重載鐵路貝氏體鋼轍叉的化學成分及力學性能

趙強 王文濤

鐵科（北京）軌道裝備技術有限公司， 北京 102202

鐵路道岔基本功能是實現線路交叉，轍叉是道岔中重要部件之一［1］。轍叉服役環境復雜，因服役過程中發生塑性變形而導致力學性能嚴重惡化，致使傷損頻發［2-3］。隨著我國重載鐵路發展，車輛軸重和運量不斷增加，對轍叉材料性能提出了更高要求，傳統高錳鋼轍叉和珠光體鋼轍叉無法滿足需求［4］。

貝氏體鋼因具有較高的拉伸屈服強度、沖擊強度和硬度以及良好的焊接性能而被應用于鐵路轍叉生產中［5］。但在服役過程中貝氏體鋼化學成分、組織類型繁多，輪軌關系復雜，導致貝氏體鋼出現不同類型及程度的損傷［6-7］。

針對國內重載線路轍叉用貝氏體鋼的化學成分及力學性能的研究，鮮見報道。本文選取A、B 兩個廠家生產的且在大秦鐵路服役后的貝氏體鋼轍叉，通過力學性能試驗、化學成分測試、掃描電鏡觀察等方法，對比兩廠冶煉水平、轍叉化學成分及顯微組織形貌，為后續重載鐵路轍叉用貝氏體鋼化學成分設計提供理論支撐。

1 試驗材料和方法

A、B 廠轍叉基本信息見表1。雖然兩者累計通過總質量相差不大，但A 廠轍叉頂面受力條件較B 廠轍叉惡劣，因此從使用效果來看，A廠轍叉優于B廠。

表1 轍叉基本信息

采用鋸床及電火花線切割機床，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，進行拉伸、沖擊性能、化學成分測試及顯微組織觀測。取樣位置見圖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 多元素含量的測定 火花放電原子發射光譜法（常規法）》進行常規化學元素分析。

氮、氫和氧含量的測試分別按照GB/ T 20124—2006《鋼鐵 氮含量的測定 惰性氣體熔融熱導法（常規方法）》、GB/ T 223.82—2018《鋼鐵 氫含量的測定 惰性氣體熔融-熱導或紅外法》和GB/ T 11261—2006《鋼鐵 氧含量的測定 脈沖加熱惰氣熔融-紅外線吸收法》進行。

采用GNT 300 電子萬能試驗機，按照GB/ T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸試驗并記錄屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和斷面收縮率。拉伸試樣直徑10 mm，呈棒狀。

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

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

2 試驗結果與分析

2.1 化學成分及力學性能

兩廠家貝氏體鋼轍叉化學組成見表2。可知，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 廠貝氏體鋼化學成分不滿足奧貝體合金鋼的要求。B廠貝氏體鋼化學成分接近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。

表2 兩廠家貝氏體鋼轍叉化學組成%

兩廠家轍叉力學性能測試結果見表3。可知，兩廠家轍叉斷后伸長率及斷面收縮率相差不大，各項指標均滿足TB/ T 3467—2016要求。A廠轍叉抗拉強度、屈服強度分別比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 兩廠家轍叉力學性能

2.2 顯微組織

兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊微觀形貌對比見圖2。

圖2 兩廠家心軌及翼軌鑲嵌塊微觀形貌對比

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圖3。其中，紅色區域代表殘余奧氏體，其余為貝氏體鐵素體。可知，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。經計算，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圖4。可知，兩廠試樣室溫沖擊斷口上均可見解理或準解理，B 廠試樣室溫沖擊斷口上存在大面積韌性撕裂帶和韌窩 （白色封閉區域），從而使B廠試樣呈現出更高的沖擊韌性。同時，B 廠試樣-40 ℃沖擊斷口上仍存在較多細小的韌性撕裂帶和韌窩。A 廠試樣-40 ℃沖擊斷口上沒有發現明顯的細小韌窩，導致A 廠低溫沖擊試樣呈現較低的韌性。

圖4 兩廠家試樣沖擊斷口形貌

殘余奧氏體形態對沖擊韌性影響顯著［8-9］。這是因為：①尺寸較大的殘余奧氏體相當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度，但受到外部載荷沖擊時，殘余奧氏體可以起到阻礙位錯的作用，造成位錯累積。②由于殘余奧氏體與基體組織變形不協調，導致額外應力產生。位錯累積和額外應力共同作用，容易產生應力集中。當該應力超過殘余奧氏體強度或界面黏合強度時，就會導致殘余奧氏體自身開裂或與基體分離，產生微裂紋，惡化材料韌性。殘余奧氏體以長條、片層狀存在于晶界時，惡化程度更加明顯。

結合圖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算

采用熱動力學計算軟件，對兩廠家貝氏體鋼在平衡狀態下鐵素體開始轉變為奧氏體的溫度（T1），鐵素體完全轉變為奧氏體的溫度（T2）及析出相全固溶溫度進行計算與分析。

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圖5。由圖5（a）可知，溫度為800 ℃時，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%。經計算，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，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%。經計算，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圖6。其中：對于A 廠，MC 相指VC + MoC，對于B 廠，MC 相指MoC；所有相含量均為體積分數，MC 相含量和MC 相中組元含量為質量分數。

圖6 平衡狀態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，相當于單獨添加Mo。A 廠復合添加Mo、V，一定程度上降低了Mo 在奧氏體中的固溶度積，導致Mo 也能在較高溫度下析出，進一步提升MC 相的體積分數。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大的作用，從而達到細化奧氏體晶粒，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大小存在［13］，可起到析出強化效果，有利于提高材料力學性能。

4 結論

對兩廠家生產的貝氏體鋼轍叉在大秦鐵路服役后的化學成分、力學性能和沖擊性能進行測試，對心軌、翼軌鑲嵌塊微觀形貌觀察分析，并通過熱力學計算軟件對貝氏體鋼中各相含量進行了計算。主要結論如下：

1）A 廠、B 廠轍叉各項力學性能指標均滿足TB/ T 3467—2016 要求，但B 廠轍叉屈服強度、抗拉強度均比A 廠轍叉低，說明在一定程度上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。這說明在一定程度上提升轍叉強度，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設計，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，從而細化晶粒，提高貝氏體鋼塑性和韌性。

3） 經熱力學計算，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程中殘余奧氏體轉變為馬氏體的可能性，有利于服役穩定性。