重载铁路贝氏体钢辙叉的化学成分及力学性能

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。

4 结论

对两厂家生产的贝氏体钢辙叉在大秦铁路服役后的化学成分、力学性能和冲击性能进行测试，对心轨、翼轨镶嵌块微观形貌观察分析，并通过热力学计算软件对贝氏体钢中各相含量进行了计算。主要结论如下：

1）A 厂、B 厂辙叉各项力学性能指标均满足TB/ T 3467—2016 要求，但B 厂辙叉屈服强度、抗拉强度均比A 厂辙叉低，说明在一定程度上A 厂辙叉比B厂耐磨。A 厂、B 厂下道原因分别为心轨剥落掉块和心轨磨耗超限。这说明在一定程度上提升辙叉强度，有利于提升辙叉服役寿命。

2）A 厂贝氏体钢采用0.33C + 0.115V + 0.029Ni设计，与B 厂贝氏体钢（0.28C + 0.012V + 0.596Ni）相比，V 元素含量明显增多。添加的V 元素可起到钉扎奥氏体晶界的作用，从而细化晶粒，提高贝氏体钢塑性和韧性。

3） 经热力学计算，B 厂贝氏体钢二氧化硅、硫化锰含量比A 厂分别高77.8%、37.5%。B 厂贝氏体钢冶炼水平明显差于A厂。

4）A 厂心轨、翼轨镶嵌块中残余奥氏体含量分别为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%。B 厂心轨中残余奥氏体含量比A 厂心轨高98%，这在一定程度上能降低服役过程中残余奥氏体转变为马氏体的可能性，有利于服役稳定性。