УДК 621.771.07

Скобло Т.С., д.т.н., проф., Сапожков В.Е., к.т.н.

Харьковский национальный технический университет

сельского хозяйства имени Петра Василенко, Украина

ВЛИЯНИЕ КОМПЛЕКСНОГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ V, Се и Са НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА РЕЛЬСОВОЙ

НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ

На металлургическом комбинате «Азовсталь», согласно стандарта ДСТ 4344-2004, железнодорожные рельсы изготавливают из мартеновской углеродистой стали эвтектоидного состава марок М76, М76Ф и М76Т (м -мартеновская; 76-среднее содержание углерода в сотых долях процента) следующего химического состава, %: 0,71-0,82С; 0,80-1,30Мn; 0,25-0,45Si; примесей не более: 0,035Р; 0,040S и 0,025А1. В сталях марок М76Ф и М76Т содержание ванадия и титана составляет соответственно 0,03-0,07% и 0,007-0,0025%.

Рельсы из данных марок сталей подвергают поверхностной закалке (головка) с индукционного нагрева токами высокой частоты (ТВЧ) на твердость в пределах341-388НВ. Однако, несмотря на высокую твердость, в процессе эксплуатации головка рельса подвергается контактно-усталостным повреждениям в виде выкрашивания и выколов метала на рабочей и её грани, а также развитию поперечных трещин усталости. Одной из причин этих повреждений, согласно данным [1,2], является наличие в стали сегрегированных оксидных включений и прежде всего скоплений глинозема в виде строчек длинной до 16 мм. Наличие таких включений в металле головки рельса в местах максимальных касательных напряжений способствует зарождению и развитию микротрещин усталости [2]. Следует отметить, что отрицательно влияние сегрегированных включений на эксплуатационную стойкость рельсов будет возрастать по мере повешения их прочности.

За рубежом для получения качественной рельсовой стали используют высокоэффективные способы выплавки и обработки жидкого металла. Так, в ФРГ фирма "Тиссен Шталь" [3] изготавливает рельсы из кислородно-конвертерной стали. Высокая степень чистоты по оксидным неметаллическим включениям (НВ) обеспечивается вакуумным раскислением углерода. Непрерывную разливку осуществляют с защитой металла от вторичного окисления и проводят электромагнитное перемешивание жидкого металла.

Практика эксплуатации рельсов, поверхностно закаленных с нагрева ТВЧ показала, что наряду с высокой прочностью закаленной головки, шейка и подошва остаются в незакаленном состоянии. Поэтому в условиях отечественного производства рельсов из мартеновской стали для повышения их эксплуатационной стойкости требуется либо увеличение удельного веса этих элементов или же легирование и микролегирование стали марганцем, хромом и ванадием. Кроме того, необходимо повысить чистоту рельсовой стали по НВ, и обеспечить их глобуляризацию путем применения эффективных модификаторов, какими являются церий и кальций.

В этой связи следует кратко дать оценку влияния каждого легирующего и модифицирующего элемента на качество рельсовой стали.

Так, марганец повышает прочность стали за счет того, что значительная часть его растворяется в феррите. При этом величина зерна уменьшается, а доля объема перлита возрастает и снижается межпластиночное расстояние, а также повышается прокаливаемость. Хром также повышает прокаливаемость стали и является карбидообразующим элементом. Ванадий эффективен как раскислитель, так и модификатор способствующий повышению прочности и мелкозернистости стали за счет образования карбидов и карбонитридов, которые играют роль упрочняющей фазы, а также влияют на измельчение зерна аустенита. Церий и кальций повышают вязкие свойства сталей и способствуют уменьшению НВ и их глобуляризации. Это важно для увеличения контактной прочности и усталостной выносливости. Поэтому комплексное модифицирование рельсовой стали ванадием, церием и кальцием, раскисленной алюминием позволит увеличить пластические и вязкие свойства, а также сопротивляемость усталостным и хрупким разрушениям. Кроме того, их совместное применение позволит повысить чистоту стали по НВ и их глобуляризацию, а также обеспечить минимальное содержание водорода и снизить образование поверхностных дефектов в процессе производства железнодорожных рельсов.

