EA1T车轴钢热处理工艺及组织、性能研究

2015-12-20邬中华王玉玲王之香

铁路技术创新 2015年4期

■ 邬中华王玉玲王之香

■ 邬中华王玉玲王之香

EA1T主要用于制造时速≤200 km列车车轴，调质处理作为其最终使用状态。通过对小试样（25 mm2）和大试样（140 mm2）进行热处理，研究不同热处理制度下的组织和性能，从而确定出EA1T的最佳热处理工艺，为车轴钢的安全应用提供保证。

车轴钢；热处理；组织；性能

0 引言

车轴钢用于铁路列车车轴的制造，是铁路列车关键的走行部件。车轴钢的质量关系着列车的运行安全，因此具有严格的产品生产资格审查体系。山西太钢不锈钢股份有限公司（简称太钢）自1998年开始开发铁路车轴钢，目前已成为国内车轴钢的重要生产基地，其市场占有率达90%以上，产品覆盖全部列车车轴钢系列，包括货车车轴钢、重载车轴钢、普通客车车轴钢、地铁车轴钢以及高速车轴（研发）。

EA1T车轴钢用于时速≤200 km列车，车轴的最终使用状态为调质状态。通过对大、小2种试样进行热处理，研究不同热处理工艺制度，并分析不同热处理制度下的组织与性能，确定了EA1T的最佳热处理工艺制度，保证了EA1T车轴钢的安全使用。

1 EA1T取样制样

取230×230 mm2的初轧方坯试样，小试样热处理切取25×25 mm2规格。为了尽可能保证各试样的一致性，切取试样时不取方坯的中心部位。大试样切取规格为140×140 mm2，进行热处理，取样位置见图1。

2 热处理制度

分析试样的化学成分见表1。

参照文献[1]及Fe-C相图分析（见图2、图3），确定Ac3值在820～830 ℃，基于此制定试验方案。

2.1 小试样热处理工艺

制定25×25 mm2小试样的热处理工艺（见表2、表3）。

图1 热处理取样位置

表1 EA1T分析样的化学成分

然后对热处理的试样进行力学性能（强度、韧性）检验，对各种热处理试样的组织形貌变化进行分析。

图2 碳钢正火相图分析

图3 碳钢淬火相图分析

2.2 大试样热处理工艺

对编号为1、2、3的140×140 mm2大试样进行淬火+回火热处理。淬火炉采用盐浴炉加热方式，回火采用台车式加热炉。盐浴炉的化学盐为BaCl2盐，加热温度可达1 300 ℃。

热处理前先对大试样在500 ℃的气氛炉中预热2 h，然后再将试样吊入盐浴盐中加热。

3种热处理工艺方案见图4。

表2 EA1T小试样的热处理制度（正火）

表3 EA1T小试样的热处理制度（淬火+回火）

3 结果与讨论

3.1 小试样正火试验

按照表2进行7个不同温度下的正火试验，其力学性能检验见表4。

从表4可以看出，随着正火温度的提高，抗拉强度呈上升趋势，在900 ℃时正火其抗拉强度达到最大值。而冲击值在800～900 ℃正火处理时波动不是很大，当正火温度在900 ℃以上正火处理，冲击值急剧下降。

不同正火温度处理的小试样金相组织见图5。

在试样加热到800 ℃时保温，温度处于铁素体与珠光体的两相区，这此温度下，组织未进行奥氏体化，而铁素体相得到充分发展，晶粒尺寸大，力学性能检测结果表明其强度低，冲击韧性值大。

将温度加热到Ac3附近时，金相组织进行了奥氏体转变，正火后得到的铁素体组织得到细化，分布均匀，检验测得的抗拉强度增大，冲击韧性由于铁素体的减少与分布而下降。当温度加热到875～900 ℃正火后，金相组织中的铁素体与珠光体分布均匀，检测的综合力学性能达到最佳。

图4 调质热处理工艺

表4 正火试验试样力学性能检验数据

图5 不同正火温度处理的小试样金相组织

将温度加热到Ac3以上较高的温度保温，虽然可能加速奥氏体的形成和组织的均匀化，但是却降低了热处理后的钢材性能，从检测的力学性能数据中可以看出，在900～950 ℃正火处理时，其抗拉强度及冲击韧性的值均呈下降趋势。

