CN113388791B

CN113388791B - 一种高强韧性回火马氏体辙叉钢及其热处理方法

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Publication number: CN113388791B
Application number: CN202010177479.1A
Authority: CN
Inventors: 杨忠民; 李少华; 笪光杰; 王慧敏; 陈颖; 李昭东; 曹燕光
Original assignee: Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd; Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd; Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2020-03-13
Filing date: 2020-03-13
Publication date: 2022-05-13
Anticipated expiration: 2040-03-13
Also published as: CN113388791A; CN114592109B; CN114592109A

Abstract

本发明涉及一种1380MPa级和1560MPa级高强韧性回火马氏体辙叉钢及其热处理方法，属于轨道交通用钢技术领域。解决了现有辙叉钢难以满足30吨轴重和35吨轴重列车的重载铁路需求。本发明提供的1380MPa级和1560MPa级回火马氏体辙叉钢轨钢中的碳含量分别为：C0.16‑0.22％和0.22‑0.25％，所述辙叉钢的其它成分按质量百分比计如下：Si：1.5％‑2.0％、Mn：1.5％‑2.0％、Cr：1.0％‑1.5％、Ni：0.5％‑1.0％、Mo：0.5％‑1.0％、V：0.05％‑0.15％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、O≤0.002％、H≤0.00015％、N≤0.005％，钢中的残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，余量为铁。

Description

一种高强韧性回火马氏体辙叉钢及其热处理方法

技术领域

本发明属于建筑结构用钢技术领域，特别涉及一种高强韧性回火马氏体辙叉钢及其热处理方法。

背景技术

铁路辙叉作为承载列车载荷、引导列车转轨运行的关键部件，承受着巨大的冲击载荷，是静载荷的3-5倍，辙叉钢性能指标极大地影响铁路的运营效率和行车安全。我国铁路建设每年需辙叉钢轨约2-4万吨，产值超过1亿元；每年维修更换辙叉约8000组，其成本也超过亿元。近些年，我国铁路重载运输技术不断进步，极大提高了我国铁路的重载运输能力，我国铁路发展以“客运高速、货用重载”为铁路发展新格局，因此对于重载铁路钢轨的综合性能提出了更高的要求。高速重载铁路运输服役条件十分苛刻，对钢轨尤其是道岔轨要求具有高的强韧性、高耐磨性、良好的抗解除疲劳性能。

目前，重载铁路上应用的珠光体钢制造辙叉的研究已经较为充分，通过合金化和热处理细化片层间距提高强韧性的方法已经达到极限。重载铁路上应用的高锰钢辙叉由于是铸造工艺生产，导致性能差使得寿命短、焊接性能差等缺陷，不能满足我国铁路的未来发展。目前统称为贝氏体钢轨的辙叉用处于大规模开发应用推广阶段，在轴重23-25吨轴重列车的重载铁路路上已经普及推广应用，但是也暴露出服役性能稳定性差的特点。重载铁路的发展对趋势大轴重30吨以上和超长列车的巨量通过总重，我国在陕西中南铁路上已开通了30轴重的重载列车实验，35-40 吨轴重重载列车在国外重载铁路上已经普及。当前大秦线的为25吨轴重的运煤专线，年通过总重已超过5亿吨，因此，未来需要开发辙叉的寿命要求是通过总重超过5亿吨以上，满足30吨以上轴重列车承重需要的新型高强韧钢种。因此，更高强韧性的钢轨钢具有迫切现实需要。

贝氏体钢轨的微观组织主要是以奥氏体/贝氏体组织或贝氏体/马氏体为主的复合组织为主的合金钢轨。

现有技术一般通过合金体系设计和热处理工艺相结合得到的是以贝氏体组织为主的贝氏体、马氏体、奥氏体等复合组织的合金钢轨。

事实上，目前的贝氏体钢轨中仅贝氏体组织本身也属于一种混合组织控制。在连续冷却过程中贝氏体转变过程中，根据相变温度的不同会生成粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体、仿晶型准贝氏体等，由于是非平衡相变和成分的偏析，可能会有包含残余奥氏体、马氏体组织和少量的珠光体、铁素体等。因存在上述混合组织，同时钢轨为变截面形状，将会导致钢中的微观组织在钢轨的不同位置的组成比列的不同最终影响了钢轨的服役性能。