Целью данного исследования являлось изучение на опытных рельсовых низколегированных сталях влияние комплексного модифицирования их ванадием, церием и кальцием, раскисленных алюминием на величину и характер распределения НВ и степень их глобуляризации в зависимости от остаточного содержания церия в стали. Кроме того, выполнили исследование по оценке склонности сталей на рост зерна аустенита, а также кинетика его распада при непрерывном охлаждении и в изотермических условиях путем построения термокинетической и изотермической диаграмм.

Для исследования было выплавлено шесть составов рельсовых сталей (табл.1). Сталь выплавляли в 200кг индукционной печи. Сталь плавок 1 и 2 раскисляли в печи FeMn и FeSi, в ковше сталь плавки 2 - А1 и FeV, FeCe, SiCa. Сталь плавок 3-6 раскисляли в печи FeMn и FeSi; добавки FeCe и SiCa совместно с А1 и FeV вводили в ковш при его наполнении на 1/3 высоты. Разливку сталей осуществляли сверху в 50-кг изложницы. Слитки прокатывали на заготовки 42×42.

Изучение НВ осуществляли петрографическим и металлографическим методами.

Петрографическое исследование осуществляли на электролитически выделенных осадках НВ в отраженном и проходящем свете с применением иммерсионного метода.

Металлографическое исследование НВ производили на отечественном микроскопе "Неофот - 2" в отраженном, поляризованном свете и темном поле. Оценку загрязненности металла производили по ГОСТ 1778, а длину строчечных включений по РТМ 14-11-4-85 (методика УралНИИЧМ).

Исследование показало, что в рельсовой углеродистой стали плавки 1, раскисленной и модифицированной ванадием основную массу НВ составляют сульфиды железа и марганца (Fe,Мn)S, а также оксиды. Включения сульфидов располагаются разрозненно и группами в виде строчек (рис.1,а). Загрязненность стали сульфидами соответствует4-5 баллам. Точечные оксиды представляют собой корунд (α-А1₂0₃) и глиноземную шпинель (А1₂0₄).

В стали плавок 2 и 3, раскисленных алюминием и модифицированных совместно ванадием, церием и кальцием с остаточным содержанием ванадия 0,038%, церия 0,020-0,025% и кальция 0,0020-0,0025% соответственно основную массу НВ составляют мелкие, слабо деформированные сульфиды и оксисульфиды церия (Ce0₂+CeS; Се0₂+СеS₃) овальной, округлой и неправильно округлой формы (см. рис.1,б,в). В незначительном количестве присутствуют пластичные сульфиды

а	б
в	г
д	е
ж	з
и	к	Рис.1

железа и марганца, а также двуокись церия (СеО₂). В виде единичных включений отмечаются образования алюмината церия (СеА1О₃). Общая загрязненность сталей сульфидными включениями составляет 3-2,5 балла, а длина строчек-0,20 - 0,15 мм (табл. 2).

Таблица 1 Химический состав исследуемых рельсовых сталей

№ плавки	Содержание элементов, %
	С	Мn	Si	Сr	V	Се	Са	А1	Р	S	N2*
1	0,75	0,90	0,28	-	0,020	-	-	-	0,032	0,028	0,008
2	0,76	0,92	0,30	0,40	0,038	0,020	0,0020	0,018	0,028	0,034	0,012
3	0,76	0,95	0,32	0,54	0,038	0,025	0,0025	0,022	0.030	0,035	0,0110
4	0,78	1,05	0,54	0,52	0,050	0,035	0,0025	0,025	0,028	0,032	0,010
5	0,88	0,98	0,44	0,62	0,048	0,040	0,0025	0,022	0,028	0,028	0.012
6	0,88	0,96	0,45	0,64	0,050	0,045	0,0025	0,024	0.030	0,030	0.012

Причитание:* остаточное содержание. Специально не вводили.

Таблица 2 Характер неметаллических включений исследуемых

рельсовых сталей

№ плавки	Содержание церия	Неметаллические включения
		сульфиды, балл	сульфиды, длина, мм	оксиды, балл	оксиды, длина, мм	сложные окислы
						хрупкоразрушенные, мм	недеформированные, мм
1	-	4-5	0,9-1,1	3-4	0,80
2	0,020	3	0,20	2	0,20	0,20	0.06
3	0,025	2,5	0,15	2,5	0,15	0,35	0,05
4	0,035	2,0	0,12	3	0,12	0,45	0.06
5	0,040	1,5	0,08	4	1,5	1,8	0,08
6	0,045	1,5	0,07	>4	2,0	2,1	0.09

В стали плавки 4, содержание 0,035% церия и 0,0025% кальция, основной минеральной составляющей являются структурно-неоднородные окисульфиды церия, глобулярной, реже овальной формы. В стали присутствует церий содержащие включения. В незначительном количестве наблюдаются кристаллы и агрегатные скопления алюмината церия. Общая загрязненность стали сульфидными включениями уменьшается с 2,5 балла для стали плавки 3 до 2 балла, а длина строчек с 0,15 до 0,12 мм.

