U76CrRE鋼軌熱處理過程組織控制及性能

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 技術中心， 內(nèi)蒙古 包頭 014010) (2. 內(nèi)蒙古科技大學 材料與冶金學院， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

鋼軌熱處理技術的發(fā)展經(jīng)歷了幾個階段，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≤0.5 mm[2]。鋼軌表面脫碳將使其硬度降低，同時耐磨性變差[3]。由于鋼軌表層的脫碳，在后續(xù)熱處理冷卻過程中仍然采用未脫碳的工藝冷卻時，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的組織缺陷。鋼軌表層產(chǎn)生異常組織會影響鋼軌服役性能，會使鋼軌表層內(nèi)異常組織周圍殘余應力增加、脆性增大，可能會引起鋼軌疲勞裂紋的萌生[4-5]。本文針對U76CrRE鋼軌熱處理冷卻過程中出現(xiàn)的脫碳層組織異常，開展了鋼軌熱處理工藝的研究，以期為現(xiàn)場熱處理調(diào)試提供技術指導。

1 實驗室研究

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型熱膨脹儀測定U76CrRE鋼軌的相變曲線，試驗測定的TTT曲線如圖1所示。試樣加熱到900 ℃奧氏體化后，冷卻到預定溫度進行保溫，測得U76CrRE鋼軌的Ac1為734.3 ℃、Ac3為781.9 ℃。從TTT曲線相變開始線可以看出，該材質(zhì)鋼軌珠光體組織轉(zhuǎn)變與貝氏體組織轉(zhuǎn)變無明顯的溫度節(jié)點區(qū)分，在500 ℃左右存在兩者組織轉(zhuǎn)變的重疊區(qū)。由文獻[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，確定熱處理工藝的淬火時間及淬火溫度，通過TTT曲線確定鋼軌返溫溫度控制，同時返溫溫度控制受鋼軌淬火終了溫度影響，得到試驗淬火工藝如表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

實驗室調(diào)試的4種工藝中返溫溫度、淬火實際控制時間等參數(shù)如表3所示。

表3 淬火試驗過程的控制參數(shù)

熱處理調(diào)試鋼軌采用長度為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間，盡可能降低相變溫度，達到細化鋼軌片層間距的目的，不同工藝下鋼軌的力學性能如表4所示。

表4 經(jīng)不同工藝熱處理后U76CrRE鋼軌的力學性能

由表4可以看出，不同淬火工藝下抗拉強度范圍為1300～1340 MPa，鋼軌整體抗拉強度波動較小，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，抗拉強度穩(wěn)定在(1330±20) MPa，平均值為1318 MPa。伸長率在10.0%～12.0%，平均伸長率為10.6%。拉伸試樣的斷面收縮率較好，說明在4種熱處理工藝下，鋼軌強度提高后，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點平均硬度為40.99 HRC，A4點平均硬度為38.85 HRC，B5、C5點平均硬度為39.71 HRC，D3、E3點的平均硬度為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2個點即10 mm。從鋼軌軌頭橫斷面硬度的檢測結(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展速率、斷裂韌性、軸向疲勞壽命等均滿足TB/T 2344.1—2020和設計要求，但工藝1～3下鋼軌脫碳層中存在異常組織，因此對產(chǎn)生異常組織的原因進行分析。鋼軌冷卻過程中的冷卻溫降曲線見圖5。以工藝2、工藝3和工藝4下鋼軌的冷卻過程為分析對象，3種冷卻工藝均為分段冷卻方式，就風壓控制來說，工藝2采用的冷卻強度最大，工藝3和工藝4的風壓相當。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開冷溫度實際為780 ℃，工藝3和工藝2為800 ℃，工藝3和工藝4中第一段風壓均為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，不同之處在于風壓增大的時間節(jié)點不同，分段的風壓強度也不同。工藝4在冷卻20 s后增大風壓冷卻，此時鋼軌表面溫度為568 ℃，隨著風壓增大，鋼軌迅速冷卻到420 ℃，之后進入了返溫階段。工藝2以風壓15 kPa冷卻40 s后(總時間247 s，即鋼軌加熱到930 ℃出爐、空冷+熱處理強冷的時間)增大風壓繼續(xù)冷卻，此時鋼軌表面溫度為519 ℃，且由溫降曲線可知，該工藝下鋼軌早在表面溫度為512 ℃時(總時間238 s)就已經(jīng)開始相變，在247 s增大風壓后，鋼軌溫降曲線斜率增大，但此時相變早已開始，材料內(nèi)部相變潛熱釋放，出現(xiàn)相變平臺，同時工藝2增大風壓時鋼軌表面溫度已經(jīng)降到519 ℃，此時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，導致工藝2下鋼軌的整個相變過程被拖入此“重疊”區(qū)內(nèi)，在貝氏體組織轉(zhuǎn)變區(qū)長時間等溫，為產(chǎn)生上貝氏體組織提供了溫度條件。而工藝4由于前期風壓小、時間短，當風壓增大進行強冷時，鋼軌表面溫度為568 ℃，鋼軌相變未開始，隨后增大風壓強冷，相變潛熱未對冷卻強度產(chǎn)生抵消作用。鋼軌整個相變過程迅速通過此“重疊”區(qū)，所以工藝4下鋼軌脫碳層內(nèi)沒有發(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)量分數(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)相關研究[7]，碳鋼中碳含量降低，會縮短貝氏體組織轉(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，強制冷卻介入溫度為568 ℃時，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，冷卻過程中在相變鼻尖溫度以下(560～510 ℃)長時間停留是脫碳層內(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重為上貝氏體組織形成提供了化學成分條件。

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