重載鐵路貝氏體鋼轍叉的化學(xué)成分及力學(xué)性能

趙強(qiáng) 王文濤

鐵科（北京）軌道裝備技術(shù)有限公司， 北京 102202

鐵路道岔基本功能是實(shí)現(xiàn)線路交叉，轍叉是道岔中重要部件之一［1］。轍叉服役環(huán)境復(fù)雜，因服役過(guò)程中發(fā)生塑性變形而導(dǎo)致力學(xué)性能嚴(yán)重惡化，致使傷損頻發(fā)［2-3］。隨著我國(guó)重載鐵路發(fā)展，車輛軸重和運(yùn)量不斷增加，對(duì)轍叉材料性能提出了更高要求，傳統(tǒng)高錳鋼轍叉和珠光體鋼轍叉無(wú)法滿足需求［4］。

貝氏體鋼因具有較高的拉伸屈服強(qiáng)度、沖擊強(qiáng)度和硬度以及良好的焊接性能而被應(yīng)用于鐵路轍叉生產(chǎn)中［5］。但在服役過(guò)程中貝氏體鋼化學(xué)成分、組織類型繁多，輪軌關(guān)系復(fù)雜，導(dǎo)致貝氏體鋼出現(xiàn)不同類型及程度的損傷［6-7］。

針對(duì)國(guó)內(nèi)重載線路轍叉用貝氏體鋼的化學(xué)成分及力學(xué)性能的研究，鮮見(jiàn)報(bào)道。本文選取A、B 兩個(gè)廠家生產(chǎn)的且在大秦鐵路服役后的貝氏體鋼轍叉，通過(guò)力學(xué)性能試驗(yàn)、化學(xué)成分測(cè)試、掃描電鏡觀察等方法，對(duì)比兩廠冶煉水平、轍叉化學(xué)成分及顯微組織形貌，為后續(xù)重載鐵路轍叉用貝氏體鋼化學(xué)成分設(shè)計(jì)提供理論支撐。

1 試驗(yàn)材料和方法

A、B 廠轍叉基本信息見(jiàn)表1。雖然兩者累計(jì)通過(guò)總質(zhì)量相差不大，但A 廠轍叉頂面受力條件較B 廠轍叉惡劣，因此從使用效果來(lái)看，A廠轍叉優(yōu)于B廠。

表1 轍叉基本信息

采用鋸床及電火花線切割機(jī)床，按照TB/ T 3467—2016《合金鋼組合轍叉》要求，在轍叉心軌、翼軌鑲嵌塊不受力部位取樣，進(jìn)行拉伸、沖擊性能、化學(xué)成分測(cè)試及顯微組織觀測(cè)。取樣位置見(jiàn)圖1。

圖1 取樣位置

采用Spark CCD6000 火花直讀光譜儀，按照GB/ T 4336—2016《碳素鋼和中低合金鋼 多元素含量的測(cè)定 火花放電原子發(fā)射光譜法（常規(guī)法）》進(jìn)行常規(guī)化學(xué)元素分析。

氮、氫和氧含量的測(cè)試分別按照GB/ T 20124—2006《鋼鐵 氮含量的測(cè)定 惰性氣體熔融熱導(dǎo)法（常規(guī)方法）》、GB/ T 223.82—2018《鋼鐵 氫含量的測(cè)定 惰性氣體熔融-熱導(dǎo)或紅外法》和GB/ T 11261—2006《鋼鐵 氧含量的測(cè)定 脈沖加熱惰氣熔融-紅外線吸收法》進(jìn)行。

采用GNT 300 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，按照GB/ T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸試驗(yàn)并記錄屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率。拉伸試樣直徑10 mm，呈棒狀。

利用JB30A 沖擊試驗(yàn)機(jī)，按照GB/ T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，分別在室溫、-40 ℃溫度下進(jìn)行沖擊性能檢測(cè)。采用掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察。沖擊試樣尺寸為55 mm（長(zhǎng)） × 10 mm（寬） × 10 mm（高）。

用于顯微組織SEM 觀察的試樣制備過(guò)程為：先采用預(yù)磨機(jī)將試樣觀察面的四周倒角并去除表面氧化層，研磨拋光后進(jìn)行腐蝕（腐蝕劑為4%的硝酸酒精溶液），腐蝕時(shí)間為15 s。為定量分析貝氏體鋼中殘余奧氏體含量、形態(tài)及分布，采用配備電子背散射衍射（Electron Back Scatter Diffraction，EBSD）探頭的場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡進(jìn)行EBSD 試驗(yàn)，測(cè)試面積為37.5 μm ×50.0 μm，步長(zhǎng)為0.08 μm。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 化學(xué)成分及力學(xué)性能

