CC BY
51
МЕТАЛЛУРГИЯ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.539.382:669.17
А.А. Юрьев1, Ю.Ф. Иванов23, В.Е. Громов1, Е.В. Мусорина1, Ю.А. Рубанникова1
Сибирский государственный индустриальный университет Институт сильноточной электроники СО РАН 3Томский политехнический университет
ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ УГЛЕРОДА В СТРУКТУРЕ РЕЛЬСОВОЙ СТАЛИ ПОСЛЕ ДЛИТЕЛЬНОЙ ЭКСПЛУАТАЦИИ*
Углерод в структуре стали может находиться в твердом растворе на основе а- и у-железа (на позиции элементов внедрения), на дислокациях (в виде атмосфер Коттрелла и Максвелла), на межфазных (карбид/матрица) и внутрифаз-ных (границы зерен, пакетов и кристаллы пакетного и пластинчатого мартенсита) границах, в частицах карбидной фазы [1 - 12]. Количество углерода в твердых растворах на основе а- и у-железа обычно оценивается по относительному изменению параметра кристаллической решетки этих фаз [13 - 15]. Оценку количества углерода в карбидных частицах проводят исходя из химического состава карбида, типа кристаллической решетки и объемной доли частиц карбидной фазы в стали. Для цементита (в предположении стехиометрического состава) подобный расчет осуществлен в работе [16]. Оценка количества углерода, расположенного на дефектах (дислокациях и границах раздела), является наиболее сложным моментом и практически не поддается прямому экспериментальному определению. Из ситуации выходят, используя косвенные методы, например, методы внутреннего трения и микрорентгеноспектрального анализа [3, 4 - 8, 12], а также проводят теоретические оценки. Наиболее полный анализ перераспределения углерода в нелегированных сталях в зависимости от температуры отпуска осуществлен в работе [5], в случае легированных сталей (состояние закалки и низкотемпературного отпуска) -в работах [17, 18]. В работе [19] представлены результаты количественных исследований структурно-фазового состояния закаленной стали марки 38ХН3МФА, выявлены места распо-
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РНФ, проект 15-12-00010.
Выражаем благодарность Е.В. Полевому за предоставленные образцы рельсов и результаты анализа макроструктуры.
ложения углерода и выполнен анализ его перераспределения в зависимости от температуры аустенитизации. В работе [2] подобные оценки были выполнены для закаленной стали; в работе [20] - для сталей с бейнитной структурой, подвергнутых пластической деформации одноосным сжатием с различной степенью деформации; в работе [21] - для углеродистых сталей, подвергнутых различным видам нагружения. Рельсовая сталь марки Э76ХФ относится к высокоуглеродистым сталям перлитного класса. В современных условиях больших нагрузок на ось и высоких скоростей движения поверхностные слои рельсов испытывают при длительной эксплуатации интенсивные пластические деформации, что приводит к эволюции структурно-фазовых состояний. Так, пластины цементита либо изогнуты, либо разрушены, на межфазных границах отмечается крайне высокая плотность дислокаций, происходит растворение цементита и образование аустенита за счет обратного у^-а-превращения [22 - 28]. Эти процессы приводят к перераспределению углерода, что в конечном счете отражается на механических свойствах [22 - 28]. Поэтому выявление закономерностей эволюции карбидной фазы, дефектной субструктуры и перераспределения углерода при длительной эксплуатации рельсов приобретает особую актуальность и имеет научную и практическую ценность.
Целью настоящей работы является анализ методами рентгенофазового анализа и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии структурно-фазового состояния и распределения атомов углерода в металле дифференцированно закаленных 100 метровых рельсов после длительной эксплуатации.
В качестве материала исследования использовали образцы дифференцированно закаленных рельсов категории ДТ350 из стали марки Э76ХФ после пропущенного тоннажа 691,8 млн. т брутто
в процессе полигонных испытании на экспериментальном кольце АО «ВНИИЖТ». При проверочном анализе химического состава металла
Рис. 1. Микроструктура рельсовой стали после пропущенного тоннажа 691,8 млн. т брутто на расстоянии 2 мм (а), 10 мм (б) от поверхности катания (поперечное сечение)
рельсов получены следующие результаты: 0,74 % C; 0,75 % Мп; 0,60 % Si; 0,011 % P; 0,010 % S; 0,42 % Сг; 0,07 % №; 0,14 % Си; 0,04 % V; 0,003 % Л1; 0,003 % Тц 0,012 % N 0,0014 % O2 (по массе).
