王磊 王浩

摘 要：實驗利用Gleeble-3800熱模擬機測定轍叉用貝氏體鋼在不同冷速下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變膨脹曲線，根據(jù)曲線上的拐點確定相變點;再利用金相顯微鏡觀察不同冷卻速度下試樣的金相組織，判斷各相變點的相變類型，繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線）。并利用測得的CCT曲線優(yōu)化熱處理冷卻工藝，轍叉產(chǎn)品性能穩(wěn)定性及實際使用壽命得到顯著提升。

關(guān)鍵詞：貝氏體轍叉鋼;CCT 曲線;熱膨脹法;力學(xué)性能;強韌化

轍叉是鐵路軌道結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵部件之一，在使用過程中受到巨大的交變沖擊載荷和接觸應(yīng)力作用，易產(chǎn)生疲勞裂紋，導(dǎo)致剝離掉塊等傷損。傳統(tǒng)的高錳鋼轍叉存在內(nèi)部鑄造缺陷，初始硬度低，使用初期不耐磨等問題，整體使用壽命不高。而貝氏體鋼強度高，具有良好的強韌性、耐磨性和抗接觸疲勞性，是制造轍叉的理想材料之一[1，2]。近年來隨著貝氏體相變理論的不斷成熟，國內(nèi)外道岔市場逐步開始采用貝氏體合金鋼來制造固定型轍叉中的心軌和翼軌，并表現(xiàn)出非常好的使用效果;但目前貝氏體鋼轍叉面臨的主要問題是質(zhì)量不穩(wěn)定，實際使用過程中壽命離散度較大，這主要是由于轍叉生產(chǎn)過程中熱處理工藝控制不合適導(dǎo)致。

為了進一步優(yōu)化貝氏體轍叉鋼的熱處理工藝，提高貝氏體鋼轍叉質(zhì)量及其穩(wěn)定性，實驗中利用Gleeble-3800熱模擬機對目前在線使用的一種典型貝氏體轍叉鋼進行CCT曲線的測定和繪制，并基于測定的CCT曲線優(yōu)化產(chǎn)品熱處理工藝，使轍叉產(chǎn)品的性能及質(zhì)量得到顯著提升。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料的化學(xué)成分（重量百分數(shù)，wt.%）見表1。

1.2 CCT曲線測試方法

將實驗材料加工成標準試樣，尺寸見圖1。再將測溫?zé)犭娕己附釉谠嚇拥臏y試部位，通過熱電偶直接對試樣溫度進行監(jiān)測。

在Gleeble-3800熱模擬機上利用熱膨脹法測定貝氏體鋼在不同冷卻速度下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變膨脹曲線，實驗工藝見圖2，試樣以10℃/s的加熱速度加熱到900℃，保溫600 s再分別以0.02、0.03、0.05、0.08、0.1、0.13、0.15、0.18、0.25、0.3、0.5、0.8、1.5、1.9、2.0℃/s的冷速冷卻到室溫，記錄試樣冷卻過程中的膨脹曲線，根據(jù)曲線上的拐點確定相變點。利用電火花切割機將熱膨脹測試后的試樣加工成Φ5 mm×

5 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光和4%硝酸酒精侵蝕后制成金相試樣;再利用Nikon顯微鏡觀察不同冷卻速度下試樣的金相組織，確定各相變點的相變類型，繪制CCT曲線。

1.3 轍叉產(chǎn)品組織及力學(xué)性能檢測方法

基于測定的CCT曲線優(yōu)化轍叉熱處理工藝，并對工藝優(yōu)化先后產(chǎn)品的力學(xué)性能及使用壽命進行比較分析，優(yōu)化前、后的熱處理工藝見表2。力學(xué)性能測試按照Q/CR595-2017標準中規(guī)定的取樣位置與檢測方法執(zhí)行;分別在每種轍叉上取3件拉伸試樣和6件U型缺口標準沖擊樣，在擺錘試驗機上測定3種轍叉的室溫和-40℃的沖擊功，硬度測試在洛氏硬度計上進行測試。采用X射線衍射儀（XRD）測定殘余奧氏體體積分數(shù)及殘余奧氏體中碳的質(zhì)量分數(shù)（wt.%），XRD試驗測試時X射線掃描速度為2°/min。

