熊志強，徐 光，袁 清，胡海江

(1. 武漢科技大學耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室，湖北 武漢，430081)

根據(jù)顯微組織的不同，鋼軌用鋼可以分為鐵素體+珠光體型、珠光體型、索氏體型、奧氏體型以及貝氏體型[1]。貝氏體鋼軌由于具有較高的強度、耐磨性以及耐接觸疲勞性能，逐漸受到研究者和鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)的重視[2-3]。相對于珠光體鋼軌，貝氏體鋼軌組織中含有殘余奧氏體，其在拉伸過程中的TRIP效應使得鋼的強韌性及綜合性能均得到了較大的提升[4-5]。但貝氏體鋼軌中殘余奧氏體的作用具有兩面性：穩(wěn)定的殘余奧氏體可以提高貝氏體鋼軌的韌塑性，而不穩(wěn)定的殘余奧氏體易發(fā)生應力誘導馬氏體相變，致使貝氏體鋼軌韌塑性惡化并在內(nèi)部產(chǎn)生較大的殘余應力[6]，嚴重影響鋼軌的綜合機械性能及使用。因此，需要對貝氏體鋼軌進行適當?shù)幕鼗鹛幚?，從而提高鋼中殘余奧氏體的含量及其穩(wěn)定性[7]。貝氏體鋼軌對熱處理工藝較為敏感，故選擇適當?shù)幕鼗鸸に噮?shù)顯得尤為重要。

基于此，本文以熱軋態(tài)U25CrNi高強貝氏體鋼軌為研究對象，重點考察了回火工藝對其組織和力學性能的影響，探索了適合該鋼軌用鋼的最佳回火條件，旨在提高熱軋后該貝氏體鋼軌的綜合機械性能。

1 試驗

試驗用鋼為熱軋態(tài)U25CrNi高強貝氏體鋼軌，化學成分見表1，其顯微組織主要為貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體，軌頭抗拉強度高達1492 MPa，延伸率為13.4%，沖擊功約為41 J/cm2。

選用長度為300 mm的熱軋鋼軌在實驗室熱處理爐中進行回火實驗，鋼軌斷面形狀示意圖如圖1所示。回火工藝參數(shù)分別為：300 ℃×200 min、400 ℃×200 min、500 ℃×200 min、400 ℃×360 min，升溫速率為20 ℃/min，保溫結束后鋼樣均空冷至室溫。

表1 試驗鋼的化學成分(wB/%)

由于鋼軌軌頭、軌腰、軌底的組織和性能存在一定差異，而鋼軌使用時主要強調(diào)軌頭的耐沖擊性能，故本文截取軌頭處的試樣進行分析，取樣部位見圖1。將截取的試樣經(jīng)過熱鑲嵌、打磨、拋光以及4%硝酸酒精溶液浸蝕后，用Zeiss光學顯微鏡(OM)和JEM-2100F透射電鏡(TEM)對金相組織及精細結構進行表征。利用BRUKER D8 ADVANCE X射線衍射儀(XRD)測定試樣中殘余奧氏體含量，加速電壓為40 kV，電流為40 mA。在UTM-5305型拉伸實驗機下進行拉伸實驗，測定鋼樣的機械性能，用JBD-300W沖擊實驗機進行V型缺口室溫沖擊試驗，取三次測定結果求平均值。

圖1 鋼軌斷面及取樣位置示意圖

Fig.1Schematicdiagramofrailprofileandthesamplingposition

2 試驗結果

2.1 顯微組織

圖2和圖3分別為熱軋態(tài)及不同溫度下回火200 min后試樣的OM及TEM照片。從圖2中可以看出，熱軋態(tài)及回火試樣的組織均由貝氏體(BF)、馬氏體(M)及殘余奧氏體(RA)組成。貝氏體組織有粒狀及板條狀兩種形貌，但以板條狀貝氏體為主。經(jīng)過回火處理后，熱軋態(tài)常規(guī)馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，隨著回火溫度的升高，貝氏體組織逐漸粗化，當回火溫度達到500 ℃時，貝氏體粗化較為明顯。

結合圖3可以看出，當回火溫度為300 ℃時，貝氏體鐵素體中含有大量位錯，當回火溫度升至400 ℃，貝氏體鐵素體板條厚度略有增加，貝氏體鐵素體發(fā)生回復，位錯密度降低，同時還有少量滲碳體顆粒析出。隨著回火溫度進一步升高至500 ℃，貝氏體鐵素體厚度進一步增加，位錯明顯減少，并伴有大量碳化物析出。