以奥氏体和贝氏体混合组织控制型的辙叉用贝氏体钢为例：虽然研究者们通过合金体系设计及对冷速的控制，可以使准贝氏体(仿晶型贝氏体)，残余奥氏体数量控制到一定范围内，但是受生产工艺和钢轨异型形貌特征的影响，微观组织中的块状残余奥氏体的形貌和数量依然是生产控制难点。块状残余奥氏体在受到冲击载荷会发生形变诱导马氏体相变的TRIP效应，变为硬相的马氏体，产生裂纹甚至剥离掉块，影响轮轨接触疲劳性能的稳定性。

以贝/马复相钢轨生产制造的辙叉，由于同样是混合组织，主要依靠一定贝氏体/马氏体混合组织比例获得高强韧性钢轨和低温性能，但是这种混合组织钢轨在实际应用中效果并不十分理想，其主要原因是受合金体系设计和钢轨变截面形状的因素影响，钢轨中不同截面位置的马氏体组织数量存在较大的变化，导致了钢轨截面组织在不同部位的应力分布不均，导致实际应用中容易出现内部核伤(内部组织微裂纹)，影响了钢轨的使用寿命。

另外钢轨需要在低温环境服役，所以需要保证试验钢具有良好的低温冲击韧性，钢轨钢塑韧性的高低，尤其是低温韧性能是钢轨的寿命重要影响因素。然而钢轨截面中的微观组组成不一致，最终会影响到钢轨的低温韧性的巨大波动。

实践证明，对于反复受到冲击载荷的重载铁路用辙叉，轮轨滚动接触疲劳性能的大幅提高是至关重要的指标。30吨及以上大轴重列车运行，其冲击力将远高于25吨轴重列车。随着轴重的增加，轮轨接触斑蠕滑力、最大剪切应力、等效应力和接触应力值都表现为线性增加。因此，原有的满足25吨轴重的强度级别是1280MPa级的奥氏体/贝氏体和贝氏体/马氏体或贝氏体钢辙叉已经不能满足30吨轴重以上的性能指标要求，钢材的强韧性也必须相应地提高。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明目的在于提供针对30吨轴重和35吨轴重列车的重载铁路，开发回火马氏体辙叉钢合金体系以及相应的热处理工艺。

本发明提供了一种高强韧性回火马氏体辙叉钢，其特征在于，所述辙叉钢的成分按质量百分比计如下：Si：1.5％-2.0％、Mn：1.5％-2.0％、 Cr：1.0％-1.5％、Ni：0.5％-1.0％、Mo：0.5％-1.0％、V：0.05％-0.15％、P ≤0.025％、S≤0.015％、O≤0.002％、H≤0.00015％、N≤0.005％，钢中的残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，余量为Fe、C。

进一步地，C含量范围为：0.15％-0.22％，辙叉钢为1380MPa级辙叉钢；C含量范围为：0.22％-0.25％，辙叉钢为1560MPa级辙叉钢。

本发明还提供了一种高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，所述热处理方法包括正火+二次加热+淬火+低温回火工艺，步骤如下：

S1：正火为将辙叉钢加热至完全奥氏体化，保温后出炉空冷至室温，得到正火后的辙叉钢；

S2：将正火后的辙叉钢二次加热后保温，水冷到室温，得到淬火马氏体组织；

S3：淬火后的马氏体组织在相变温度M_S点以下10-15℃加热后保温，再空冷或炉冷至室温，即得到回火马氏体辙叉钢。

进一步地，S1中，加热温度为900℃，保温时间为1-4小时。

进一步地，S2中，二次加热温度为900℃，保温时间为1-4小时。

进一步地，S3中，1380MPa级辙叉钢的加热温度为360℃。

进一步地，S3中，1560MPa级辙叉钢的加热温度为300℃。

进一步地，S3中，所述保温时间大于等于1小时。

进一步地，1380MPa级辙叉钢：抗拉强度R_m≥1380MPa；屈服强度 R_p0.2≥1100MPa；伸长率A≥16％；硬度范围为380-415HV，面缩率Z≥ 65％；-40℃低温冲击功A_KU2≥50J。

