一种合金化高锰钢辙叉的锻造或轧制工艺的制作方法

1.本发明涉及一种能够消除辙叉内部缩孔、缩松等铸造缺陷，使晶粒得到细化，组织更加均匀，力学性能得到提升的高速重载铁路线路用合金化高锰钢辙叉的锻造或轧制工艺，属高锰钢辙叉制造领域。


背景技术：

2.高锰钢由于具有优异的加工硬化能力和高韧性，使其在受冲击磨损工作条件下表现出优异的耐磨性能。因此，1894年首先在美国开始，高锰钢被用于制作铁路辙叉，由于获得很好的使用性能，后来在世界范围内被广泛采用。经过100多年的发展，世界上很多国家都制定了高锰钢辙叉标准，但用于制造辙叉的高锰钢的化学成分（c：0.95~1.35wt.%、mn11~14wt.%）几乎未发生变化，力学性能指标差异也不大。
3.合金化是提高高锰钢辙叉使用寿命的有效手段。法国研制出一种铸造含mo高锰钢辙叉，mo元素可有效减缓晶间碳化物的形成，同时避免碳化物的析出，使用效果较好。苏联科学家分别利用n、al和cr、nb对高锰钢进行再合金化，提升了高锰钢的耐磨性和抗开裂敏感性，使辙叉的使用寿命明显提升。美国学者利用cr、ni、v对高锰钢进行再合金化，将高锰钢辙叉的屈服强度提升至525mpa，辙叉使用寿命大幅提升。加拿大和德国学者利用v进行合金化，通过析出强化提升高锰钢的屈服强度，从而提升高锰钢辙叉的使用寿命。我国学者利用cr、cu、n对高锰钢进行再合金化，cu提高高锰钢辙叉自润滑性，n提高强度的同时可以提高加工硬化能力和抗疲劳性能。然而，合金化在显著提高高锰钢辙叉的强度和使用寿命的同时也会带来一些不利因素，合金元素的加入会加重偏析，较多的cr容易导致网状碳化物产生，v、cr、mo等碳化物形成元素也容易导致过热碳化物及未溶碳化物的产生，n合金化容易导致铸件形成气孔。因此，进一步优化合金设计，减小合金元素的有害作用是未来提升高锰钢辙叉的重要手段。
4.cn111411297a、《一种合金化高锰钢辙叉及其制造工艺》，公开了一种铸造合金化高锰钢辙叉及其制备工艺，其化学成分（wt%）为：c：0.95～1.35、mn：11.0～14.0、cr：0.2～1.0、mo：0.2～1.2、v：0.05～0.35、si：0.3～0.8、ni：0.002～1.5、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.005、p：≦0.045、s：≦0.03，其余为fe。该发明所述合金化高锰钢辙叉的晶粒尺寸比普通高锰钢辙叉细化1～2级，经合适热处理后其奥氏体基体上可弥散析出大量纳米至亚微米碳化物，其屈服强度比普通高锰钢提高50～100mpa。《一种合金化高锰钢辙叉的热处理方法》（中国专利：申请号：202010241927x）公开了一种合金化铸造高锰钢辙叉的热处理方法：合金化高锰钢辙叉的化学成分（wt％）为：c：0.95～1.35、mn：11.0～14.0、cr：0.2～1.0、mo：0.2～1.2、v：0.05～0.35、si：0.3～0.8、ni：0.002～1.5、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.005、p：≦0.045、s：≦0.03，其余为fe。该发明所述合金化高锰钢辙叉在1000～1150℃进行水韧处理，使合金化高锰钢辙叉析出大量纳米至亚微米级碳化物，处理后合金化高锰钢辙叉屈服强度在400mpa以上，抗拉强度在900mpa以上，延伸率50%以上，冲击功（aku）200j以上。
5.cn100484701c、《高锰钢辙叉心轨的锻造（轧制）生产方法》，公开了一种用于铁路组合辙叉心轨的锻造（轧制）生产方法，其特征在于该生产方法包括制得普通高锰钢或经过合金化的高锰钢铸锭，将铸锭锻造（轧制）成型后的毛坯直接进行水韧处理或在缓慢冷却后再重新加热进行水韧处理，和最后机械加工成高锰钢辙叉心轨的步骤。其中所述锻造（轧制）的始锻温度为≦1350℃，终锻（轧制）温度≧900℃。锻件重新加热到900～1250℃温度范围进行水韧处理。该生产方法没有对高锰钢或经过合金化的高锰钢铸锭的p元素与cr、mo、ni、v、re等微量合金元素含量进行限定，也未对钢中h、o、n及夹杂物含量及等级进行限定。对于普通高锰钢，其固相线温度为1350℃。实验研究表明：普通高锰钢加热至1300℃时，奥氏体的晶界已有局部地方开始熔化，即出现了过烧的现象，如附件1实验结果。因而高锰钢开始过烧温度约为1300℃。当坯料温度达到或高于该温度时即可产生过烧缺陷。因为如果材料在加热时温度超过了过烧温度，则由于加热炉内气氛中的氧和其他氧化性气体渗入晶粒之间，使铁、碳、硫等发生氧化，在晶粒之间形成低熔点共晶氧化物，甚至在晶界上产生局部熔化，使晶粒间结合完全破坏。如果对过烧的高锰钢坯料进行锻造，轻则在表面引起网状裂纹，重则将导致坯料破碎成碎块。