贝氏体钢辙叉心轨的发展现状概述

1、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25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

2、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（170230HB），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，

3、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0.91.3%，锰在1113%，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

4、，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，

5、具有高强度、高硬度以及优良的耐磨性810，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。 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F

6、e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。 贝氏体组织

7、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

8、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。 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1

9、4：1) 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（0.2）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0.2和b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

10、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

11、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108109/cm2，钢的屈服强度与位错密度的平方根成正比。 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

12、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

13、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（b）以及疲劳强度和疲劳极限（nb）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

14、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BsMs比值

15、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

16、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

17、，在添加合金元素时，应充分考虑这种作用。 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，美国正计划进行这方面的研究：二就是开发中碳贝氏体钢，西方各国均在进行这方面的工作，并取得了较大的进展，其中英国和德国研究的较多并且已经铺设上道。国外初期的研究表明，贝氏体钢的碳含量在0.2%0.4%之间比较合适用于辙叉心轨。表1-2列出了各国所试验的贝氏体辙叉心轨的名义成分。表1-2 国外贝氏体钢辙叉心轨的各种化学成分（Wt%）合金元素CMnSiCrNiMoB其它美国0.261.851.

18、753.000.500.004S,P0.015德国0.40.71.51.10.80.1V英国0.11.02.03.00.50.003日本0.200.550.402.100.150.450.2002.000.1500.1V由上表看出，国外在贝氏体辙叉心轨的成分设计上选用了Mo系或Mo-B系合金，以Mo或Mo-B为基本成分，添加其他合金元素，这种成分设计的优点是便于在空冷下得到贝氏体组织，工艺简单，不足之处是不可避免地提高了成本。鉴于此，国外目前的研究重点之一就是如何在保证已获得性能的前提下降低合金元素含量，以降低成本。另外，就是考虑将贝氏体钢应用于对成本提高应用于不是很敏感的地方，如道岔部件（主

19、要是尖轨和辙叉）及磨耗严重的小半径曲线上。准贝氏体钢是在贝氏体钢合金化的基础上添加适量的硅而组成的，硅对贝氏体相变的作用最引人注目的影响是强烈抑制碳化物析出。贝氏体转变初期形成的贝氏体铁素体（BF）固溶过饱和的碳22，同时伴随BF形成，一部分的碳经扩散后固溶于周围尚未转变的奥氏体中，使其Ms点低于室温，以介稳状态存留。这样便形成没有碳化物的，由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的非典型贝氏体组织，通称为准贝氏体（Bm）。欧美各国根据所确定的成分，实验室冶炼后，进行了力学性能研究。试验结果表明，所试验的贝氏体钢的常规力学性能均优于珠光体钢轨钢。 （1）美国研制的贝氏体钢轨（J6）具有低碳（0.26），

20、高铬（<1.49），高锰（2.0），高硅（1.81），并加入Mo（0.45）和B（0.003）合金。热轧后强度达到1440MPa，为415，为344，冲击韧性（常温下）为80J/cm2，优于热处理钢轨。热轧空冷后轨头硬度为430HB,其金相组织为具有残余奥氏体膜的上贝氏体。美国为了得到热轧空冷后强度大于1400MPa的贝氏体钢轨，在钢中加入一定量的Cr，SiMn合金元素，并配以Mo，B合金，不仅成本高，贝氏体组织的韧性也没有充分发挥出来。（2）俄罗斯研制的高锰钢辙叉采用焊炸硬化技术，使辙叉表面硬化初期硬度达到301370HB。当然这种技术提高了辙叉使用初期的表面硬度，也在其寿命用磨耗控制

21、时非常有效，但在以其裂纹和剥离掉块作为主要的时效方式时，不仅无助于提高其使用寿命，相反产品的废品率可能更高。（3）日本根据高速铁路发展的需要，采用V和VRH法造型，辙叉表面多部位机加工，以提高辙叉的表面光洁度和制造精度。研究强度等级为11001200MPa，屈强比高、韧塑性好的贝氏体钢轨，目的是进一步提高高速铁路用钢轨的抗表面接触疲劳、抗擦伤性能。（4）德国无论国内使用还是出口的辙叉均采用组合结构形式。心轨使用合金钢锻造，这种合金钢具有高强度、高硬度、高韧性、高耐磨性与钢轨的良好焊接性。（5）英国的贝氏体辙叉钢的碳含量为0.1，这主要是因为英国偏重于提高辙叉的冲击韧性。最近，英国在开发一种无碳