进一步地，1560MPA级辙叉钢：抗拉强度R_m≥1560MPa；屈服强度 R_p0.2≥1300MPa；伸长率A≥15％；硬度范围为420-460HV，面缩率Z≥ 60％；-40℃低温冲击功A_KU2≥40J。

与现有技术相比，本发明有益效果如下：

1)目前铁路用辙叉钢是以贝氏体组织控制为主，本发明提供的回火马氏体组织辙叉钢合金体系以及相应的热处理工艺，1380MPa级和1560MPa回火马氏体辙叉钢轨钢中的碳含量分别为：0.16-0.22％和0.22-0.25％，辙叉钢的其它元素成分按质量百分比计如下：Si： 1.5％-2.0％、Mn：1.5％-2.0％、Cr：1.0％-1.5％、Ni：0.5％-1.0％、Mo： 0.5％-1.0％、V：0.05％-0.15％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、O≤0.002％、 H≤0.00015％、N≤0.005％，钢中的残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％， Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，余量为铁。保障-40℃低温冲击性能良好，实现强度与韧塑性的最佳匹配，且耐磨性能抗滚动接触疲劳性能优异。

2)本发明提供的回火马氏体辙叉钢合金体系以及相应的热处理工艺是：正火+调质的热处理工艺，图10所示。具体工艺是：通过将辙叉钢的加热温度控制在900℃左右保温60分钟以上后空冷到室温。设定高于加热升温A_C3相变点50-80℃，使钢的内部组织完全奥氏体化后空冷，目的是克服前期坯料轧制加工带来的形变不均和组织成分不均现象。

通过正火消除了钢坯轧制或锻制加工过程中的组织不均现象，获得组织和晶粒尺寸相对均匀一致的坯料钢，正火后的晶粒全部为等轴晶粒，如图5所示。

正火后钢坯采取二次加热奥氏体化+淬火+低温回火工艺：二次加热到900℃保温1小时以上后淬火到室温得到淬火马氏体组织。低温回火温度在马氏体相变点温度以下10-15℃保温1小时以上，根据图1和图2测定，1380MPa级钢和1560MPa级钢的回火温度分别设定为360℃和 300℃。为了进一步提高回火的马氏体钢的塑韧性可以反复两次回火工艺。

3)本发明提供的回火马氏体辙叉钢合金体系以及相应的热处理工艺，得到的辙叉钢的最终态组织为回火马氏体组织，主要是马氏体铁素体板条、薄膜状残余奥氏体以及纳米级细小的VC弥散析出的碳化物，其适合于重载铁路尤其是小半径曲线所用钢轨或者辙叉轨的高抗疲劳高耐磨高韧性的技术要求，大幅提高辙叉的使用寿命。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为1380MPa级回火马氏体辙叉钢CCT曲线；

图2为1560MPa级回火马氏体辙叉钢CCT曲线；

图3为1#钢的锻造微观组织及局部放大图；

图4为2#钢的锻造微观组织及局部放大图；

图5为正火后1#钢的微观组织图；

图6为正火后2#钢的微观组织图；

图7为1#钢360℃回火后1h、2h、3h的金相组织图；

图8为2#试验钢300℃回火后1h、2h、3h的金相组织图；

图9为1#、2#试验钢经不同回火时间后的TEM图。

图10为回火马氏体辙叉钢的热处理工艺示意图。

具体实施方式

本发明提供了一种高强韧性回火马氏体辙叉钢，为一种回火马氏体辙叉钢C-Si-Mn-Cr系的合金体系，合金体系的成分按质量百分比计如下： Si：1.5％-2.0％、Mn：1.5％-2.0％、Cr：1.0％-1.5％、Ni：0.5％-1.0％、Mo： 0.5％-1.0％、V：0.05％-0.15％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、O≤0.002％、 H≤0.00015％、N≤0.005％，钢中的残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，C含量根据钢材性能要求调整，余量为Fe。