如果材料在加热时温度超过了过热温度，则由于奥氏体晶粒将急剧长大，而使得锻造时粗大的晶粒不太容易消除和破碎，增加了锻造操作困难。因此，始锻温度应不超过被锻造材料的过烧温度和过热温度。虽然高锰钢中的c、mn、p、s等元素会增加其过热倾向，但因加入cr、mo、ni、v、ti、re等合金元素又使过热倾向有所抑制。因而，合金的实际开始锻造温度主要取决于合金的熔点及过热温度，而不是像专利zl 200510113952.5中简单的定义为≦1350℃。对于普通高锰钢而言，该发明所述始锻温度已经达到高锰钢晶界开始熔化的温度且远远超过了高锰钢锻造的过烧温度，因此在实际生产中以此温度作为高锰钢的始锻控制温度将无法实现正常的锻造。同样，根据已有的研究成果和大量的工业化生产实践可知，在普通高锰钢化学成分条件下，奥氏体的稳定温度应在950℃以上。在水韧处理时，碳化物开始析出温度在950℃～960℃左右。若高锰钢在900℃～950℃内继续锻造至温度下限，将因该温度范围内碳化物的持续析出而使其内部产生裂纹。因此，高锰钢合金的实际终锻温度也取决于奥氏体的稳定温度及碳化物开始析出温度，而不是像专利zl 200510113952.5中简单的定义为≧900℃。
6.铁道行业标准tb/t447～2004中高锰钢辙叉化学成分（wt%）为：c：0.95～1.35，mn:11.0~14.0，si 0.30~0.80，p<0. 045，s<0. 030，其余元素为fe。高锰钢辙叉水韧处理温度为1000～1100℃。而在国家标准gb/t5680
‑
1998中，与tb/t447
‑
2004标准中c、mn、si元素含量一致的zgmn13奥氏体高锰钢p元素含量为≦0.070%，s元素含量为≦0.035%。由于p元素在奥氏体中溶解度很小，易偏析形成磷共晶，磷共晶呈低熔点共晶形态分布在晶界和枝晶间，其中，所形成的二元磷共晶（fe fe3p）熔点为1005℃，所形成的三元磷共晶（fe fe3c fe3p）熔点仅为950℃，由于磷共晶成分熔点很低，在结晶凝固、冷却收缩过程中分布在枝晶之间和初晶晶界上，极易产生热脆，含p量高的高锰钢仅在水韧处理温度条件下磷共晶就能熔化，从而在晶界和枝晶间产生裂纹。另外，磷还能熔于奥氏体晶格中增加奥氏体的脆性。研究表明，磷含量超过0.04%以后，热塑性急剧下降，在锻造（轧制）过程中极易产生脆裂，严重的可能在锻造时就四分五裂，如附件2实验结果。因此，上述已公开的技术发明和高锰钢国家或行业标准中p元素成分范围过宽，若对锻造高锰钢钢锭中磷元素的含量不予以严格控制，实际生产中无法保证高锰钢的正常锻造。
7.专利号zl 2007100062152.5、《锻造（轧制）耐磨奥氏体高锰钢及其制造工艺》，公开了一种锻造（轧制）耐磨奥氏体高锰钢，化学成分（wt%）为：c：1.0～1.3，mn:10.0~13.0，si <0.5，s<0. 01，p<0. 01，改性剂0.2～0. 6%，其余为feo。其制造工艺为采用电炉冶炼，获得磷、硫含量很低的纯净钢液，然后浇注成钢锭。锻造前对钢锭进行常规的固溶热处理。虽然铸态高锰钢中磷含量越低热塑性越好，越有利于锻造，但该发明所述高锰钢将磷含量控制在0.01%内，不仅冶炼工艺实现难度很大，同时还会造成铸锭制造成本大幅提高，不利于锻件产品的实际应用。
8.除此之外，钢坯中非金属夹杂物含量及氧、氮、氢元素含量对高锰钢合金锻造性能也有重要影响，尺寸较大和尖角状的非金属夹杂物及较高的氧、氮、氢元素含量容易导致锻坯开裂，因此，铸坯的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）质量和氧、氮、氢元素含量也应严格控制。生产实践表明：非金属夹杂物（氧化物 硫化物）质量总和应在gb/t13925
‑
2010规定的2a、2b评级以内，氮含量≦0.0100%，氢含量≦0.0010%，氧含量≦0.0030%为宜。


技术实现要素：

9.设计目的：避免背景技术中的不足之处，设计一种能够消除辙叉内部缩孔、缩松等铸造缺陷，使晶粒得到细化，组织更加均匀，力学性能得到提升的高速重载铁路线路用合金化高锰钢辙叉的锻造或轧制工艺。
10.设计方案：为了实现本发明的设计目的。近年来，随着铁路运量和速度的进一步提升，对辙叉使用寿命也提出了更高的要求。国内外学者及工程技术人员对进一步提高辙叉使用寿命方面进行了广泛研究，在铁路辙叉选材方面主要有两大流派，其一是高锰钢系列，即在原有高锰钢的基础上利用冶金、铸造、热处理和爆炸硬化等工艺方法进一步提高其使用寿命；其二是合金钢系列，其中最有代表性的是无碳化物贝氏体钢。贝氏体钢与高锰钢相比强度和硬度高，可以避免使用过程中产生水平裂纹，耐磨性也好，质量稳定的贝氏体钢辙叉的使用寿命优于高锰钢辙叉，但贝氏体钢的冲击韧性及断裂韧性远低于高锰钢，使用过程中裂纹一旦出现就可以快速扩展，使其安全性低于高锰钢辙叉。因此，高锰钢辙叉在铁路辙叉领域仍占主导地位，80%以上辙叉仍为高锰钢辙叉，尤其在高速重载线路上高锰钢辙叉具有不可替代的地位。
