200～250km／h動車組車軸鋼CCT曲線及末端淬透性試驗研究

劉鑫貴， 吳 毅， 孫 維， 汪開忠

（1.中國鐵道科學研究院 金屬及化學研究所，北京 100081；2.馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術中心，安徽 馬鞍山 243003）

世界范圍內(nèi)高速動車組車軸所用材料均為優(yōu)質(zhì)中碳 鋼 和 高 強 度 合 金 鋼［1－2］，其 型 號 主 要 有30NiCrMoV12、30CrNi3、EA4T（25CrMo4）、XC30、S38C等。我國高速動車組車軸基本上來自進口，國內(nèi)尚屬空白。隨著我國高速鐵路列車速度進一步提高，直接關系到鐵路運行安全的鐵路列車關鍵部件之一的車軸性能引起了人們更多的關注。由于車軸的力學性能主要通過鋼的化學成分及后續(xù)熱處理工藝保證，因此正確選用鋼材和制訂熱處理工藝非常重要。近年來，我國也開展了這一領域的研究工作［3－4］。

連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線是調(diào)整鋼的化學成分，制定熱處理工藝的重要理論依據(jù)［5］。淬透性是鋼的一種重要特性，指鋼淬火時獲得馬氏體的能力。鋼的淬透性是正確選用鋼材和制訂熱處理工藝的重要依據(jù)之一。本文采用熱膨脹法和末端淬火方式研究了200～250 km／h自主化替代實驗動車組車軸用Cr－Ni－Mo系合金鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線和末端淬透性曲線，并采用末端淬透性曲線數(shù)學模型對檢驗結果進行了分析［6－10］，為進一步優(yōu)化實驗動車組車軸合金鋼成分及熱處理工藝奠定了基礎。

1 實驗材料及方法

實驗鋼采用“電爐＋（LF＋RH）爐外精煉＋連鑄＋軋制”工藝生產(chǎn)，其化學成分見表1。在車軸1／2半徑位置取熱膨脹試樣，試樣尺寸見圖1（a）。采用日本進口的Formaster－Ⅱ型熱膨脹儀用熱膨脹法測定連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT）。試樣首先加熱至900℃，升溫速度為10℃／s；然后保溫10min，待全部奧氏體化后再連續(xù)冷卻，冷卻速度為0.05～10℃／s；然后在焊接熱電偶處將試樣鋸開，測試該部位的維氏硬度值并在光學顯微鏡下觀察分析該位置的金相組織。將試樣冷卻時膨脹－溫度原始數(shù)據(jù)繪制出膨脹－溫度曲線，再用切線法確定相變開始點溫度及結束點溫度，以溫度為縱坐標，時間對數(shù)為橫坐標，將相同性質(zhì)的相變開始點和結束點分別連成曲線，并檢測不同冷卻速度下的最終組織和維氏硬度值及馬氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度（Ms）、馬氏體轉(zhuǎn)變結束溫度（Mf）、珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度（Ac1）、鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變結束溫度（Ac3）。

表1 實驗鋼化學成分

在車軸邊部取兩個端淬末端淬透性試樣毛坯（30mm圓棒），經(jīng)正火處理（加熱到930℃保溫60 min，在空氣中冷卻）。熱處理后的試樣精加工成圖1（b）所示試樣。末端淬透性實驗在EQM－2000－2型端淬實驗機上進行，實驗過程依據(jù)文獻［11］進行，采用淬火處理工藝：（930±10）℃×1h；淬火水溫：（20±5）℃。

圖1 試樣加工圖(單位:mm)

在淬火后的端淬試樣上磨制出2個深度為0.4～0.5mm互相平行的平面，并平行于軸線方向，然后在這2個平面上，從距淬火端面1.5mm開始測量第一點洛氏硬度值，第二點為距淬火端面3mm處，以后每個測點間隔2mm，直至距淬火端面50mm處。硬度測量在HP－250型洛氏硬度計上按文獻［12］進行，載荷為1 500N，然后根據(jù)上述數(shù)據(jù)繪出實驗鋼的端淬曲線。