合金成分设计思路：根据不同强度级别，以Si-Mn-Cr-Mo合金体系为基础，通过C含量的不同，配合调质热处理工艺。在较宽的冷速范围内获得单一马氏组织，同时，合金体系中增加Ni，提高钢轨钢的低温韧性，钢中加入微合金元素V，目的是利用V的低温析出VC粒子机制细化马氏体片层，提高钢材的强韧性、分解可能残余的奥氏体和利用VC 捕捉钢中的氢原子，避免氢脆的发生。

本申请选用合金体系为Si：1.5％-2.0％、Mn：1.5％-2.0％、Cr： 1.0％-1.5％、Ni：0.5％-1.0％、Mo：0.5％-1.0％、V：0.05％-0.15％、P：≤ 0.025％、S：≤0.015％、O≤0.002％、H≤0.00015％、N≤0.005％，钢中的残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，C 含量根据钢材性能调整，余量为Fe，钢中的杂质元素需要通过真空冶炼、炉外精炼等技术去除，使之不影响钢材的服役性能。

钢中的C含量设计为：1380MPa级回火马氏体钢轨钢的碳含量范围为C：0.15％-0.22％，1560MPa级回火马氏体钢轨钢的碳含量范围为C： 0.22％-0.25％。与后续热处理工艺配合使得最终态组织为回火马氏体组织，其抗拉强度可分别达到1380MPa级和1560MPa级别，并且保障-40℃低温冲击性能良好，实现强度与韧塑性的最佳匹配，且耐磨性能和疲劳性能优异。

具体来说，上述高强韧性回火马氏体辙叉钢中，各元素的作用及配比依据如下：

碳(C)：是马氏体相变中产生间隙固溶强化和碳化物沉淀强化的元素，并且是钢获得高强度的主要元素，C在体心立方结构铁中的过饱和固溶体，是有效控制马氏体性能的元素。当C含量<0.2％时生成板条马氏体，板条间是薄膜状残余奥氏体。当含量0.2％<C％<0.6％时是板条状和片状马氏体混合体，但是当C含量大于0.35％，容易生成硬而脆的孪晶马氏体相，在滚动表面容易产生剥落和其它分层。而C含量小于0.15％时就很难获得马氏体组织所需的强度，对耐磨性起重要作用的硬碳化物就很难形成。因此，该系钢C含量控制在0.16％～0.30％之间。此外，C 含量增加会导致块状残余奥氏体数量的增加，不利于钢组织稳定和耐磨性疲劳性能的稳定，因此本发明钢中C含量进一步控制在≤0.25％。

硅(Si)：通常在钢中置换固溶在钢中，能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度。Si在提高强度和耐磨性的同时，在本设计合金体系下，当Si含量>1.5％时可以有效抑制渗碳体的析出，在淬火马氏体转变时促进C向相邻的过冷奥氏体富集，最终形成马氏体板条间稳定的奥氏体薄膜，降低钢的韧脆转变温度，提高塑性。Si提高残余奥氏体的热稳定性和机械稳定性，使得含Si钢在回火过程中，第一类回火脆性的出现温度被推迟，增大含量可以使钢在较低温度进行回火，使得在强度基本不下降的情况下，可以保证良好的塑性。当Si含量大于2.0％时会导致钢表面出现明显缺陷，因此，本发明钢中Si含量控制在1.5％-2.0％之间。

铬(Cr)：Cr能增加钢的淬透性并具有二次硬化作用，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。Cr在α-Fe中可以形成置换固溶体并能够无限固溶，属于强碳化物(含Cr的碳化物)形成元素，从而提高材料表面的耐磨性。Cr能够减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性。但也会增加钢的回火脆性倾向。在含Cr量高的Fe-Cr合金中，若有σ相析出，冲击韧性急剧下降。在合金中加入Cr元素能够提高强度，Cr元素对于强度的提高主要是通过提高再结晶温度和Cr的固溶强化、碳化物的弥散强化作用。因此，本申请设计的钢中，在利用Cr提高淬透性的同时，要避免回火脆性的发生，因此，本发明钢中Cr含量控制在1.0％-1.5％。

