■ 鄔中華 王玉玲 王之香

EA1T車軸鋼熱處理工藝及組織、性能研究

■ 鄔中華 王玉玲 王之香

EA1T主要用于制造時(shí)速≤200 km列車車軸，調(diào)質(zhì)處理作為其最終使用狀態(tài)。通過對小試樣（25 mm2）和大試樣（140 mm2）進(jìn)行熱處理，研究不同熱處理制度下的組織和性能，從而確定出EA1T的最佳熱處理工藝，為車軸鋼的安全應(yīng)用提供保證。

車軸鋼；熱處理；組織；性能

0 引言

車軸鋼用于鐵路列車車軸的制造，是鐵路列車關(guān)鍵的走行部件。車軸鋼的質(zhì)量關(guān)系著列車的運(yùn)行安全，因此具有嚴(yán)格的產(chǎn)品生產(chǎn)資格審查體系。山西太鋼不銹鋼股份有限公司（簡稱太鋼）自1998年開始開發(fā)鐵路車軸鋼，目前已成為國內(nèi)車軸鋼的重要生產(chǎn)基地，其市場占有率達(dá)90%以上，產(chǎn)品覆蓋全部列車車軸鋼系列，包括貨車車軸鋼、重載車軸鋼、普通客車車軸鋼、地鐵車軸鋼以及高速車軸（研發(fā)）。

EA1T車軸鋼用于時(shí)速≤200 km列車，車軸的最終使用狀態(tài)為調(diào)質(zhì)狀態(tài)。通過對大、小2種試樣進(jìn)行熱處理，研究不同熱處理工藝制度，并分析不同熱處理制度下的組織與性能，確定了EA1T的最佳熱處理工藝制度，保證了EA1T車軸鋼的安全使用。

1 EA1T取樣制樣

取230×230 mm2的初軋方坯試樣，小試樣熱處理切取25×25 mm2規(guī)格。為了盡可能保證各試樣的一致性，切取試樣時(shí)不取方坯的中心部位。大試樣切取規(guī)格為140×140 mm2，進(jìn)行熱處理，取樣位置見圖1。

2 熱處理制度

分析試樣的化學(xué)成分見表1。

參照文獻(xiàn)[1]及Fe-C相圖分析（見圖2、圖3），確定Ac3值在820～830 ℃，基于此制定試驗(yàn)方案。

2.1 小試樣熱處理工藝

制定25×25 mm2小試樣的熱處理工藝（見表2、表3）。

圖1 熱處理取樣位置

表1 EA1T分析樣的化學(xué)成分

然后對熱處理的試樣進(jìn)行力學(xué)性能（強(qiáng)度、韌性）檢驗(yàn)，對各種熱處理試樣的組織形貌變化進(jìn)行分析。

圖2 碳鋼正火相圖分析

圖3 碳鋼淬火相圖分析

2.2 大試樣熱處理工藝

對編號為1、2、3的140×140 mm2大試樣進(jìn)行淬火+回火熱處理。淬火爐采用鹽浴爐加熱方式，回火采用臺車式加熱爐。鹽浴爐的化學(xué)鹽為BaCl2鹽，加熱溫度可達(dá)1 300 ℃。

熱處理前先對大試樣在500 ℃的氣氛爐中預(yù)熱2 h，然后再將試樣吊入鹽浴鹽中加熱。

3種熱處理工藝方案見圖4。

表2 EA1T小試樣的熱處理制度（正火）

表3 EA1T小試樣的熱處理制度（淬火+回火）

3 結(jié)果與討論

3.1 小試樣正火試驗(yàn)

按照表2進(jìn)行7個(gè)不同溫度下的正火試驗(yàn)，其力學(xué)性能檢驗(yàn)見表4。

從表4可以看出，隨著正火溫度的提高，抗拉強(qiáng)度呈上升趨勢，在900 ℃時(shí)正火其抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值。而沖擊值在800～900 ℃正火處理時(shí)波動(dòng)不是很大，當(dāng)正火溫度在900 ℃以上正火處理，沖擊值急劇下降。

不同正火溫度處理的小試樣金相組織見圖5。

在試樣加熱到800 ℃時(shí)保溫，溫度處于鐵素體與珠光體的兩相區(qū)，這此溫度下，組織未進(jìn)行奧氏體化，而鐵素體相得到充分發(fā)展，晶粒尺寸大，力學(xué)性能檢測結(jié)果表明其強(qiáng)度低，沖擊韌性值大。