По содержанию всех химических элементов металл рельсов удовлетворяет требованиям ГОСТ Р 51685 - 2013 для стали марки Э76ХФ. Макроструктуру металла рельсов выявляли в соответствии с требованиями ГОСТ Р51685 - 2013 на полнопрофильном темплете, вырезанном из рельса в поперечном направлении, после травления в 50 %-ном водном растворе соляной кислоты. Исследования микроструктуры металла головки рельсов проводили методом оптической микроскопии после электролитического полирования поверхности микрошлифов в 5 %-ном уксусном растворе хлорной кислоты с последующим травлением в 4 %-ном спиртовом растворе азотной кислоты. Исследования фазового состава и состояния кристаллической решетки осуществляли
методами рентгеноструктурного анализа (ди-фрактометр XRD-7000s, Shimadzu). Исследования дефектной субструктуры и состояния карбидной фазы рельса осуществляли методами дифракционной электронной микроскопии (просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ)) [29 - 32]. Фольги для исследования готовили путем электролитического утонения пластинок, вырезанных электроискровым методом из области катания на расстоянии 2, 10 мм и вблизи поверхности катания вдоль центральной оси.
Металлографически установлено, что микроструктура металла представляет собой пластинчатый перлит балла 2-3 шкалы 1 ГОСТ 8233 с разрозненными участками феррита по границам зерен, количество которого не превышает 5 % и оценивается баллом 1,5 шкалы 7 ГОСТ 8233. Бейнит в микроструктуре исследуемого рельса не выявлен (рис. 1). По мере удаления от поверхности перлит приобретает более грубое строение. При исследовании травленых шлифов установлено, что с поверхности катания наблюдается значительно деформированная структура на глубину до 200 мкм, по которой развивается растрескивание.
По морфологическому признаку ПЭМ выделены следующие структурные составляющие: перлит пластинчатый, зерна феррито-карбидной смеси, зерна структурно свободного феррита. Как и в работе [28] основным типом структуры исследуемой стали являются зерна пластинчатого перлита, относительное содержание которых в материале 0,7; относительное содержание зерен фер-рито-карбидной смеси - 0,25; остальное - зерна структурно свободного феррита. Близкое к исходной стали состояние металла рельсов после пропущенного тоннажа 691,8 млн т брутто выявляется на расстоянии 10 мм от поверхности катания вдоль центральной оси (рис. 2).
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение структуры рельсовой стали на расстоянии 10 мм от поверхности катания вдоль центральной оси после пропущенного тоннажа 691,8 млн. т брутто (стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры): а - пластинчатый перлит; б - зерна феррито-карбидной смеси; в - зерна структурно-свободного феррита
Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры рельсовой стали в центре головки поверхности катания
(поверхностный слой толщиной примерно 2 мм): а - светлое поле; б - темное поле, полученное в рефлексе [031]Ее3С; в - микроэлектронограмма (стрелкой указан рефлекс, в котором получено темное поле)
Отличительной особенностью структуры этого слоя является большое количество изгиб-ных экстинкционных контуров, их присутствие указывает на упругопластические искажения кристаллической решетки материала, что может быть вызвано механическим воздействием подвижного состава на металл рельсов в процессе длительной эксплуатации [2].
Эксплуатация рельсов сопровождается следующими процессами. Во-первых, наблюдается рост скалярной плотности дислокаций в пределах от 2,9^ 1010 см-2 (в слое, расположенном на расстоянии 10 мм от поверхности катания) до 3,3-1010 см-2 вблизи поверхности катания. При этом тип дислокационной субструктуры (хаотически распределенные дислокации и дислокационные сетки) не изменяется. Во-вторых, разрушается структура пластинчатого перлита путем разрезания пластин цементита и их растворением. Характерное изображение формирующейся при этом структуры приведено на рис. 3.
Разрушение пластин цементита сопровождается формированием частиц глобулярной формы, размеры которых в поверхностном слое составляют 30 нм (поперечные) и 50 нм (продольные). По мере удаления от поверхности катания размеры частиц увеличиваются и в слое, расположенном на расстоянии 10 мм от поверхности катания, составляют 30 - 215 нм. Исследования, выполненные методами темно-польного анализа, показывают, что эксплуатация рельсов сопровождается дроблением пластин цементита с последующим их разрушени-
ем. Рефлексы карбидной фазы на микроэлек-тронограмме, полученной с таких пластин, имеют как радиальное, так и азимутальное размытие, что может свидетельствовать о высоком уровне дефектности кристаллической решетки цементита, а также изменении параметра кристаллической решетки вследствие ухода атомов углерода [33]. В-третьих, одновременно с разрушением колоний перлита снижается объемная доля цементита в исследуемой стали от 11,2 % в слое, расположенном на глубине 10 мм, до 4,9 % в поверхностном слое.
Выявленные количественные закономерности изменения параметров структуры поверхности катания в центре головки позволили проанализировать распределение атомов углерода в структуре стали. Оценки относительного содержания атомов углерода на структурных элементах стали осуществляли по выражениям, обобщенным в табл. 1.