Следует отметить, что с увеличением содержания церия в стали количество и размер сульфидов и оксидов церия возрастают, особенно при содержании церия более 0,035% и они приобретают хлопьевидную форму (см. рис.1,г,д).

В исследуемых сталях, модифицированных церием, наблюдаются сложные хрупкоразрушенные оксиды (см. рис.1,е), а также структурно-неоднородные включения оксидов (см. рис.1,ж,з).

Оксидная фаза представлена гетерогенными включениями глобулярной формы, состоящими из фаз серого цвета различных оттенков, в состав которых входят полутораоксид церия Се₂Оз и круглые CeSi-содержащие образования. В темном поле зрения эти включения имеют характерный рубиново-красный или темно-красный цвет.

Исследование микроструктуры НВ с применением специального травления (1%-ный раствор азотного серебра с добавлением 5 мл раствора желатина, 5 мл глицерина и 20 мл серной кислоты) показало, что сложные оксидные включения структурно не однородны, где одна из фаз, состоящая из соединений церия, сохраняется после травления, а сульфидная фаза растравливается с образованием ореолов (см. рис.1,к,л).

Таким образом, комплексное модифицирование рельсовой стали ванадием, церием и кальцием, предварительно раскисленной алюминш способствовало уменьшению ее загрязненности сульфидными включениями ~ в 2 раза и обеспечило глобуляризацию НВ, представленных оксисульфидами церия, полутораоксидом и алюминатом церия. Их форма стала округлой или овально-округлой. В контрольной углеродистой стали, раскисленной одним алюминием наблюдаются в основном сульфиды железа и марганца вытянутой и овально-вытянутой формы, много зерен корунда и кристаллов шпинели, склонных к образованию в металле строчек. Кроме того, снизилось содержание кислорода с 0,0084% в контрольной углеродистой стали до 0,0055%. В опытных сталях повысились прочностные, пластические и вязкие свойства металла. Наиболее оптимальным содержанием церия в рельсовой стали следует считать наличие его в пределах 0,020 - 0,030% при содержании кальция 0,0020 - 0,0025%.

Исследованием фазового состава карбидов показано, что карбидная фаза представлена цементитом и определяется содержанием марганца, хрома и ванадия, введенными в сталь при легировании, раскислении и модифицировании. Общее количество карбидной фазы примерно одинаковое и составляет 13,1-12,4%. При этом ванадий, в основном, находится в карбидной фазе (VC) в количестве 0,028-0,030%, остальной - в твердом растворе в пределах 0,0025 - 0,0035% и растворенном цементите в количестве 0,03-0,035%. Церий находится в связанном виде в основном в оксисульфидной фазе.

Структура металла исследуемых плавок представляет собой перлит различной степени дисперсности. Перлитные зерна имеют сорбитообразное строение, а в отдельных местах тонко- и мелкопластинчатое с межпластиночным расстоянием от 0,5 до 0,8мкм, в то время как в контрольной углеродистой стали от 1 до 1,2мкм (грубопластинчатый перлит).

Механические свойства опытных низколегированных сталей плавок 2-6 находятся в пределах: σ_в=1020-1080Н/мм²; δ₅=6,5-9,8%; ψ=7,5-12,8%; КСU=15,5Дж/см².

Опытные низколегированные стали 2-6 имеют достаточно высокую прокаливаемость от 16 до 20 мм при твердости 55 HRC, в то время как в контрольной углеродистой стали она не превышает 5-6 мм при твердости 55 HRC.

