CC BY
18И.С. Новожилов
ПМХ Тагильская сталь В.А. Чередников
«Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»
Е.В. Полевой
АО «ЕВРАЗ Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат»
В.Ю. Рубцов, К.А. Улегин
АО «ЕВРАЗ Нижнетагильский металлургический комбинат»
ВЛИЯНИЕ МИКРОЛЕГИРОВАНИЯ И ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ НА КИНЕТИКУ РАСПАДА АУСТЕНИТА РЕЛЬСОВОЙ СТАЛИ
Аннотация. В работе, на основании результатов исследования четырех опытных плавок рельсовой стали 76ХФ, представлено влияние микролегирования ванадием и ниобием, режимов горячей деформации и термической обработки на кинетику распада аустенита рельсовой стали. Определено индивидуальное и комплексное влияние содержания микролегирующих элементов, на формоизменение термокинетической диаграммы распада аустени-та, и определена наиболее благоприятная схема термомеханической обработки.
Ключевые слова: рельсовая сталь 76ХФ, дифференцированная закалка, термомеханическая обработка, термокинетическая диаграмма переохлажденного аустенита, микролегирование, ванадий, ниобий.
Введение. Постановка цели и задач
В последние годы в мире существенно возрос спрос на длинномерные железнодорожные рельсы длиной 100 м и более, с повышенными требованиями по прямолинейности и эксплуатационной стойкости. Увеличение длины рельсов уменьшает количество звеньевых и сварных стыковых соединений, в которых из-за повышенного динамического воздействия наблюдается ускоренное образование и развитие эксплуатационных дефектов. Тем самым повышение длины рельсов способствует уменьшению дефектности рельсового пути.
Повышенные требования по прямолинейности обуславливаются повышением скоростей движения и необходимостью увеличения пропускной способности пути, а повышение требований к эксплуатационной стойкости обуславливаются возросшим объемом грузовых перевозок, весом поезда и осевых нагрузок [1-4]. Требования по прямолинейности удалось удовлетворить за счет применения различных технических решений относительно двух основных технологических схем производства рельсов [5].
Например, для схемы производства термоупрочненных рельсов длиной 25 м, категории ОТ350 по ГОСТ Р51685-2013 [6], производимых на рельсобалочном стане линейного типа 950/800/850 в составе двухвалковой обжимной, трёхвалковой черновой и двухвалковой чистовой клетей, с последующим нагревом в роликовой печи под закалку, охлаждением в масле и отпуском в печи, для обеспечения необходимой прямолинейности и требуемого уровня остаточных напряжений применяются современные роликоправильные комплексы с вертикальными и горизонтальными роликоправильными машинами и прессами для правки концевых зон проката, подстуживание подошвы по всей длине проката перед объемной закалкой в масле, а также применение оптимальных режимов закалки и отпуска.
Для современной схемы производства термоупрочненных рельсов категории ДТ350 по ГОСТ Р 51685-2013 [6] длиной 100 м, производимых на рельсобалочном стане с группой клетей тандем в составе двух универсальных клетей и одной двухвалковой вспомогательной клетью, и чистовой универсальной в трехвалковом режиме, последующей дифференцированной закалки с использованием остаточного тепла предпрокатного нагрева, применяют специально подобранные режимы термообработки обеспечивающие баланс в охлаждении элементов профиля рельса разной массы и предотвращающие его искривление от термических напряжений при охлаждении. Окончательную прямолинейность и необходимый уро-
вень остаточных напряжений достигают применением специально разработанных режимов правки рельсов в роликоправильном комплексе и прессах.
Указанные мероприятия позволяют наладить производство рельсов, удовлетворяющих повышенным требованиям по прямолинейности проката и предназначенных для скоростного совмещенного движения [5].
В свою очередь, дальнейшее повышение эксплуатационной стойкости возможно благодаря улучшению структуры, за счет использования в составе известных марок стали микролегирующих элементов, и корректировки режимов термообработки [7].
Следует отметить, что под закалкой рельсов обычно понимают следующие способы термообработки.
1. Дифференцированное по элементам профиля (головки, шейки и подошвы) охлаждение рельса с 850-900°С до 400-600°С горячей водой (35-50°С), сжатым или вентиляторным воздухом (скорость охлаждения от 1,5 до 6 град/сек), водовоздушными или полимерными смесями. Далее следует самоотпуск в условиях естественного охлаждения за счет тепла неохлажденной части рельса.
