熱處理工藝對高鐵耐蝕60Si2Mn彈簧鋼組織和性能的影響

李金波， 吳紅艷， 高秀華， 陳紅衛(wèi)， 李紹杰， 朱子穎， 杜林秀

(1. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819；2. 河鋼集團(tuán) 邯鋼公司， 河北 邯鄲 056015；3. 河鋼集團(tuán)技術(shù)研究院， 河北 石家莊 050023；4. 河鋼集團(tuán) 石鋼公司， 河北 石家莊 050031)

近年來，我國高速鐵路得到了迅猛發(fā)展。2019年底我國高速鐵路通車?yán)锍桃堰_(dá)3萬余公里，占世界高鐵總里程的2/3，穩(wěn)居世界第一[1]。隨著鐵路路網(wǎng)規(guī)模擴(kuò)大、覆蓋地域越來越廣、使用環(huán)境越來越復(fù)雜，高鐵運行速度快，彈條在使用中所受到的振幅和載荷均大于普通線路，彈條長期暴露于大氣中且不斷有雨雪侵蝕，在隧道和涵洞等地下潮濕環(huán)境中使用，使得高速鐵路彈條表面耐蝕層極易發(fā)生局部破壞，即使表面微小的缺陷，如腐蝕凹坑等也對疲勞壽命極為敏感。鐵路扣件組腐蝕帶來的問題越來越凸顯，腐蝕造成的安全隱患也越來越引起行業(yè)關(guān)注[2-5]。通過提前更換未到服役期的彈條來提高其服役安全性還面臨著更換量大等諸多問題，會造成人力、物力的浪費。

彈簧鋼60Si2Mn廣泛應(yīng)用于鐵路用彈條、機(jī)車用板簧、懸架彈簧和貨車轉(zhuǎn)向架等構(gòu)件。60Si2Mn彈簧鋼屬于熱成形彈簧鋼類，熱處理工藝參數(shù)的改變會影響最終成品的綜合力學(xué)性能[6-9]，在不同成分體系下作用機(jī)理和性能影響各不相同[10-16]。本文開發(fā)了添加Cr+Ni+Cu總量為0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的耐蝕彈簧鋼60Si2Mn，其具有良好的耐蝕性能，可通過提高耐蝕性能來提高彈條的服役壽命。研究了不同淬火溫度和回火溫度對耐蝕彈簧鋼60Si2Mn顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期為耐蝕鐵路用彈條工業(yè)化生產(chǎn)提供技術(shù)依據(jù)。

1 試驗材料與方法

在高鐵彈條用60Si2Mn彈簧鋼基礎(chǔ)上添加了Cr、Cu和Ni，總量為0.8%，耐蝕彈簧鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.56～0.64C、1.5～2.0Si、0.7～1.0Mn、0.25Cr、≤0.020P、≤0.015S、≤0.35Ni、≤0.25Cu，耐腐蝕指數(shù)I≥8。采用小爐真空冶煉成鑄錠，鍛造成80 mm 厚坯料，利用φ450 mm熱軋試驗軋機(jī)進(jìn)行兩階段控制軋制，第1階段中間坯厚30 mm，總變形量為62.5%，開軋溫度為1160～1150 ℃，終軋溫度為1000～980 ℃；第2階段開軋溫度970～960 ℃，6道次軋制成10 mm厚試樣，終軋溫度為880～850 ℃，終軋后空冷。軋后進(jìn)行熱處理試驗，試驗設(shè)備為電阻式箱式加熱爐。熱處理工藝如圖1所示，淬火溫度為840、870和900 ℃，保溫45 min，出爐后油淬，再分別進(jìn)行不同溫度(440、470、500 ℃)保溫60 min回火處理，出爐水冷。

圖1 熱處理工藝示意圖

采用萬能拉伸試驗機(jī)和硬度計按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》將試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和硬度試樣，進(jìn)行抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率和硬度檢測。采用FEI QUANTA 600型掃描電鏡(SEM)對熱處理后的試樣進(jìn)行顯微組織和拉伸斷口形貌的觀察分析。