(a) 熱軋態(tài) (b) 300 ℃

(c) 400 ℃ (d) 500 ℃

圖2熱軋態(tài)和回火試樣的OM照片

Fig.2OMimagesofas-hot-rolledandas-temperedsamples

(a)300 ℃ (b)400 ℃

(c)500 ℃

圖4為在溫度為400 ℃下回火360 min后試樣的OM及TEM照片。由圖4可知，該試樣組織主要包括貝氏體、馬氏體以及殘余奧氏體。與回火時間為200 min的鋼樣相比，延長回火時間后試驗鋼組織變化不明顯，但析出的碳化物顆粒數(shù)量有所增多。

(a)OM (b)TEM

圖4400℃×360min回火試樣的微觀組織

Fig.4Microstructureofas-temperedsample(400℃×360min)

2.2 機械性能

不同工藝回火后試樣的力學性能列于表2中。由表2可知，相比于熱軋態(tài)的貝氏體鋼軌(1492 MPa)，回火試樣的抗拉強度變化不顯著，雖然略有降低，但降幅均不超過1.6%。值得注意的是，當在400 ℃溫度下回火200 min時，試樣的延伸率達到14.5%，與熱軋態(tài)試樣相比提高了約8.2%，延長回火時間至360 min后，貝氏體鋼軌的延伸率降低了10.3%左右，甚至低于熱軋態(tài)試樣的延伸率。

另一方面，當在300 ℃的條件下回火200 min時，貝氏體鋼軌的平均沖擊功相比于熱軋態(tài)試樣(41 J/cm2)提升顯著，隨著回火溫度升至400 ℃，鋼樣的平均沖擊功達到了最大值，約為熱軋態(tài)試樣的2倍，但當時間延長至360 min時，試樣的沖擊韌性明顯降低。當回火溫度升至500 ℃時，鋼軌的平均沖擊功急劇下降，出現(xiàn)了回火脆性?？梢?，與熱軋態(tài)試樣相比，300、400 ℃回火鋼軌具有更高的沖擊韌性，這與其組織結構、殘余奧氏體含量及其穩(wěn)定性以及鋼軌內(nèi)應力有關。

綜合各項力學性能指標考慮，試驗鋼的最佳回火條件為400 ℃×200 min。

表2 不同工藝回火試樣的力學性能

3 分析

該U25CrNi貝氏體鋼軌組織均由貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體組成，其強塑性與各相的體積分數(shù)、貝氏體或馬氏體位錯密度、殘余奧氏體穩(wěn)定性等因素密切相關。從圖3和圖4所示的顯微組織來看，隨著回火溫度的升高，貝氏體鐵素體中位錯密度不斷降低，碳含量不斷減少，貝氏體鐵素體板條粗化，這在一定程度上降低了貝氏體鐵素體的強度。

采用XRD測定試樣殘余奧氏體含量及其中的碳含量，結果列于表3中?？梢钥闯觯c熱軋態(tài)試樣相比，回火工藝為300 ℃×200 min時，鋼中RA含量有所降低，回火溫度升至400 ℃時，鋼中RA含量與熱軋態(tài)相當，但當時間延長至360 min時，鋼中RA含量略有降低。而當回火溫度為500 ℃時，XRD分析方法中未檢測到殘余奧氏體，可能是由于此回火條件下，鋼中殘余奧氏體可能分解為貝氏體/馬氏體、析出碳化物或者分解為其他相。

表3試樣中殘余奧氏體含量及其含碳量

Table3RetainedaustenitecompositionandthecarboncontentinRAofsamples

熱處理工藝w(RA)/%x(C)/%熱軋態(tài)15.5±0.34.26±0.3300 ℃×200 min13.6±0.75.02±0.7400 ℃×200 min15.3±0.85.05±0.8400 ℃×360 min13.7±0.64.89±0.5

根據(jù)實測的熱軋態(tài)鋼軌中殘余奧氏體含量及其化學成分(碳含量為4.26%，其他元素含量與鋼軌鋼成分一致)，利用J-Matpro軟件計算出試驗鋼中殘余奧氏體的Bs、Ms相變點，并繪制TTT等溫轉(zhuǎn)變曲線，結果如圖5所示。