2. Объемная закалка рельса с температуры 850°С в горячем масле (60-90°С), отпуск в печи при температуре 450-480°С до твердости 340-380 НВ.
Кроме того, известны и другие способы термического упрочнения рельсов (объемно-поверхностная, с использованием индукционного нагрева), однако в настоящее время данные методы утратили актуальность и практически не используются в технологии производства рельсов ведущими мировыми компаниями.
По результатам работы [5] установлено, что в нелегированных эвтектоидных сталях (около 0,80% углерода), при объемном термоупрочнении образуется перлит с минимальным количеством структурно свободного зернограничного феррита, а легирование приводит к уменьшению критической скорости охлаждения (Укр) и к увеличению прокалива-емости [8-11].
Карбидообразующие элементы значительно изменяют кинетику распада аустенита и, соответственно, вид диаграммы изотермического превращения, на которой появляется четкое разделение перлитного и бейнитного превращения и промежуточная область повышенной устойчивости аустенита. Элементы, не образующие карбидов, такие как никель, алюминий, кремний и медь, принципиально не меняя вид кривой изотермического превращения, смещают ее в область более низких температур и повышают устойчивость аустенита.
В бейнитной области наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита элементы внедрения - углерод и азот. Такие элементы, как марганец, хром, никель и др., расширяют период начала промежуточного превращения, но при этом существенно меньше влияют на перлитное превращение.
Как известно, промежуточное превращение в отличие от перлитного, не завершается полным распадом аустенита, а легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном превращении. Легирование смещает промежуточное превращение в область более низких температур, в результате чего в высоколегированных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.
Легирование может также косвенным образом, за счет изменения размера зерна, количества и размеров карбидов, карбонитридов и оксикарбидов, морфологии и размера неметаллических включений, влиять на кинетику распада переохлажденного аустенита. Все эти факторы могут влиять на распад аустенита в перлитной области, но практически не влияют на промежуточное превращение и температурный интервал мартенситного превращения. Так, перлитное превращение под влиянием ниобия ускоряется за счет не растворившихся в аусте-ните карбидов и уменьшения размеров зерна [9, 12].
В связи с этим, целью данной работы является исследование влияния микролегирования ванадием и ниобием, а также режимов горячей деформации и термической обработки на кинетику распада аустенита рельсовой стали перлитного класса, получившей в мировой практике наибольшее распространение.
Методики проведения исследований
При выборе марки стали, в качестве базового химического состава были рассмотрены рельсовые стали перлитного класса, используемые в мире, для серийного производства, в том числе длинномерных рельсов. Химический состав сталей представлен в табл. 1 [6, 13-16].
Таблица 1
Содержание основных элементов рельсовых сталей, применяемых в России и мире
Страна Стандарт М ассовая доля элементов, %
C Mn Si P S
не более
Россия ГОСТ Р 51685-2013 0,71-0,82 0,75-1,25 0,25-0,60 0,020 0,020
Япония Л8 E1101 0,6-0,75 0,70-1,10 0,1-0,35 0,035 0,04
ОТА AREMA 2020 0,74-0,86 0,75-1,25 0,10-0,60 0,020 0,020
Великобритания BSП 0,7-0,75 1,3-1,7 0,05-0,35 0,05 0,05
Европейский союз EN 13674-1: 2017 0,70-0,82 0,65-1,25 0,13-0,60 0,025 0,030
Рельсы, предназначенные для эксплуатации в РФ, изготавливают в соответствии с требованиями ГОСТ Р51685-2013 [6] из непрерывнолитых заготовок кислородно-конверторного или электросталеплавильного производства. Химический состав стали, определяемый по ковшевой пробе, должен соответствовать указанному в табл. 2.
Таблица 2
Содержание основных элементов рельсовых сталей согласно ГОСТ Р51685-2013
Массовая доля элементов, %
Марка стали C Mn Si V & N P S
не более
90ХАФ 0,83-0,95 0,08-0,15 0,20-0,60 0,01-0,02
76ХАФ 0,05-0,15 0,20-0,80
76ХФ 0,71-0,82 0,03-0,15 0,20-0,80
76ХСФ 0,75-1,25 0,25-0,60 0,05-0,15 0,50-1,25 0,02 0,02 0,004
90АФ 0,83-0,95 0,08-0,15 0,01-0,02
76АФ 0,71-0,82 0,05-0,15 Не более 0,20
76Ф 0,71-0,82 0,03-0,15 -
В работах [17-19] были проведены исследования по влиянию микролегирования ванадием и ниобием рельсовых сталей марок 76ХФ, 76ХАФ и 76Ф, однако не была раскрыта тема комплексного влияния легирующих элементов и горячей деформации на кинетику распада аустенита.