Оценка склонности опытных рельсовых низколегированных сталей к росту зерна аустенита при нагреве образцов до высокой температуры (1050⁰С) показало, что практически все исследуемые стали плавок 2-6 комплексномодифицированные ванадием, церием и кальцием и раскисленные алюминием имеют практически одинаковую склонность к росту зерен аустенита при нагреве до температуры 950°С за исключением контрольной углеродистой стали плавки 1, раскисленной одним ванадием. Величина зерна аустенита сталей плавок 2-6 соответствует в основном 9 баллу, изредка-8 баллу, в то время как в контрольной стали зерно аустенита равно 7 баллу. С дальнейшим повешением температуры нагрева образцов характер склонности стали к росту зерна аустенита сохраняется на том же уровне.

Влияние комплексного модифицирования стали на рост зерна аустенита исследовали в эмиссионном микроскопе при нагреве в интервале температур 850- 1050°С.

Из рис. 2 видно, что в низколегированной стали плавки 4 по границам зерен аустенита располагается множество ярких светящихся точечных выделений с наличием внутри них дендритных образований (см. рис.2,а). В контрольной углеродистой стали плавки 1 наблюдаются яркие образования игольчатой формы, расположенные как внутри, так и по их границам (см. рис.2 б).

Для выяснения поведения формы выделения и распределения фаз проведено исследование с помощью термоэлектронной эмиссии. Исследование показало, что выдержка образцов при температуре 800 - 850°С привело к росту ярких дендритоподобных образований, укрупнение которых происходит прежде всего по границам зерен (см. рис.2,а). При нагреве до 1050°С наблюдается растворение ярких выделений и рост зерна аустенита, причем в стали плавки 4 оно увеличилось в меньшей мере, чем в стали плавок 1. Дальнейшее охлаждение стали плавки 4 до температуры 800-850°С привело к выделению ярких точечных частиц, в основном внутри зерна (см. рис.2,а). При охлаждении контрольной стали плавки происходит выделение незначительного количества ярких частиц, располагающихся внутри зерна (см. рис.2,а).

а
б
начало нагрева 800-850°С	выдержка при 800-850°С	повторный нагрев выше 1000-1050°С	охлаждение до 800-850°С

Рис. 2

Известно, что нитриды, карбонитриды и карбиды обладают низкой работой выхода электродов, о чем свидетельствуют яркие частицы. Следовательно, в комплексномодифицированной ванадием, церием и кальцием, раскисленной алюминием стали 4 при наличии остаточного азота мелкодисперсные выделения, согласно данным [4,5], можно их идентифицировать, как нитриды алюминия (A1N) и карбонитриды ванадия V(С,N). В стали плавки 1, модифицированной одним ванадием, при наличии остаточного азота образуются карбонитриды ванадия [4,6], которые начинают растворяться в аустените уже при температуре 930-950°С и аустенитное зерно интенсивно растет.

Таким образом, малая склонность к росту зерна аустенита опытных низколегированих рельсовых сталей плавок 2-6, комплексно модифицированных ванадием, церием и кальцием и, раскисленных алюминием, объясняется наличием карбидов и карбонитридов ванадия, соответственно VС и V(С,N), а также цериевой фазы. Растворимость этих фаз происходит при температуре 930-950°С. Нитриды алюминия (А1,N) растворяются при температуре 1000 - 1050°С.

Для определения технологических параметров термообработки исследовали кинетику распада аустенита низколегированной стали плавки 4 при непрерывном охлаждении в изотермических условиях с построением термокинетической и изотермической диаграмм по методике [7].

На основе дилатометрических исследований были определены: критические точки стали при нагреве до температуры 900°С (Ас₁ и Ас₃) и охлаждении со скоростью 3°С/мин (Аr₃ и Ar₁), а также начало мартенситного превращения (М_н), которые составили: Ас₁=740°С; Ас₃=780°С; Аr₃=700°С; Ar₁=670°С; и М_н =260°С.

Из рис. 3 видно, что сталь данного состава (плавка 4) характеризуется наличием двух четко выраженных областей превращения: перлитной, располагающейся в интервале температур 700-500°С и мартенситной при температуре 260°С. Следует отметить, что перлитная область при температуре ниже 500°С переходит в нечетко выраженную бейнитную, заканчивающуюся ~ при 340°С. Данная область превращения аустенита при дилатометрическом методе исследования четко не выявляется и не разграничивается, поэтому она построена на основании металлографического исследования образующейся структуры. Твердость образцов обозначена областью ограниченной пунктирными линиями.