在端淬后的試樣上，選取不同冷卻速度的部位切割出長10mm的小圓柱試樣，制成金相試樣，進行顯微組織形貌觀察并對典型組織拍照。

2 實驗結果與分析

2.1 熱膨脹實驗結果與分析

圖2 實驗鋼的CCT曲線

測定的實驗鋼CCT曲線見圖2，相變點見表2。可見，實驗鋼的Ac3為815℃，Ac1為760℃，Ms和Mf分別為356℃和215℃。對不同冷卻速度CCT試樣的組織觀察見圖3，硬度測量見圖4。由此可見，當冷卻速度達35℃／s時，可獲得全馬氏體組織；當冷卻速度低于約3.5℃／s時，試樣中無馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生；當冷卻速度低于約1.5℃／s時，試樣中即有先共析鐵素體和珠光體析出；當冷卻速度低于約0.15℃／s時，試樣組織為鐵素體＋珠光體，即不再發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。

表2 實驗鋼的相變點測定結果 ℃

圖3 不同冷卻速度下實驗鋼CCT試樣的金相微觀組織

圖4 實驗鋼的硬度隨冷卻速度的變化

2.2 末端淬透性實驗結果與分析

末端淬透性硬度分布見圖5，由圖5可見，在末端淬火時，距淬火端面距離d不同試樣冷卻速度是明顯不同的，在距淬火端表面約10mm以內(nèi)，硬度變化較小；此后隨著距淬火端面距離的增加，硬度明顯單調(diào)降低；在距淬火端面距離40mm以后，硬度變化趨于平緩。

圖5 端淬試樣硬度分布

在端淬不同位置觀察試樣的金相微觀組織見圖6。由圖6可見：（1）距淬火端面3mm處組織為馬氏體＋少量上貝氏體，其對應HRC為49；（2）距淬火端面13、25mm處組織為馬氏體＋貝氏體，其對應HRC分別為43、35；（3）距淬火端面35mm處組織為貝氏體，其對應 HRC為31；（4）距淬火端面45、60mm 處組織為貝氏體＋鐵素體＋珠光體，其對應HRC分別為31、29。因此，在距淬火端面10～40mm之間正是由于馬氏體量急劇降低導致硬度下降明顯，而在距淬火端面10mm以內(nèi)，貝氏體量相對較少，組織以馬氏體為主，導致硬度下降不明顯；而在距淬火端面40 mm以后，組織中雖然有一定量的鐵素體和珠光體組織，但整體以貝氏體為主，導致硬度變化不明顯。

圖6 端淬試樣不同部位的金相微觀組織形貌

2.3 端淬曲線的數(shù)學模型

文獻［13］提供了一種末端淬透性模型，其數(shù)學表達式為

式中：y為端淬硬度；x為端淬距離；A1為端淬曲線最高硬度；A2為端淬曲線最低硬度；x0為淬透性系數(shù)；ρ是參數(shù)。

本研究工作在此模型的基礎上，采用非線性擬合程序?qū)嶒灁?shù)據(jù)進行多次擬合，得出200～250km／h實驗動車組車軸鋼端淬曲線數(shù)學模型，有關擬合參數(shù)的匯總見表3。根據(jù)圖5中的實驗數(shù)據(jù)得到的端淬曲線及擬合曲線見圖7，模擬結果（R2值）顯示實驗值與通過數(shù)學模型擬合的曲線吻合良好。

表3 實驗鋼有關擬合參數(shù)

圖7 實驗鋼端淬曲線及其擬合曲線

3 結論

（1）測試了一種用于200～250km／h動車組自主化替代實驗的Cr－Ni－Mo合金系的動車組車軸合金鋼CCT曲線，實驗鋼的Ac3為815℃，Ac1為760℃，Ms和Mf分別為356℃和215℃。

（2）材料的CCT曲線結果表明：當冷卻速度達35℃／s時，可獲得全馬氏體組織；當冷卻速度低于約3.5℃／s時，試樣中無馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生；當冷卻速度低于約1.5℃／s時，試樣中即有先共析鐵素體和珠光體析出；當 冷卻速度低于0.15℃／s時，試樣組織為鐵素體＋珠光體，即不再發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。

（3）材料的淬透性實驗結果表明，實驗鋼端淬樣在近表面約10mm以內(nèi)，硬度變化較小；此后隨著距淬火端面距離的增加，硬度單調(diào)降低明顯；在距淬火端面距離40mm以后，硬度變化趨于平緩。

（4）在已有數(shù)學模型的基礎上建立了實驗車軸鋼的端淬曲線數(shù)學模型，實驗值與通過數(shù)學模型擬合的曲線吻合良好。

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