贝氏体钢辙叉心轨的发展现状概述

贝氏体钢辙叉心轨的发展现状概述1、前言辙叉是铁路轨道结构的重要组成部件，是机车车辆的车轮从—股铁轨转到另一股铁轨所需要的特殊设备。辙叉在机车通过时将受到巨大的车轮冲击载荷，此时除了受到的静载荷大大增加外，还将承受铁轨上最大的动载荷，而在铁轨和道岔上，动载荷是静载荷的2~5倍[1]。辙叉的工作条件极为苛刻，因此，其对材料的要求自然是非常的严格。目前，我国铁路上使用的辙叉主要有两种[2，3]。—种是高碳钢组合辙叉，用普通高碳钢轨加工，通过螺栓紧固而成。这种辙叉既不耐磨，且螺栓易松动，常常会在螺纹孔处形成裂纹等缺陷，从而导致寿命大幅度缩短；另一种是高锰钢整铸辙叉，它广泛铺设在我国铁路主要干线上，是我国铁路辙叉的主要组成。随着我国国民经济的发展，铁路运量迅猛增加。根据国家“十二。五”铁路建设规划，铁路建设将向着提速、高速、重载的目标发展，传统高锰钢整铸辙叉已不能满足我国铁路发展的需要。因此，开发研究使用性能稳定的高强度、高韧性、高硬度和焊接性能优良的长寿命辙叉心轨耐磨材料是当务之急。2、国内外辙叉发展现状与趋势2.1传统高锰钢整铸辙叉发展概述传统的高锰钢整铸辙叉具有整体性好、易于成形、韧性好、加工硬化、上道方便和维护简单等优点，因此被广泛用于我国铁轨的主要干线。但因其起初硬度低（170~230HB），铸造后有不可避免的缩孔疏松，以及与高碳钢钢轨焊接难度大等不足，导致了高锰钢整铸辙叉强度低，质量不易控制，使用寿命低且离散度大，维修养护工作成本大[4]。通常情况下，高锰钢的碳含量在0.9~1.3%，锰在11~13%，同时还辅以Cr、Ni、Mo、V、Ti等元素[5]。高锰钢辙叉的铸态组织基本上由奥氏体和残余碳化物（Fe、Mn）3C组成。由于碳化物沿晶析出降低钢的强度和韧性，影响钢的耐磨性。因此，铸造件必须进行水韧热处理使高锰钢获得全部奥氏体组织。高锰钢水韧处理后不能再加热至350℃以上，否则将有针状碳化物析出，使钢的性能变脆。但是，再对高锰钢辙叉进行焊接修补加热时，热影响区奥氏体中的过饱和碳和合金元素具有不稳定性，易在奥氏体晶界析出导致脆化。为了避免上述情况的发生，在对高锰钢辙叉进行焊接修补时，焊接工艺极为复杂，焊接效率很低，因而高锰钢辙叉焊接性很差[2]。高锰钢和钢轨之间焊接困难。高锰钢辙叉与高碳钢钢轨的可焊性及焊接工艺差异极大。高锰钢焊接时是小段焊接，并不时地用水冷却焊缝，使焊缝组织为奥氏体，避免热影响区奥氏体析出针状碳化物。而高碳钢焊接时需要预热、大段连续焊接和增大焊接热输入量，以避免焊缝产生马氏体组织。这是两种截然相反的焊接工艺规范[6]。所以，高锰钢辙叉与高碳钢钢轨的对接难度很大，不易实现道路的无缝化[7]。2.2贝氏体钢的研究1930年美国人Bain发现奥氏体在中温转变时有贝氏体组织生成。自此，人们在贝氏体相变理论和实际工程应用方面的研究取得了很大进展。特别是近年来发现的贝氏体及贝氏体／马氏体组织，具有高强度、高硬度以及优良的耐磨性[8~10]，引起学术界和工程界的高度重视。铁路材料研究工作者正是利用贝氏体组织的优异性能找到了—种替代传统铁路材料的新钢种。新型空冷贝氏体钢属于非调制钢中的一类。在生产中可以将热加工成型工序与热淬火工序合并，空冷自硬，省去了淬火工序，不仅节约了能源、简化了工艺和提高了生产效率，而且可以避免由于淬火引起的变形开裂及氧化脱碳等热处理缺陷。因而，以贝氏体钢作为新—代铁路材料将成为一种发展趋势。2.2.1贝氏体转变高温奥氏体转变有以下几个方面：从转变速度这个方面来看，从快到慢为马氏体、贝氏体、珠光体；从原子扩散这个角度来说，珠光体是Fe和C都扩散，马氏体是Fe和C都不扩散，贝氏体是Fe不扩散而C扩散；从转变机理来说珠光体是原子扩散型转变，马氏体是切变，贝氏体的转变机理还不成熟，目前主要有切变机理和台阶机理[11]。贝氏体转变是介于珠光体转变与马氏体转变温度区域之间的一种转变，又称中温转变。由于这一转变在中间温度范围内发生．故被称为中温转变。