锰(Mn)：Mn为该系列钢的主要合金元素，强烈增加钢的淬透性，是弱碳化物形成元素。强烈降低马氏体相变温度和钢的相变速度，增加残余奥氏体含量，增加钢的回火脆性倾向。Mn含量过高(Mn>2％)导致钢的微观组织的马氏体和贝氏体温区重叠，不利于获得单一的马氏体组织。同时Mn对晶粒有细化作用，提高钢的强度。Mn含量太高容易引起组织偏析，本发明钢中Mn含量控制在1.5％-2.0％。

钼(Mo)：Mo能提高钢的淬透性和热强性，防止回火脆性。在调质钢中，与铬、锰等并存时，钼又降低或抑止因其他元素所导致的回火脆性，使较大断面的零件淬深、淬透，提高钢的抗回火性或回火稳定性，使零件可以在较高温度下回火，从而更有效地消除(或降低)残余应力，提高塑性。对降低Ms点有影响，提高淬透性的作用仅次于Mn元素， Mo对改善钢的延展性和韧性以及耐磨性起到有利作用。因此，在钢中加入一定量的Mo(>0.5％)提高淬透性，抑制回火脆性，以保证在较宽的连续冷却时分离铁素体/珠光体和贝氏体相变区间。本发明钢中Mo含量控制在Mo：0.5％-1.0％。

镍(Ni)：Ni能够提高钢对疲劳的抗力和减小钢对缺口的敏感性。 Ni降低钢的低温脆性转变温度，提高钢的强度及韧性，是获得高冲击韧性不可缺少的合金元素，进而提高残余奥氏体的机械稳定性。添加Ni后可以有效推迟贝氏体转变，使贝氏体临界冷却速度大幅降低，促进马氏体转变使Ms点下降。在马氏体回火过程中析出细小弥撒的ε-碳化物，促进钢马氏体中残余奥氏体分解和稳定。因此，本发明钢中Ni含量控制在：0.5％-1.0％。

钒(V)：V属于强碳氮化物形成元素，与C、N、O等有极强的亲和力，能够形成稳定的碳化物和氮化物。由于较低的N含量不会导致V在高温奥氏体中析出，且本申请采用淬火+回火的热处理工艺，故V在本申请钢材设计体系中主要是以固溶和碳化物形式存在，V在钢中的固溶度最高，当温度低于900℃时，V的碳氮化物即全部溶解于奥氏体。低温相变区间就有VC析出，同时V以间隙原子固溶残余奥氏体或马氏体板条内。在回火时弥散析出分布的VC粒子可以起到稳定残余奥氏体的作用，同时阻碍晶粒长大，进而具有细晶作用和沉淀强化的作用。V可以提高贝氏体钢的淬透性，细化原奥氏体晶粒。V微合金化能够提高钢的强度和硬度，改善钢的塑韧性，因此钢具有更好的耐磨性。同时对于 1380MPa级以上高强钢，通过高V含量获得VC粒子可以有效的捕捉钢中的氢原子，避免高强钢发生氢脆。因此，本发明钢中V含量控制在： 0.05％-0.15％。

根据上述合金体系成分，1380MPa级回火马氏体辙叉钢的CCT曲线图如图1所示，可见，Ms点为370℃，Ac3点为855℃；1560MPa级回火马氏体辙叉钢的CCT曲线图如图2所示，可见，Ms点为315℃，Ac3 点为855℃。根据图1和图2分别制定1380MPa和1560MPa级回火马氏体辙叉钢的热处理工艺。

本申请的合金体系中增加提高淬透性的元素(如Cr、Ni、Mo)含量，以Si-Mn-Cr合金系为主体，辅助以其他提高强韧性能的元素Ni、Mo等，通过C含量的调整，与后续热处理工艺调整使得最终态组织为回火马氏体组织，其抗拉强度可分别达到1380MPa级和1560MPa级别，并且保障 -40℃低温冲击性能良好，实现强度与韧塑性的最佳匹配，且耐磨性能优异。

