重载铁路贝氏体钢辙叉的化学成分及力学性能

2024-01-05赵强王文涛

铁道建筑 2023年11期

赵强王文涛

铁科（北京）轨道装备技术有限公司，北京 102202

铁路道岔基本功能是实现线路交叉，辙叉是道岔中重要部件之一［1］。辙叉服役环境复杂，因服役过程中发生塑性变形而导致力学性能严重恶化，致使伤损频发［2-3］。随着我国重载铁路发展，车辆轴重和运量不断增加，对辙叉材料性能提出了更高要求，传统高锰钢辙叉和珠光体钢辙叉无法满足需求［4］。

贝氏体钢因具有较高的拉伸屈服强度、冲击强度和硬度以及良好的焊接性能而被应用于铁路辙叉生产中［5］。但在服役过程中贝氏体钢化学成分、组织类型繁多，轮轨关系复杂，导致贝氏体钢出现不同类型及程度的损伤［6-7］。

针对国内重载线路辙叉用贝氏体钢的化学成分及力学性能的研究，鲜见报道。本文选取A、B 两个厂家生产的且在大秦铁路服役后的贝氏体钢辙叉，通过力学性能试验、化学成分测试、扫描电镜观察等方法，对比两厂冶炼水平、辙叉化学成分及显微组织形貌，为后续重载铁路辙叉用贝氏体钢化学成分设计提供理论支撑。

1 试验材料和方法

A、B 厂辙叉基本信息见表1。虽然两者累计通过总质量相差不大，但A 厂辙叉顶面受力条件较B 厂辙叉恶劣，因此从使用效果来看，A厂辙叉优于B厂。

表1 辙叉基本信息

采用锯床及电火花线切割机床，按照TB/ T 3467—2016《合金钢组合辙叉》要求，在辙叉心轨、翼轨镶嵌块不受力部位取样，进行拉伸、冲击性能、化学成分测试及显微组织观测。取样位置见图1。

图1 取样位置

采用Spark CCD6000 火花直读光谱仪，按照GB/ T 4336—2016《碳素钢和中低合金钢多元素含量的测定火花放电原子发射光谱法（常规法）》进行常规化学元素分析。

氮、氢和氧含量的测试分别按照GB/ T 20124—2006《钢铁氮含量的测定惰性气体熔融热导法（常规方法）》、GB/ T 223.82—2018《钢铁氢含量的测定惰性气体熔融-热导或红外法》和GB/ T 11261—2006《钢铁氧含量的测定脉冲加热惰气熔融-红外线吸收法》进行。

采用GNT 300 电子万能试验机，按照GB/ T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验并记录屈服强度、抗拉强度、断后伸长率和断面收缩率。拉伸试样直径10 mm，呈棒状。

利用JB30A 冲击试验机，按照GB/ T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》，分别在室温、-40 ℃温度下进行冲击性能检测。采用扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope，SEM）对冲击断口形貌进行观察。冲击试样尺寸为55 mm（长） × 10 mm（宽） × 10 mm（高）。

用于显微组织SEM 观察的试样制备过程为：先采用预磨机将试样观察面的四周倒角并去除表面氧化层，研磨抛光后进行腐蚀（腐蚀剂为4%的硝酸酒精溶液），腐蚀时间为15 s。为定量分析贝氏体钢中残余奥氏体含量、形态及分布，采用配备电子背散射衍射（Electron Back Scatter Diffraction，EBSD）探头的场发射电子显微镜进行EBSD 试验，测试面积为37.5 μm ×50.0 μm，步长为0.08 μm。

2 试验结果与分析

2.1 化学成分及力学性能

两厂家贝氏体钢辙叉化学组成见表2。可知，两厂家贝氏体钢Si、Mn、Cr、Mo元素含量差别不大，但C、Ni、V 元素含量差别明显。A 厂贝氏体钢化学成分不满足奥贝体合金钢的要求。B厂贝氏体钢化学成分接近Q/CR 595—2017《合金钢组合辙叉》中奥贝体合金钢，仅N元素含量超标。

表2 两厂家贝氏体钢辙叉化学组成%

两厂家辙叉力学性能测试结果见表3。可知，两厂家辙叉断后伸长率及断面收缩率相差不大，各项指标均满足TB/ T 3467—2016要求。A厂辙叉抗拉强度、屈服强度分别比B厂辙叉高82.5，76.0 MPa；A厂辙叉室温、低温下冲击功分别比B厂低9.4、9.0 J。

表3 两厂家辙叉力学性能

2.2 显微组织

两厂家心轨及翼轨镶嵌块微观形貌对比见图2。

图2 两厂家心轨及翼轨镶嵌块微观形貌对比

由图2 可知：两厂心轨及翼轨镶嵌块均由大量贝氏体铁素体+残余奥氏体组成；不论心轨还是翼轨镶嵌块，B厂原奥氏体晶粒尺寸均约为A厂的2倍。

两厂家心轨及翼轨镶嵌块的相分布见图3。其中，红色区域代表残余奥氏体，其余为贝氏体铁素体。可知，两厂家心轨和翼轨镶嵌块中残余奥氏体以片层状和块状存在于晶界、贝氏体铁素体板条边界处。经计算，A 厂心轨、翼轨镶嵌块中残余奥氏体含量（体积百分比）分别为5.2%、9.1%，B 厂心轨、翼轨镶嵌块中残余奥氏体含量分别为10.3%、11.8%。