11.锻造高锰钢组合辙叉是近年来中铁宝桥开发的一种长寿命高锰钢辙叉，辙叉实际服役寿命得到大幅提升，为开发长寿命高锰钢辙叉指明了新的方向。锻造可基本消除辙叉内部缩孔、缩松等铸造缺陷，使晶粒得到细化，组织更加均匀，力学性能得到提升。但高锰钢的锻造工艺窗口较窄，加热温度过高时容易导致过热碳化物产生，终锻温度低于960℃时碳化物析出易导致裂纹产生，因此，开发锻造工艺适应性更好的合金化高锰钢及与之适应的锻造工艺是制备长寿命锻造高锰钢辙叉的关键。
12.本发明在《一种合金化高锰钢辙叉及其制造工艺》和《一种合金化高锰钢辙叉的热处理方法》发明所述合金化高锰钢基础上，通过优化设计化学成分以获得良好的热塑性能，采用锻造（轧制）方法消除铸件内部铸造缺陷，细化奥氏体晶粒，提高力学性能。
13.1、本发明所述合金化高锰钢化学成分（wt%）为：c：1.0～1.2、mn：11.0～14.0、cr：0.1～1.2、mo：0.05～1.2、v：0.05～0.55、si：0.3～0.8、ni：0.002～5.0、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.01、zr：0.001～0.1、p：≦0.035、s：≦0.015，其余为fe。
14.合金成分基于以下四点进行设计：1）采用微量的mg和zr进行合金化，mg和zr与o的亲和力较强，冶炼过程中与o结合形成氧化物易于随钢渣浮出，减小钢液氧含量；另一方面mg和zr可以改善高锰钢中夹渣物的形态，夹渣物易于呈球状；此外，zr与s的结合力较强，易于形成zrs，其熔点较高，可有效防止因高温加热导致硫化物熔化引起的锻造开裂。
15.2）采用ni与cr、mo、v等元素对高锰钢进行再合金化，扩大了高锰钢的奥氏体相区，使合金的碳化物析出温度降低，从而可使合金化高锰钢的终锻温度降低（最低可至860℃），扩大了高锰钢锻造工艺的温度窗口，较低的终锻造温度又有利于晶粒细化，与相同成分铸件相比晶粒可细化1～3级。
16.3）cr、mo、v等元素可实现析出强化，锻件经水韧处理后可获得奥氏体基体上弥散析出大量纳米至亚微米级碳化物的组织，进一步提高材料强韧性。
17.4）合金中p和s含量应控制在较低水平，避免因p、s含量过高导致锻坯开裂。
18.2、本发明所述合金化高锰钢辙叉的锻造（轧制）工艺为：1）采用电弧炉冶炼初钢，炉外精炼得纯净钢水，并浇铸成钢坯或连铸坯，其中坯料的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和应在gb/t13925
‑
2010规定的2a、2b评级以内，氮含量≦0.0100%，氢含量≦0.0010%，氧含量≦0.0030%。严格控制坯料中非金属夹渣物含量及h、o、n含量，减小锻造（或轧制）过程中坯料的开裂倾向。
19.2）将钢坯加热至熔化温度以下100℃～150℃开坯锻造或轧制，开坯终锻（或终轧）温度控制在1000℃以上，开坯锻造（或轧制）比控制在1.2～3.0之间，锻造时锤头打击速度要小于15m/s。该工艺主要是为了消除钢坯内部的铸造缺陷，致密化组织。由于铸造后的钢坯中有较多的铸造缺陷，开坯锻造（或轧制）的终锻（或终轧）温度不宜低于1000℃，锻造（或轧制）比不宜过大，以保证坯料有较好的热塑性和减小钢坯开裂倾向。
20.3）再将开坯后的工件加热至合金熔化温度以下100℃～150℃开始锻造（或轧制），终锻（或终轧）温度控制在860℃以上，锻造（或轧制）比2.0～15.0之间，使晶粒得到有效细化。合金元素ni和cr、mo、v的优化设计降低了碳化物的析出温度，可使终锻（或终轧）温度降低至860℃，有利于晶粒细化。
21.4）锻造（或轧制）后的型材可以直接进行水韧处理后加工成工件，也可将上述锻造（或轧制）型材进行模锻成型后再进行水韧处理，模锻成型温度可控制在1200℃～860℃。锻造（或轧制）毛坯或工件在1050℃～1100℃内保温一段时间后进行水韧处理，使合金化高锰钢锻件析出大量纳米至亚微米级碳化物，提升材料强韧性。
22.3、本发明所述的合金化高锰钢锻件晶粒尺寸相对于合金化高锰钢铸件细化1～3级，热处理后的锻造（或轧制）合金化高锰钢的力学性能：rm≧900mpa、rp
0.2
≧450mpa、a≧40%、ku2≧150j。
23.4.1.2关键技术要点1）合金化高锰钢的化学成分需满足：c：1.0～1.2、mn：11.0～14.0、cr：0.1～1.2、mo：0.05～1.2、v：0.05～0.55、si：0.3～0.8、ni：0.002～5.0、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.01、zr：0.001～0.1、p：≦0.035、s：≦0.015，其余为fe；尤其是c、cr、mo、ni、p和s含量必须严格控制。
