Structure-phase states and properties of rail tread surface at long-term operation.pdf Введение Процессы формирования и эволюции структурно-фазовых состояний и свойств поверхностных слоев рельсов при длительной эксплуатации представляют сложный комплекс взаимосвязанных научных и технических вопросов. Важность информации в этой области определяется глубиной понимания фундаментальных проблем физики конденсированного состояния с одной стороны и практической значимостью проблемы с другой [1]. С 2013 г. в России на АО «Евраз объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат» начато производство 100-метровых дифференцированно закаленных сжатым воздухом рельсов в потоке прокатных станов. Сертифицированная партия этих рельсов установлена на экспериментальном кольце РЖД в г. Щербинка и пропущенный тоннаж составляет к настоящему времени свыше 1700 млн т брутто. В научной литературе практически отсутствуют сведения об эволюции структурно-фазовых состояний и свойств поверхности катания рельсов при пропущенном тоннаже более 1000 млн т брутто [1]. Однако, как показывает анализ литературных данных [2-8], уже при сравнительно небольшом пропущенном тоннаже до 300 млн т в поверхностных слоях наблюдается сильное изменение структуры, отмечается аномально высокое значение микротвердости и явление распада цементита. В процессе длительной эксплуатации в рельсах накапливаются многочисленные дефекты, индуцируются сегрегационные, релаксационные, гомогенизационные и рекристаллизационные процессы, фазовые переходы, что может сопровождаться ухудшением физико-механичес¬ких свойств и являться причинами выхода рельсов из строя. Для объемно-закаленных рельсов выявлены основные закономерности образования и эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры, формирующихся на различных расстояниях в головке рельсов после пропущенного тоннажа 500 и 1000 млн т [1, 9, 10]. Для длинномерных дифференцированно закаленных 100-метровых рельсов, испытания которых еще продолжаются, в работах [11, 12] такие зависимости установлены лишь после наработки 692 млн т брутто. Цель работы - выявление закономерностей и сравнительный анализ структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и свойств, формирующихся на различных расстояниях по центральной оси в головке 100-метровых дифференцированно закаленных рельсов после экстремально длительной эксплуатации. Материал и методика исследования В качестве материала исследования использованы рельсы категории ДТ350 из стали марки Э76ХФ, изъятые из пути на экспериментальном кольце РЖД после пропуска 1411 млн т брутто. Рельсы сертификационной партии были изготовлены на АО «ЕВРАЗ ЗСМК» в июне 2013 г. в соответствии с требованиями ТУ 0921-276-01124323-2012 и дифференцированно термоупрочнены. По химическому составу металл рельсовой пробы удовлетворяет этим требованиям (таблица). Химический состав рельсов категории ДТ350 Химический анализ Содержание химических элементов, вес. % C Mn Si P S Cr Ni Cu V Al Ti Проверочный 0.72 0.77 0.61 0.010 0.009 0.42 0.07 0.14 0.038 0.003 0.003 Требования ТУ 0921-276- 01124323-2012 для стали марки Э76ХФ 0.71- 0.82 0.75- 1.25 0.25- 0.60 Не более 0.20- 0.80 Σ не более 0.27 % 0.03- 0.15 Не более 0.020 0.020 0.20 0.20 0.004 0.025 Макроструктуру металла выявляли методом глубокого травления в 50%-м горячем водном растворе соляной кислоты на неполном поперечном темплете (головка, шейка). Оценку макроструктуры производили в соответствии с РД 14-2Р-5-2004 «Классификатор дефектов макроструктуры рельсов, прокатанных из непрерывнолитых заготовок электростали». Микроструктуру металла изучали на шлифах, вырезанных из верхней части головки после травления в 4%-м спиртовом растворе азотной кислоты. Исследования структуры стали проводили с помощью методов оптической микроскопии (микровизор металлографический µVizo - MET-221Р), рентгеноструктурного анализа (рентгеновский дифрактометр XRD-7000S («Shimadzu», Япония)) и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии (прибор ЭМ-125) [13-16]. Объекты исследования для просвечивающей электронной микроскопии (фольги толщиной 150-200 нм) изготавливали методами электролитического утонения пластинок, расположенных у поверхности и на расстоянии 2 и 10 мм от поверхности, вырезанных методами электроискровой эрозии металла. Схема препарирования образца приведена на рис. 1. Рис. 1. Схема препарирования образца при изготовлении объектов исследования стали методами просвечивающей электронной микроскопии: 1 - поверхность катания; 2 - слой на расстоянии 2 мм от поверхности; 3 - слой на расстоянии 10 мм от поверхности Измерение твердости проводили методом Бринелля и Роквелла на поверхности катания в соответствии с требованиями ТУ 0921-276-01124323-2012. Дополнительно произвели измерение твердости в верхней части шейки (примерно на 30 мм выше точки 6 требований п. 1.8.1 ТУ 0921-276-01124323-2012), а также по сечению головки в поперечном направлении на расстоянии 2, 10 и 22 мм от поверхности