2 實驗結(jié)果

2.1 連續(xù)冷卻膨脹曲線

試樣在連續(xù)冷卻的過程中發(fā)生奧氏體（A）向鐵素體（F）、貝氏體（B）或馬氏體（M）的轉(zhuǎn)變，由于新舊兩相的晶體結(jié)構(gòu)不同、比容也不相同，因此在相變發(fā)生時材料的體積將發(fā)生變化，膨脹曲線在相變發(fā)生的溫度處將會出現(xiàn)拐點，根據(jù)拐點即可確定材料的相變點。圖3（a～d）分別為0.02、0.1、0.5和2.0℃/s冷速下的膨脹曲線，通過膨脹曲線上的拐點可確定相變溫度;0.02℃/s冷速冷卻曲線上共有5個拐點，0.1℃/s冷速冷卻曲線上也有5個拐點，0.5℃/s冷速冷卻曲線上共有3個拐點，2℃/s冷速冷卻曲線上也共有3個拐點。各拐點對應(yīng)的相變類型需要進一步結(jié)合金相組織分析確定。

0.02、0.1、0.5和2.0℃/s冷速下膨脹試樣的金相組織分別見圖4（a～d）。由于實驗鋼中Si含量較高，Si會抑制碳化物的形成，貝氏體轉(zhuǎn)變不形成碳化物，形成貝氏體鐵素體+富碳殘余奧氏體或其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（多呈島狀）的混合組織，稱之為無碳化物貝氏體。0.02℃/s冷速試樣金相組織為F+B，0.1℃/s冷速試樣金相組織為F+B，0.5℃/s冷速試樣金相組織為B+M，2℃/s冷速試樣金相組織為M。根據(jù)金相組織可以判定各冷速下發(fā)生相變的類型，進而確定冷卻曲線上各拐點處的相變類型。利用該方法可測定不同冷速下相變的類型及對應(yīng)的相變溫度，見表3。

2.2 CCT曲線的繪制

利用表2中的數(shù)據(jù)在溫度-時間對數(shù)坐標上繪出各相變點，同時在溫度-時間對數(shù)坐標上繪制不同冷速的冷卻曲線，再將各個冷卻速度下的相變點用光滑的曲線連接并注明相變類型，繪制的CCT曲線如圖5所示。

2.3 臨界冷速及相變特征

由于實驗鋼中含有比較高的Mn、Si和Cr，并添加了0.4wt.%的Mo，推遲了鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，使實驗材料獲得高淬透性;同時Cr和Mo還可擴大CCT曲線的貝氏體相變區(qū)，促進獲得貝氏體組織。從圖5可看出，該材料的奧氏體在以不同速度冷卻的過程中將發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變（A→F）、貝氏體轉(zhuǎn)變（A→B）和馬氏體轉(zhuǎn)變（A→M）。在冷卻速度小于0.2℃/s時將首先發(fā)生奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，隨著溫度的降低未發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w;當(dāng)冷卻速度大于0.2℃/s時，不存在奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，奧氏體直接轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w或馬氏體;當(dāng)冷卻速度大于1.5℃/s時，奧氏體直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因此，該實驗鋼不發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為0.2℃/s，不發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為1.5℃/s。

貝氏體的組織形態(tài)受冷速影響較大，當(dāng)冷速較大時貝氏體形態(tài)多呈條片狀，而當(dāng)冷速較慢時貝氏體多呈無規(guī)則塊狀或粒狀形態(tài)，如圖4所示。冷速較大時貝氏體鐵素體的橫向長大受到抑制，貝氏體呈條片狀;冷速較慢時貝氏體鐵素體無定向長大，最終殘留無規(guī)則形狀“小島”，貝氏體呈無規(guī)則塊狀或粒狀形態(tài)[3-5]。

3 CCT曲線對生產(chǎn)實踐的指導(dǎo)

3.1 熱處理工藝的優(yōu)化

從貝氏體鋼轍叉實際使用效果來看，粒狀形態(tài)貝氏體較條片形態(tài)貝氏體有更好的使用效果，粒狀貝氏體可以使裂紋擴展發(fā)生偏轉(zhuǎn)，增加裂紋擴展路徑和阻力，有利于抑制裂紋擴展，提高轍叉使用壽命。因此，在生產(chǎn)實踐中更期望獲得粒狀形態(tài)的貝氏體組織，同時要避免組織中出現(xiàn)先共析鐵素體。根據(jù)測定的CCT曲線可知，為了避免先共析鐵素體組織產(chǎn)生，正火冷卻過程中高溫區(qū)冷速要大于0.3℃/s;