24.2）合金化高锰钢钢坯或连铸坯的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）质量和氧、氮、氢
元素含量应严格控制：非金属夹杂物（氧化物 硫化物）质量总和应在gb/t13925
‑
2010规定的2a、2b评级以内，氮含量≦0.0100%，氢含量≦0.0010%，氧含量≦0.0030%。
25.3）开坯锻造（或轧制）温度控制在合金熔化温度以下100℃～150℃，开坯终锻（或终轧）温度控制在1000℃以上，开坯锻造（或轧制）比控制在1.2～3.0之间，锻造时锤头打击速度要小于15m/s。
26.4）开坯后的锻造（或轧制）温度控制在合金熔化温度以下100℃～150℃，开坯后的终锻（或终轧）温度控制在860℃以上，开坯后的锻造（或轧制）比2.0～15.0之间。
27.5）锻造（或轧制）后的型材可以直接进行水韧处理后加工成工件，也可将上述锻造（或轧制）型材进行模锻成型后再进行水韧处理，模锻成型温度可控制在1200℃～860℃。
28.6）热处理后锻造（或轧制）件力学性能：rm≧900mpa、rp
0.2
≧450mpa、a≧40%、ku2≧150j，锻件晶粒尺寸相对于同成分铸件细化1～3级。
29.技术方案1：一种合金化高锰钢辙叉，（wt%）为：c：1.0～1.2、mn：11.0～14.0、cr：0.1～1.2、mo：0.05～1.2、v：0.05～0.55、si：0.3～0.8、ni：0.002～5.0、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.01、zr：0.001～0.1、p：≦0.035、s：≦0.015，其余为fe。
30.技术方案2：一种合金化高锰钢辙叉的锻造工艺，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约2000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.0～1.2、mn：11.0～14.0、cr：0.1～1.2、mo：0.05～1.2、v：0.05～0.55、si：0.3～0.8、ni：0.002～5.0、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.01、zr：0.001～0.1、p：≦0.035、s：≦0.015，其余为fe；钢锭的非金属夹杂物总和评级为2a，氮含量≦0.0073%～0.0098%，氢含量≦0.0005%，氧含量≦0.0010%～0.0038%。将合金化高锰钢钢锭加热至1200℃～1230℃后开坯锻造，终锻温度控制在1000℃，锻造比为1.5～3.0，锤头打击速度小于15m/s；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后在快锻机上制成锻坯，终锻温度控制在860℃以上，锻造比2.0～2.5；锻造后的钢坯经1070℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度467mpa ～505mpa，抗拉强度952mpa ～1005mpa，延伸率48%～60%，冲击值（20℃）175j～（20℃）200j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了37mpa ～75mpa。
31.技术方案3：一种合金化高锰钢辙叉的扎制工艺，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约2000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.0～1.2、mn：11.0～14.0、cr：0.1～1.2、mo：0.05～1.2、v：0.05～0.55、si：0.3～0.8、ni：0.002～5.0、re：0.001～0.05、mg：0.001～0.01、zr：0.001～0.1、p：≦0.035、s：≦0.015，其余为fe；钢锭的非金属夹杂物总和评级为1.5a，氮含量≦0.0048%～0.0078%，氢含量≦0.0003%～0.0004%，氧含量≦0.0015%～0.0018%。将合金化高锰钢钢锭加热至1200℃～1220℃后开坯轧制，终轧温度控制在1000℃，轧制比为1.5～2.2；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后进行轧制，终轧温度控制在860℃以上，轧制比2.0～11.5。轧制后的钢坯经1050℃～1070℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度541mpa～563mpa，抗拉强度1015mpa～1055mpa，延伸率49%～60%，冲击值（20℃）241j～（20℃）261j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了111mpa～133mpa。