Для производства рельсов с использованием технологии объемного термоупрочнения в масле традиционно применяли сталь марки 76Ф по ГОСТ Р 51685-2013 [6, 20], которая не может быть применена для условий дифференцированной закалки воздухом, в виду низкой стабильности аустенита. В связи с чем, для производства современных рельсов требуется дополнительное введение легирующих и микролегирующих элементов. В задачу данного исследования входила оценка применимости перлитной эвтектоидной стали легированной в широких пределах марочного состава и дополнительным микролегированием ниобием и азотом для производства рельсов длиной 100 м, в условиях современного рельсобалочного стана, оснащённого группой клетей тандем, в составе двух универсальных клетей, и последующей дифференцированной закалки с использованием тепла прокатного нагрева, а также выбор оптимального химического состава обеспечивающего наиболее однородную структуру в условиях широкого диапазона скоростей охлаждения.
Таким образом, для данного исследования была выбрана сталь типа 76ХФ промышленного производства четырех плавок, отличающихся дополнительным микролегированием. Результаты ковшевого анализа химического состава стали по плавкам приведены в табл. 3.
Таблица 3
Анализ химического состава стали 76ХФ четырех исследуемых плавок, масс. %
Условный номер плавки Массовая доля элементов, %
С Mn Si P S Cr Ni Cu Al V Nb N
1 0,75 0,83 0,55 0,012 0,008 0,42 0,08 0,14 0,003 0,04 0,060 0,013
2 0,79 1,09 0,43 0,016 0,009 0,57 0,07 0,13 0,003 0,04 0,035 0,015
3 0,79 0,78 0,55 0,014 0,015 0,46 0,08 0,14 0,002 0,07 - 0,011
4 0,76 0,87 0,32 0,017 0,005 0,56 0,07 0,12 0,003 0,07 - 0,015
Современная технология производства железнодорожных рельсов включает в себя нагрев непрерывнолитых заготовок в печи с шагающими балками до температуры 1200-1250°С, реверсивную прокатку в обжимной и черновой клетях с суммарной деформацией 0,84 и 0,75 соответственно. Далее прокатку в группе клетей стана тандем в составе двух универсальных и одной вспомогательной, с суммарной деформацией 0,6, и последеформаци-онную дифференцированную термообработку рельсов от температуры 900-950°С до 400-600°С со скоростью от 1,5 до 6 град/сек, в зависимости от охлаждаемого элемента профиля.
Кинетику превращения переохлажденного горячедеформированного аустенита исследовали с помощью дилатометрических измерений и использованием закалочно-деформационного дилатометра BAHR DIL 805 A/D на образцах диаметром 5 и длиной 10 мм, вырезанных из головок нетермоупрочненных рельсов всех четырех плавок. Схема проведения эксперимента на дилатометре была составлена таким образом, чтобы она корреспондировалась с реальными режимами термомеханической обработки (ТМО) при производстве длинномерных термоупрочненных рельсов. Схема эксперимента представлена на рис. 1.
t с t, с
а б
Рис. 1. Схема эксперимента: а) одноступенчатая деформация и двухступенчатое охлаждение; б) двухступенчатая деформация и охлаждение
Общий порядок экспериментов, включал в себя следующие этапы: - 1-2: нагрев образца в вакууме со скоростью 10 град/сек до температуры 1200°С в течение 120 сек и последующая изотермическая выдержка при этой температуре в течение 300 сек (см. рис. 1) для аустенизации металла, которая в условиях реального производства обеспечивается нагревом непрерывнолитой заготовки в методической печи с шагающими балками;
- 3-4: охлаждение до температуры 1050°С со скоростью 10 град/сек, деформация со степенью -30% и скоростью деформации 1 сек'1, что имитировало деформацию в обжимной группе клетей;
- 5-6: охлаждение до температуры 950°С со скоростью 10 град/сек, и изотермическая выдержка при температуре 950°С (см. рис. 1а) или проведение деформации при температуре 950°С со степенью -50% и скоростью 1 сек'1 (см. рис. 1б), что имитировало деформацию в чистовой группе клетей на рельсобалочном стане, при производстве рельсов типа Р65;
- 7: немедленное охлаждение стали с температуры 950°С со скоростями от 1 до 20 град/сек, для построения термокинетических диаграмм распада горячедеформированного аустенита [9].
