本发明属于材料科学与工程领域，特别涉及一种铁路辙叉用钢及其制造方法。
背景技术：
辙叉是使车轮由一股钢轨通过另一股钢轨的轨线平面交叉设备，主要由翼轨、心轨及联接零件组成。按照结构，辙叉可以分为固定型辙叉和活动型辙叉。固定型辙叉又分为整体铸造型和拼装型辙叉。整体铸造辙叉通常是指高锰钢铸造辙叉；而拼装辙叉主要是指以珠光体钢或高锰钢或贝氏体钢为心轨，以珠光体钢或贝氏体钢为翼轨，通过高强螺钉组装而成的辙叉。目前，世界范围内的铁路辙叉用钢有高碳珠光体钢、高锰奥氏体钢和低碳贝氏体钢。美国专利US2004035507-Al、公开号为CN101818312A和CN03800576.X的中国专利等公布了许多综合性能优异的超细珠光体辙叉钢及其制造工艺。关于高锰奥氏体钢辙叉及其制造技术有：最早的高锰钢辙叉是1894年铺设于美国纽约布鲁克林大西洋街电车轨道上的辙叉，后来不断更新和发展。1986年在《RailwayTrackandStructures》刊物上1(82)36-38的文章，美国发明专利US4342593和US6572713，以及中国发明专利CN03128763.8，CN103667888A，CN200810055383.7，CN200910227860.8，CN200910227858.0，CN200910227859.5等等。贝氏体钢辙叉是近年来发展起来的铁路辙叉用钢及其制造技术，然而，虽然其问世较晚但相关的专利技术却非常多。最早的是1986年在《RailwayGazetteInternational》刊物上142(1986)176-177的研究报道，然后是1997年在《RailwayTrack&Structures》刊物上12(1997)14-16的研究报道。紧接着是美国专利US5759299、加拿大专利CA2355868和CA2510512，欧洲专利EP0804623B1，中国专利CN98124899.3、CN8112095.4、CN200610048109.8、CN200610012673.4、CN03150092.7、CN02157927.X、CN98112095.4、CN200410068857.3、CN200510078257.X、CN200410068857.3、CN1721565A、CN1865482A以及CN103789699A等等多种贝氏体辙叉钢成果报道。目前，世界上所有的铁路辙叉用贝氏体钢都是低碳或者中碳含量，没有用高碳贝氏体钢制造铁路辙叉的专利和文章以及研究报告的文献报道。20世纪90年代，世界上著名的铁路辙叉制造商—奥地利VAE公司从性价比的角度考虑，给出了选择铁路辙叉用钢和结构类型时应该遵循的原则。告诉人们，在低速低载荷线路上选择珠光体钢辙叉，随着列车运行速度和轴重的增加依次选择的辙叉用钢是普通铸造高锰钢辙叉、拼装贝氏体钢辙叉、爆炸预硬化高锰钢辙叉，最后是当列车运行速度很高、轴重很大时选择用马氏体时效钢辙叉。也就是说，马氏体时效钢是最优秀的制造铁路辙叉的材料。然而，由于马氏体时效钢中含有大量的贵重金属Co、Mo、Ni等，其制造成本非常高，所以，实际上，也从来没有人利用马氏体时效钢制造辙叉，因此，利用马氏体时效钢制造铁路辙叉至今还一直是一个梦想。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种成本很低、综合力学性能够达到同强度级别马氏体时效钢水平的铁路辙叉用高碳超高硅贝氏体钢及其制备方法。