32.本发明与背景技术相比，一是本发明所述合金化高锰钢锻件与同材质铸件相比，减少了非金属夹杂物缺陷，消除了缩孔、缩松、气孔等孔洞类缺陷，组织更加致密，晶粒尺寸细化1～3级，可提高高锰钢强度和韧性，减小裂纹扩展速率，提高合金化高锰钢锻造态耐磨
零部件的使用寿命；二是合金设计上采用微量的mg和zr进行合金化，mg和zr与o的亲和力较强，冶炼过程中与o结合形成氧化物易于随钢渣浮出，减小钢液氧含量；另一方面mgo和zro多呈球状，改善了高锰钢中夹渣物的形态；此外，zr与s的结合力较强，易于形成zrs，zrs的熔点较高，可有效防止因加高温导致硫化物熔化引起的锻造开裂；三是合金设计上采用ni与cr、mo、v等元素对高锰钢进行再合金化，扩大了高锰钢的奥氏体相区，使合金的碳化物开始析出温度降低，从而可使合金化高锰钢的终锻温度降低（最低可至860℃）。一方面扩大了高锰钢锻造工艺的温度窗口；另一方面，较低的终锻造温度有利于晶粒细化，与相同成分铸件相比晶粒可细化1～3级。cr、mo、v等元素可实现析出强化，锻件经水韧处理后可获得奥氏体基体上弥散析出大量纳米至亚微米级碳化物的组织，进一步提高材料强韧性，rm≧900mpa、rp
0.2
≧450mpa、a≧40%、ku2≧150j。
具体实施方式
33.实施例1：一种合金化高锰钢辙叉，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约2000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.11、mn：12.92、cr：0.69、mo：0.65、v：0.06、si：0.49、ni:0.05、re：0.002、mg：0.001、zr：0.05、p：0.027、s：0.002，其余为fe。钢锭的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和评级为2a，氮含量≦0.0098%，氢含量≦0.0005%，氧含量≦0.0010%。将合金化高锰钢钢锭加热至1200℃后开坯锻造，终锻温度控制在1000℃，锻造比为1.5，锤头打击速度小于15m/s；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后在快锻机上制成锻坯，终锻温度控制在950℃以上，锻造比2.5。锻造后的钢坯经1070℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度505mpa，抗拉强度1005mpa，延伸率60%，冲击值（20℃）175j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了75mpa。
34.实施例2：一种合金化高锰钢辙叉，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约2000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.09、mn：12.52、cr：0.79、mo：0.41、v：0.06、si：0.46、ni:4.5、re：0.002、mg：0.003、zr：0.01、p：0.022、s：0.002，其余为fe。钢锭的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和评级为2a，氮含量≦0.0073%，氢含量≦0.0005%，氧含量≦0.0038%。将合金化高锰钢钢锭加热至1230℃后开坯锻造，终锻温度控制在1000℃，锻造比为1.8，锤头打击速度小于15m/s；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后在快锻机上制成锻坯，终锻温度控制在860℃以上，锻造比2.0。锻造后的钢坯经1070℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度467mpa，抗拉强度952mpa，延伸率48%，冲击值（20℃）200j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了37mpa。