經(jīng)過相同熱處理后的耐蝕60Si2Mn鋼和60Si2Mn鋼，通過機(jī)械加工分別制得腐蝕試樣，尺寸為60 mm×40 mm×5 mm，在距試樣邊3 mm處設(shè)置吊掛試樣的小孔。腐蝕試驗設(shè)備為ZQFS-1200Z型周期浸潤腐蝕試驗箱，具備加熱、烘烤和空氣循環(huán)系統(tǒng)。腐蝕箱液槽內(nèi)腐蝕溶液為濃度0.01 mol/L的NaHSO3溶液，由去離子水和NaHSO3試劑配制而成，溶液pH值控制在4.4～4.8。補(bǔ)給液為0.02 mol/L的NaHSO3溶液，液槽內(nèi)溶液溫度為(45±2) ℃，腐蝕箱內(nèi)相對濕度為70%±5%RH。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 淬火工藝對耐蝕彈簧鋼顯微組織的影響

熱軋后耐蝕彈簧鋼分別經(jīng)840、870和900 ℃淬火后的光學(xué)顯微組織和掃描電鏡下顯微組織如圖2所示。由圖2可知，淬火后顯微組織均由片狀馬氏體和板條狀馬氏體組成，隨著淬火溫度的升高，長條的片狀馬氏體和馬氏體板條束尺寸均在增加。這是因為隨著淬火溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸增大，馬氏體組織受到原奧氏體尺寸的影響從而變得粗大。

圖2 不同淬火溫度下耐蝕彈簧鋼的顯微組織

2.2 回火工藝對耐蝕彈簧鋼顯微組織的影響

圖3是耐蝕彈簧鋼在不同熱處理工藝下的組織。由圖3可知，耐蝕彈簧鋼回火后組織為鐵素體與滲碳體組成的混合組織。相同淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，α-Fe由片狀或板條狀回復(fù)到多邊形塊狀；滲碳體顆粒由彌散點狀逐步增大為球狀，彌散強(qiáng)化效果變差，顯微組織由回火屈氏體向回火索氏體轉(zhuǎn)變。對不同淬火溫度，回火溫度為440 ℃與470 ℃時，鐵素體均保持著原馬氏體形態(tài)，470 ℃時板條狀和竹葉狀鐵素體變長；回火溫度為500 ℃時，鐵素體基體形態(tài)差異不大，滲碳體顆粒差異也較?。灰虼?，在3個不同回火溫度下，淬火溫度對回火后組織的影響較小。

圖3 不同淬火、回火溫度下耐蝕彈簧鋼的顯微組織

2.3 熱處理工藝對耐蝕彈簧鋼力學(xué)性能的影響

對經(jīng)不同工藝熱處理后的耐蝕彈簧鋼進(jìn)行拉伸試驗，其力學(xué)性能結(jié)果見表1。將數(shù)據(jù)繪制成屈服強(qiáng)度(以Rp0.2計，下同)、抗拉強(qiáng)度、硬度和斷后伸長率隨熱處理加熱溫度的變化曲線如圖4所示。在同一回火溫度下，隨著淬火溫度的升高，整體上屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度先略有升高而后降低，在淬火溫度為870 ℃時達(dá)到最大值，斷后伸長率的變化則與強(qiáng)度相反，先降低后升高，在870 ℃時為最小值。由表1數(shù)據(jù)可知，回火溫度為440 ℃時，840 ℃淬火和900 ℃淬火后屈服強(qiáng)度相差僅1 MPa，抗拉強(qiáng)度相差3 MPa，兩者的強(qiáng)度非常接近。淬火溫度為870 ℃的強(qiáng)度最大值與840 ℃淬火時相比，抗拉強(qiáng)度也僅上升1.54%，屈服強(qiáng)度上升3.28%。因此，淬火溫度對于耐蝕60Si2Mn鋼的力學(xué)性能影響較小。雖然隨著淬火溫度的升高，耐蝕彈簧鋼中馬氏體尺寸有小幅度的增大；但經(jīng)回火處理后，馬氏體發(fā)生分解，形成鐵素體與滲碳體，此時馬氏體尺寸的變化對耐蝕彈簧鋼最終組織的影響，僅在未完全回復(fù)的鐵素體形態(tài)上，引起的力學(xué)性能變化較小。