本发明的铁路辙叉用高碳超高硅贝氏体钢，它的组织是一种超细无碳化物贝氏体组织，其化学成分质量百分比(wt％)为：C：0.68～0.72、Si：3.0～4.0、Mn：0.4～0.6、Cr：0.4～0.6、W：0.1～0.3、V：0.04-0.06、Al：0.02-0.10，其余为Fe和少量杂质元素。上述铁路辙叉用高碳超高硅贝氏体辙叉钢的制备方法如下：(1)铸锭：采用电弧炉冶炼钢水、LF炉精炼钢水，将上述成分的钢水浇注钢模中后缓冷至室温；(2)对步骤(1)钢锭进行去氢和组织均匀化热处理：首先以80-100℃/h的速度加热到600-650℃，保温10-12h，再以120-150℃/h的速度加热到1000-1050℃，保温4-6h，空冷到室温；(3)将钢锭模锻成形为所需的形状和尺寸的铁路辙叉心轨：将步骤(2)的钢锭以180-200℃/h的速度加热到600℃保温均温3-5h，然后以100-140℃/h的速度加热到1220℃保温2-4h，始锻温度1190～1210℃，终锻温度850-900℃，锻造变形比5-6；(4)将步骤(3)的锻件进行最终热处理：将锻件加热到925-935℃奥氏体化2-3h后直接放入340-360℃盐浴中等温1-3h淬火，然后放入温度为280-300℃的炉中等温1-2h后，放置在空气中冷却到室温，再加热到300℃～320℃保温1-2h进行回火处理。高碳超高硅贝氏体钢辙叉具有优异性能的原因：钢中硅含量非常高，达到3.5wt％左右，同时含有很高的碳，达到0.7wt％左右。在贝氏体相变热处理过程中，如此高的硅有效阻碍了高碳钢在比较高的温度贝氏体相变过程中碳化物的析出，从而在高碳钢中获得无碳化物的上贝氏体组织。又由于钢中碳含量很高，获得的贝氏体铁素体板条厚度很小，平均厚度在80nm以下，这种纳米超细贝氏体钢具有高强度和高韧性；同时，钢中存在含量大约为20％的残余奥氏体，并且残余奥氏体含有更多的碳和硅，致使它具有高的稳定性，在滚动接触循环应力作用下，这种稳定的残余奥氏体阻碍疲劳裂纹的形成，钝化疲劳裂纹的尖端；再结合钢中适当的锰、铬、钒等金属合金元素，提高了钢的淬透性，保证了较大断面辙叉的整体组织和性能的均匀性，从而使这种高碳超高硅贝氏体钢的性能非常优异。性能达到同强度级别马氏体时效钢的水平，而成本仅大约是马氏体时效钢的三十分之一。本发明与现有技术相比具有如下优点：1、钢的性能非常优异，制备的高碳超高硅贝氏体钢的屈服强度大于1100MPa，抗拉强度大于1500MPa，室温冲击韧性大于100J/cm2，延伸率达到30％，断裂韧性(K1C)大于60MPa.m-1/2，尤其是强塑积高达50GPa％，远远超过其它任何低合金钢水平，同时具有很好的抗高周应力疲劳和低周应变疲劳的性能，各项力学性能指标均超过目前广泛使用的贝氏体辙叉钢。2、制造成本很低，制备的高碳超高硅贝氏体钢的力学性能达到了同强度级别马氏体时效钢的水平，但其成本仅大约为马氏体时效钢的三十分之一。附图说明图1是本发明实施例1制备的高碳超高硅贝氏体钢电镜图。具体实施方式实施例1将化学成分质量比(wt％)为：C：0.68、Si：3.0、Mn：0.41、Cr：0.58、W：0.13、V：0.06、Al：0.09，其余为Fe和少量杂质元素的原料，采用电弧炉冶炼钢水，然后用LF炉精炼钢水，将钢水浇注钢模中后缓冷至室温。首先以80℃/h的加热速度将钢锭加热到610℃保温12h，以120℃/h的速度加热到1000℃保温6h后空冷到室温进行去氢和组织均匀化热处理。