在此温度范围内，铁原子已难以扩散，而碳原子还能进行扩散，这就决定了这一转变既不同于铁原子也能扩散的珠光体转变，也不同于碳原子基本上也不能扩散的马氏体转变，这一转变为贝氏体转变，所得产物称为贝氏体。若就其转变的动力学及所获得的组织而言，则兼有扩散型的珠光体转变和无扩散型的马氏体转变中某些动力学和组织特征，故贝氏体转变又称为中间转变。2.2.2贝氏体组织对于贝氏体组织的分类，到目前为止仍没有明确而统一的分法。根据组织形貌而确定的较详细的分类有：上贝氏体、下贝氏体、无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、柱状贝氏体、反常（逆）贝氏体及准贝氏体；其中常见的有上贝、下贝及粒贝[12]。基于贝氏体组织的多形性，最近有的文献将贝氏体组织划分为以下三种基本的种类：B1贝氏体：板条（针状）铁素体＋板条内碳化物：B2贝氏体：板条（针状）铁素体＋板条间碳化物或残余奥氏体；B3贝氏体：板条（针状）铁素体＋板条间不连续的残余奥氏体和／或马氏体岛。由于B1、B2的组织十分细小，若想区分二者，须在电镜下观察。同样，对于下贝氏体和回火板条马氏体，光镜下无法区分。在电镜下观察下贝氏体（B1）和回火板条马氏体可看出下贝氏体中的碳化物只按一种角度分布于基体相中，而回火板条马氏体中碳化物的分布角度有三种，即二者中碳化物相与基体长轴方向所成的角度各异。2.2.3贝氏体强化机理由于贝氏体组织的复杂性，人们对贝氏体组织结构与性能的关系尚缺乏系统明确的认识。随着对贝氏体组织形态研究的进展，近年来人们对贝氏体组织的强韧性有了进一步的了解。贝氏体的组织结构与强韧性之间的关系与下列因素有关[11，13]：（1）贝氏铁素体的晶粒尺寸；（2）第二相的沉淀（弥散度和分布情况）硬化作用；（3）固溶强化作用；（4）精细结构（即位错密度）的强化作用：一般情况下，上述四个因素中前两个因素是主要的。因此，贝氏体的强化机理主要包括[14]：1)贝氏铁素体细化强化晶粒大小与屈服强度之间的关系通常用Hall-Petch公式[15]来表示，拉伸屈服强度（σ0.2）与细贝氏体铁素体尺寸或贝氏体板条尺寸的关系也适用Hall-Petch公式。板条长度与奥氏体晶粒或贝氏体铁素体尺寸有关，随相变温度降低板条宽度减小，贝氏体铁素体尺寸也减小，钢的σ0.2和σb值越高。2)碳化物弥散强化弥散强化被认为是最有效的强化手段之一。相变温度的降低和含碳量增加都导致碳化物弥散度增高，从而起到弥散强化作用。对碳化物质点数密度随贝氏体相变温度的变化及其与拉伸屈服强度关系的研究表明，随着相转变温度的降低，沉淀质点数密度呈线性增加，而钢的屈服强度又随碳化物质点数密度呈线性增加的关系。3)贝氏体铁素体碳浓度强化碳对贝氏体铁素体的固熔强化作用要比以置换方式熔入的合金元素大得多。随着转变温度的降低，由于贝氏体铁素体中碳的过饱和度增大，所以固熔强化效果显著[16]。随着钢中碳含量的增加，贝氏体相转变温度降低，因而贝氏体铁素体中固溶强化和碳原子与位错的交互作用效果增加，起到强化作用。贝氏体形成温度较高时，其间隙固溶的碳原子数目很有限，因此所起到的间隙固溶强化作用不是主要的强化因子，此时贝氏体的强化实质上是碳原子气团与位错的交互作用造成的，而且随着相转变温度降低，各种强化机理所起的作用都在增加。2.2.4位错强化随着转变温度的降低，贝氏体众位错密度的不断增高，贝氏体组织的强度也相应提高[17]。位错密度与相变应变相关，随着相转变温度的降低，相变应变增加，位错密度提高；碳化物沉淀体积分数增加，位错密度也提高．贝氏体铁素体内的位错密度大约是108~109/cm2，钢的屈服强度与位错密度的平方根成正比。2.2.5合金元素在贝氏体中的作用目前，国际上关于贝氏体钢轨的主要设计思路是中碳Mo系或Mo-B系的空冷贝氏体钢[18]。这是因为Mo或Mo-B联合作用能大大推迟珠光体转变曲线，使钢的连续冷却转变曲线（CCT图）上下分离，出现两个“C”形曲线，这样可以达到大尺寸截面上空冷后得到贝氏体组织的中低碳贝氏体钢的设计目标。