本发明还提供了一种回火马氏体辙叉钢的热处理方法，如图10所示，采用上述合金体系，热处理方法包括如下步骤：

步骤1：将辙叉钢进行正火处理，即将辙叉钢在900℃以上完全奥氏体化，保温1小时后出炉空冷至室温，得到正火后的辙叉钢；

为了避免坯料微观组织的不均影响到后续热处理工艺性能的稳定性，通过正火获得微观组织均匀，晶粒尺寸较为一致的坯料，保证后续热处理的组织和性能的一致性和性能的稳定性。

通过将辙叉钢的加热温度控制在900℃左右保温60分钟以上后空冷到室温。设定高于加热升温A_C3相变点50-80℃，使钢的内部组织完全奥氏体化后空冷，目的是克服前期坯料轧制加工带来的形变不均和组织成分不均现象。

图3、4分别为1#、2#钢的锻造微观组织，是一种形变组织+部分再结晶组织的混合组织。通过正火消除了钢坯轧制或锻制加工过程中的组织不均现象，获得组织和晶粒尺寸相对均匀一致的坯料钢。

正火后的1#钢的微观组织如图5所示，正火后2#钢的微观组织如图 6所示，分别与图3和图4对比，正火后的晶粒全部为等轴晶粒。

步骤2：将正火后的辙叉钢进行淬火处理，即将正火后的辙叉钢在 900℃奥氏体温区间加热，炉内保温60分钟后，出炉立即水冷至室温，得到淬火后的辙叉钢。

步骤3：将淬火后的辙叉钢进行回火处理，即将淬火后的辙叉钢在马氏体相变温度M_S点以下10-15℃温度区间回火保温，如：对1#钢 (1380MPa级辙叉钢)回火温度360℃、2#钢(1560MPa级辙叉钢)回火温度300℃，保温超过1小时后空冷至室温，即得到回火马氏体辙叉钢。为了进一步提高辙叉钢回火马氏体组织稳定性和塑韧性可以重复回火工艺2次以上。

正火后钢坯采取二次加热奥氏体化+淬火成马氏体+马氏体低温回火工艺：二次加热到900℃保温1小时以上后淬火到室温得到淬火马氏体组织。低温回火温度在马氏体相变点温度以下10-15℃保温1小时以上，根据图1和图2测定，1380MPa级钢和1560MPa级钢的回火温度分别设定为360℃和300℃。为了进一步提高回火的马氏体钢的塑韧性可以反复两次回火工艺。

光学观察1#和2#钢回火马氏体的微观组织分别见图7、8；透射电镜观察的1#和2#钢回火的微观组织如图9所示。图9中随着回火时间的延长微观碳化物粒子析出的数量增多和长大，位错数量有减少的趋势。图9 中，图(1-1)(1-2)(1-3)分别为1#钢回火时间分别为1h、2h、3h微观组织；图(2-1)(2-2)(2-3)为2#钢回火时间为1h、2h、3h微观组织。

通过本发明提供的辙叉钢合金体系以及热处理方法，得到的辙叉钢的最终态组织为回火马氏体组织，主要是马氏体铁素体板条、薄膜状残余奥氏体以及纳米级细小的VC弥散析出的碳化物。

所获得的高强度高韧性回火马氏体辙叉钢可以满足分别满足30吨轴重和35吨轴重的重载列车的铁路上应用，尤其是800米小曲率半径的线路上应用需要。满足其高抗疲劳高耐磨高韧性的技术要求，大幅提高辙叉的使用寿命。

采用本申请的热处理方法得到的回火马氏体辙叉钢的力学性能满足以下指标：

1380MPa级辙叉钢：抗拉强度R_m≥1380MPa；屈服强度R_p0.2≥ 1100MPa；伸长率A≥16％；硬度范围为380-415HV，面缩率Z≥65％； -40℃低温冲击功A_KU2≥50J。

1560MPa级辙叉钢：抗拉强度R_m≥1560MPa；屈服强度R_p0.2≥ 1300MPa；伸长率A≥15％；硬度范围为420-460HV，面缩率Z≥60％； -40℃低温冲击功A_KU2≥40J。