圖4 淬火、回火溫度對耐蝕彈簧鋼力學(xué)性能的影響

表1 不同熱處理工藝下耐蝕彈簧鋼的力學(xué)性能

在同一淬火溫度下，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度均隨回火溫度的升高而降低，斷后伸長率與強(qiáng)度的變化正好相反，隨著回火溫度的升高而增大。耐蝕彈簧鋼在870 ℃淬火和440 ℃回火時，強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值，抗拉強(qiáng)度為1716 MPa，屈服強(qiáng)度為1606 MPa，洛氏硬度值為50.2 HRC，伸長率為5.3%。在870 ℃淬火和500 ℃回火時，抗拉強(qiáng)度下降至1409 MPa，屈服強(qiáng)度下降至1273 MPa，洛氏硬度值下降為43.4 HRC，斷后伸長率上升為8.5%。根據(jù)淬火后顯微組織的分析，淬火后馬氏體晶體內(nèi)含有密度很高的晶格缺陷，晶體內(nèi)的間隙碳原子有巨大的靜畸變，因而具有高強(qiáng)度和高硬度的特點；而在回火過程中α-Fe發(fā)生回復(fù)，在回復(fù)過程中位錯密度和晶格畸變減少，隨著回火溫度的升高，F(xiàn)e原子的活動能力更強(qiáng)，α-Fe內(nèi)的位錯和點缺陷進(jìn)一步降低。同時滲碳體隨著回火溫度的升高而聚集長大，440 ℃回火時，呈細(xì)粒狀均勻分布于鐵素體基體上，500 ℃回火時，部分變?yōu)榍驙?，?dǎo)致滲碳體彌散強(qiáng)化效果變差，引起強(qiáng)度和硬度下降，塑性提高。

2.4 熱處理工藝對耐蝕彈簧鋼拉伸斷口形貌的影響

對不同熱處理工藝下耐蝕彈簧鋼拉伸斷口宏觀和微觀形貌進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)其宏觀形貌均沒有金屬光澤，斷口中間部分粗糙不平，四周傾斜，可以區(qū)分中間的纖維區(qū)、斷裂源附近的放射區(qū)和剪切唇，500 ℃回火后存在塑性變形。

利用掃描電鏡對耐蝕彈簧鋼拉伸試樣斷口微觀形貌進(jìn)行觀察，淬火溫度為870 ℃，不同回火溫度下的斷口形貌見圖5，可以看到440 ℃回火溫度下，斷口有較多的小平面以及河流花樣，小平面之間以撕裂棱相接，具有準(zhǔn)解理斷口特征，同時還存在大小不一的韌窩；回火溫度為470 ℃時，有比較明顯的臺階，臺階附近布滿了韌窩，故認(rèn)為440 ℃回火與470 ℃回火后為準(zhǔn)解理-韌窩混合斷口，準(zhǔn)解理面的減少和大量韌窩的出現(xiàn)表明470 ℃回火塑性比440 ℃好；當(dāng)回火溫度達(dá)到500 ℃時，宏觀斷口中有明顯的塑性變形撕裂痕跡，微觀形貌可以觀察到較多數(shù)量大小不一的撕裂韌窩，斷口具有韌性斷裂的特征，塑性提高。拉伸斷口形貌隨回火溫度的變化與力學(xué)性能變化規(guī)律相符合。淬火溫度為840 ℃和900 ℃的不同回火溫度斷口形貌變化規(guī)律與淬火溫度870 ℃是相同的，只是淬火溫度為900 ℃時，440 ℃和470 ℃回火后斷口的準(zhǔn)解理面更大，這是因為準(zhǔn)解理面的大小受到原奧氏體尺寸的影響。

圖5 870 ℃淬火后不同回火溫度下耐蝕彈簧鋼的拉伸斷口形貌

2.5 耐蝕性能

腐蝕速率計算采用質(zhì)量損失法，利用腐蝕前后試樣損失的質(zhì)量來計算，腐蝕速率計算公式如式(1)所示：

(1)

式中：W為腐蝕速率，g/(m2·h)；G0為試樣原始質(zhì)量，g；G1為腐蝕除銹后質(zhì)量，g；a為試樣長度，mm；b為試樣寬度，mm；c為試樣厚度，mm；t為試驗時間，h。