將溫度加熱到Ac3附近時(shí)，金相組織進(jìn)行了奧氏體轉(zhuǎn)變，正火后得到的鐵素體組織得到細(xì)化，分布均勻，檢驗(yàn)測得的抗拉強(qiáng)度增大，沖擊韌性由于鐵素體的減少與分布而下降。當(dāng)溫度加熱到875～900 ℃正火后，金相組織中的鐵素體與珠光體分布均勻，檢測的綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳。

圖4 調(diào)質(zhì)熱處理工藝

表4 正火試驗(yàn)試樣力學(xué)性能檢驗(yàn)數(shù)據(jù)

圖5 不同正火溫度處理的小試樣金相組織

將溫度加熱到Ac3以上較高的溫度保溫，雖然可能加速奧氏體的形成和組織的均勻化，但是卻降低了熱處理后的鋼材性能，從檢測的力學(xué)性能數(shù)據(jù)中可以看出，在900～950 ℃正火處理時(shí)，其抗拉強(qiáng)度及沖擊韌性的值均呈下降趨勢。

通過正火處理試驗(yàn)分析可以看出，在溫度加熱到875～900 ℃保溫后空冷，可以得到分布均勻的鐵素體與珠光體組織，且其綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳。

3.2 小試樣調(diào)質(zhì)處理試驗(yàn)

將小試樣加熱到Ac3以上不同的溫度保溫30 min后水淬，在600 ℃溫度下回火，檢驗(yàn)其力學(xué)性能檢驗(yàn)（見表5）。

從表5可以看出，淬火溫度在850～875 ℃時(shí)，回火后測得的力學(xué)性能達(dá)到最佳，而淬火溫度在900 ℃以上時(shí)，回火后抗拉強(qiáng)度雖變化不大，但是沖擊韌性值急劇下降。

對不同淬火溫度下調(diào)質(zhì)處理（600 ℃回火）后的小試樣金相組織見圖6。

在800 ℃下，加熱溫度未達(dá)到奧氏體化溫度，故熱處理后的組織中存在大量的鐵素體，其力學(xué)性能相對較差。

在臨近Ac3附近加熱時(shí)，金相組織未進(jìn)行充分奧氏體化，在此溫度下淬火+回火后得到的組織分布不均，測得的其抗拉強(qiáng)度及沖擊值不夠理想。

將溫度加熱到Ac3以上較高的溫度再進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理后，金相組織中存在大量殘余奧氏體，對其沖擊韌性影響非常明顯。

將溫度加熱到850 ℃和875 ℃下進(jìn)行淬火+回火處理后，金相組織為少量的殘余奧氏體和分布均勻的回火索氏體組織，此溫度下處理的試樣的綜合性能達(dá)到最佳值。

表5 調(diào)質(zhì)處理試驗(yàn)力學(xué)性能檢驗(yàn)數(shù)據(jù)

試樣在850 ℃正火+600 ℃回火處理后有高度彌散的粒狀碳化物分布，正是這種高度彌散的碳化物與鐵素體的存在使得處理后試樣的抗拉強(qiáng)度與沖擊值達(dá)到最佳。

3.3 回火溫度的影響

試驗(yàn)方案：將試樣加熱到850 ℃下保溫30 min，分別在500～650 ℃進(jìn)行回火處理，分析其性能（見表6）。

圖6 不同淬火溫度調(diào)質(zhì)處理（600 ℃回火）后的小試樣金相組織

表6 回火溫度對力學(xué)性能的影響

表7 不同取樣部位力學(xué)性能

在600 ℃以上回火時(shí)，其抗拉強(qiáng)度與沖擊韌性值變化不大，說明在高于一定的回火溫度時(shí)得到的產(chǎn)物是一致的，因而性能也大致相同。而在500 ℃時(shí)回火，溫度處于脆化溫度范圍，從表6中可以看出，其抗拉強(qiáng)度和沖擊韌性值均處理較低的水平。

圖7為淬火后500 ℃回火60 min的金相組織，從圖中可以看到有殘余奧氏體部分，且碳化物的分布不均勻，對性能造成負(fù)面影響。

圖8為淬火后600 ℃回火的金相組織，可以看到殘余奧氏體明顯減少，且碳化物彌散分布，形成綜合機(jī)械性能良好的回火索氏體組織。

3.4 大試樣調(diào)質(zhì)處理試驗(yàn)

按照制定的3個(gè)工藝對140×140 mm2大試樣進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，按照樣坯邊部、1/2處及中心取樣，檢測力學(xué)性能見表7。

其不同取樣部位的金相組織見圖9—圖11。

從圖9—圖11可以看出，850 ℃淬火+500 ℃回火熱處理組織不理想。邊部的金相組織中可以看到淬回火組織，在1/2處和中心部位未淬透，組織中還存在有珠光體組織，說明在1/2處和中心部位的淬火溫度低，原始組織未進(jìn)行奧氏體化；另外還有可能是1/2處和中心部位的冷卻速度小，使得組織在淬火時(shí)未向馬氏體轉(zhuǎn)變。邊部的強(qiáng)度和韌性要大大高于1/2處和中心部位，這主要是因?yàn)檫叢拷M織上存在淬回火組織，優(yōu)于1/2處和中心部位的組織。

