轍叉用貝氏體鋼CCT曲線的測定及其對生產實踐的指導

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冷卻轉變膨脹曲線，根據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，繪制連續冷卻轉變曲線（CCT曲線）。并利用測得的CCT曲線優化熱處理冷卻工藝，轍叉產品性能穩定性及實際使用壽命得到顯著提升。

關鍵詞：貝氏體轍叉鋼;CCT 曲線;熱膨脹法;力學性能;強韌化

轍叉是鐵路軌道結構的關鍵部件之一，在使用過程中受到巨大的交變沖擊載荷和接觸應力作用，易產生疲勞裂紋，導致剝離掉塊等傷損。傳統的高錳鋼轍叉存在內部鑄造缺陷，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量不穩定，實際使用過程中壽命離散度較大，這主要是由于轍叉生產過程中熱處理工藝控制不合適導致。

為了進一步優化貝氏體轍叉鋼的熱處理工藝，提高貝氏體鋼轍叉質量及其穩定性，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曲線優化產品熱處理工藝，使轍叉產品的性能及質量得到顯著提升。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料的化學成分（重量百分數，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。再將測溫熱電偶焊接在試樣的測試部位，通過熱電偶直接對試樣溫度進行監測。

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冷卻轉變膨脹曲線，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 轍叉產品組織及力學性能檢測方法

基于測定的CCT曲線優化轍叉熱處理工藝，并對工藝優化先后產品的力學性能及使用壽命進行比較分析，優化前、后的熱處理工藝見表2。力學性能測試按照Q/CR595-2017標準中規定的取樣位置與檢測方法執行;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及殘余奧氏體中碳的質量分數（wt.%），XRD試驗測試時X射線掃描速度為2°/min。

2 實驗結果

2.1 連續冷卻膨脹曲線

試樣在連續冷卻的過程中發生奧氏體（A）向鐵素體（F）、貝氏體（B）或馬氏體（M）的轉變，由于新舊兩相的晶體結構不同、比容也不相同，因此在相變發生時材料的體積將發生變化，膨脹曲線在相變發生的溫度處將會出現拐點，根據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。各拐點對應的相變類型需要進一步結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變產物（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。根據金相組織可以判定各冷速下發生相變的類型，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的相變溫度，見表3。

2.2 CCT曲線的繪制

利用表2中的數據在溫度-時間對數坐標上繪出各相變點，同時在溫度-時間對數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，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生鐵素體轉變（A→F）、貝氏體轉變（A→B）和馬氏體轉變（A→M）。在冷卻速度小于0.2℃/s時將首先發生奧氏體向鐵素體的轉變，隨著溫度的降低未發生轉變的奧氏體轉變為貝氏體;當冷卻速度大于0.2℃/s時，不存在奧氏體向鐵素體的轉變，奧氏體直接轉變為貝氏體或馬氏體;當冷卻速度大于1.5℃/s時，奧氏體直接轉變為馬氏體。因此，該實驗鋼不發生鐵素體轉變的臨界冷速為0.2℃/s，不發生貝氏體轉變的臨界冷速為1.5℃/s。

貝氏體的組織形態受冷速影響較大，當冷速較大時貝氏體形態多呈條片狀，而當冷速較慢時貝氏體多呈無規則塊狀或粒狀形態，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，最終殘留無規則形狀“小島”，貝氏體呈無規則塊狀或粒狀形態[3-5]。

3 CCT曲線對生產實踐的指導

3.1 熱處理工藝的優化

從貝氏體鋼轍叉實際使用效果來看，粒狀形態貝氏體較條片形態貝氏體有更好的使用效果，粒狀貝氏體可以使裂紋擴展發生偏轉，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，在生產實踐中更期望獲得粒狀形態的貝氏體組織，同時要避免組織中出現先共析鐵素體。根據測定的CCT曲線可知，為了避免先共析鐵素體組織產生，正火冷卻過程中高溫區冷速要大于0.3℃/s;

同時，為了得到更多的粒狀貝氏體組織，在貝氏體轉變溫區要以較低的冷速冷卻?；谝陨蠝y定結果，生產中對正火冷卻工藝進行優化以期獲得更好的組織和力學性能，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，以消除應力和提高材料強韌性。

3.2 熱處理工藝優化前后組織比較

熱處理工藝優化前、后轍叉的組織如圖6（a）和（b）所示。熱處理工藝優化前組織多呈條片狀，僅有少量呈粒狀;而熱處理工藝優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。經測定熱處理工藝優化前轍叉的殘余奧氏體含量（體積分數，vol.%）約為5.65vol.%，殘余奧氏體碳含量為1.32wt.%;熱處理工藝優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.%。殘余奧氏體穩定性一方面受其尺寸、形態影響，另一方面，碳含量是影響奧氏體穩定性的重要因素，碳含量越高，奧氏體穩定性越好[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定性的關鍵因素。XRD測試結果表明熱處理工藝優化后的轍叉中不僅殘余奧氏體含量增加，且穩定性提高。

3.3 熱處理工藝優化前后轍叉力學性能比較

熱處理工藝優化前、后轍叉的力學性能見表4。熱處理工藝優化后的轍叉的強度和硬度較優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。熱處理工藝優化前后轍叉的各項力學性能均滿足中國鐵路工程總公司于2017年09月05日發布的企業標準Q/CR595-2017的要求，但熱處理工藝優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）也從熱處理工藝優化前的1.2億噸提高至2.5億噸。熱處理工藝優化后轍叉組織得到優化，組織中殘余奧氏體含量和穩定增加，在變形過程中隨著應變增加殘余奧氏體逐漸轉變為馬氏體，產生較強的相變誘發塑性（TRIP）效應[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 結論

（1）利用連續冷卻轉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，連續冷卻轉變過程中不發生鐵素體轉變的臨界冷速為0.2℃/s，不發生貝氏體轉變的臨界冷速為1.5℃/s。

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

參考文獻：

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