CN103966520B - 一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨，其中，该钢轨以贝氏体组织为主，碳化物长度0.05-0.5μm，与贝氏体铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角，且碳化物所占体积分数在1％-5％之间。本发明还公开了一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨的生产方法，其中，所述生产方法包括：将终轧后的余热钢轨空冷至轨头踏面中心温度为420-450℃时以2.0-5.0℃/s的冷速对钢轨的轨头部位进行加速冷却以将轨头踏面中心温度降至220-240℃，然后将钢轨置于300-350℃回火炉中回火4-6h，回火结束后，使钢轨空冷至室温。本发明提供的钢轨同时兼具优异的耐磨损性能和抗接触疲劳性能，能够满足铁路钢轨的服役性能的更高的要求，产品特别适用于重载铁路。

Description

一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨以及该含有微量碳化物的贝氏体钢轨的生产方法。

背景技术

目前，铁路广泛使用的钢轨大多为共析钢，显微组织以珠光体为主，同时包含微量铁素体，具有强韧性匹配良好，性能适中等特点。然而，随着铁路行车密度和轴重的不断提高，特别对于部分线路条件较为苛刻的路段，已有钢轨产品已难以满足线路服役需求。其中，轮轨接触部位过快磨耗已逐步成为影响重载铁路特别是小半径曲线部位钢轨使用寿命的主要因素。为此，本领域研发人员始终致力于开发具有更好耐磨损性能，同时兼顾良好接触疲劳等综合性能指标的钢轨新产品，以满足铁路建设需要。

通过多年研究发现，同时能够满足上述要求的主要有两种方法：一是进一步提高钢轨钢的碳含量，并辅以适量合金元素，充分发挥碳对提高钢轨耐磨损性能的作用，并通过轧后冷却工艺使钢轨获得更优良的强韧性匹配以及综合性能；二是利用高合金含量的贝氏体钢轨，同样通过控制轧后冷却工艺，得到具有良好磨损性能的贝氏体钢轨，在充分发挥其优异的耐疲劳性能的同时提高其磨损性能。实践证明，进一步提高现有钢轨产品的碳含量，将面临韧塑性不足以及二次渗碳体析出等对钢轨使用安全性带来的不利影响。近年来，贝氏体钢用于铁路钢轨的实践为钢轨新产品开发提供了新的思路。然而，已有的贝氏体钢轨在保持钢轨优异的耐接触疲劳性能的同时难以解决耐磨损的问题。例如：CN1074058C所述的贝氏体钢轨，轨头部位维氏硬度为230-320，由于硬度过低而无法有效抵抗轮轨磨耗，将导致因磨耗到限而提前下道。与之相类似的还有CN1101856C、CN1219904C、CN4040660C、CN1012906B等。CN1086743C公布了一种具有高抗表面疲劳伤损性和高耐磨性的贝氏体钢轨，其显微组织的特征在于其长轴处于100nm-1000nm之间的碳化物在所述贝氏体组织一给定断面上所占的总面积为该断面的10％-50％之间。该技术存在以下明显不足：碳化物作为钢中的硬质相，由于碳化物比例过高，在应力作用下，钢轨产生裂纹后将优先沿碳化物扩展，导致钢轨轻则产生裂纹、剥离掉块等疲劳伤损、重则断轨，危及行车安全。为避免出现上述问题，尽管该发明已采取减少碳化物尺寸的方式，但由于比例过高，仍无法从根本上有效解决。CN100471974C、CN1166804C等公开了一种空冷条件下贝氏体钢轨及其制造方法，由于采用轧后空冷方式，其生产工序与本发明明显不同。

因此，目前已经公开的贝氏体钢轨及其制造方法在充分发挥其良好接触疲劳性能的同时尚未从根本上解决贝氏体钢轨耐磨损问题，亟需一种同时具有优良的耐磨损性和抗疲劳伤损性能的贝氏体钢轨，以满足重载铁路特别是条件苛刻路段的服役需求。