所设计钢的成分必须能在足够宽的冷却范围内产生贝氏体相的转变。中低碳贝氏体钢中多边形铁素体转变很快，连续冷却时不可能得到最大量的贝氏体转变，因此，为抑制多边形铁素体转变而不抑制贝氏体转变，需要向钢中加入0.002%左右的硼，这样就可获得一种满足需要的贝氏体相转变特征。但由于硼在钢中活性很高，极易形成氧化物或氮化物而减少了奥氏体中的有效硼含量，所以加硼钢必须用铝脱氧或加钛处理[19]，而且硼的作用还存在一个适宜的量，因此，冶炼中难以控制硼的添加量。随着高合金贝氏体钢的发展，硼已被其它合金元素取代并得到合适的贝氏体转变曲线。目前，贝氏体钢中主要添加元素及其作用包括：碳：碳元素虽然能固溶强化，起到提高强度的作用，但不能依靠其提高强度，因为高的含碳量既伤害焊接性能又降低冲击韧性；对Bs点的影响为随其含量的增加使Bs点不断下降。硅：Si是强化贝氏体基体元素之一，且是形成无碳贝氏体或抑制贝氏体中碳化物析出的主要元素。Si可起到固溶强化作用，降低Bs点，并使贝氏体相转变C曲线右移；能抑制过冷奥氏体分解，从而促进贝氏体－铁素体板条间富碳奥氏体和（M-A）岛状组织的形成，能显著提高钢的弹性极限、屈服极限与强度极限比（σｓ／σb）以及疲劳强度和疲劳极限（σn／σb）之比。当Si含量极少，仅以非金属夹杂物的形式存在时，可以阻止奥氏体晶粒粗化。但当含量足够高，作为合金元素溶入固溶体时，则促使奥氏体晶粒粗化。Si虽然是非碳化物形成元素，但对贝氏体转变有颇为强烈的滞缓作用，这与Si强烈阻止过饱和铁素体的脱溶有关。硅在钢中的另一个重要作用是增加组织中残余奥氏体量及其稳定性。低碳合金钢中的硅可显著提高粒状贝氏体的相对含量，而且在硅含量低于1.62%时，M-A岛和岛中马氏体的体积分数随硅含量的升高丽明显增加。锰：强降低Bs点，弱降低Ms点；能控制贝氏体相转变曲线，并提高贝氏体淬透性及贝氏体钢的强度。在低碳钢中，对晶粒有细化作用。镍：强降低Bs点，能提高钢的强度及韧性，是获得高冲击韧性必不可少的合金元素，并降低冲击转变温度。锰：强降低Bs点，弱降低Ms点；能控制贝氏体相转变曲线，并提高贝氏体淬透性及贝氏体钢的强度。在低碳钢中，对晶粒有细化作用。铬：强降低Bs点，弱降低Ms点，是降低△Bs／△Ms比值最强的合金元素，并且可以强化基体与其它元素配合，并保证锻态基体获得贝氏体组织。铬对贝氏体转变的C曲线影响较大，能提高贝氏体淬透性和强度。硼：在中低碳贝氏体钢中多边形铁素体转变很快，连续冷却时不可能得到最大量的贝氏体转变，向钢中加入0.002%左右的B，就可以抑制多边形铁素体的转变而不抑制贝氏体转变了。但是由于B在钢中活性很高，极易形成氧化物或氮化物，而减少了奥氏体中的有效硼含量，所以加硼钢必须用铝脱氧或加钛处理，而且硼的加入量必须适当，而在冶炼中难以控制硼的添加量。随着高合金贝氏体钢的发展，B已被其它合金元素取代。钼：强降低Bs点，弱降低Ms点，能使铁素体－珠光体转变大大推迟，并使铁素体－珠光体与贝氏体“C”曲线分开，但对贝氏体转变的推迟作用却不明显。Mo含量大于0.2%时便使下临界冷速（与铁素体析出相切的冷速）降低；含量在0.2%~0.4%时的作用已十分显著；当含量大于0.6%时，这种影响减小。因此，一般中低碳贝氏体钢中Mo的加入量为0.4%~0.6%[20]。它是强烈形成稳定碳化物的元素，显著的阻止奥氏体晶粒粗化。合金元素对Bs点和Ms点的压低作用直接影响到所获得贝氏体组织的形态和性能，理论上Bs点越低，相的转变组织中下贝氏体的量就越多，钢的强韧性配合就越好。同时，降低△Bs/△Ms比值越大，贝氏体组织长大的温度范围就越窄，贝氏体组织就越细小，起到类似于细晶强化的作用[21]，提高钢的强韧性。因此，在添加合金元素时，应充分考虑这种作用。2.2.6国外贝氏体钢研究进展鉴于目前高锰钢整铸辙叉的使用性能不尽如人意，这促使人们去开发使用性能更好、寿命更长的辙叉用钢。目前这方面的研究大致有两种思路，一是开发低碳马氏体钢，美国正计划进