Металлографические исследования проводили на инвертированном микроскопе проходящего света Axio Observer.A1m фирмы Carl Zeiss при увеличениях от 5 до 1000 крат и на электронном микроскопе Tescаn Mira 3 LMH при увеличениях от 10 000 до 40 000 крат. Измерение твердости по Виккерсу (HV10) проводили на универсальном твердомере Zwick/ZHU 250. Оценка результатов измерений была произведена по стандарту DIN 18265.
Результаты исследований и их обсуждение
При построении термокинетических диаграмм точки фазовых и структурных превращений определяли согласно дилатометрическим кривым и металлографическому анализу конечной структуры образцов. На рис. 2 для примера приведены дилатометрические диаграммы распада аустенита рельсовой стали 76ХФ с наибольшим содержанием легирующих элементов плавки №1 (см. табл. 3) с одноступенчатой деформацией и двухступенчатым охлаждением.
Рис. 2. Дилатограммы охлаждения аустенита рельсовой стали 76ХФ плавки №1: а) эксперимент по схеме с двухступенчатой деформацией и охлаждением со скоростью 10 град/сек до 950°С и далее со скоростью 1 град/сек; б) эксперимент по схеме с одноступенчатой деформацией и двухступенчатым охлаждением со скоростью 10 град/сек до 950°С и
далее со скоростью 3 град/сек
При охлаждении образца со скоростью 1 град/сек (см. рис. 2а) при температуре 620°С и 520°С на дилатограмме зафиксированы точки изменения угла наклона, что характеризует начало (Пн) и условное окончание (Пк) температурного интервала перлитного превращения при заданной скорости охлаждения.
Твердость стали после охлаждения со скоростью 3 град/сек составила 410±20 ИУ10, следовательно, аустенит практически полностью превратился в перлит, что подтверждается и исследованием микроструктуры (рис. 3а, 4а).
Рис. 3. Микроструктура рельсовой стали 76ХФ при различных скоростях охлаждения: а) 1 град/сек; б) 3 град/сек; в) 5 град/сек; г) 10 град/сек. х100
При охлаждении со скоростью 3 град/сек (см. рис. 2б) перлитное превращение сталей плавок №1, 3, 4 (см. табл. 3) протекает в температурном интервале 580°С (Пн) ^ 460°С (Пк). При дальнейшем охлаждении при температуре 200°С на дилатограмме наблюдается перегиб, очевидно связанный с началом протекания мартенситного превращения (Мн). Оставшийся аустенит при дальнейшем охлаждении может превращаться в мартенсит или бейнит. Микроструктура металла представляет собой мартенсит с сеткой троостита по границам зерен (рис. 3б). При электронно-микроскопическом исследовании наряду с мелкодисперсным перлитом выявлены бейнитные участки.
Судя по микроструктуре (см. рис. 3б, 3в) и уровню полученной твердости, отсутствию отклонения от линейности дилатограммы вплоть до температуры 200°С для всех скоростей охлаждения > 3 град/сек для всех исследованных химических составов образование бейнита в этой стали носит локальный характер и обнаруживается только при больших увеличениях в процессе электронно-микроскопического исследования (рис. 4б, 4в), т.е. при незавершенном перлитном превращении при охлаждении аустенит преимущественно претерпевает мартен-ситное превращение.