35.实施例3：一种合金化高锰钢辙叉，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约2000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.11、mn：12.63、cr：1.00、mo：0.34、v：0.16、si：0.46、ni:1.5、re：0.03、mg：0.005、zr：0.005、p：0.019、s：0.004，其余为fe。钢锭的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和评级为1.5a，氮含量≦0.0078%，氢含量≦0.0004%，氧含量≦0.0017%。将合金化高锰钢钢锭加热至1210℃后开坯轧制，终轧温度控制在1000℃，轧制比为1.5；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后进行轧制，终轧温度控制在900℃以上，轧制比3.0。轧制后的钢坯经1070℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度541mpa，抗拉强度1015mpa，延伸率49%，冲击值（20℃）241j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了111mpa。
36.实施例4：一种合金化高锰钢辙叉，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd rh炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约5000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.03、mn：13.4、cr：0.9、mo：0.84、v：0.06、si：0.53、ni:3.5、re：0.04、mg：0.007、zr：0.006、p：0.018、s：0.004，其余为fe。钢锭的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和评级为1.5a，氮含量≦0.0071%，氢含量≦0.0003%，氧含量≦0.0018%。将合金化高锰钢钢锭加热至1220℃后开坯轧制，终轧温度控制在1000℃，轧制比为2.2；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后进行轧制，终轧温度控制在860℃以上，轧制比11.5。轧制后的钢坯经1050℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度545mpa，抗拉强度1035mpa，延伸率53%，冲击值（20℃）253j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了122mpa。
37.实施例5：一种合金化高锰钢辙叉，采用电弧炉冶炼初钢，采用lf vd炉外精炼工艺得纯净钢水，并浇铸成重约5000kg的钢锭。合金化高锰钢钢锭化学成分（wt%）为：c：1.02、mn：13.63、cr：0.63、mo：0.33、v：0.46、si：0.36、ni:4.5、re：0.02、mg：0.003、zr：0.004、p：0.026、s：0.005，其余为fe。钢锭的非金属夹杂物（氧化物 硫化物）总和评级为1.5a，氮含量≦0.0048%，氢含量≦0.0003%，氧含量≦0.0015%。将合金化高锰钢钢锭加热至1200℃后开坯锻造，终锻温度控制在1000℃，锻造比为2.0；再将开坯后的坯锭加热至1200℃后进行锻造，终锻温度控制在860℃以上，锻造比6.0。锻造后的钢坯经1050℃保温3小时水韧处理和时效处理后，屈服强度563mpa，抗拉强度1055mpa，延伸率60%，冲击值（20℃）261j。屈服强度比合金化铸造高锰钢提高了133mpa。
38.上述实施例中，锻造（或轧制）后的型材可以直接进行水韧处理后加工成工件，也可将上述锻造（或轧制）型材进行模锻成型后再进行水韧处理，模锻成型温度可控制在1200℃～860℃。锻造（或轧制）型材或工件经水韧处理后组织中析出大量纳米至亚微米级碳化物，力学性能为：rm≧900mpa、rp
0.2
≧450mpa、a≧40%、ku2≧150j。所述合金化高锰钢锻件晶粒尺寸相对于同成分铸件细化1～3级。
39.需要理解到的是：上述实施例虽然对本发明的设计思路作了比较详细的文字描述，但是这些文字描述，只是对本发明设计思路的简单文字描述，而不是对本发明设计思路的限制，任何不超出本发明设计思路的组合、增加或修改，均落入本发明的保护范围内。