兩廠家貝氏體鋼轍叉化學(xué)組成見(jiàn)表2?？芍?，兩廠家貝氏體鋼Si、Mn、Cr、Mo元素含量差別不大，但C、Ni、V 元素含量差別明顯。A 廠貝氏體鋼化學(xué)成分不滿足奧貝體合金鋼的要求。B廠貝氏體鋼化學(xué)成分接近Q/CR 595—2017《合金鋼組合轍叉》中奧貝體合金鋼，僅N元素含量超標(biāo)。

表2 兩廠家貝氏體鋼轍叉化學(xué)組成%

兩廠家轍叉力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表3。可知，兩廠家轍叉斷后伸長(zhǎng)率及斷面收縮率相差不大，各項(xiàng)指標(biāo)均滿足TB/ T 3467—2016要求。A廠轍叉抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別比B廠轍叉高82.5，76.0 MPa；A廠轍叉室溫、低溫下沖擊功分別比B廠低9.4、9.0 J。

表3 兩廠家轍叉力學(xué)性能

2.2 顯微組織

兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊微觀形貌對(duì)比見(jiàn)圖2。

圖2 兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊微觀形貌對(duì)比

由圖2 可知：兩廠心軌及翼軌鑲嵌塊均由大量貝氏體鐵素體+殘余奧氏體組成；不論心軌還是翼軌鑲嵌塊，B廠原奧氏體晶粒尺寸均約為A廠的2倍。

兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊的相分布見(jiàn)圖3。其中，紅色區(qū)域代表殘余奧氏體，其余為貝氏體鐵素體?？芍?，兩廠家心軌和翼軌鑲嵌塊中殘余奧氏體以片層狀和塊狀存在于晶界、貝氏體鐵素體板條邊界處。經(jīng)計(jì)算，A 廠心軌、翼軌鑲嵌塊中殘余奧氏體含量（體積百分比）分別為5.2%、9.1%，B 廠心軌、翼軌鑲嵌塊中殘余奧氏體含量分別為10.3%、11.8%。

圖3 兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊的相分布

2.3 沖擊斷口形貌

兩廠家試樣沖擊斷口形貌見(jiàn)圖4?？芍?，兩廠試樣室溫沖擊斷口上均可見(jiàn)解理或準(zhǔn)解理，B 廠試樣室溫沖擊斷口上存在大面積韌性撕裂帶和韌窩 （白色封閉區(qū)域），從而使B廠試樣呈現(xiàn)出更高的沖擊韌性。同時(shí)，B 廠試樣-40 ℃沖擊斷口上仍存在較多細(xì)小的韌性撕裂帶和韌窩。A 廠試樣-40 ℃沖擊斷口上沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的細(xì)小韌窩，導(dǎo)致A 廠低溫沖擊試樣呈現(xiàn)較低的韌性。

圖4 兩廠家試樣沖擊斷口形貌

殘余奧氏體形態(tài)對(duì)沖擊韌性影響顯著［8-9］。這是因?yàn)椋孩俪叽巛^大的殘余奧氏體相當(dāng)于鑲嵌于貝氏體鐵素體基體中的硬脆相，一定程度上能提高基體的強(qiáng)度，但受到外部載荷沖擊時(shí)，殘余奧氏體可以起到阻礙位錯(cuò)的作用，造成位錯(cuò)累積。②由于殘余奧氏體與基體組織變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致額外應(yīng)力產(chǎn)生。位錯(cuò)累積和額外應(yīng)力共同作用，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中。當(dāng)該應(yīng)力超過(guò)殘余奧氏體強(qiáng)度或界面黏合強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)導(dǎo)致殘余奧氏體自身開裂或與基體分離，產(chǎn)生微裂紋，惡化材料韌性。殘余奧氏體以長(zhǎng)條、片層狀存在于晶界時(shí)，惡化程度更加明顯。

結(jié)合圖2、圖3 可知，雖然A 廠試樣中原奧氏體晶粒尺寸較小，且殘余奧氏體含量較低，但殘余奧氏體主要呈片層狀存在于晶界處，而B 廠試樣中殘余奧氏體以塊狀居多，因此B廠試樣沖擊韌性更好。

3 貝氏體鋼中各相含量計(jì)算

采用熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算軟件，對(duì)兩廠家貝氏體鋼在平衡狀態(tài)下鐵素體開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度（T1），鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度（T2）及析出相全固溶溫度進(jìn)行計(jì)算與分析。