Рис. 4. Микроструктура рельсовой стали 76ХФ при различных скоростях охлаждения, определенная на электронном микроскопе: а) полностью перлитная структура при скорости охлаждения 1 град/сек, х40 000; б) перлит и бейнит в металле охлажденном при скорости 3 град/сек, х10 000; в) перлит, бейнит и мартенсит в металле охлажденном при скорости 5 град/сек, х15 000; г) бейнит и мартенсит в металле охлажденном при скорости 10 град/сек, х10 000
При повышении скорости охлаждения изменяются температурные интервалы перлитного превращения, соотношение количества перлита и мартенсита и уровень твердости (табл. 4, 5). Количество перлита и мартенсита составляет 20 и 80% (±5%). Среднее значение твердости составило 723±32 ИУ10, для образцов, охлажденных со скоростью 3 град/сек. При охлаждении со скоростью 5 град/сек для сталей плавок №1, 3, 4 перлитное превращение в небольшой степени развивается при температуре 515-510°С, а дальнейшее повышение скорости вообще исключает перлитное превращение, при этом для стали плавки №2 полностью мартенситная структура формируется уже при скорости свыше 3 град/сек.
После охлаждения со скоростью 7 град/сек и выше в структуре металла всех опытных составов наблюдали полностью мартенситную структуру (рис. 3г, 4г), а среднее значение измеренной твердости стали с полностью мартенситной структурой составило 889±12 ИУ10. При всех скоростях охлаждения > 5 град/сек дилатометрически определённые температуры начала мартенситного превращения были близки и составляли 200±5°С (табл. 4, 5).
Таблица 4
Экспериментальные результаты влияния содержания микролегирующих элементов и различных схем ТМО на структурообразование и твердость стали 76ХФ при одноступенчатой деформации и двухступенчатом охлаждении
Номер плавки Уохл, град/сек Температура, °С Объемная доля, % Твердость, НУ 10 Мн Укр
Пн / Бн Пк / Бк Уп / Ум (±5%)
1 1 620 520 90 / 10 410±20 -
3 580 460 20 / 80 723±32 200
5 515 515 10 / 90 857±30 200 V
7 - - 5 / 95 889±12 -
20 - - - / 100 900±10 -
2 1 610 505 - - 170
3 550 550 5 / 95 923±41 195 V
5 - - 5 / 95 890±23 195
8 - - 5 / 95 875±14 -
20 - - - / 100 900±10 -
3 1 650 600 - - -
3 620 560 - - 200
5 600 540 20 / 80 742±65 -
7 570 570 15 / 85 824±7 - V
20 - - - / 100 900±10 -
4 1 650 600 - - -
3 620 / 530 530 / 400 - - 210
5 620 510 25 / 75 754±61 -
6 535 535 30 / 70 787±47 - V
20 - - - / 100 900±10 -
Таблица 5
Экспериментальные результаты влияния содержания микролегирующих элементов и различных схем ТМО на структурообразование и твердость стали 76ХФ при двухступенчатой деформации и двухступенчатом охлаждении
Номер плавки Уохл, град/сек Темпе ратура, °С Объемная доля, % Твердость, НУ 10 Мн Укр
Пн / Бн Пк / Бк Уп / Ум (±5%)
1 1 690 470 90 / 10 419±16 -
3 580 400 - - 195
5 410 590 10 / 90 864±33 195 V
7 - - 5 / 95 892±22 -
20 - - - / 100 900±10 -
2 1 640 / 530 530 / 320 - - 215
3 615 425 - - 200
5 545 425 - - 175
8 510 510 5 / 95 900±23 -
20 - - - / 100 900±10 -
3 1 650 600 - - -
3 620 570 - - 205
5 615 530 80 / 20 496±31 205
7 545 545 70 / 30 538±65 - V
20 - - - / 100 900±10 -
4 1 660 / 600 600 / 300 - - -
3 640 540 - - 200
5 620 620 70 / 30 547 200 V
6 - - - - -
20 - - - / 100 900±10 -
На основании дилатометрических измерений, металлографического анализа структуры и результатов измерения твердости были построены термокинетические диаграммы фазовых и структурных превращений для всех четырех плавок стали марки 76ХФ и двух схем нагру-жения в диапазоне скоростей охлаждения от 1 до 20 град/сек (рис. 5), определены критическая скорость охлаждения Укр, критические точки Аг3, Аг1, Мн, структурные составляющие стали после охлаждения (табл. 4, 5).
Рис. 5. Термокинетические диаграммы распада аустенита рельсовой стали 76ХФ: а) и б) плавки №1, и №2 с максимальным комплексным микролегированием У и ЫЬ; в) и г) плавки №3 и №4 с микролегированнием У
Для различных схем и степеней деформации кинетика распада переохлаждённого аустенита различается. При схеме эксперимента с двухступенчатой деформацией температурный интервал перлитного превращения расширяется в два раза. При схеме эксперимента с одноступенчатой деформацией температурный интервал перлитного превращения составляет 600-540°С, а при схеме двухступенчатой деформации - 630-510°С.