22、化物贝氏体钢轨，组织为贝氏体铁素体板条和位于板条间的残余奥氏体。 国内贝氏体钢研究进展 国内高强度钢的发展大约比国外落后数十年，目前我国鞍钢、武钢、舞钢、济钢和宝钢等企业均生产过贝氏体钢板。总体上讲，国内钢铁企业基本上是跟踪国外的技术，采用与国外类似的合金化体系，技术上主要采用为微合金化和控轧控冷技术。我国在贝氏体辙叉方面的研究已有一定发展，并且相关技术趋于成熟，但仍有必要对贝氏体辙叉进行开发，争取在未来的贝氏体钢辙叉及尖轨领域占有更大的技术优势。清华大学方鸿生等在研究中发现，Mn在一定含量时，可使过冷奥氏体等温转变曲线上存在明显的上下曲线分离，发明了Mn2B系空冷贝氏体钢。他突破了空冷贝氏体

23、必须加入Mo、W的传统思想，研制出中高碳、中碳、中低碳、低碳Mn2B系列贝氏体钢23。西北工业大学康沫狂等通过多年的研究提出并成功研制出了由贝氏体索氏体（即低碳马氏体）和残余奥氏体组成的准贝氏体钢。与一般结构钢相比，新准贝氏体钢具有良好的强韧性配合，其力学性能超过了典型准贝氏体钢、调质钢和超高强度钢24。宝鸡桥梁厂在国内率先与清华大学贝氏体钢研究及推广中心进行合作，开展了对贝氏体钢辙叉的开发，并于1998年初研制了具有良好低温冲击韧性的新型贝氏体辙叉钢，该钢的硬度为45HRC，抗拉强度大于1500MPa，合金系为Mn-B系。当年生产了3组贝氏体钢锻造固定辙叉，其中一组在上海局进行了试铺，但在服

24、役过程中该辙叉过早出现严重磨耗及剥离掉块等失效现象，铺设3个月后不得不提前下道。由西华大学材料科学与工程学院1999年研制开发，浙江贝尔集团合作生产出合金系以Si-Mn为主，Cr、Mo、Ni为辅的贝氏体钢，热处理后获得奥贝组织，经适用后状态良好，通过总量己超过2亿吨。可见该合金钢组合辙叉具备了很高的耐用性。上道试铺使用结果表明其使用寿命比高锰钢整铸辙叉有较大幅度的提高。3、总结与展望随着铁路建设事业的不断发展，传统的高锰钢整铸辙叉心轨已经无法满足其需要。经过国内外铁轨材料研发工作者们的不断研究，各种系列的贝氏体钢已经研制成功。相较于传统的高锰钢整铸辙叉，其在可焊性、硬度、韧性等方面的性能有大幅

25、提高，有些甚至在一些路段上已经得到成功铺设并且所表现出良好的性能。因此，新型的贝氏体钢完全有潜力代替传统的高锰钢成为新一代的铁轨材料。目前，在国内得到成功应用的，由西华大学材料科学与工程学院研制成功的贝氏体钢辙叉面临着材料的组织、性能与辙叉使用寿命的规律性尚不清楚，寿命稳定性不高的问题。因此，未来贝氏体钢辙叉心轨的研究应更集中在这些问题上，加快问题的解决，以得到完全成功的新一代贝氏体钢辙叉心轨耐磨材料。参考文献1 Dipling. Remair, HolzingerRailway TrackStructures, Improvement made by increments jeromekramer,1996,4.2 郭面焕, 邵春德, 董占贵等. 铁路钢轨与辙叉焊接工艺J. 焊接学报, 2000,1.3 侯德杰. 高锰钢辙叉伤损情况的调查分析和改进建议R. 铁道建筑, 1993,5.4 方鸿生，郑燕康. 空冷贝氏体型少热处理钢J. 金属热处理, 1985: 39-42.5 周振丰. 焊接冶金与金属焊接性M. 北京：机械工业出版社，1988：359-360.6 郭面焕. 高锰钢与高碳钢焊接专用焊条的研制J. 焊接, 1999.7 丁韦. 高锰钢辙叉与钢轨焊接研究C. 铁路焊接技术交流会论文集. 北京：中国铁道出版社, 1997: 30-37.8 徐启