通过正火处理试验分析可以看出，在温度加热到875～900 ℃保温后空冷，可以得到分布均匀的铁素体与珠光体组织，且其综合力学性能达到最佳。

3.2 小试样调质处理试验

将小试样加热到Ac3以上不同的温度保温30 min后水淬，在600 ℃温度下回火，检验其力学性能检验（见表5）。

从表5可以看出，淬火温度在850～875 ℃时，回火后测得的力学性能达到最佳，而淬火温度在900 ℃以上时，回火后抗拉强度虽变化不大，但是冲击韧性值急剧下降。

对不同淬火温度下调质处理（600 ℃回火）后的小试样金相组织见图6。

在800 ℃下，加热温度未达到奥氏体化温度，故热处理后的组织中存在大量的铁素体，其力学性能相对较差。

在临近Ac3附近加热时，金相组织未进行充分奥氏体化，在此温度下淬火+回火后得到的组织分布不均，测得的其抗拉强度及冲击值不够理想。

将温度加热到Ac3以上较高的温度再进行调质处理后，金相组织中存在大量残余奥氏体，对其冲击韧性影响非常明显。

将温度加热到850 ℃和875 ℃下进行淬火+回火处理后，金相组织为少量的残余奥氏体和分布均匀的回火索氏体组织，此温度下处理的试样的综合性能达到最佳值。

表5 调质处理试验力学性能检验数据

试样在850 ℃正火+600 ℃回火处理后有高度弥散的粒状碳化物分布，正是这种高度弥散的碳化物与铁素体的存在使得处理后试样的抗拉强度与冲击值达到最佳。

3.3 回火温度的影响

试验方案：将试样加热到850 ℃下保温30 min，分别在500～650 ℃进行回火处理，分析其性能（见表6）。

图6 不同淬火温度调质处理（600 ℃回火）后的小试样金相组织

表6 回火温度对力学性能的影响

表7 不同取样部位力学性能

在600 ℃以上回火时，其抗拉强度与冲击韧性值变化不大，说明在高于一定的回火温度时得到的产物是一致的，因而性能也大致相同。而在500 ℃时回火，温度处于脆化温度范围，从表6中可以看出，其抗拉强度和冲击韧性值均处理较低的水平。

图7为淬火后500 ℃回火60 min的金相组织，从图中可以看到有残余奥氏体部分，且碳化物的分布不均匀，对性能造成负面影响。

图8为淬火后600 ℃回火的金相组织，可以看到残余奥氏体明显减少，且碳化物弥散分布，形成综合机械性能良好的回火索氏体组织。

3.4 大试样调质处理试验

按照制定的3个工艺对140×140 mm2大试样进行调质处理，按照样坯边部、1/2处及中心取样，检测力学性能见表7。

其不同取样部位的金相组织见图9—图11。

从图9—图11可以看出，850 ℃淬火+500 ℃回火热处理组织不理想。边部的金相组织中可以看到淬回火组织，在1/2处和中心部位未淬透，组织中还存在有珠光体组织，说明在1/2处和中心部位的淬火温度低，原始组织未进行奥氏体化；另外还有可能是1/2处和中心部位的冷却速度小，使得组织在淬火时未向马氏体转变。边部的强度和韧性要大大高于1/2处和中心部位，这主要是因为边部组织上存在淬回火组织，优于1/2处和中心部位的组织。

图7 500 ℃回火组织

图8 600 ℃回火组织

图9 850 ℃淬火+500 ℃回火不同部位金相组织

图10 850 ℃淬火+600 ℃回火不同部位金相组织

图11 900 ℃淬火+600 ℃回火不同部位金相组织

在淬火温度都是850 ℃的情况下，600 ℃回火处理与500 ℃的回火处理组织具有相同的现象。只是在600 ℃回火处理的试样边部淬回火组织为分布均匀的回火索氏体。在600 ℃回火处理的力学性能较500 ℃回火处理的强度明显下降，但是冲击韧性有所提高。

采用900 ℃淬火+600 ℃回火工艺，边部金相组织为回火索氏体组织，在1/2处则出现有回火索氏体和大量的残余奥氏体，而中心位置与边部、1/2处相比较，水淬时中心位置冷却速度变慢，回火后金相组织与边部及1/2处存在明显的不同。力学性能分析表明，边部试样的强度和韧性较1/2处及中心位置均较高，说明边部淬火温度和冷速处于最佳状态；而1/2处及中心位置的强度和韧性相当。

通过大试样的淬火+回火处理实验，可以得出：在加热到850 ℃淬火后再回火，其边部组织和性能与1/2处、中心位置有较大的差别。金相分析表明，边部为回火索氏体组织，而在1/2处及中心位置试样未淬透，回火后组织仍然为铁素体与珠光体组织。在900 ℃时淬火，回火后试样的边部和1/2处组织为回火索氏体，但是在1/2处的组织中由于冷速较边部小，存在有大量的残余奥氏体组织。中心位置仍保持有原始珠光体组织，其在回火时发生的是非马氏体的转变。

3.5 小试样热处理与大试样热处理组织、性能分析比较

由于小试样尺寸小，在淬火时可以将试样淬透，马氏体转变较为完全，回火时就会发生淬火马氏体分解。大试样尺寸大，淬火时试样中心部位不一定会淬透，就会发生试样边部转变为马氏体，而中心部位仍处于原始组织不发生马氏体转变，在回火后不同位置其组织和力学性能会有所不同。

从表8可以看出，850 ℃淬火+600 ℃回火热处理小试样与大试样边部的组织均为回火索氏体，但大试样的边部可以看到明显的残余奥氏体，影响了其机械时性能；小试样金相组织与大试样的1/2处及中心部位的组织明显不同，其性能也相差很大。

从表9可以看出，900 ℃淬火+600 ℃回火处理小试样与大试样边部的组织相近，其性能相差不多，但与大试样的1/2处及中心部位强度值相差不多，但是冲击韧性却相差很大。

通过对比，可以看出对于EA1T大试样的调质处理，应选择在900 ℃附近进行淬火处理，回火温度确定在600 ℃。