王慧軍， 濤 雅， 陳 林， 梁正偉， 王永明

(1. 內(nèi)蒙古包鋼鋼聯(lián)股份有限公司 技術(shù)中心， 內(nèi)蒙古 包頭 014010) (2. 內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

鋼軌熱處理技術(shù)的發(fā)展經(jīng)歷了幾個(gè)階段，第一階段采用離線淬火QT工藝(即將馬氏體組織經(jīng)過(guò)高溫回火成球狀珠光體組織)；第二階段采用離線淬火SQ(Slack quenching)工藝(即欠速淬火獲得細(xì)片狀珠光體組織)；第三階段采用在線SQ淬火工藝。高碳鋼鋼軌組織類(lèi)型為珠光體+少量鐵素體組織，馬氏體、貝氏體組織均為異常組織[1]。為了獲得細(xì)片層的珠光體組織，鋼軌的含碳量在0.70%～0.82%之間，在加熱過(guò)程中容易產(chǎn)生脫碳，鋼軌近表面脫碳形成的連續(xù)、封閉的鐵素體網(wǎng)界限與鋼軌表面的距離應(yīng)≤0.5 mm[2]。鋼軌表面脫碳將使其硬度降低，同時(shí)耐磨性變差[3]。由于鋼軌表層的脫碳，在后續(xù)熱處理冷卻過(guò)程中仍然采用未脫碳的工藝?yán)鋮s時(shí)，雖冷速小于臨界冷速，但鋼軌表層脫碳層內(nèi)易產(chǎn)生異常組織，這是熱處理后鋼軌常見(jiàn)的組織缺陷。鋼軌表層產(chǎn)生異常組織會(huì)影響鋼軌服役性能，會(huì)使鋼軌表層內(nèi)異常組織周?chē)鷼堄鄳?yīng)力增加、脆性增大，可能會(huì)引起鋼軌疲勞裂紋的萌生[4-5]。本文針對(duì)U76CrRE鋼軌熱處理冷卻過(guò)程中出現(xiàn)的脫碳層組織異常，開(kāi)展了鋼軌熱處理工藝的研究，以期為現(xiàn)場(chǎng)熱處理調(diào)試提供技術(shù)指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)室研究

研究材料取自鋼廠正常軋制生產(chǎn)的熱軋U76CrRE鋼軌，鋼軌的化學(xué)成分如表1所示。

在熱軋鋼軌軌頭位置取φ3 mm×10 mm熱膨脹試樣，利用Formastor-F型熱膨脹儀測(cè)定U76CrRE鋼軌的相變曲線，試驗(yàn)測(cè)定的TTT曲線如圖1所示。試樣加熱到900 ℃奧氏體化后，冷卻到預(yù)定溫度進(jìn)行保溫，測(cè)得U76CrRE鋼軌的Ac1為734.3 ℃、Ac3為781.9 ℃。從TTT曲線相變開(kāi)始線可以看出，該材質(zhì)鋼軌珠光體組織轉(zhuǎn)變與貝氏體組織轉(zhuǎn)變無(wú)明顯的溫度節(jié)點(diǎn)區(qū)分，在500 ℃左右存在兩者組織轉(zhuǎn)變的重疊區(qū)。由文獻(xiàn)[6]中U76CrRE鋼軌的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線可知，獲得珠光體組織的臨界冷卻速度小于3.0 ℃/s。

圖1 U76CrRE鋼軌的TTT曲線Fig.1 TTT curves of the U76CrRE steel rail

根據(jù)U76CrRE鋼軌臨界冷速和組織轉(zhuǎn)變中的“鼻尖”溫度，確定U76CrRE鋼軌熱處理調(diào)試工藝。依據(jù)鋼軌相變特點(diǎn)，確定熱處理工藝的淬火時(shí)間及淬火溫度，通過(guò)TTT曲線確定鋼軌返溫溫度控制，同時(shí)返溫溫度控制受鋼軌淬火終了溫度影響，得到試驗(yàn)淬火工藝如表2所示。

表2 U76CrRE鋼軌的淬火調(diào)試工藝

2 熱處理工藝調(diào)試及組織性能分析

實(shí)驗(yàn)室調(diào)試的4種工藝中返溫溫度、淬火實(shí)際控制時(shí)間等參數(shù)如表3所示。

表3 淬火試驗(yàn)過(guò)程的控制參數(shù)

熱處理調(diào)試鋼軌采用長(zhǎng)度為1 m的60 kg/m斷面鋼軌，冷卻工藝采用分段式冷卻，控制鋼軌相變溫度和孕育期時(shí)間，盡可能降低相變溫度，達(dá)到細(xì)化鋼軌片層間距的目的，不同工藝下鋼軌的力學(xué)性能如表4所示。