同時，為了得到更多的粒狀貝氏體組織，在貝氏體轉(zhuǎn)變溫區(qū)要以較低的冷速冷卻?；谝陨蠝y定結(jié)果，生產(chǎn)中對正火冷卻工藝進行優(yōu)化以期獲得更好的組織和力學(xué)性能，采用三階段冷卻工藝：500℃以上以0.3℃/s速度冷卻，500℃～300℃以0.05℃/s速度冷卻，300℃以下空冷至室溫。再將正火后的轍叉在260℃回火5 h，以消除應(yīng)力和提高材料強韌性。

3.2 熱處理工藝優(yōu)化前后組織比較

熱處理工藝優(yōu)化前、后轍叉的組織如圖6（a）和（b）所示。熱處理工藝優(yōu)化前組織多呈條片狀，僅有少量呈粒狀;而熱處理工藝優(yōu)化后組織主要呈粒狀，僅有少量呈條片狀。圖7為熱處理工藝優(yōu)化前后轍叉的XRD圖譜，都為鐵素體（α）和奧氏體（γ）兩類衍射峰。經(jīng)測定熱處理工藝優(yōu)化前轍叉的殘余奧氏體含量（體積分數(shù)，vol.%）約為5.65vol.%，殘余奧氏體碳含量為1.32wt.%;熱處理工藝優(yōu)化后轍叉的殘余奧氏體含量約為8.86vol.%，殘余奧氏體碳含量為1.52wt.%。殘余奧氏體穩(wěn)定性一方面受其尺寸、形態(tài)影響，另一方面，碳含量是影響奧氏體穩(wěn)定性的重要因素，碳含量越高，奧氏體穩(wěn)定性越好[6-8]。貝氏體鋼中殘余奧氏體多以薄膜狀、小塊狀或顆粒狀存在，其尺度都在納米量級，因而奧氏體中碳含量是決定奧氏體穩(wěn)定性的關(guān)鍵因素。XRD測試結(jié)果表明熱處理工藝優(yōu)化后的轍叉中不僅殘余奧氏體含量增加，且穩(wěn)定性提高。

3.3 熱處理工藝優(yōu)化前后轍叉力學(xué)性能比較

熱處理工藝優(yōu)化前、后轍叉的力學(xué)性能見表4。熱處理工藝優(yōu)化后的轍叉的強度和硬度較優(yōu)化前的轍叉略有降低，屈服強度和抗拉強度分別降低76 MPa和56 MPa，硬度降低2 HRc～3 HRc;而韌性顯著提高，延伸率由14%提升至20%，斷面收縮率由45%提升至62%，室溫和低溫韌性分別由65 J和44 J提升至88 J和61 J。熱處理工藝優(yōu)化前后轍叉的各項力學(xué)性能均滿足中國鐵路工程總公司于2017年09月05日發(fā)布的企業(yè)標準Q/CR595-2017的要求，但熱處理工藝優(yōu)化后的轍叉在未明顯損失強度的同時使韌性得到顯著提高，轍叉的使用壽命（過載量）也從熱處理工藝優(yōu)化前的1.2億噸提高至2.5億噸。熱處理工藝優(yōu)化后轍叉組織得到優(yōu)化，組織中殘余奧氏體含量和穩(wěn)定增加，在變形過程中隨著應(yīng)變增加殘余奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生較強的相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)[9]，提升轍叉韌性和推遲裂紋萌生時間;另一方面，熱處理工藝優(yōu)化后貝氏體組織主要呈粒狀，有利于抑制裂紋擴展，提升轍叉壽命。

4 結(jié)論

（1）利用連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變膨脹曲線測定了貝氏體轍叉鋼的CCT曲線，該轍叉鋼具有較好的淬透性，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中不發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為0.2℃/s，不發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為1.5℃/s。

（2）利用測得的CCT曲線對轍叉生產(chǎn)過程中的熱處理工藝進行優(yōu)化，設(shè)計出在500℃以上快冷，500℃～300℃慢冷，300℃以下空冷的熱處理工藝，使轍叉產(chǎn)品的組織和力學(xué)性能得到優(yōu)化，轍叉使用壽命顯著提高，達到2.5億噸。

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