表2為試驗鋼在不同腐蝕周期的平均質(zhì)量損失。隨著腐蝕周期的延長，兩種試驗鋼的質(zhì)量損失越來越多。腐蝕24 h時，耐蝕60Si2Mn鋼比常規(guī)60Si2Mn鋼的平均質(zhì)量損失少0.043 g，差距較小。隨著腐蝕時間的延長，質(zhì)量損失差值變大，腐蝕360 h后，常規(guī)60Si2Mn鋼比耐蝕60Si2Mn鋼平均質(zhì)量損失多0.567 g。

表2 試驗鋼在不同腐蝕周期下的平均質(zhì)量損失(g)

表3為試驗鋼在不同腐蝕周期下的腐蝕速率。腐蝕24 h時腐蝕速率最大，由于鋼材試樣表面完全暴露于腐蝕環(huán)境中，基體表面沒有形成有效保護(hù)層之前，整個裸露的鋼材基體表面因為吸附水分而形成液膜，環(huán)境中的腐蝕介質(zhì)溶于液膜中，基體表面的鐵非常容易因電化學(xué)反應(yīng)而被腐蝕，所以在腐蝕前期腐蝕速率很高。在腐蝕72 h時腐蝕速率下降比較明顯，這是因為表面形成了銹層，銹層對鋼材基體起到保護(hù)作用，銹層能有效阻擋金屬基體與腐蝕介質(zhì)的接觸，顯著減少兩者的直接接觸面積。腐蝕72 h到144 h之間，腐蝕速率仍在下降，由于前期的銹層較薄，銹層的結(jié)構(gòu)不夠致密，從腐蝕前期到腐蝕后期，銹層對基體的保護(hù)性在逐漸變強(qiáng)。腐蝕144 h后，腐蝕腐蝕速率趨于平緩，整個腐蝕過程進(jìn)入動態(tài)平衡。兩種鋼在同一腐蝕周期下，腐蝕速率的大小順序始終不變：耐蝕60Si2Mn鋼<常規(guī)60Si2Mn鋼。所以耐蝕性元素的添加能夠減小腐蝕速率和腐蝕質(zhì)量損失。

表3 試驗鋼在不同腐蝕周期下的腐蝕速率(g·m-2·h-1)

彈簧鋼中加入Cr能在其表面形成一層致密的Cr2O3膜，阻止氧、硫、氮向鋼中擴(kuò)散，也能阻礙金屬離子向外擴(kuò)散。Ni的添加可以提高鋼的點蝕電位，從而控制腐蝕坑的產(chǎn)生及長大。鋼材在腐蝕過程中，Cu起到活化陰極的作用，促使鋼陽極發(fā)生鈍化，因而減緩腐蝕，顯著提高鋼的耐腐蝕性。

3 結(jié)論

1) 淬火后耐蝕60Si2Mn彈簧鋼的顯微組織為板條馬氏體與片狀馬氏體，隨著淬火溫度的升高，馬氏體尺寸增大；經(jīng)過不同溫度回火后，顯微組織均為回火屈氏體，隨著回火溫度的升高，鐵素體由原馬氏體的片狀或板條狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅危瑵B碳體由顆粒狀長大為球狀。

2) 同一回火溫度下，隨著淬火溫度的升高，耐蝕60Si2Mn彈簧鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度整體上先略有升高而后降低，淬火溫度為870 ℃時達(dá)到最大值，斷后伸長率的變化則與強(qiáng)度相反，先降低后升高，870 ℃時為最小值。

3) 同一淬火溫度下，耐蝕60Si2Mn彈簧鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度均隨回火溫度的升高而降低，斷后伸長率與強(qiáng)度的變化正好相反。耐蝕彈簧鋼在870 ℃淬火+440 ℃回火時強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值，抗拉強(qiáng)度為1716 MPa，屈服強(qiáng)度為1606 MPa，洛氏硬度值為50.2 HRC，伸長率為5.3%。

4) 添加耐蝕元素的60Si2Mn鋼的耐蝕性較常規(guī)60Si2Mn鋼有較大提升。