本发明属于材料科学与工程技术领域，特别涉及一种辙叉的制备方法。
技术背景
zgmn13奥氏体高锰钢是英国工程师hadfield于1882年9月发明的，其大不列颠专利号no.200，它的第一个用途就是于1894年用于制作电车轨道的辙叉，并铺设于美国纽约布鲁克林大西洋街的铁路上。从此，120多年来世界上几乎所有的铁路辙叉都是由这种材料制作。最初hadfield公布的zgmn13的化学成分(wt％)是：c1.35％、si0.69％、mn12.76％。目前，公认的zgmn13钢的化学成分(wt％)范围为c1.0～1.4、mn11～14，其余为铁和少量杂质，如si、s、p等。目前，我国生产的整体zgmn13钢辙叉的平均使用寿命(过载量)为1.2亿吨，美国及欧洲一些发达国家生产的zgmn13钢辙叉的平均使用寿命可达2亿吨以上。随着社会发展和铁路运输速度的提高，人们对铁路辙叉使用寿命提出更高的要求。因此，人们从进一步提高原zgmn13钢辙叉从再合金化、铸造工艺、热处理工艺等方面展开了广泛的研究，但提高铸造高锰钢辙叉使用寿命的效果一直不明显。
奥氏体高碳高锰钢锻造工艺性能十分差、机械加工困难是众所周知的事实，因此，一直以来耐磨奥氏体锰钢件都是铸造状态使用，无法获得锻态高锰钢耐磨件，这不利于高锰钢耐磨性能的进一步挖掘，在一定程度上影响了高锰钢的使用。这方面人们曾经做了大量的研究工作和生产实践。有文献报道最早是grigorkin等对锰含量高于传统高锰钢和碳含量低于传统高锰钢的不同成分系列奥氏体锰钢进行锻造试验，发现碳含量较低的奥氏体锰钢具有较好的可锻性能。我国研究工作者也成功的在实际生产中获得锻造高锰钢，但其碳含量比传统的高锰钢低，同时锻造工艺十分复杂，在实际工业生产中实现难度较大。然而，对于传统高锰钢来讲，碳含量降低会降低它的加工硬化能力和抗磨损使用性能。因此，为保证锻造高锰钢具有更加满意的耐磨使用性能，应当锻造制备碳和锰含量与传统高锰钢成分相当的奥氏体高锰钢。1981年波兰的stanislawkrol对传统耐磨奥氏体锰钢小试件进行热加工，得到力学性能十分优异的锻态高锰钢(抗拉强度提高20％、屈服强度提高100％、冲击韧度提高15％)。另外，其他学者也在这方面进行了试验研究工作，并且发现高锰钢经过热轧后，沿轧制方向碳化物奥氏体沿晶界大量析出，造成宏观条状组织，晶粒细化也不明显。可以说，这些试验都是停留在实验室的小试样，而且没有获得稳定成熟的高锰钢锻造工艺技术。
目前，关于传统高锰奥氏体钢锻造方面的专利很少，仅有几项公开报道。比如：申请号为cn201710272724.5的专利公开了一种铁路车辆高锰钢心盘磨耗盘及其锻造方法，采用电炉对高锰钢进行脱氧、脱硫、去气、细化晶粒制得高锰钢铸锭，外加小于高锰钢质量0.5％的钒、钛、钙、铝、铈、硼和稀土变质剂；将高锰钢铸锭加热到1040-1070℃，保温3～5小时，进行固溶处理；然后，以＜250℃/h的加热速率自室温加热至800℃后随炉加热直至1170℃～1200℃，至1150～950℃进行锻造，锻造完成后进行水韧处理，制得含单一奥氏体的锻造高锰钢坯料；采用自由锻、模锻的方法进行心盘磨耗盘锻造成型；最后进行机械加工,加工成心盘磨耗盘。所制成的心盘磨耗盘常规力学性能为：σb≥950mpa、σs≥350mpa、δ5≥40％、ψ≥35％、aku2≥260j/cm2；晶粒度达到5级以上。专利号为cn200510113952.5的专利公开了一种用于铁路组合辙叉心轨的锻造(轧制)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，其中，锻造(轧制)的始锻温度为≤1350℃，终锻(轧制)温度≥900℃，锻造成型时的锻造比在1.5～10.0的范围内。专利号为cn201410815146.1的专利公开了一种锻造高锰钢心轨组合辙叉，其心轨采用锻造高锰钢材料制成，叉跟轨及翼轨采用与既有线路相同材质的在线热处理钢轨制成。专利号为cn201210378468.5的专利公开了一种锻造处理的铸态高锰钢制备方法，高锰钢的化学组成为：c0.7-1.5％、mn10-17％、si0.3-1.0％、p＜0.15％、s＜0.06％，其余为fe。将铸态高锰钢铸件放入电炉中至1150℃～1200℃保温，然后迅速出炉进行锻造变形处理；最后在250℃-350℃回火保温，最终得到的锻造铸态高锰钢。专利号为cn201410309935.8的专利公开一种心轨、翼轨镶块采用锻造高锰钢的组合辙叉，该组合辙叉采用拼装组合结构，避免了整铸辙叉存在的内部组织疏松、气孔、缩孔、夹砂等缺陷；翼轨采用镶块式结构，避免了局部损坏整体报废，提高了辙叉综合使用寿命，降低了维护成本。以上专利技术都是对高锰钢整体进行锻造的工艺方法，工艺技术实现复杂、难度大，成品率低，成本高。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种工艺简单、成本低廉、能够大幅度提高高锰钢辙叉使用寿命的对铸造高锰钢辙叉进行局部形变热处理方法。
