轍叉用貝氏體鋼CCT曲線的測(cè)定及其對(duì)生產(chǎn)實(shí)踐的指導(dǎo)

王磊 王浩

摘 要：實(shí)驗(yàn)利用Gleeble-3800熱模擬機(jī)測(cè)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(diǎn)確定相變點(diǎn);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(diǎn)的相變類(lèi)型，繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線）。并利用測(cè)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(shí)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(qiáng)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(guò)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(wèn)題，整體使用壽命不高。而貝氏體鋼強(qiáng)度高，具有良好的強(qiáng)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(lái)隨著貝氏體相變理論的不斷成熟，國(guó)內(nèi)外道岔市場(chǎng)逐步開(kāi)始采用貝氏體合金鋼來(lái)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(wèn)題是質(zhì)量不穩(wěn)定，實(shí)際使用過(guò)程中壽命離散度較大，這主要是由于轍叉生產(chǎn)過(guò)程中熱處理工藝控制不合適導(dǎo)致。

為了進(jìn)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(shí)驗(yàn)中利用Gleeble-3800熱模擬機(jī)對(duì)目前在線使用的一種典型貝氏體轍叉鋼進(jìn)行CCT曲線的測(cè)定和繪制，并基于測(cè)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(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分（重量百分?jǐn)?shù)，wt.%）見(jiàn)表1。

1.2 CCT曲線測(cè)試方法

將實(shí)驗(yàn)材料加工成標(biāo)準(zhǔn)試樣，尺寸見(jiàn)圖1。再將測(cè)溫?zé)犭娕己附釉谠嚇拥臏y(cè)試部位，通過(guò)熱電偶直接對(duì)試樣溫度進(jìn)行監(jiān)測(cè)。

在Gleeble-3800熱模擬機(jī)上利用熱膨脹法測(cè)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(shí)驗(yàn)工藝見(jiàn)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(guò)程中的膨脹曲線，根據(jù)曲線上的拐點(diǎn)確定相變點(diǎn)。利用電火花切割機(jī)將熱膨脹測(cè)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(diǎn)的相變類(lèi)型，繪制CCT曲線。

1.3 轍叉產(chǎn)品組織及力學(xué)性能檢測(cè)方法

基于測(cè)定的CCT曲線優(yōu)化轍叉熱處理工藝，并對(duì)工藝優(yōu)化先后產(chǎn)品的力學(xué)性能及使用壽命進(jìn)行比較分析，優(yōu)化前、后的熱處理工藝見(jiàn)表2。力學(xué)性能測(cè)試按照Q/CR595-2017標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的取樣位置與檢測(cè)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(biāo)準(zhǔn)沖擊樣，在擺錘試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定3種轍叉的室溫和-40℃的沖擊功，硬度測(cè)試在洛氏硬度計(jì)上進(jìn)行測(cè)試。采用X射線衍射儀（XRD）測(cè)定殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及殘余奧氏體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)（wt.%），XRD試驗(yàn)測(cè)試時(shí)X射線掃描速度為2°/min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 連續(xù)冷卻膨脹曲線

試樣在連續(xù)冷卻的過(guò)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(shí)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(huì)出現(xiàn)拐點(diǎn)，根據(jù)拐點(diǎn)即可確定材料的相變點(diǎn)。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(guò)膨脹曲線上的拐點(diǎn)可確定相變溫度;0.02℃/s冷速冷卻曲線上共有5個(gè)拐點(diǎn)，0.1℃/s冷速冷卻曲線上也有5個(gè)拐點(diǎn)，0.5℃/s冷速冷卻曲線上共有3個(gè)拐點(diǎn)，2℃/s冷速冷卻曲線上也共有3個(gè)拐點(diǎn)。各拐點(diǎn)對(duì)應(yīng)的相變類(lèi)型需要進(jìn)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(jiàn)圖4（a～d）。由于實(shí)驗(yàn)鋼中Si含量較高，Si會(huì)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?xì)堄鄪W氏體或其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（多呈島狀）的混合組織，稱(chēng)之為無(wú)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(lèi)型，進(jìn)而確定冷卻曲線上各拐點(diǎn)處的相變類(lèi)型。利用該方法可測(cè)定不同冷速下相變的類(lèi)型及對(duì)應(yīng)的相變溫度，見(jiàn)表3。

2.2 CCT曲線的繪制

利用表2中的數(shù)據(jù)在溫度-時(shí)間對(duì)數(shù)坐標(biāo)上繪出各相變點(diǎn)，同時(shí)在溫度-時(shí)間對(duì)數(shù)坐標(biāo)上繪制不同冷速的冷卻曲線，再將各個(gè)冷卻速度下的相變點(diǎn)用光滑的曲線連接并注明相變類(lèi)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)材料獲得高淬透性;同時(shí)Cr和Mo還可擴(kuò)大CCT曲線的貝氏體相變區(qū)，促進(jìn)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(guò)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(shí)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(shí)，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(shí)，奧氏體直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因此，該實(shí)驗(yàn)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(shí)貝氏體形態(tài)多呈條片狀，而當(dāng)冷速較慢時(shí)貝氏體多呈無(wú)規(guī)則塊狀或粒狀形態(tài)，如圖4所示。冷速較大時(shí)貝氏體鐵素體的橫向長(zhǎng)大受到抑制，貝氏體呈條片狀;冷速較慢時(shí)貝氏體鐵素體無(wú)定向長(zhǎng)大，最終殘留無(wú)規(guī)則形狀“小島”，貝氏體呈無(wú)規(guī)則塊狀或粒狀形態(tài)[3-5]。

3 CCT曲線對(duì)生產(chǎn)實(shí)踐的指導(dǎo)

3.1 熱處理工藝的優(yōu)化

從貝氏體鋼轍叉實(shí)際使用效果來(lái)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(kuò)展發(fā)生偏轉(zhuǎn)，增加裂紋擴(kuò)展路徑和阻力，有利于抑制裂紋擴(kuò)展，提高轍叉使用壽命。因此，在生產(chǎn)實(shí)踐中更期望獲得粒狀形態(tài)的貝氏體組織，同時(shí)要避免組織中出現(xiàn)先共析鐵素體。根據(jù)測(cè)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(guò)程中高溫區(qū)冷速要大于0.3℃/s;

同時(shí)，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。基于以上測(cè)定結(jié)果，生產(chǎn)中對(duì)正火冷卻工藝進(jìn)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(qiáng)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(lèi)衍射峰。經(jīng)測(cè)定熱處理工藝優(yōu)化前轍叉的殘余奧氏體含量（體積分?jǐn)?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(jí)，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(cè)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(jiàn)表4。熱處理工藝優(yōu)化后的轍叉的強(qiáng)度和硬度較優(yōu)化前的轍叉略有降低，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)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(xiàng)力學(xué)性能均滿足中國(guó)鐵路工程總公司于2017年09月05日發(fā)布的企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)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(qiáng)度的同時(shí)使韌性得到顯著提高，轍叉的使用壽命（過(guò)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(guò)程中隨著應(yīng)變?cè)黾託堄鄪W氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生較強(qiáng)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(shí)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(kuò)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(cè)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(guò)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(cè)得的CCT曲線對(duì)轍叉生產(chǎn)過(guò)程中的熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化，設(shè)計(jì)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(dá)到2.5億噸。

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