A3T材质车轴产品试制工艺研究及性能分析

张 艳 高振波 陶盈龙 于文坛

(马钢轨道交通装备有限公司 安徽 马鞍山 243000)

随着高铁和重载货运的高速发展，只有不断研发新材质车轴才能满足各类铁路车辆提出的新需求。A3T调质态车轴为BS 5892-1[1]所列车轴级别，与EN 13261标准中EA4T车轴性能要求一致，但成分有明显差别，目前国内上线运行的动车组用EA4T车轴成分设计为中低C(≤0.30%)+高Cr(1.0%～1.20%)+中Mn(0.60%～0.8%)，而A3T车轴要求为中C(≤0.40%)+高Mn(1.0%～1.60%)+中低Cr(≤0.50%)。A3T车轴钢，其Mn含量高、高温脆性大，对钢坯冶炼、轧制、车轴锻造、热处理等工艺控制要求较高。

A3T材质车轴在国内基本属于空白，针对全新材质A3T的车轴研发，需在其化学成分、制造工艺、热处理工艺、探伤检测等方面进行深入的研究，通过化学成分、金相组织和力学性能等检验验证了工艺质量控制的稳定性，实现了小批量稳定供货。

1 生产试制

1.1 生产工艺流程

根据客户要求、标准要求以及类似钢种的研发经验，基于公司的实际情况，经过多次试验，确定A3T材质车轴生产工艺流程为：配料→电弧炉冶炼→LF 炉精炼→真空脱气→连铸圆坯(ø600 mm)→轧制方坯(250 mm×250 mm)→车轴锻造→热处理→加工→探伤→终检。

1.2 试验材料

从标准化学成分来看，A3T材质属于中碳合金钢，淬透性一般。为了能使车轴截面(ø210 mm)1/2半径处获得良好的横向与纵向力学性能，须对车轴钢的化学成分及洁净度作严格控制。

首先，提高C、Mn含量以增加钢的淬透性并弥补Cr、Mo含量降低带来的强度损失；其次，采用V、N微合金化以及添加适量的Cr、Ni提高钢的强韧匹配性；同时严格控制P、S含量以及[O]、[H]等有害气体成分，降低其开裂敏感性，其成分设计如表1所示，气体成分控制如表2所示。

表1 A3T材质车轴钢的化学成分控制表(质量分数) /%

表2 气体成分控制表 /10-6

1.3 冶炼工艺

此次试制生产采用EBT电弧炉+LF/RH +氩保护浇铸工艺，以保证钢坯性能满足要求。电弧炉配料由废钢和低磷铁水组成，全程吹氧助熔；当钢水温度不小于1 615 ℃，且钢液中C的质量分数控制在0.06%～0.20%、P的质量分数不大于0.006%时方可出钢。

钢包进入LF/RH精炼炉工位后调渣，精炼过程保持流动性良好的泡沫白渣，结合在线光谱分析结果添加合金，微调成分。同时采用铝脱氧，铝的最终质量分数控制在0.040%左右。RH软吹时间保持在8～15 min，出钢温度控制在1 550～1 570 ℃，为后续连铸创造合适的浇铸条件。

连铸全程采用大包长水口吹氩保护和中包吹氩保护浇铸，连浇炉过热度控制在液相线温度以上15～35 ℃，配合电磁搅拌，优化铸坯质量。

1.4 轧制工艺

A3T材质车轴轴坯采用的是ø600 mm的连铸圆坯，再轧制成断面尺寸为250 mm×250 mm的方坯，轧制压缩比为4.5。铸坯加热时严格控制加热温度和时间，避免出现“过烧”或“过热”。开轧温度控制在(1 110±30)℃，终轧温度不低于850 ℃。铸坯加热出炉后采用高压水喷射去除氧化皮，保证轧制钢坯的表面质量。

1.5 锻造工艺

车轴的锻造成形过程属于连续局部塑性成形，是局部变形的循环累积。成形过程包括倒棱、锻轮座、锻轴颈和锻轴身等工步。其中，倒棱属于大变形，且作用于整个坯料，是压合孔洞缺陷、细化心部组织的主要工步。提升倒棱后锻件的质量有利于改善车轴整体的锻造质量。

轴坯加热和锻造分别采用中径10 m环形加热炉和12 500 kN液压快锻机组。考虑到A3T钢Mn含量较高，钢液在凝固过程中，容易产生偏析，对后续车轴的热处理组织与性能均匀性影响较大。因此，延长钢坯在高温段(1 140～1 200 ℃)的保温时间，轴坯加热时间不小于280 min，以高温扩散的方式减轻成分偏析对后续热处理工序的影响。

Mn含量的提高还增加了钢材高温脆性倾向，对车轴的锻造要求很高。实际生产过程中始锻温度控制在1 150～1 190 ℃，终锻温度不低于850 ℃。同时，为避免大变形量引发的局部开裂问题，在保证锻件质量的前提下，全轴毛坯锻压比应在1.5～2.5之间。锻造操作时采取“先轻、后重、再轻”的成型方法，先轻压坯料倒棱，破碎轧制粗晶，改善表层加工塑性，同时用高压气枪去除氧化皮，然后全轴粗锻成型，控制压下量在25～40 mm，滚圆角度不超过55°，进给量为型砧工作面宽度的3/4左右，防止出现锻造折叠缺陷，最后精整轻打。