катания головки по вертикальной оси симметрии. Микротвердость определяли прибором ПМТ-3 методом Виккерса при нагрузке на индентор 300 мН на расстоянии 2 и 10 мм от поверхности катания по результатам пяти измерений в каждой зоне. Результаты исследования и их обсуждение Измерениями твердости по сечению головки в поперечном направлении установлено, что твердость HRC на глубине 2 мм - 37.1, на глубине 10 мм - 35.8, на глубине 22 мм - 35.6. Полученные результаты показывают, что значение твердости на глубине 2 мм в центральной зоне находится на более высоком уровне (37.1 HRC) по сравнению с твердостью металла на глубине 10 и 22 мм от поверхности катания, что, очевидно, обусловлено наличием в указанной зоне глубокой деформации материала. Микротвердость на глубине 2 мм достигает 1481 МПа, на глубине 10 мм значение микротвердости существенно ниже и составляет 1210 МПа. Очевидно, что выявленное различие значений микротвердости по толщине металла, как и приведенные выше значения твердости по Роквеллу, обусловлено структурно-фазовыми изменениями стали, имеющими место при эксплуатации рельсов. На нетравленых шлифах, приготовленных с поверхности катания головки, методами оптической микроскопии выявлены единичные мелкие нарушения сплошности глубиной до 30 мкм (рис. 2, а). Глубина деформации с поверхности катания незначительна и не превышает 35 мкм (рис. 2, б). Рис. 2. Структура поверхности катания рельсов: а - нетравленый шлиф; б - травленый шлиф В результате выполненных методами просвечивающей электронной микроскопии исследований установлено, что слой стали на глубине 10 мм представлен преимущественно перлитом пластинчатой морфологии, характерное изображение которого приведено на рис. 3, а. Пластины цементита в перлитных колониях искривлены, разделены ферритными мостиками. Относительное содержание перлита пластинчатого составляет 0.7 структуры стали. В ферритной составляющей перлитных колоний выявляется дислокационная субструктура. Дислокации расположены хаотически, либо формируют дислокационные скопления (рис. 3, б). Скалярная плотность дислокаций, определенная методом случайно брошенной секущей [17], составляет = 2.54•1010 см-2. Рис. 3. Структура металла рельсов в слое, расположенном на расстоянии 10 мм от поверхности катания На электронно-микроскопических изображениях перлитных колоний (рис. 3, в, контуры указаны стрелками) наблюдаются изгибные контуры экстинкции [18]. Наличие таких контуров свидетельствует о кривизне-кручении кристаллической решетки материала. Методики, разработанные в коллективе под руководством Э.В. Козлова и Н.А. Коневой, позволяют, используя изгибные контуры экстинкции, осуществить оценку избыточной плотности дислокаций, приводящей к изгибу-кручению кристаллической решетки исследуемого участка фольги [19]. Выполненные оценки показывают, что избыточная плотность дислокаций в слое рельсовой стали, расположенном на расстоянии 10 мм от поверхности катания, составляет  = 1.7•1010 см-2. В существенно меньшем количестве (0.25) в структуре исследуемого слоя стали обнаруживаются колонии вырожденного перлита, цементит в которых имеет глобулярную форму (рис. 3, г), и зерна структурно-свободного феррита (0.05 структуры стали). Структура слоя, расположенного на расстоянии 2 мм от поверхности катания, характеризуется рядом особенностей, отличающих ее от структуры слоя, расположенного на глубине 10 мм. К таким особенностям следует отнести, во-первых, перлит пластинчатый, в объеме колоний которого пластины цементита разрезаны и смещены относительно друг друга (рис. 4, а). Во-вторых, фрагментированную (субзеренную) структуру, присутствующую в зернах вырожденного перлита (рис. 4, б). Наличие на микроэлектронограммах (рис. 4, в), полученных с такой структуры, тяжей на рефлексах α-фазы позволяет оценить азимутальную составляющую угла полной разориентации структуры, достигающую 5. Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры металла рельсов на глубине 2 мм. Стрелками на (д) указаны области феррита с выделениями наноразмерных частиц цементита В-третьих, разрушение пластин цементита пластинчатого перлита путем их растворения с уходом атомов углерода на дислокации с последующим выделением в виде наноразмерных частиц в объеме пластин феррита (рис. 4, г). Частицы цементита округлой, реже пластинчатой формы располагаются, как правило, на линиях дислокаций, закрепляя их и формируя сетчатую дислокационную субструктуру (рис. 4, д, е). Очевидно, что рассмотренные выше варианты преобразования структуры стали являются следствием глубокой пластической деформации материала. Структурно-фазовое состояние металла поверхности катания рельс изучали методами рентгенофазового анализа и дифракционной электронной микроскопии. Характерные рентгенограммы исследуемого материала приведены на рис. 5. Рентгенофазовый анализ показывает, что основными фазами исследуемой стали являются твердый раствор на основе α-железа (объемно-центрированная кубическая кристаллическая решетка) и карбид железа (Fe3C, цементит, орторомбическая кристаллическая решетка). Параметр кристаллической решетки α-Fe в исходном состоянии аисх = 0.28693 нм; параметр кристаллической решетки α-Fe поверхности катания ап.