а	б

Рис.3

На термокинетическую диаграмму превращения аустенита были наложены кривые охлаждения дилатометрических образцов (V₁-V₈), записанных при скоростях охлаждения V₁=0,5;V₂=1,2;V₃=2,8; V₄=3,2; V₅=3,8; V₆=5,2; V₇=7,2; V₈=9,8°C/c.

Из термокинетической диаграммы видно (см. рис.3,а), что при скоростях охлаждения 0,5-5,2(V₁-V₆) аустенит распадается с образованием перлитной структуры различной степени дисперсности от пластинчатого перлита до троостита с твердостью соответственно 20 и 40HRC. При скорости охлаждения образцов 7,2°С/с (V₇) образуется смешанная структура, состоящая из высокодисперсного перлита (троостита) и участков верхнего бейнита. С дальнейшим увелечением^ скорость охлаждения образцов более 7,2° С/с (V₇), преобладающий является структура промежуточного превращения от верхнего до нижнего бейнита, а со скоростью выше 9,8°С/с (V₈) образуется мартенситная структура.

Таким образом, с увеличением скорости охлаждения дилатометрических образцов от 0,5 до 5,2°С/с (V₁-V₆) начало аустенито-перлитного превращения смещается к более низким температурам начиная от 700 до 500°С, при этом увеличивается дисперсность перлитной структуры и твердость возрастает от 28 до 40HRC. С дальнейшим увеличением скорости охлаждения аустенитное превращение смещается к более низким температурам с образованием бейнитной и мартенситной структуры.

На рис. 3,б показана диаграмма изотермического превращения аустенита из которой видно, что имеется один явно выраженный минимум его устойчивости при температуре 600°С, где распад начинается через 15с, а заканчивается спустя 150°С. Второй неявно выраженный минимум устойчивости аустенита соответствует температуре 400 - 380°С при этом распад происходит медленнее, чем в первой области и составляет 600с. Начиная с температуры 500°С, перлит переходит в структуру верхнего бейнита. С нижней температуры изотермической выдержки аустенита до 350°С образуется структура нижнего бейнита.

На основе исследования распада аустенита и построенных диаграмм можно заключить, что для получения дисперсной и однородной структуры металла закаленного слоя головки рельсов из низколегированной стали, охлаждение, например, водовоздушной смесью, как это принято в промышленных условиях, необходимо заканчивать при температуре не ниже 500° С, т.к. при более низкой температуре окончания охлаждения образуется смешанная структура, состоящая из высокопрочного перлита и участков бейнита, что не отвечает требованиям технических условий стандарт ДСТУ 4344 - 2004. Можно предположить что образование этих структур является результатом влияния легирующих элементов.

Поэтому следует рассмотреть влияние основных легирующих элементов на структурообразование.

Так, марганец в рельсовой стали частично находиться в цементите и образует карбид типа (Fe,Мn)₃С, который практически полностью растворяется при температуре ~ 950°С (рабочая температура нагрева головки рельса ТВЧ в промышленных условиях) и способствует появлению промежуточного превращения, даже при малых скоростях охлаждения. Особенно это проявляется в рельсовой стали при содержании его свыше 1%. В технологическом отношении он увеличивает прокаливаемость и закаливаемость рельсовой стали. Данный эффект усиливается при совместном содержании в стали марганца и хрома. При этом в большей мере увеличиваться устойчивость аустенита и происходит смещение области аустенито- перлитного превращения к более низким температурам. Это приводит к образованию в структуре закаленного слоя головки рельсов не только высокодисперсного перлита, но и бейнита, а иногда и мартенсита, что не допускается действующей нормативной документацией.

Что касается ванадия в опытных рельсовых сталях в отмеченном количестве (0,02-0,05%), то он не оказывает влияния на положение критических точек и кинематику распада аустенита но способствует измельчению зерна аустенита и в достаточной мере препятствует его росту до температуры ~ 950°С за счет образования карбидов и карбонитридов (VC и V(С,N)).

При традиционном способе микролегирования рельсовой стали, феррованадий вводят в ванну печи в конце плавки или в ковш при выпуске стали. Согласно данным [8], представляется перспективным применение эффективного способа микролегирования стали ванадием путем использования золы от сжигания в топках ГРЭС сернистого мазута. Микролегирование стали феррованадием и прямое легирование в печи зольными отходами ГРЭС обеспечивает получение металла с примерно одинаковыми качественными показателями по сравнению с легированием стали феррованадием. При этом степень извлечения ванадия составляет 70-98%, а расходы на легирование сокращаются в 5-10 раз, а также исключается возможность перехода серы в жидкий металл и загрязнение окружающей среды [8].