圖7 500 ℃回火組織

圖8 600 ℃回火組織

圖9 850 ℃淬火+500 ℃回火不同部位金相組織

圖10 850 ℃淬火+600 ℃回火不同部位金相組織

圖11 900 ℃淬火+600 ℃回火不同部位金相組織

在淬火溫度都是850 ℃的情況下，600 ℃回火處理與500 ℃的回火處理組織具有相同的現(xiàn)象。只是在600 ℃回火處理的試樣邊部淬回火組織為分布均勻的回火索氏體。在600 ℃回火處理的力學(xué)性能較500 ℃回火處理的強(qiáng)度明顯下降，但是沖擊韌性有所提高。

采用900 ℃淬火+600 ℃回火工藝，邊部金相組織為回火索氏體組織，在1/2處則出現(xiàn)有回火索氏體和大量的殘余奧氏體，而中心位置與邊部、1/2處相比較，水淬時(shí)中心位置冷卻速度變慢，回火后金相組織與邊部及1/2處存在明顯的不同。力學(xué)性能分析表明，邊部試樣的強(qiáng)度和韌性較1/2處及中心位置均較高，說明邊部淬火溫度和冷速處于最佳狀態(tài)；而1/2處及中心位置的強(qiáng)度和韌性相當(dāng)。

通過大試樣的淬火+回火處理實(shí)驗(yàn)，可以得出：在加熱到850 ℃淬火后再回火，其邊部組織和性能與1/2處、中心位置有較大的差別。金相分析表明，邊部為回火索氏體組織，而在1/2處及中心位置試樣未淬透，回火后組織仍然為鐵素體與珠光體組織。在900 ℃時(shí)淬火，回火后試樣的邊部和1/2處組織為回火索氏體，但是在1/2處的組織中由于冷速較邊部小，存在有大量的殘余奧氏體組織。中心位置仍保持有原始珠光體組織，其在回火時(shí)發(fā)生的是非馬氏體的轉(zhuǎn)變。

3.5 小試樣熱處理與大試樣熱處理組織、性能分析比較

由于小試樣尺寸小，在淬火時(shí)可以將試樣淬透，馬氏體轉(zhuǎn)變較為完全，回火時(shí)就會發(fā)生淬火馬氏體分解。大試樣尺寸大，淬火時(shí)試樣中心部位不一定會淬透，就會發(fā)生試樣邊部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而中心部位仍處于原始組織不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，在回火后不同位置其組織和力學(xué)性能會有所不同。

從表8可以看出，850 ℃淬火+600 ℃回火熱處理小試樣與大試樣邊部的組織均為回火索氏體，但大試樣的邊部可以看到明顯的殘余奧氏體，影響了其機(jī)械時(shí)性能；小試樣金相組織與大試樣的1/2處及中心部位的組織明顯不同，其性能也相差很大。

從表9可以看出，900 ℃淬火+600 ℃回火處理小試樣與大試樣邊部的組織相近，其性能相差不多，但與大試樣的1/2處及中心部位強(qiáng)度值相差不多，但是沖擊韌性卻相差很大。

通過對比，可以看出對于EA1T大試樣的調(diào)質(zhì)處理，應(yīng)選擇在900 ℃附近進(jìn)行淬火處理，回火溫度確定在600 ℃。

表8 850 ℃淬火+600 ℃回火大小試樣的性能對比

表9 900 ℃淬火+600 ℃回火大小試樣的性能對比

4 結(jié)論

（1）EA1T大試樣進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理時(shí)由于表面與心部的冷卻速度不同，導(dǎo)致表面與心部組織與性能存在差異。

（2）采用900 ℃淬火+600 ℃回火處理工藝時(shí)，EA1T車軸鋼表面與心部的組織差異性小，性能匹配達(dá)到最佳。

[1] 大連工學(xué)院《金屬學(xué)及熱處理》編寫小組．金屬學(xué)及熱處理[M]．北京：科學(xué)出版社，1975．

鄔中華：山西太鋼不銹鋼股份有限公司，工程師，山西太原，030003

王玉玲：山西太鋼不銹鋼股份有限公司，教授級高級工程師，山西 太原，030003

王之香：山西太鋼不銹鋼股份有限公司，高級工程師，山西 太原，030003

責(zé)任編輯 苑曉蒙

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1672-061X（2015）04-0036-06