1.6 热处理工艺

根据经验公式计算A3T材质车轴钢相变温度[2]，其加热时临界温度Ac3约为795～810 ℃。对于亚共析钢来说，常规正火加热温度为Ac3+(30～50) ℃，考虑到成分偏析，实际生产时在调质工艺的基础上增加一次正火工艺，正火温度提高至870～900 ℃，淬火温度为850～880 ℃，回火温度为620～650 ℃。淬火前进行正火预处理是为了改善锻后车轴成分并克服组织不均匀的缺陷，防止淬火过程缺陷遗留，提高淬火质量。根据理论工艺研究，制订3组热处理工艺方案，根据试验结果选取第2组工艺作为生产工艺。热处理工艺试验检测结果如表3所示。

表3 A3T车轴工艺试验数据

2 试验结果与分析

2.1 化学成分

在车轴轴颈延长体的1/2半径处截取ø25 mm的样块进行成分分析，从表4的检验结果可以看出，通过精炼、真空脱气等工艺优化，钢中有害元素P、S以及氢氧气体含量得到了有效控制。

表4 车轴钢坯成分表

2.2 低倍组织

按照GB/T 1979—2001《结构钢低倍组织缺陷评级图》的要求，对车轴钢坯低倍组织进行检验，结果如表5所示。钢坯低倍检验疏松级别较低，无点状偏析，低倍组织致密性良好。

表5 车轴钢坯低倍组织检验结果

2.3 非金属夹杂物

对车轴产品来说，原材料纯净度越高，其性能越优异，使用寿命也相对较长。钢中非金属夹杂物破坏基体的连续性，降低钢的理化性能及加工性能。夹杂物含量高，淬火时会引发应力裂纹，降低疲劳强度[3]。因此必须把夹杂物特别是临界尺寸以上的夹杂物含量控制到较低水平。

非金属夹杂物按照ISO 4967：2013《Steel - Determination of content of non-metallic inclusions - Micrographic method using standard diagrams》方法A进行评定，结果如表6所示。A3T材质夹杂物控制水平已达到EN 13261标准I类车轴要求。

表6 车轴钢坯非金属夹杂物评级

2.4 金相显微组织

对热处理后的车轴取样，根据GB/T 13298—2015《金属显微组织检验方法》，采用4%的硝酸酒精溶液对样品进行侵蚀，在光学显微镜下观察其组织形貌。同时根据ISO 643：2012《Steels - Micrographic Determination of the Apparent Grain Size》检测其奥氏体晶粒度。A3T毛坯车轴热处理后组织形貌及晶粒度如图1所示。

从图1可以看出，车轴表层基本为回火索氏体组织，1/2半径处基体中出现少量的贝氏体，贝氏体组织的数量和尺寸随着与表层距离的增加呈现增大的趋势。用直线截点法测定1/2半径处奥氏体晶粒度为8.0级。

图1 A3T毛坯车轴热处理后组织形貌及晶粒度

2.5 力学性能

拉伸试验方法根据EN 10002-1《Metallic Materials - Tensile Testing - Part 1: Method of Test at Ambient Temperature》执行，冲击试验方法根据EN 10045-1《metallic materials - charpypendulum impact test - part 1: test method》执行。A3T材质车轴力学性能检测结果如表7所示。

从表7可以看出，车轴1/2半径处的拉伸和冲击性能完全满足BS 5892-1标准的要求。另外还测试了其近外表面和心部的常规力学性能，三个部位强度比例关系也能满足EN 13261标准要求。纵向和横向均具备良好的冲击韧性。

表7 车轴热处理后力学性能检测结果

3 结论

(1)针对A3T材质的特性，合理优化设计其化学成分，并通过“EBT电弧炉+LF/RH +氩保护浇铸”工艺冶炼，试制出的车轴钢坯化学成分符合BS 5892-1标准要求，且具备良好的冶金质量。

(2)通过开发适宜的热加工工艺技术，控制钢坯加热温度、在炉时间以及变形压缩比，防止了A3T材质车轴表面缺陷的产生。

(3)A3T材质车轴经“正火+淬火+高温回火”后(正火温度870～900 ℃、淬火温度850～880 ℃、回火温度620～650 ℃)，1/2半径处可获得均匀的“回火索氏体+贝氏体”复相组织，奥氏体晶粒度达到7.0级以上，且具有良好的强韧性匹配。

(4)通过17个热处理检验批次进行取样检测分析，结果表明：车轴残余元素控制较好，洁净度高；代表样车轴半径处常规力学性能满足BS 5892-1标准要求，其中：屈服强度≥460 MPa，抗拉强度≥690 MPa，延伸率富余量≥10%，冲击指标富余量≥60%；晶粒尺寸控制在7级以上，且1/2半径处的组织为回火索氏体和贝氏体复相组织，具有良好的性能匹配。

(5)A3T淬火车轴属国内首次开发及产品供货，产品技术研究及工艺设计有待进一步优化。