以200℃/h的速度将钢锭加热到600℃保温均温4.8h，然后以140℃/h的速度加热到1220℃保温2h，始锻温度1190℃，终锻温度850℃，锻造变形比5.1，将钢锭模锻成形为铁路辙叉心轨尺寸，如图1所示；再将锻件进行最终热处理，将铁路辙叉锻胚加热到925℃奥氏体化3h后直接放入360℃盐浴中等温1h淬火，然后放入温度为300℃的炉中等温1h后，放置在空气中冷却到室温，再加热到320℃保温1h进行回火处理，制得高碳超高硅贝氏体钢辙叉。对锻件表面以下30mm深度处取样进行组织观察和机械性能测试，如图1所示，这种高碳超高硅贝氏体钢辙叉的组织为超细无碳化物贝氏体组织，其强塑积达到50.5GPa％、抗拉强度为1555MPa、屈服强度1190MPa、冲击韧性111J/cm2、延伸率32.5％、断裂韧性(K1C)64MPa·m-1/2，同时，具有很好的抗高周应力疲劳和低周应变疲劳的性能，其综合力学性能达到同强度级别马氏体时效钢的水平。实施例2将化学成分质量比(wt％)为：C：0.71、Si：3.9、Mn：0.59、Cr：0.50、W：0.23、V：0.04、Al：0.05，其余为Fe和少量杂质元素的原料，采用电弧炉冶炼钢水，然后用LF炉精炼钢水，将钢水浇注钢模中后缓冷至室温。首先以90℃/h的加热速度将钢锭加热到650℃保温10h，以135℃/min的速度加热到1020℃保温5h后空冷到室温进行去氢和组织均匀化热处理；以180℃/h的速度将钢锭加热到600℃保温均温3h，然后以100℃/h的速度加热到1220℃保温3h，始锻温度1210℃，终锻温度900℃，锻造变形比5.5，将钢锭模锻成形为铁路辙叉心轨尺寸；再将锻件进行最终热处理，将铁路辙叉锻胚加热到935℃奥氏体化2h后直接放入340℃盐浴中等温3h淬火，然后放入温度为280℃的炉中等温2h后，放置在空气中冷却到室温，再加热到300℃保温2h进行回火处理，制得高碳超高硅贝氏体钢辙叉。对锻件表面以下30mm深度处取样进行组织观察和机械性能测试，这种高碳超高硅贝氏体钢辙叉的组织为超细无碳化物贝氏体组织，其强塑积达到52GPa％、抗拉强度为1584MPa、屈服强度1210MPa、冲击韧性105J/cm2、延伸率32.8％、断裂韧性(K1C)68MPa·m-1/2，同时，具有很好的抗高周应力疲劳和低周应变疲劳的性能，其综合力学性能达到同强度级别马氏体时效钢的水平。实施例3将化学成分(wt％)为：C：0.70、Si：3.5、Mn：0.50、Cr：0.40、W：0.30、V：0.06、Al：0.02，其余为Fe和少量杂质元素的原料，采用电弧炉冶炼钢水，然后用LF炉精炼钢水，将钢水浇注钢模中后缓冷至室温。首先以100℃/h的加热速度将钢锭加热到630℃保温11h，以150℃/min的速度加热到1050℃保温5h后空冷到室温进行去氢和组织均匀化热处理。然后，以190℃/h的速度将钢锭加热到600℃保温均温4h，然后以120℃/h的速度加热到1220℃保温3h，始锻温度1200℃，终锻温度880℃，锻造变形比5.5，将钢锭模锻成形为铁路辙叉心轨尺寸。再将锻件进行最终热处理，将铁路辙叉锻胚加热到930℃奥氏体化2.5h后直接放入350℃盐浴中等温2h淬火，然后放入温度为290℃的炉中等温2h后，放置在空气中冷却到室温，再加热到300℃保温1.5h进行回火处理，制得高碳超高硅贝氏体钢辙叉。对锻件表面以下30mm深度处取样进行组织观察和机械性能测试，这种高碳超高硅贝氏体钢辙叉的组织为超细无碳化物贝氏体组织，其强塑积达到50GPa％、抗拉强度为1552MPa、屈服强度1220MPa、冲击韧性108J/cm2、延伸率32％、断裂韧性(K1C)70MPa·m-1/2，同时，具有很好的抗高周应力疲劳和低周应变疲劳的性能，其综合力学性能达到同强度级别马氏体时效钢的水平。