为保证服役性能，本申请采取更高强韧性和抗磨损抗疲劳的单一的马氏体组织控制的钢轨钢。

高强韧性马氏体的获得，不仅需要材料的合理的合金体系设计，更重要的是需要热处理工艺的开发。通过调质工艺获得单一组织的具有良好强韧性、高塑性相适应的宏观性能协调配合的回火马氏体将是有效提高钢轨强韧性和抗接触疲劳性能最佳选择。

综上所述，本发明针对30吨轴重和35吨轴重的重载铁路，开发 1380MPa级及1560MPa级的高强韧回火马氏体钢轨钢，用于生产制造重载铁路辙叉。对于变截面的钢轨，选择回火马氏组织，其巨大优势是，在较为宽泛的淬火冷速范围内，均可获得全截面钢轨单一马氏体组织，这就保证了钢轨全截面各项性能稳定性和一致性，克服了当前贝氏体类型辙叉钢轨因轨头、轨腰和轨底等尺寸不同，不同部位冷速不一致导致截面微观组织组成剧烈变化，进而影响服役性能的缺点。回火马氏体组织以其均匀稳定、具有高强韧性、高塑韧性、高耐磨性，良好的抗接触疲劳性能，满足了30-35吨轴重的服役性能需要。

实施例1

本实施例包括1380MPa级辙叉钢和1560MPa级辙叉钢6个具体的回火马氏体辙叉钢及其热处理方法。

本实施例提供了三种辙叉钢的合金成分，这三种合金成分不限于仅是实施例，代表1380MPa级别和1560MPa级别两类钢的合金体系及所配套的热处理工艺，有关合金体系成分范围应按照前述和合金体系控制范围实施。具体合金成分如表1所示，对这两种辙叉钢进行热处理，热处理的具体参数见表2，热处理后的辙叉钢力学性能见表3。

与表1中实施例1#成分体系相近的辙叉钢的具体热处理参数可以参考图1中1#钢CCT曲线检测数据设置。与表1中实施例2#钢成分体系相近的辙叉钢的具体热处理参数可以参考图2中2#钢CCT曲线检测数据设置。

表1本发明实施例的主要成分及对应含量(wt，％)

实施例	C	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	V
								1#	0.16	1.73	1.78	1.33	0.63	0.73	0.11
2#	0.25	1.75	1.84	1.32	0.66	0.77	0.11
								3#	0.24	1.73	1.78	1.33	0.65	0.74	0.05

表2本发明实施例的主要热处理参数

表3本发明实施例热处理后的力学性能

表4对比实施列的热处理工艺条件

表5对比实施列钢的性能

表4为对比例1#钢和2#钢采取全贝氏体组织控制热处理工艺，表5 是全贝氏体组织热处理控制的1#钢和2#钢的力学性能。对比表2、表3 的工艺参数设定和性能检测数据结果表明，1#和2#钢如果采用贝氏体组织控中热处理工艺与全回火马氏体组织控制温度工艺参数完全不同，其强度指标相对较低，达不到本发明设定的高强度指标。

表6为1#、2#钢不同回火时间下的残余奥氏体体组织含量，分别对应表3实施例1-1、1-2、1-3和2-1、2-2、2-3。表7中1#和2#钢正火后钢中的残余奥氏体量超过了5％以上，这个数量级的残余奥氏体已经是完整意义上的金相组织，最终影响会到辙叉钢的服役性能，因此需要将残余奥氏体数量降到5％以下。

表6的测试结果表明，经过1小时的回火，1#和2#钢中残余奥氏体的数量大幅降到2％以内，对辙叉钢性能的影响可以降到忽略的程度。图 7、8为光学观察1#和2#钢回火的微观组织；图9为透射电镜观察的1# 和2#钢回火的微观组织。图9中随着回火时间的延长微观碳化物粒子析出的数量增多和长大，位错数量有减少的趋势。图9中，(1-1)、(1-2)、 (1-3)分别为1#钢回火时间分别为1h、2h、3h微观组织；(2-1)、(2-2)、 (2-3)为2#钢回火时间为1h、2h、3h微观组织。