(a) TTT曲線 (b)T0曲線

圖5熱軋態(tài)鋼中殘余奧氏體TTT曲線及T0曲線

Fig.5TTTandT0curvesofretainedausteniteinas-hot-rolledsteel

計算得到熱軋貝氏體鋼軌殘余奧氏體Bs、Ms分別為350、56 ℃，可見，所有回火溫度均高于Ms，故沒有發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。回火溫度為300 ℃時，會發(fā)生貝氏體相變，原因有兩點：一是300 ℃回火滿足熱軋殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的熱力學條件；另外，由TTT曲線還可以看出，該溫度下回火時，熱軋殘余奧氏體發(fā)生貝氏體相變的孕育期約為40 min，故保溫200 min的條件下有足夠的時間發(fā)生貝氏體相變。因此，與熱軋態(tài)相比，回火300 ℃后貝氏體鋼軌中RA含量降低。但由于試驗鋼殘余奧氏體中的合金元素含量較高，且300 ℃回火溫度較低，所以奧氏體相對穩(wěn)定，僅有部分分解為貝氏體。當回火溫度為400 ℃時，貝氏體鐵素體中的碳元素持續(xù)向殘余奧氏體中擴散，導致其中含碳量較高，同時試驗鋼中添加了較多Si元素，抑制碳化物從奧氏體中析出，當殘余奧氏體中含碳量達到T0曲線(圖5(b))，奧氏體轉(zhuǎn)變自由能與鐵素體自由能相等，此時貝氏體相變停止，殘余奧氏體具有較高的穩(wěn)定性。由圖3可以看出，回火溫度為400 ℃時，有極少量的碳化物顆粒析出，表明該溫度下碳原子擴散無法完全被抑制，存在碳化物析出的可能。在此溫度下延長回火時間，RA含量降低，原因是殘余奧氏體中碳化物析出量增多，使殘余奧氏體穩(wěn)定性降低。當回火溫度為500 ℃時，雖然Si元素能阻止碳化物析出，但由于碳原子擴散能力較強，能夠進行遠程擴散，故較多的碳化物從奧氏體中析出，降低了殘余奧氏體的穩(wěn)定性，導致大部分殘余奧氏體發(fā)生分解。

回火溫度為300 ℃時，試驗鋼抗拉強度略微降低，這是因為回火過程中組織發(fā)生回復，部分位錯消失，殘余應力降低，由于回火溫度較低，對延伸率的影響不大；沖擊功的增加則是由于回火過程鋼中殘余應力降低，減少了裂紋產(chǎn)生的幾率，沖擊韌性得到改善。當回火溫度為400 ℃時，由于位錯密度進一步減小，貝氏體鐵素體板條粗化且其中的碳含量降低，使得抗拉強度繼續(xù)下降。同時，由于殘余應力的進一步降低，沖擊功達到最大值。同溫度下延長回火時間至360 min時，雖然位錯密度進一步降低，但碳化物析出數(shù)量增多，碳元素析出強化效果增強，故其抗拉強度相比于400 ℃×200 min條件下略微增加?；鼗饻囟壬叩?00 ℃時，大部分位錯消失，貝氏體鐵素體明顯粗化，殘余奧氏體含量明顯降低，但大量碳化物的析出彌補了強度的降低，因此，試驗鋼抗拉強度有所增加，但由于碳化物的析出為裂紋的萌生、擴展提供了條件，導致其沖擊性能急劇降低，出現(xiàn)明顯的回火脆性，沖擊吸收功僅為12.5 J/cm2。

綜上所述，該熱軋態(tài)貝氏體鋼軌用鋼的沖擊性能較差，主要原因是鋼軌內(nèi)部內(nèi)應力較大，致使沖擊過程中鋼軌較早出現(xiàn)斷裂。300 ℃條件下回火時，部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，鋼軌內(nèi)應力減小，沖擊性能明顯改善?；鼗饻囟葹?00 ℃時，大部分殘余奧氏體分解，TRIP效應明顯降低，雖然內(nèi)應力減小，但貝氏體鐵素體粗化且有大量碳化物顆粒析出，鋼樣中出現(xiàn)明顯的回火脆性。回火溫度為400 ℃時，相對于300 ℃回火條件下，內(nèi)應力進一步釋放，同時，相對于500 ℃回火，低溫貝氏體板條尺寸較細且碳化物更少。同溫度下延長回火時間到360 min，析出的碳化物增多，致使其沖擊性能下降。由此可見，當回火工藝為400 ℃×200 min時，該U25CrNi高強貝氏體鋼軌的綜合性能達到最佳。

4 結論

(1)U25CrNi貝氏體鋼軌的回火組織均為貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體及彌散分布的碳化物顆粒。

(2)當回火工藝為300 ℃×200 min時，鋼中部分殘余奧氏體發(fā)生了貝氏體相變，試驗鋼的力學性能與熱軋態(tài)相比變化不大；當回火溫度升至400 ℃，鋼中內(nèi)應力貝氏體板條尺寸較細，碳化物析出較少，鋼中內(nèi)應力進一步釋放，試驗鋼的延伸率及平均沖擊吸收功達到最大值，同溫度下延長回火時間至360 min，試驗鋼組織未發(fā)生明顯變化，但碳化物析出量略有增多，鋼的延伸率及沖擊性能有所下降；當回火工藝為500 ℃×200 min時，鋼中貝氏體鐵素體明顯粗化且有大量碳化物顆粒析出，殘余奧氏體大部分分解，出現(xiàn)了回火脆性。

(3)U25CrNi貝氏體鋼軌的最佳回火工藝為400 ℃×200 min。