Для плавки №1 с комплексным микролегированием и максимальным содержанием ванадия и ниобия при схеме эксперимента с двухступенчатой деформацией температурный интервал перлитного превращения целиком сместился вверх на ~70°С и стал шире на 20°С.
Максимальный эффект влияния деформации был установлен для плавки №2 с комплексным микролегированием ванадием и ниобием. При схеме эксперимента с двухступенчатой деформацией, температурный интервал перлитного превращения стал шире в три раза. При этом верхняя граница температурного интервала перлитного превращения сместилась вверх всего на 10°С, однако нижняя граница опустилась на 100°С.
Для плавок №3 и №4, где в качестве микролегирующего элемента был использован ванадий, влияние деформации на температурный интервал перлитного превращения одинаково. Верхняя граница температурного интервала перлитного превращения сместилась вверх всего на 10 и 30°C, а нижняя граница опустилась на 60 и 20°C соответственно.
При непрерывном охлаждении из аустенитной области в зависимости от степени легирования мартенситная структура обеспечивается при охлаждении со скоростями от 3 до 7 град/сек. Охлаждение со скоростями выше 7 град/сек для всех рассматриваемых составов приводит к образованию мартенситной структуры.
При проведении экспериментальных исследований и анализа полученных результатов было установлено, что кинетика распада переохлаждённого аустенита изменяется при введении микролегирующих элементов. Повышение содержания ванадия и ниобия ускоряет перлитное превращение за счет не растворившихся в аустените карбидов и уменьшения размеров зерна, но сдвигают С-образную кривую вправо, что в производственных условиях потребует снижения скоростей охлаждения. Следовательно, для обеспечения однородной перлитной структуры наиболее критично повышение скоростей охлаждения для плавок №1 и №2 с комплексным микролегированием ванадием и ниобием.
Заключение
1. Установлено, что скорость охлаждения практически не влияет на критические точки превращения Ari и Ar3, однако расположение точек меняется в зависимости от содержания микролегирующих элементов. При комплексном микролегировании рельсовой стали ниобием и ванадием критические точки имеют значения: Ari~760°C, Ar3~780°C, а в случае микролегирования рельсовой стали только ванадием критические точки превращения оказываются выше, и составляют Ari~767°C, Ar3~785°C.
2. Мартенситное превращение для исследуемой стали находится в интервале 195-225°С, однако комплексное микролегирование ниобием и ванадием, снижает температуру начала мартенситного превращения на 10-15°С.
3. Областей бейнитного превращения при построении термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, не было обнаружено. Тем не менее при электронно-микроскопических исследованиях выявлены локальные участки бейнитной структуры, наиболее вероятно образовавшиеся при распаде остаточного аустенита.
4. Сравнение термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита четырех плавок после различных схем ТМО показало, что область перлитного превращения зависит от содержания микролегирующих элементов, режимов горячей деформации и после-деформационной термообработки.
5. Наиболее благоприятной схемой ТМО для всех четырех плавок по результатам экспериментов является схема с двух- и более ступенчатой деформацией, со степенью деформации более 50%, скоростью охлаждения 3 град/сек до температуры в интервале 630-510°С и последующим естественным охлаждением на воздухе.
Библиографический список
1. Реконструкция железнодорожного пути с целью увеличения скорости движения поездов / К.Б. Адильбекова [и др.] // Наука и техника Казахстана, 2017. № 3-4. С. 9-18.
2. Рельсы для скоростных магистралей // Железнодорожный транспорт, 2018. № 10. С. 45.
3. Уманский А.А., Дорофеев В.В., Думова Л.В. Разработка теоретических основ энергоэффективного производства железнодорожных рельсов с повышенными эксплуатационными свойствами // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2020. Т. 63. № 5. С. 318-326.
4. Головатенко А.В. Исследование и разработка энергоэффективных режимов прокатки длинномерных железнодорожных рельсов на универсальном рельсобалочном стане: дис. ... канд. техн. наук: спец. 05.16.05. Новокузнецк, 2015. 139 с.