3.1 二氧化硅和硫化錳的析出溫度

兩廠家二氧化硅、硫化錳含量隨溫度變化曲線見(jiàn)圖5。由圖5（a）可知，溫度為800 ℃時(shí)，A 廠和B 廠試樣的二氧化硅含量分別為0.000 9%、0.001 6%，B 廠二氧化硅含量比A 廠試樣高77.8%。經(jīng)計(jì)算，A 廠、B 廠試樣二氧化硅開始析出溫度分別為1 464、1 516 ℃，B 廠試樣二氧化硅開始析出溫度比A 廠試樣高52 ℃。二氧化硅析出溫度越高，越容易在高溫下形成大顆粒，這在一定程度上會(huì)惡化材料的疲勞性能及服役壽命［10-11］。

由圖5（b）可知，溫度為500 ℃時(shí)，A 廠、B 廠試樣硫化錳含量分別為0.016%、0.022%，B 廠試樣硫化錳含量比A 廠高37.5%。經(jīng)計(jì)算，A 廠、B 廠試樣硫化錳開始析出溫度分別為1 394、 1405 ℃，比較接近。綜合二氧化硅、硫化錳的含量和析出溫度，B廠貝氏體鋼冶煉水平明顯差于A廠。

3.2 平衡狀態(tài)下鐵素體、奧氏體及MC相含量

兩廠家試樣鐵素體、奧氏體含量及MC 相中組元含量隨溫度變化曲線見(jiàn)圖6。其中：對(duì)于A 廠，MC 相指VC + MoC，對(duì)于B 廠，MC 相指MoC；所有相含量均為體積分?jǐn)?shù)，MC 相含量和MC 相中組元含量為質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

圖6 平衡狀態(tài)下兩廠家試樣鐵素體、奧氏體含量及MC 相中組元含量隨溫度變化曲線

由圖6可知：

1）A 廠試樣T1、T2分別為727、813 ℃，B 廠試樣T1、T2分別為703、805 ℃；A廠、B廠試樣中MC相析出溫度分別為923、595 ℃，兩廠溫度差異較大。這是由于A廠試樣中V 元素含量比B 廠試樣多出0.103%，V 元素在高溫下析出所致。B 廠V 元素含量極少，相當(dāng)于單獨(dú)添加Mo。A 廠復(fù)合添加Mo、V，一定程度上降低了Mo 在奧氏體中的固溶度積，導(dǎo)致Mo 也能在較高溫度下析出，進(jìn)一步提升MC 相的體積分?jǐn)?shù)。高溫下析出的MC 相一般在奧氏體晶界處析出，可起到阻止奧氏體高溫下長(zhǎng)大的作用，從而達(dá)到細(xì)化奧氏體晶粒，提高貝氏體鋼塑性和韌性的作用［12］。

2）A 廠、B 廠試樣MC 相最大含量分別為0.60%、0.52%，A 廠試樣MC 相最大含量比B 廠試樣高15.3%。MC 相在貝氏體鋼中一般呈納米級(jí)大小存在［13］，可起到析出強(qiáng)化效果，有利于提高材料力學(xué)性能。

4 結(jié)論

對(duì)兩廠家生產(chǎn)的貝氏體鋼轍叉在大秦鐵路服役后的化學(xué)成分、力學(xué)性能和沖擊性能進(jìn)行測(cè)試，對(duì)心軌、翼軌鑲嵌塊微觀形貌觀察分析，并通過(guò)熱力學(xué)計(jì)算軟件對(duì)貝氏體鋼中各相含量進(jìn)行了計(jì)算。主要結(jié)論如下：

1）A 廠、B 廠轍叉各項(xiàng)力學(xué)性能指標(biāo)均滿足TB/ T 3467—2016 要求，但B 廠轍叉屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均比A 廠轍叉低，說(shuō)明在一定程度上A 廠轍叉比B廠耐磨。A 廠、B 廠下道原因分別為心軌剝落掉塊和心軌磨耗超限。這說(shuō)明在一定程度上提升轍叉強(qiáng)度，有利于提升轍叉服役壽命。

2）A 廠貝氏體鋼采用0.33C + 0.115V + 0.029Ni設(shè)計(jì)，與B 廠貝氏體鋼（0.28C + 0.012V + 0.596Ni）相比，V 元素含量明顯增多。添加的V 元素可起到釘扎奧氏體晶界的作用，從而細(xì)化晶粒，提高貝氏體鋼塑性和韌性。

3） 經(jīng)熱力學(xué)計(jì)算，B 廠貝氏體鋼二氧化硅、硫化錳含量比A 廠分別高77.8%、37.5%。B 廠貝氏體鋼冶煉水平明顯差于A廠。

4）A 廠心軌、翼軌鑲嵌塊中殘余奧氏體含量分別為5.2%、9.1%，B 廠心軌、翼軌鑲嵌塊中殘余奧氏體含量分別為10.3%、11.8%。B 廠心軌中殘余奧氏體含量比A 廠心軌高98%，這在一定程度上能降低服役過(guò)程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的可能性，有利于服役穩(wěn)定性。