表6回火马氏体钢中的残余奥氏体含量

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高强韧性回火马氏体辙叉钢，其特征在于，所述辙叉钢的成分按质量百分比计如下： C：0.15%-0.22%、Si：1.5%-2.0%、Mn：1.5%-2.0%、Cr：1.0%-1.5%、Ni：0.5%-1.0%、Mo：0.5%-1.0%、V：0.05%-0.15%、P≤0.025%、S≤0.015%、O≤0.002%、H≤0.00015%、N≤0.005%，钢中的残余元素：Al≤0.006%，Cu≤0.15%，Sn≤0.010%，Sb≤0.010%，余量为Fe；

所述高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法包括正火+二次加热+淬火+低温回火工艺，步骤如下：

S1：正火为将辙叉钢加热至完全奥氏体化，保温后出炉空冷至室温，得到正火后的辙叉钢；所述加热温度为900℃，所述保温时间为1-4小时；

S2：将正火后的辙叉钢二次加热奥氏体化后保温，水冷到室温，得到淬火马氏体组织；所述二次加热温度为900℃，所述保温时间为1-4小时；

S3：淬火后的马氏体组织在相变温度M_S点以下10-15℃加热后保温，再空冷或炉冷至室温，即得到回火马氏体辙叉钢；所述保温时间大于等于1小时；

所述高强韧性回火马氏体辙叉钢：抗拉强度R_m≥1380MPa；屈服强度R_p0.2≥1100MPa；伸长率A≥16％；硬度范围为380-415HV，面缩率Z≥65％；-40℃低温冲击功A_KU2≥50J。

2.一种高强韧性回火马氏体辙叉钢，其特征在于，所述辙叉钢的成分按质量百分比计如下： C：0.22%-0.25%、Si：1.5%-2.0%、Mn：1.5%-2.0%、Cr：1.0%-1.5%、Ni：0.5%-1.0%、Mo：0.5%-1.0%、V：0.05%-0.15%、P≤0.025%、S≤0.015%、O≤0.002%、H≤0.00015%、N≤0.005%，钢中的残余元素：Al≤0.006%，Cu≤0.15%，Sn≤0.010%，Sb≤0.010%，余量为Fe；

所述高强韧性回火马氏体辙叉钢：抗拉强度R_m≥1560MPa；屈服强度R_p0.2≥1300MPa；伸长率A≥15％；硬度范围为420-460HV，面缩率Z≥60％；-40℃低温冲击功A_KU2≥40J。

3.一种高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述辙叉钢的成分按质量百分比计如下： C：0.15%-0.22%、Si：1.5%-2.0%、Mn：1.5%-2.0%、Cr：1.0%-1.5%、Ni：0.5%-1.0%、Mo：0.5%-1.0%、V：0.05%-0.15%、P≤0.025%、S≤0.015%、O≤0.002%、H≤0.00015%、N≤0.005%，钢中的残余元素：Al≤0.006%，Cu≤0.15%，Sn≤0.010%，Sb≤0.010%，余量为Fe；

S3：淬火后的马氏体组织在相变温度MS点以下10-15℃加热后保温，再空冷或炉冷至室温，即得到回火马氏体辙叉钢；所述保温时间大于等于1小时；

4.一种高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述辙叉钢的成分按质量百分比计如下： C：0.22%-0.25%、Si：1.5%-2.0%、Mn：1.5%-2.0%、Cr：1.0%-1.5%、Ni：0.5%-1.0%、Mo：0.5%-1.0%、V：0.05%-0.15%、P≤0.025%、S≤0.015%、O≤0.002%、H≤0.00015%、N≤0.005%，钢中的残余元素：Al≤0.006%，Cu≤0.15%，Sn≤0.010%，Sb≤0.010%，余量为Fe；

5.根据权利要求3或4所述的高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述S1中，加热温度为900℃，保温时间为1-4小时。

6.根据权利要求3或4所述的高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述S2中，二次加热温度为900℃，保温时间为1-4小时。

7.根据权利要求3所述的高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述S3中，加热温度为360℃。

8.根据权利要求4所述的高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述S3中，加热温度为300℃。

9.根据权利要求3或4所述的高强韧性回火马氏体辙叉钢的热处理方法，其特征在于，所述S3中，重复回火工艺二次以上。