Авторами работы [9] было установлено, что влияние ванадия на механические свойства рельсовой стали проявляются уже при содержании его 0,01%. При его концентрации до 0,07% повышается предел прочности металла в горячекатаном состоянии ~ на 90Н/мм². Исследованиями установлено, что наиболее оптимальным содержанием ванадия в рельсовой стали является его наличие в пределах 0,03-0,07%.

В последние годы в мировой практике интенсивное развитие получает технология ввода рафинирующих, модифицирующих и легирующих материалов в порошкообразном виде, что обеспечивает повышение качества стали и улучшение технико-экономических показателей производства.

Так, в работе [10] отмечается, что опробована технология микролегирования и модифицирования стали путем ввода в промежуточный ковш порошковой проволоки с наполнителями из силикокальция, а также смеси силикокальция, редкоземельных металлов и титановой губки. Как отмечается в работе такая обработка стали приводит к глoбyляpизaции неметаллических включений.

Проведенные исследования по выявлению влияния комплексного модифицирования на величину и характер неметаллических включений и степень их глобуляризации в зависимости от содержания церия, а также кинетику распада аустенита опытной низколегированной стали были положены в основу режима термообработки с нагрева ТВЧ заготовок размером 42x42x1500мм. Термообработку заготовки из сталей плавок 1 и 3 осуществляли на специальной лабораторной закалочной установке, обеспечивающей нагрев ТВЧ частотой 2500 Гц, охлаждение водовоздушной смесью, с формированием зоны самоотпуска охлаждения водой (табл. 3).

Таблица 3. Свойства металла закаленного слоя

№ плавки	Механические свойства				Ударная вязкость КСU, Дж/см^2	Глубина закаленного слоя, мм		Параметры конструкционной прочности, Н/мм^2
	Н/мм^2		%
	σв	σ0,2	δ5	ψ		по оси	на выкружках	σк*	σ0,1**
1	1315	1115	8,7	27,5	28,5	12	14	3500	355
2	1380	1180	9,8	325	35,5	16	18-20	3820	390

Примечание: σ_к* - предел контактной выносливости; σ_0,1** - предел усталости

Из табл. 3 видно, что по всем показателям механических свойств, глубине закаленного слоя и параметрам конструкционной прочности опытная хромистая сталь плавки 3, комплексно модифицированная ванадием, церием, кальцием и раскисленная алюминием имеет значительное преимущество по сравнению с контрольной углеродистой сталью плавки 1. В стали плавки 3, легированние хромом (0,54%) и модифицирование ванадием (0,038%), церием (0,025%) и кальцием (0,0025%) после закалки с нагрева ТВЧ способствовало увеличению не только механических свойств, но и глубины закаленного слоя на 4-6 мм, а также параметров конструкционной прочности (σ_к и σ_0,1) ~ на 10% по сравнению с контрольной углеродистой сталью. Полученные положительное результаты проведенных исследований дают основание рекомендовать производство рельсов из такой хромистой стали, комплексномодифицированной ванадием, церием и кальцием, предварительно раскисленной алюминием.

Выводы

1. Комплексное модифицирование углеродистых и низколегированных рельсовых сталей ванадием, церием и кальцием, предварительно раскисленных алюминием с остаточным содержанием их в пределах соответственно 0,038-0,050%; 0,020-0,045%; 0,0020-0,0025% и 0,018-0,025%. Это способствовало изменению состава, формы и характера неметаллических включений, состоящих из сульфидов и оксисульфидов церия округлой и овально-округлой формы от 3 до 1,5 балла и длиной строчек от 0,20 до 0,07мм по сравнению с контрольной углеродистой рельсовой сталью, модифицированной одним ванадием, где образуется преимущественно сульфиды железа и марганца 4-5 балла с длинной строчек 0,8-1,1мм.

Показано, что увеличение остаточного содержания церия в стали, начиная с 0,035% и более, приводит к образованию скоплений глобулярных церийсодержащих неметаллических включений и частичной его ликвации.

На основании полученных данных можно заключить, что оптимальным остаточным содержанием церия в стали следует считать наличие его в пределах 0,020 - 0,030%.