图3 两厂家心轨及翼轨镶嵌块的相分布

2.3 冲击断口形貌

两厂家试样冲击断口形貌见图4。可知，两厂试样室温冲击断口上均可见解理或准解理，B 厂试样室温冲击断口上存在大面积韧性撕裂带和韧窝（白色封闭区域），从而使B厂试样呈现出更高的冲击韧性。同时，B 厂试样-40 ℃冲击断口上仍存在较多细小的韧性撕裂带和韧窝。A 厂试样-40 ℃冲击断口上没有发现明显的细小韧窝，导致A 厂低温冲击试样呈现较低的韧性。

图4 两厂家试样冲击断口形貌

残余奥氏体形态对冲击韧性影响显著［8-9］。这是因为：①尺寸较大的残余奥氏体相当于镶嵌于贝氏体铁素体基体中的硬脆相，一定程度上能提高基体的强度，但受到外部载荷冲击时，残余奥氏体可以起到阻碍位错的作用，造成位错累积。②由于残余奥氏体与基体组织变形不协调，导致额外应力产生。位错累积和额外应力共同作用，容易产生应力集中。当该应力超过残余奥氏体强度或界面黏合强度时，就会导致残余奥氏体自身开裂或与基体分离，产生微裂纹，恶化材料韧性。残余奥氏体以长条、片层状存在于晶界时，恶化程度更加明显。

结合图2、图3 可知，虽然A 厂试样中原奥氏体晶粒尺寸较小，且残余奥氏体含量较低，但残余奥氏体主要呈片层状存在于晶界处，而B 厂试样中残余奥氏体以块状居多，因此B厂试样冲击韧性更好。

3 贝氏体钢中各相含量计算

采用热动力学计算软件，对两厂家贝氏体钢在平衡状态下铁素体开始转变为奥氏体的温度（T1），铁素体完全转变为奥氏体的温度（T2）及析出相全固溶温度进行计算与分析。

3.1 二氧化硅和硫化锰的析出温度

两厂家二氧化硅、硫化锰含量随温度变化曲线见图5。由图5（a）可知，温度为800 ℃时，A 厂和B 厂试样的二氧化硅含量分别为0.000 9%、0.001 6%，B 厂二氧化硅含量比A 厂试样高77.8%。经计算，A 厂、B 厂试样二氧化硅开始析出温度分别为1 464、1 516 ℃，B 厂试样二氧化硅开始析出温度比A 厂试样高52 ℃。二氧化硅析出温度越高，越容易在高温下形成大颗粒，这在一定程度上会恶化材料的疲劳性能及服役寿命［10-11］。

由图5（b）可知，温度为500 ℃时，A 厂、B 厂试样硫化锰含量分别为0.016%、0.022%，B 厂试样硫化锰含量比A 厂高37.5%。经计算，A 厂、B 厂试样硫化锰开始析出温度分别为1 394、 1405 ℃，比较接近。综合二氧化硅、硫化锰的含量和析出温度，B厂贝氏体钢冶炼水平明显差于A厂。

3.2 平衡状态下铁素体、奥氏体及MC相含量

两厂家试样铁素体、奥氏体含量及MC 相中组元含量随温度变化曲线见图6。其中：对于A 厂，MC 相指VC + MoC，对于B 厂，MC 相指MoC；所有相含量均为体积分数，MC 相含量和MC 相中组元含量为质量分数。

图6 平衡状态下两厂家试样铁素体、奥氏体含量及MC 相中组元含量随温度变化曲线

由图6可知：

1）A 厂试样T1、T2分别为727、813 ℃，B 厂试样T1、T2分别为703、805 ℃；A厂、B厂试样中MC相析出温度分别为923、595 ℃，两厂温度差异较大。这是由于A厂试样中V 元素含量比B 厂试样多出0.103%，V 元素在高温下析出所致。B 厂V 元素含量极少，相当于单独添加Mo。A 厂复合添加Mo、V，一定程度上降低了Mo 在奥氏体中的固溶度积，导致Mo 也能在较高温度下析出，进一步提升MC 相的体积分数。高温下析出的MC 相一般在奥氏体晶界处析出，可起到阻止奥氏体高温下长大的作用，从而达到细化奥氏体晶粒，提高贝氏体钢塑性和韧性的作用［12］。

2）A 厂、B 厂试样MC 相最大含量分别为0.60%、0.52%，A 厂试样MC 相最大含量比B 厂试样高15.3%。MC 相在贝氏体钢中一般呈纳米级大小存在［13］，可起到析出强化效果，有利于提高材料力学性能。