средах/ Бабич А.П., Чернов Е.И., Оргиян В.С. и др.// Производство железнодорожных рельсов и колес. Отрасл. сб. науч. тр. Вып V, Харьков: УкрНИИМет, 1977, С. 45-47.

3. Упрочнение рельсов из эвтектоидной стали комбинированной термической обработкой/ Нестеров Д.К., Сапожков В.Е., Левченко Н.Ф. и др.// Металловедение и термическая обработка металлов, 1989, № 12, С. 2-5.

4. Комбинированная термическая обработка рельсов из углеродистой эвтектоидной стали// Нестеров Д.К., Левченко Н.Ф., Сапожков В.Е. и др.// Черные металлы, 1988, № 9, С. 44-46.

5. Винаров С.М. Авиационные стали. Оборонгиз, 1956.

6. Раузин Я.Р. Термическая обработка хромистой стали. Машгиз, 1950.

7. Сокол Н.Я. Термическая обработка качественной стали на металлургических заводах, М.: Металлургия, 1986, - 158 с.

8. А.С. 969776 СССР Рельсовая сталь / Бабич А.П., Сапожков В.Е., Верещага Е.А. и др. Опубл. 30.10.82 в Б.И. № 40.

9. А.С. 722258 СССР Способ термической обработки рельсов/ Лепорский В.В., Бабич А.П., Казарновский Д.С., Сапожков В.Е. и др. Опубл. 7.10.81 в Б.И. № 37.

10. Раузин Я.Р. Термическая обработка стали. М.: Машиностроение, 1978, 277 с.