2. Исследование кинетики роста зерна аустенита и структуры в эмиссионном микроскопе показало, что комплексное модифицирование углеродистых и низколегированных рельсовых сталей ванадием, церием и кальцием, предварительно раскисленных алюминием при наличии остаточного азота имеют малую склонность к росту зерна аустенита при нагреве до температуры 980 - 1000°С, балл которого равен 9. Это происходит за счет образования нитридов алюминия, карбидов и карбонитридов ванадия, в то время как в контрольных углеродистых сталях, не подвергнутых комплексному модифицированию и раскисленю алюминием за счет влияния только карбидов ванадия, эффективность их ограничивается температурой ниже 900-930°С. Зерно аустенита в такой стали соответствует 7 баллу.

3. Для разработки оптимального режима охлаждения и активного управления им при закалке головки рельсов, поверхностно нагретой ТВЧ были получены термокинетические и изотермические диаграммы превращения переохлажденного аустенита и определены критические точки превращения. Установлено что γ→α превращение низколегированной стали протекает в интервале температур 700-500°С с образованием однородной и высокодисперсной перлитной структуры (сорбит, троостит закалки) при скорости охлаждения 2,8-5,2°С/с. С дальнейшим увеличением скорости охлаждения, начиная от 5,2°С/с до 7,2°С/с, аустенитное превращение смещается к более низким температурам с образованием в перлитной структуре участков бейнита. Следовательно в промышленных условиях при поверхностной закалке головки с нагрева ТВЧ рельсовых низколегированных сталей для получения однородной перлитной структуры в закаленном слое, охлаждение (закалку) надо осуществлять с увеличением скорости до температуры не ниже 500°С.

4. Проведенные опыты показали, что низколегированные рельсовые стали, комплексно раскисленные алюминием и модифицированные ванадием, церием и кальцием после закалки с нагрева ТВЧ обеспечивают повышение прочностных свойств ~ на 20%, увеличение глубины закаленного слоя на 4-6мм и параметров конструкционной прочности (σ_к и σ_0,1)~ на 10%, что дает основание рекомендовать производству их изготовление для работы в особо тяжелых участках путей железных дорог.

Литература

1. Производство и термическая обработка рельсов / В.В. Лемпицкий, Д.С. Казарновский, СВ. Губерт и др. под. ред. В.В. Лемпицкого и Д.Г. Казарновского // Металургия. -М.:, 1972 - 272 с.

2. Влияние технологических факторов производства рельсов на их свойства в эксплуатации / Д.С. Козарновский, Л.Я. Шнапреман, И. П. Кравцова и др.//Производство железнодорожных рельсов и колес: Сб. научн. тр.-Харьков: Укрнимет, 1973. С. 52-58

3. Улучшение эксплуатационных свойств железнодорожных рельсов с закаленной головкой/ X. Боер, Г. Бинцайслер, Б. Мюсген и др. //Черные металлы – 1993 - №10, С. 41 – 49

4. М.Н. Гольдштейн, А.В. Гринь, Э.Э. Блюм и др. Упрочнение конструкционных сталей нитридами. Металлургия, 1970 – 222 с.

5. Голиков И. Н., Гольдштейн M.И., Мурзин И.И. Ванадий в стали. М.: Металлургия, 1968 – 290 с.

6. М.И. Гольдштейн, В.Г. Чермных, В.В. Попов и др /Карбонитриды ванадия, ниобия и титана в низколегированных строительных сталях // Сб: – Термическая обработка и физика металлов. – Свердловск: УПН, 1979. С. 55 – 56

7. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада перехоложенного аустенита. Справочник термиста. – М.: Металлургия, 1965 – 495 с

8. А.Е. Согнев, Ю.Г. Ярославцев, В.А. Курчанов и др. Легирование стали ванадием с использованием зольных отходов ГРЭС // Сталь, 1992. №7 С. 37 – 40.

9. Муравьев и др // Сб: Проблемы ванадия в черной металлургии (Урал НИИЧМ труды института Т.5. Изд-во: Металлургия, 1966, С. 242 – 244

10. В.И Новиков Ю.Ф. Вяткин, И.А. Гомарина и др. Внепечная обработка металла с использованием порошковой проволоки //Черная металлургия, 1988, №16, С. 18-23.