Результаты выполненных оценок представлены в табл. 2.
Проведенные оценки показали, что эксплуатация рельсовой стали сопровождается существенным перераспределением атомов углерода в поверхностном слое рельсов. Если в исходном состоянии основное количество атомов углерода сосредоточено в частицах цементита, то после эксплуатации рельсов местом расположения углерода, наряду с частицами цементита, являются дефекты кристаллической структуры стали (дислокации, границы зерен и субзерен).
Т а б л и ц а 1
Анализ распределения углерода в стали
Место расположения углерода Оценочное выражение Источник
Твердый раствор на основе а-железа АСа-АУа a*~ a; 103 [2, 12, 13]
a a 39 + 4
Частицы карбидных фаз AQFe3C) = 0,07AV [2, 16, 19]
Элементы дефектной структуры АСд = Сс - АСа - АС^С) [2, 19]
П р и м е ч а н и е. А¥а и - объемная доля а-железа и карбидной фаз; аа - текущий параметр решетки а-фазы; а0 = 0,28668 нм; аа = 0,28782 нм; С0 - среднее содержание углерода в стали.
Выводы. Методами рентгеноструктурного анализа и электронной дифракционной микроскопии проведены исследования фазового состава, дефектной макро- и микроструктуры металла поверхности катания вдоль центральной оси дифференцированно термоупрочнен-ных рельсов категории ДТ350 после пропущенного тоннажа 691,8 млн. т брутто в процессе полигонных испытаний на экспериментальном кольце АО «ВНИИЖТ». Показано, что эксплуатация рельсов сопровождается множественным преобразованием структуры стали. На микроуровне это проявляется в увеличении скалярной плотности дислокаций, формировании упругопластических полей напряжений и разрушении пластин цементита перлитных колоний. Показано, что атомы углерода, покинувшие кристаллическую решетку частиц цементита, располагаются преимущественно на дефектах кристаллической структуры стали (дислокации, границы зерен и субзерен).
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Курдюмов В.Г., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
2. Закаленная конструкционная сталь: структура и механизмы упрочнения / Ю.Ф. Иванов, Е.В. Корнет, Э.В. Козлов, В.Е. Громов. - Новокузнецк: изд. СибГИУ, 2010. -174 с.
3. Speich G., Swann P.R. Yield strength and transformation substructure of quenched iron-nickel alloys // J. Iron and Steel Inst. 1965. Vol. 203. No. 4. Р. 480 - 485.
4. Белоус М.В., Черепин В.Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. - М.: Металлургия, 1973. - 232 с.
5. Белоус М.В. Распределение углерода по состояниям при отпуске закаленной стали // Металлофизика. Респ. межвед. сб. 1970. № 32. С. 79 - 82.
6. Белоус М.В., Шаталова Л.А., Шейко Ю.П. Состояние углерода в отпущенной и хо-лоднодеформированной стали. Первое превращение при отпуске // ФММ. 1994. Т. 78. № 2. С. 99 - 106.
7. Белоус М.В., Москаленок Ю.Н., Черепин В.Т., Шейко Ю.П., Мешашти С. Состояние углерода в отпущенной и холоднодефор-мированной стали. Объемные эффекты при нагреве закаленных сплавов Fe - C // ФММ. 1995. Т. 80. № 3. С. 103 - 114.
8. Белоус М.В., Новожилов В.Б., Шаталова Л.С., Шейко Ю.П. Распределение углерода по состояниям в отпущенной стали // ФММ. 1995. Т. 79. № 4. С. 128 - 137.
9. Изотов В.И., Козлова А.Г. Распределение углерода в пакете мартенситных кристаллов и его влияние на прочность закаленных низколегированных сталей // ФММ. 1995. Т. 80. № 1. С. 97 - 111.
Т а б л и ц а 2
Распределение углерода в структуре рельсовой стали после пропущенного тоннажа 691,8 млн. т брутто
Концентрация углерода, % (по массе)
Структурный элемент Поверхность 2 мм от поверхности 10 мм от поверхности
Частицы цементита 0,3300 0,71 0,75
Кристаллическая решетка а-железа 0,0284 0 0
Дефекты кристаллической структуры 0,3816 0,03 0
10. Изотов В.И., Филиппов Г.А. Влияние переохлаждения при нормальном у^а-превращении на распределение углерода в феррите низколегированной стали // ФММ. 1999. Т. 87. № 4. С. 72 - 77.
11. Speich G.R. Tempering of low-carbon martensite // Trans. Met. Soc. AIME. 1969. Vol. 245. No. 10. Р. 2553 - 2564.
12. Kalich D., Roberts E.M. On the distribution of carbon in martensite // Met. Trans. 1971. Vol. 2. No. 10. Р. 2783 - 2790.