к = 0.28699 нм. Увеличение параметра кристаллической решетки поверхностного слоя α-фазы может быть связано с повышением концентрации атомов углерода в твердом растворе. Одновременно с увеличением параметра кристаллической решетки наблюдается существенное уширение дифракционных линий (рис. 5). Уширение дифракционных линий может быть обусловлено малым размером рассеивающих кристаллитов и существенными микроискажениями (напряжения второго рода) в них. Поэтому анализ формы дифракционных пиков, их смещений и уширений используется для определения средних размеров областей когерентного рассеивания (ОКР) и величины микродеформаций [20]. Следует, однако, учитывать, что если размер ОКР (D) велик и/или величина микроискажений кристаллической решетки () мала, то рассчитать данные характеристики материала невозможно. Поэтому существует минимальное значение D и максимальная величина , которые можно определить из уширений линий: 0.005 мкм < D < 0.2 мкм и 10-4 <  < 10-2. Выполненный в работе анализ дифрактограмм показал, что для стали исходного состояния не удается определить значения размеров областей когерентного рассеивания Dисх и величины микроискажений (d/d)исх. Это может означать, что Dисх > > 0.2 мкм, а (d/d)исх < 10-4. Для поверхности катания данные величины были определены и составляют D = 22.06 нм; d/d = 1.562•10-3. Таким образом, после пропущенного тоннажа 1411 млн т брутто металл поверхности катания характеризуется сравнительно малым значением областей когерентного рассеивания и сравнительно большими значениями величины микроискажений кристаллической решетки α-фазы. Рис. 5. Участок рентгенограммы около брэгговского рефлекса (112) фазы α-Fe: 1 - дифракционная линия получена с приповерхностного слоя металла рельсов, расположенного на расстоянии 20 мм от поверхности катания; 2 - дифракционная линия получена с приповерхностного слоя поверхности катания металла рельсов Характерное электронно-микроскопическое изображение структуры слоя металла, формирующего поверхность катания, приведено на рис. 6. Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение структуры слоя, примыкающего к поверхности катания Отчетливо видно, что результатом экстремально длительной эксплуатации рельсов является существенное преобразование структуры перлита. Наряду с колониями, сохранившими морфологию пластинчатого перлита, в поверхностном слое формируется структура субзеренного типа, относительное содержание которой составляет 0.55 структуры стали (рис. 6, а). Размеры субзерен изменяются в пределах от 100 до 150 нм. По границам субзерен и в стыках границ располагаются частицы карбидной фазы, размеры которых изменяются в пределах от 30 до 55 нм. Весьма часто частицы второй фазы располагаются в объеме субзерен на линиях дислокаций (рис. 6, б). Размеры таких частиц изменяются в пределах от 10 до 15 нм. Скалярная плотность дислокаций в структуре колоний перлита = 3.7•1010 см-2, в субзеренной структуре = 3.0•1010 см-2. Сопоставляя с приведенными выше результатами, можем отметить, что величина скалярной плотности дислокаций поверхностного слоя превышает в 1.5 раза скалярную плотность дислокаций слоя, расположенного на глубине 10 мм. Подобным же образом (в 1.5 раза) увеличивается и избыточная плотность дислокаций в слое, формирующем поверхность катания. Заключение Установлено, что твердость металла дифференцированно закаленных рельсов после пропущенного тоннажа 1411 млн т на глубине 2 мм составляет 37.1, на глубине 10 мм - 35.8, на глубине 22 мм - 35.6 HRC. Высказано предположение, что увеличение твердости обусловлено глубокой деформацией материала поверхностного слоя рельсов. При анализе поперечных шлифов выявлены единичные мелкие нарушения сплошности глубиной до 30 мкм. Показано, что глубина деформации с поверхности катания, выявляемая методами металлографии травленого шлифа, незначительна и не превышает 35 мкм. Методами современного физического материаловедения установлено, что экстремально длительная эксплуатация рельсов сопровождается множественным преобразованием структуры металла поверхности катания рельсов. Во-первых, разрушением структуры пластинчатого перлита и формированием в объеме перлитных колоний субзеренной структуры субмикронных (100-150 нм) размеров. Во-вторых, выделением по границам и в объеме субзерен частиц карбидной фазы нанометрового диапазона. В-третьих, ростом микроискажений и параметра кристаллической решетки твердого раствора на основе α-железа. В-четвертых, деформационным наклепом металла, приводящим к увеличению в 1.5 раза (относительно исходного состояния) скалярной и избыточной плотности дислокаций. Авторы выражают благодарность Е.В. Полевому за обсуждение результатов эксперимента и предоставленные образцы.

Скачать электронную версию публикации