表4 經(jīng)不同工藝熱處理后U76CrRE鋼軌的力學(xué)性能

由表4可以看出，不同淬火工藝下抗拉強(qiáng)度范圍為1300～1340 MPa，鋼軌整體抗拉強(qiáng)度波動(dòng)較小，尤其鋼軌軌頭雙側(cè)拉力值偏差更小，最大偏差17 MPa，最小偏差1 MPa，抗拉強(qiáng)度穩(wěn)定在(1330±20) MPa，平均值為1318 MPa。伸長(zhǎng)率在10.0%～12.0%，平均伸長(zhǎng)率為10.6%。拉伸試樣的斷面收縮率較好，說(shuō)明在4種熱處理工藝下，鋼軌強(qiáng)度提高后，塑性也有所保證。不同熱處理工藝下鋼軌的踏面硬度見(jiàn)表5。由表5 可以看出，不同工藝下鋼軌踏面硬度最小值為372 HBW，最大值為391 HBW，在同一工藝下鋼軌踏面硬度波動(dòng)范圍為3～11 HBW，4種工藝下鋼軌踏面平均硬度為380 HBW。鋼軌橫斷面的硬度見(jiàn)圖2。

表5 經(jīng)不同工藝熱處理后U76CrRE鋼軌的踏面硬度(HBW)

圖2 經(jīng)不同工藝熱處理后U76CrRE鋼軌的橫斷面硬度(HRC)(a)工藝1;(b)工藝2;(c)工藝3;(d)工藝4Fig.2 Cross-section hardness(HRC) of the U76CrRE steel rail after different heat treatments(a) process 1; (b) process 2; (c) process 3; (d) process 4

不同熱處理工藝下A1～E1點(diǎn)平均硬度為40.99 HRC，A4點(diǎn)平均硬度為38.85 HRC，B5、C5點(diǎn)平均硬度為39.71 HRC，D3、E3點(diǎn)的平均硬度為40.05 HRC。且在A、B、C、D、E線中，不同熱處理工藝下各條線延伸1點(diǎn)即5 mm后，橫斷面硬度均≥36 HRC，下顎處D、E硬度線延伸均超過(guò)2個(gè)點(diǎn)即10 mm。從鋼軌軌頭橫斷面硬度的檢測(cè)結(jié)果可以看出，與TB/T 2344.1—2020《鋼軌 第1部分：43 kg/m～75 kg/m鋼軌》相比，鋼軌硬化層深度延伸5～10 mm。不同熱處理工藝下U76CrRE鋼軌的微觀組織如圖3所示。

圖3 不同熱處理工藝下U76CrRE鋼軌的顯微組織(a)工藝1;(b)工藝2;(c)工藝3; (d)工藝4Fig.3 Microstructure of the U76CrRE steel rail under different heat treatment processes(a) process 1; (b) process 2; (c) process 3; (d) process 4

由圖3可知，不同熱處理工藝下鋼軌的顯微組織正常，為片狀珠光體+少量鐵素體。通過(guò)觀察4種淬火工藝下鋼軌的脫碳層，發(fā)現(xiàn)工藝1、工藝2和工藝3下鋼軌的脫碳層中有微量的異常上貝氏體組織，工藝4下鋼軌的脫碳層組織正常。其中工藝1下鋼軌脫碳層中的異常組織如圖4所示。

圖4 經(jīng)工藝1處理后U76CrRE鋼軌脫碳層中的上貝氏體組織Fig.4 Upper bainite in decarburization layer of the U76CrRE steel rail treated by process 1

不同熱處理工藝下鋼軌的疲勞裂紋擴(kuò)展速率、斷裂韌性、軸向疲勞壽命等均滿足TB/T 2344.1—2020和設(shè)計(jì)要求，但工藝1～3下鋼軌脫碳層中存在異常組織，因此對(duì)產(chǎn)生異常組織的原因進(jìn)行分析。鋼軌冷卻過(guò)程中的冷卻溫降曲線見(jiàn)圖5。以工藝2、工藝3和工藝4下鋼軌的冷卻過(guò)程為分析對(duì)象，3種冷卻工藝均為分段冷卻方式，就風(fēng)壓控制來(lái)說(shuō)，工藝2采用的冷卻強(qiáng)度最大，工藝3和工藝4的風(fēng)壓相當(dāng)。從冷卻曲線可以看出，工藝2與工藝3和工藝4相比，其冷卻曲線向左移，且斜率較大。

圖5 不同熱處理工藝下U76CrRE鋼軌的冷卻曲線Fig.5 Cooling curves of the U76CrRE steel rail under different heat treatment processes