本发明的方法如下：
首先铸造出高锰钢辙叉心轨宽20mm到宽60mm段，以及翼轨与心轨跨越段长1000mm区域表面高出辙叉其它区域工作面15-35mm的高锰钢辙叉；将这种高锰钢辙叉加热到1050-1100℃，保温3-5h进行奥氏体化固溶处理；然后，利用自由锻锤或者压力机将高锰钢辙叉心轨和翼轨铸造高出区域进行压下量为15-35mm的局部热变形，并使整体高锰钢辙叉工作表面处于同一平面，再将热变形后高锰钢辙叉直接加热到1050-1100℃保温10-60min进行再结晶处理后直接水淬处理，获得单相奥氏体混晶组织即高碳高锰hadfield奥氏体钢。
所述高碳高锰hadfield奥氏体钢允许含有0.3-2.0wt％mo、1.0-2.0wt％cr、0.1-1.0wt％ni的合金元素，其中s含量小于0.03wt％，p含量小于0.04wt％。
本发明与现有技术相比具有如下优点：
1、工艺简单，对高锰钢辙叉服役最恶劣、最易于出现疲劳损伤破坏的区域进行局部锻造加锻后热处理，高锰钢辙叉其它不产生破坏的区域不进行锻造，保持用铸态高锰钢组织，这样既可以保证大幅度提高高锰钢辙叉的使用寿命，而且大幅度降低成本，成品率达到100％。
2、经局部形变热处理高锰钢辙叉表层30mm内组织为梯度热变形再结晶组织，表层奥氏体晶粒度为1-2级，微观缩孔铸造缺陷得以消除，夹杂物形态、分布和尺寸得以大幅度改善。
3、经形变热处理后高锰钢辙叉表层的屈服强度提高10％以上、抗拉强度提高20％以上、延伸率提高20％以上、韧性提高30％以上，疲劳寿命提高1倍以上。
附图说明
图1是本发明热处理的高锰钢辙叉示意简图。
图2是本发明热处理的高锰钢辙叉心轨的示意简图。
图3是图1的a-a剖视图。
图中：1-心轨、2-翼轨。
具体实施方式
实施例1
首先将成分为普通zgmn13、p和s含量分别为0.04和0.02wt％的高锰钢钢液铸造成高锰钢辙叉，并使其心轨1宽20mm到宽60mm段，以及翼轨2与心轨跨越段长1000mm区域表面高出辙叉其它区域工作面15mm，如图1、图2和图3所示。将这个高锰钢辙叉加热到1050℃保温3h进行奥氏体化固溶处理。直接将高锰钢辙叉心轨和翼轨铸造高出区域利用自由锻锤进行压下量为15mm的局部锻造变形，锻后使整体高锰钢辙叉工作表面处于同一平面。再将锻造后的高锰钢辙叉直接加热到1050℃保温10min进行再结晶处理后直接水淬处理，获得单相奥氏体混晶组织。这个高锰钢辙叉表层30mm内组织为梯度热变形再结晶组织，表层奥氏体晶粒度为1级，微观缩孔铸造缺陷得以消除，夹杂物形态得以改善。这种高锰钢辙叉表层的屈服强度提高12％、抗拉强度提高21％、延伸率提高22％、韧性提高30％，疲劳寿命提高1.2倍。
实施例2
首先将成分为zgmn13mo、p和s含量分别为0.03和0.03wt％的高锰钢钢液铸造成高锰钢辙叉，并使其心轨宽20mm到宽60mm段，以及翼轨与心轨跨越段长1000mm区域表面高出辙叉其它区域工作面20mm。将这个高锰钢辙叉加热到1080℃保温4h进行奥氏体化固溶处理。直接将高锰钢辙叉心轨和翼轨铸造高出区域利用压力机进行压下量为20mm的局部锻造变形，热变形后使整体高锰钢辙叉工作表面处于同一平面。再将锻造后的高锰钢辙叉直接加热到1080℃保温30min进行再结晶处理后直接水淬处理，获得单相奥氏体混晶组织。这个高锰钢辙叉表层30mm内组织为梯度热变形再结晶组织，表层奥氏体晶粒度为1.5级，微观缩孔铸造缺陷得以消除，夹杂物形态得以改善。这种高锰钢辙叉表层的屈服强度提高16％、抗拉强度提高26％、延伸率提高30％、韧性提高51％，疲劳寿命提高1.8倍。
实施例3
首先将成分为普通zgmn13cr、p和s含量分别为0.03和0.02wt％的高锰钢钢液铸造成高锰钢辙叉，并使其心轨宽20mm到宽60mm段，以及翼轨与心轨跨越段长1000mm区域表面高出辙叉其它区域工作面30mm。将这个高锰钢辙叉加热到1100℃保温5h进行奥氏体化固溶处理。直接将高锰钢辙叉心轨和翼轨铸造高出区域自由锻进行压下量为30mm的局部锻造变形，锻后使整体高锰钢辙叉工作表面处于同一平面。再将锻造后的高锰钢辙叉直接加热到1100℃保温60min进行再结晶处理后直接水淬处理，获得单相奥氏体混晶组织。这个高锰钢辙叉表层30mm内组织为梯度热变形再结晶组织，表层奥氏体晶粒度为2级，微观缩孔铸造缺陷得以彻底消除，夹杂物形态、尺寸和分布得以大幅度改善。这种高锰钢辙叉表层的屈服强度提高18％、抗拉强度提高30％、延伸率提高40％、韧性提高38％，疲劳寿命提高2.5倍。