1、本文主要以鐵路轍叉用高錳奧氏體鋼和無碳化物貝氏體鋼為研究對象，探討了微結構演變和成分配分兩方面對鐵路轍叉用合金鋼的強度、塑性、韌性和疲勞性能的影響和規(guī)律本質。系統(tǒng)地研究了傳統(tǒng)高錳鋼(Mn12C1.2)和氮碳合金化高錳奧氏體鋼(Mn18Cr7C0.6N0.3)的循環(huán)變形機制；分析了無碳化物貝氏體鋼(46SiMnCrAlMoNi和46SiMnCrAlMoNi1)中不同的組織特性與性能之間的關系；研究了回火對無碳化物貝氏體鋼(46SiMnCr

2、AlMoNi1)組織及性能的影響；揭示了無碳化物貝氏體鋼(34SiMnCrAlMoNi1和46SiMnCrAlMoNi1)的循環(huán)變形行為和疲勞損傷機制；探討了無碳化物貝氏體的相變行為。
　　制備出了強度和塑性均優(yōu)于普通高錳鋼的鐵路轍叉用新型氮碳合金化高錳奧氏體鋼，對其進行了低周和高周疲勞試驗。研究結果表明：在塑性應變控制疲勞下， Mn18Cr7C0.6N0.3鋼中較低的層錯能和增強的N-Cr短程有序效應使材料呈循環(huán)軟化現(xiàn)象。由于低

3、的層錯能和高的短程有序效應，Mn18Cr7C0.6N0.3鋼表現(xiàn)為顯著的平面滑移特點，隨循環(huán)周次的增加，最終得到穩(wěn)定的平行或交叉的富位錯帶和貧位錯帶結構。Mn12C1.2鋼主要表現(xiàn)為循環(huán)硬化，短程有序的C-Mn原子對中的C與位錯之間的相互反應是高錳鋼循環(huán)硬化的本質原因。低周和高周疲勞試驗的循環(huán)變形亞結構均為不完全/完全的位錯胞和層錯。
　　研究發(fā)現(xiàn)：在46SiMnCrAlMoNi和46SiMnCrAlMoNi1貝氏體鋼中，低溫貝氏

4、體等溫轉變試樣均獲得了最佳的強韌性配合，對應著其最少的殘余奧氏體含量和最小的組織尺寸。在350oC的貝氏體等溫轉變時，殘余奧氏體分數(shù)最高，其中的碳含量最低，薄膜狀的殘余奧氏體的尺寸更粗大，最終使其屈服強度最低。但薄膜狀的殘余奧氏體的多尺度分布，使其在拉伸變形的過程中可持續(xù)的發(fā)生應變誘發(fā)馬氏體相變，最終得到較高的抗拉強度和較好的總延伸率以及均勻延伸率。
　　研究了回火對46SiMnCrAlMoNi1貝氏體鋼經低溫貝氏體等溫轉變獲得試

5、樣的組織和性能的影響。結果表明：340oC回火試樣在保持一定塑性的基礎上，具有最優(yōu)的強韌性配合；320oC和360oC回火試樣次之。貝氏體鐵素體板條尺寸和貝氏體束的錯配角分布在較低溫度回火時(<360oC)對回火工藝不敏感，但在較高溫度450oC回火時，貝氏體鐵素體板條會明顯粗化。在回火溫度400oC之前，碳的擴散系數(shù)都較小，殘余奧氏體以向貝氏體轉變?yōu)橹?，隨溫度的增加，殘余奧氏體向貝氏體轉變的驅動力減??；當回火溫度達到450oC后，碳的

6、擴散系數(shù)會急劇增加，薄膜狀的殘余奧氏體由于其中高的碳含量分解成碳化物和鐵素體。
　　對34SiMnCrAlMoNi1和46SiMnCrAlMoNi1貝氏體鋼的循環(huán)變形行為進行了研究。發(fā)現(xiàn)：隨貝氏體等溫轉變溫度降低，試樣的循環(huán)硬化能力下降，循環(huán)軟化程度增強。利用滯回能模型對疲勞性能進行了評價：綜合考慮強度和塑性，在疲勞失效壽命<1000周次的疲勞區(qū)域，低溫貝氏體等溫轉變試樣的疲勞性能更好；在疲勞失效壽命>1000周次的疲勞區(qū)域，高溫

7、貝氏體等溫轉變試樣的疲勞性能更優(yōu)。隨貝氏體等溫轉變溫度降低，試樣的疲勞損傷容限(W0)增加，疲勞損傷速率(β)降低。在循環(huán)變形前后置換原子在兩相中以及兩相界面處的配分情形未有變化，對循環(huán)變形行為沒有影響。
　　利用三維原子探針和正電子湮沒技術對無碳化物貝氏體的相變行為進行了研究。結果表明：無碳化物貝氏體中的貝氏體鐵素體均為碳的過飽和，碳除極少數(shù)固溶于晶格中，主要存在于團簇中。空位不僅可以作為貝氏體相變過程中碳的擴散通道，又可作為碳