13. Fasiska E.J., Wagenblat H. Dilatation of alpha-iron by carbon // Trans. Met. Soc. AIME. 1967. Vol. 239. No. 11. Р. 1818 - 1820.
14. Ridley N., Stuart H., Zwell L. Lattice parameters of Fe-C austenite of room temperature // Trans. Met. Soc. AIME. 1969. Vol. 246. No. 8. Р.1834 - 1836.
15. Веселов С.И., Спектор Е.З. Зависимость параметра решетки аустенита от содержания углерода при высоких температурах // ФММ. 1972. Т. 34. № 5. С. 895 - 896.
16. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. - М.: Металлургия, 1977. - 407 с.
17. Thomas G., Sarikaya M. Lath martensites in carbon steels - are they bainitic? - Proc. Itn. Conf. Solid-Solid Phases Transform., Pittsburgh, Pa, Aug. 10-14, 1981. - Warrendale, Pa, 1982. P. 999 - 1003.
18. Sarikaya M., Thomas G., Steeds J.W. e.a. Solute element partitioning and austenite stabilization in steels. - Proc. Itn. Conf. Solid-Solid Phases Transform., Pittsburgh, Pa, Aug. 1014, 1981. - Warrendale, Pa, 1982. P. 1421 -1425.
19. Иванов Ю.Ф., Попова Н.А., Гладышев С.А., Козлов Э.В. Взаимодействие углерода с дефектами и процессы карбидообразо-вания в конструкционных сталях. - В сб. трудов «Взаимодействие дефектов кристаллической решетки и свойства». - Тула: изд. ТулПИ, 1986. С. 100 - 105.
20. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Никитина Е.Н. Бейнитная конструкционная сталь: структура и механизмы упрочнения. - Новокузнецк: изд. СибГИУ, 2015. - 177 с.
21. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Попова НА., Коновалов С.В., Конева Н.А. Структурно-фазовые состояния и механизмы упрочнения деформированной стали. - Новокузнецк: Полиграфист, 2016. - 510 с.
22. Ivanisenko Yu., Fecht H.J. Microstructure modification in the Surface Layers of Railway
Rails and Wheels // Steel tech. 2008. Vol. 3. No. 1. P. 19 - 23.
23. Ivanisenko Yu., Maclaren I., Souvage X., Va-liev R.Z., Fecht H.J. Shear-induced a^y transformation in nanoscale Fe-C composite // Acta Mater. 2006. Vol. 54. P. 1659 - 1669.
24. Ning Jiang-li, Courtois-Manara E., Kor-manaeva L., Ganeev A.V., Valiev R.Z., Kubel C., Ivanisenko Yu. Tensile properties and work hardening behaviors of ultrafine grained carbon steel and pure iron processed by warm high pressure torsion // Mater. Sci. and Eng. A. 2013. Vol. 581. P. 81 - 89.
25. Gavriljuk V.G. Decomposition of cementite in pearlitic steel due to plastic deformation // Mater. Sci. and Eng. A. 2003. Vol. 345. P. 81 - 89.
26. Li Y.J., Chai P., Bochers C., Westerkamp S., Goto S., Raabe D., Kirchheim R. Atomic-scale mechanisms of deformation-induced cementite decomposition in pearlite // Acta Mater. 2011. Vol. 59. P. 3965 - 3977.
27. Gavriljuk V.G. Effect of interlamellar spacing on cementite dissolution during wire drawing of pearlitic steel wires // Scripta Mater. 2001. Vol. 45. P. 1469 - 1472.
28. Microstructure of quenched rails / V.E. Gromov, A.B. Yuriev, K.V. Morozov, Yu.F. Ivanov Cambridge: CISP Ltd, 2016. - 156 p.
29. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 с.
30. Ray F. Egerton Physical Principles of Electron Microscopy. An Introduction to TEM, SEM, and AEM. - Berlin: Springer Sci-ence+Business Media, Inc, 2005. - 211 p.
31. Kumar C.S.S.R. (Ed.) Transmission Electron Microscopy Characterization of Nanomateri-als. - New York: Springer, 2014. - 717 p.
32. Barry Carter C., David B., Transmission Electron Microscopy. - Berlin: Springer International Publishing, 2016. - 518 p.
33. Громов В.Е., Юрьев А.А., Морозов К.В. и др. Эволюция тонкой структуры в поверхностных слоях 100-м дифференцированно закаленных рельсов при длительной эксплуатации // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2017. Т. 14. № 2. С. 267 - 273.
© 2017 г. А.А. Юрьев, Ю. Ф. Иванов, В.Е. Громов, Е.В. Мусорина, Ю.А. Рубанникова Поступила 20 октября 2017 г.