工藝4開(kāi)冷溫度實(shí)際為780 ℃，工藝3和工藝2為800 ℃，工藝3和工藝4中第一段風(fēng)壓均為9 kPa，由圖5可以看出，在前20 s內(nèi)工藝3和工藝4的溫降曲線斜率基本相同，由于工藝4在20 s后冷卻風(fēng)壓增大，在后段冷卻中兩者的冷卻曲線斜率有所不同。其中工藝2與工藝3相比，不同之處在于風(fēng)壓增大的時(shí)間節(jié)點(diǎn)不同，分段的風(fēng)壓強(qiáng)度也不同。工藝4在冷卻20 s后增大風(fēng)壓冷卻，此時(shí)鋼軌表面溫度為568 ℃，隨著風(fēng)壓增大，鋼軌迅速冷卻到420 ℃，之后進(jìn)入了返溫階段。工藝2以風(fēng)壓15 kPa冷卻40 s后(總時(shí)間247 s，即鋼軌加熱到930 ℃出爐、空冷+熱處理強(qiáng)冷的時(shí)間)增大風(fēng)壓繼續(xù)冷卻，此時(shí)鋼軌表面溫度為519 ℃，且由溫降曲線可知，該工藝下鋼軌早在表面溫度為512 ℃時(shí)(總時(shí)間238 s)就已經(jīng)開(kāi)始相變，在247 s增大風(fēng)壓后，鋼軌溫降曲線斜率增大，但此時(shí)相變?cè)缫验_(kāi)始，材料內(nèi)部相變潛熱釋放，出現(xiàn)相變平臺(tái)，同時(shí)工藝2增大風(fēng)壓時(shí)鋼軌表面溫度已經(jīng)降到519 ℃，此時(shí)溫度段處于珠光體組織與貝氏體組織轉(zhuǎn)變的“重疊”區(qū)，如圖1所示，導(dǎo)致工藝2下鋼軌的整個(gè)相變過(guò)程被拖入此“重疊”區(qū)內(nèi)，在貝氏體組織轉(zhuǎn)變區(qū)長(zhǎng)時(shí)間等溫，為產(chǎn)生上貝氏體組織提供了溫度條件。而工藝4由于前期風(fēng)壓小、時(shí)間短，當(dāng)風(fēng)壓增大進(jìn)行強(qiáng)冷時(shí)，鋼軌表面溫度為568 ℃，鋼軌相變未開(kāi)始，隨后增大風(fēng)壓強(qiáng)冷，相變潛熱未對(duì)冷卻強(qiáng)度產(chǎn)生抵消作用。鋼軌整個(gè)相變過(guò)程迅速通過(guò)此“重疊”區(qū)，所以工藝4下鋼軌脫碳層內(nèi)沒(méi)有發(fā)現(xiàn)異常的上貝氏體組織。

圖6為工藝3下鋼軌軌頭脫碳層形貌及能譜分析，分別取晶界、晶內(nèi)和脫碳層近表面處進(jìn)行能譜分析。圖6(a)中鋼軌軌頭晶界脫碳處能譜分析顯示C含量為5.30%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，圖6(b)中鋼軌內(nèi)未脫碳處能譜分析顯示C含量為7.46%，圖6(c)中鋼軌軌頭近表面晶界脫碳處能譜分析顯示C含量為4.74%，可知鋼軌表層脫碳最為嚴(yán)重的近表面與鋼軌晶內(nèi)未脫碳處C含量相比要低2.72%，與鋼軌晶界脫碳處C含量相比低0.56%。根據(jù)相關(guān)研究[7]，碳鋼中碳含量降低，會(huì)縮短貝氏體組織轉(zhuǎn)變的孕育期。鋼軌表層脫碳尤其是晶界脫碳為上貝氏體組織轉(zhuǎn)變提供了化學(xué)成分條件，上貝氏體組織易于在晶界附近形核，故在鋼軌軌頭脫碳層內(nèi)晶界附近易產(chǎn)生上貝氏體組織，如圖4所示。

圖6 經(jīng)工藝3處理后U76CrRE鋼軌脫碳層形貌(a)及EDS分析(b～d)(b)晶界脫碳處; (c)晶內(nèi)未脫碳處; (d)近表層晶界脫碳處Fig.6 Morphologies(a) and EDS analysis(b-d) of decarburization layer on the U76CrRE steel rail treated by process 3(b) grain boundary decarburization; (c) non decarburization in grain; (d) grain boundary decarburization near surface

3 結(jié)論

1) U76CrRE鋼軌熱處理分段冷卻時(shí)，強(qiáng)制冷卻介入溫度為568 ℃時(shí)，可以消除鋼軌脫碳層內(nèi)的異常組織。

2) 鋼軌表面急冷與相變潛熱相互作用易在鋼軌近表面形成等溫層，冷卻過(guò)程中在相變鼻尖溫度以下(560～510 ℃)長(zhǎng)時(shí)間停留是脫碳層內(nèi)產(chǎn)生上貝氏體異常組織的溫度條件，鋼軌近表面晶界處脫碳嚴(yán)重為上貝氏體組織形成提供了化學(xué)成分條件。

3) U76CrRE鋼軌的最佳熱處理工藝為淬火開(kāi)冷溫度780 ℃，淬火時(shí)間120 s(20 s+100 s)，淬火終冷溫度控制在410 ℃，返溫溫度控制在540 ℃。