5. Технологические аспекты производства железнодорожных «суперперлитных» рельсов / А.Б. Юрьев [и др.] // Сталь, 2009. № 8. С. 78-79.
6. ГОСТ Р 51685-2013. Рельсы железнодорожные. Общие технические условия. М.: Стан-дартинформ, 2014. 102 с.
7. Sladojevic В., Jelic М., Puzic М. New requirements for the quality of steel rails // Metalurgi-ja-M JoM, 2011. № 17. Р. 213-219.
8. Металловедение / И.И. Новиков [и др.]. Т. 2. М.: МИСиС, 2009. 496 с.
9. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов: учебник для вузов, 5-е изд, перераб. и доп. / М.: ООО «ТИД «Аз-бук», 2009. 489 с.
10. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна / Под общей ред. А.Г. Рах-штадта [и др.]. Т. 3. М.: Интермет Инжиниринг, 2007. 919 с.
11. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали / М.: МИСиС, 1999. 408 с.
12. Chakrabarti D., Davis C.L., Strangwood М. Effect of deformation and Nb segregation on grain size bimodality in HSLA steel // Materials Science and Technology, 2009. № 8. Р. 939-946.
13. The Influence of Peak Temperature and Deformation on Welding CCT Diagram of Eutectoid Carbon Steel / M. Maalekian, M L. Lendinez, E. Kozeschnik, H.P. Brantner, H. Cerjak // Advanced Materials Research, 2007. № 15-17. Р. 1008-1013.
14. EN 13674-1:2003+A1:2007. Железнодорожный транспорт. Колея. Рельсы для железных дорог. Часть 1. Рельсы Vignole весом 46 кг/м и выше. Переизд. апр. 2009. Женева: ÖNORM, 2009.
15. UIC 860-0. Изготовления и приемки железнодорожных рельсов. Переизд. янв 2008, 9-е издание. Париж: UNION INTERNATIONALE DES CHEMINS DE FER, 2008.
16. JISE 1101-2001. Рельсы железнодорожные широкоподошвенные и специальные профили из термонеобработанной стали для стрелочных переводов и переездов. Переизд. окт. 2010. Токио: Japan Railway Civil Engineering Association, 2010.
17. Полевой Е.В. Разработка ресурсосберегающей технологии дифференцированной термической обработки длинномерных железнодорожных рельсов: дис. ... канд. техн. наук: спец. 05.16.01. Новокузнецк, 2018. 132 с.
18. Исследование влияния легирования рельсовой стали хромом и ванадием на распад переохлажденного аустенита / Н.А. Козырев [и др.] // Черная металлургия. Бюллетень научно-технической и экономической информации, 2021. Т. 77. № 1. С. 28-33.
19. Полевой Е.В., Добужская А.Б., Темлянцев М.В. Влияние скорости охлаждения на формирование структуры рельсовой стали, микролегированной ванадием и ниобием // Вестник Пермского национального исследовательского политехнического университета. Пермь: Машиностроение, материаловедение, 2016. Т. 18. № 4. С. 7-20.
20. Головатенко А.В., Кадыков В.Н., Уманский А.А. Исследование сопротивления деформации рельсовой стали Э78ХСФ при различных условиях прокатки // Вестник горнометаллургической секции Российской академии естественных наук. Отделение металлургии, 2014. № 33. С. 64-71.
INFORMATION ABOUT THE PAPER IN ENGLISH
I.S. Novozhilov
PMH Tagil steel V.A. Cherednikov
National University of Science and Technology MISIS
E.V. Polevoj
EVRAZ Unification Western Siberian Metallurgical Plant
V.Yu. Rubtsov, K.A. Ulegin
EVRAZ Nizhny Tagil Metallurgical Plant
MICRO-ALLOYING EFFECT AND HOT DEFORMATION ON AUSTENITE DECAY KINETICS OF RAIL STEEL
Abstract. In this paper, based on study results of four 76HF rail steel experimental batch, influence of micro-alloying elements V and Nb, as well as hot deformation and heat treatment on decay kinetics of austenite rail steel is presented. The individual and complex influence of the content of micro-alloying elements in steel on the formation of the thermokinetic diagram of austenite decay is determined, and the most favorable scheme of thermomechanical processing is determined.
Keywords: 76HF rail steel, differentiated hardening, thermomechanical treatment, thermoki-netic diagram of supercooled austenite, microalloying, vanadium, niobium.