发明内容

本发明的目的在于克服现有的钢轨难以同时具有优良的耐磨损性能和抗疲劳伤损性能的缺陷，提供一种具有优良的耐磨损性能和抗疲劳伤损性能的贝氏体钢轨及其生产方法。

与珠光体钢轨中的碳化物相似，贝氏体钢中的碳化物尺寸以及碳化物的比例对钢轨的耐磨损性能和使用寿命有显著影响。钢轨在使用过程中，受到车轮复杂应力的往复作用，与之产生的摩擦力将使钢轨的轨头轮轨接触部位不断磨耗，从微观分析，钢轨中的贝氏体型铁素体作为钢中的软质相，虽然通过轧后加速冷却已得到强化，但仍不足以抵抗车轮的磨损，碳化物作为钢中的硬质相，随着轨头表层的不断磨耗，将从贝氏体型铁素体中逐步析出聚集，共同抵抗车轮的应力作用，可以起到提高耐磨损性能的作用。本发明的发明人研究发现，所述碳化物由贝氏体铁素体基体中析出、呈短棒状或条状、长度不超过0.5μm，并且与铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角的碳化物能够有效提高耐磨损性能，同时几乎不影响钢轨的滚动接触疲劳性能。

为了实现上述目的，一方面，本发明提供一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨，其中，该钢轨以贝氏体组织为主，碳化物长度0.05-0.5μm，与贝氏体铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角，且碳化物所占体积分数在1％-5％之间。

另一方面，本发明还提供了含有微量碳化物的贝氏体钢轨的生产方法，其中，所述生产方法包括：将终轧后的余热钢轨空冷至轨头踏面中心温度为420-450℃时以2.0-5.0℃/s的冷速对钢轨的轨头部位进行加速冷却以将轨头踏面中心温度降至220-240℃，然后将钢轨置于300-350℃回火炉中回火4-6h，回火结束后，使钢轨空冷至室温。

本发明的其他特征和优点将在随后的具体实施方式部分予以详细说明。

附图说明

附图是用来提供对本发明的进一步理解，并且构成说明书的一部分，与下面的具体实施方式一起用于解释本发明，但并不构成对本发明的限制。在附图中：

图1是本发明提供的含有微量碳化物的贝氏体钢轨电解双喷减薄后在透射电镜下的微观结构。

具体实施方式

以下对本发明的具体实施方式进行详细说明。应当理解的是，此处所描述的具体实施方式仅用于说明和解释本发明，并不用于限制本发明。

一方面，本发明提供了一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨，其中，该钢轨以贝氏体组织为主，碳化物长度0.05-0.5μm，与贝氏体铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角，且碳化物所占体积分数在1％-5％之间。

本发明的发明人研究发现，如果碳化物比例过高，例如超过5％，尽管能够有效地提高钢轨的耐磨损性能，但钢轨在轮轨应力作用下容易萌生裂纹，裂纹优先沿钢中碳化物扩展，导致钢轨在较短的时间内断裂，无法保证服役安全。碳化物长轴方向与主轴呈50-70°夹角有利于确保轮轨接触部位产生塑性变形后同样不会恶化钢轨的抗疲劳伤损性能。

根据本发明，以重量百分比计，所述钢轨化学成分为：0.15％-0.30％的C、1.00-1.80％的Si、1.50％-2.50％的Mn、0.50％-1.00％的Cr、0.20％-0.50％的Mo，余量为Fe，并满足2.2％≤Mn+Cr≤3.0％。

以下说明本发明所述钢轨主要化学元素限制在上述范围的原因。

碳(C)是贝氏体钢获得良好强韧性匹配和综合力学性能最重要的元素。当碳的含量低于0.15重量％时，无法充分发挥强化效应，导致钢轨强硬度过低，进而无法保证钢中的碳化物比例及耐磨损性能；当碳的含量高于0.3重量％时，在本发明所述工艺下，钢的强度指标过高而韧塑性过低，导致因碳化物比例过高而显著影响疲劳性能，不利于钢轨的使用安全性。因此，所述碳的含量为0.15-0.30重量％。

硅(Si)作为钢中的主要添加元素通常以固溶形式存在于铁素体中，能够提高组织强度。对于贝氏体钢，当硅的含量低于1.00重量％时，一方面固溶量偏低导致强化效果不明显，另一方面将无法获得细小的碳化物，达到本发明的组织控制目标；当硅的含量高于1.80重量％时，将充分抑制碳化物析出，代之以残余奥氏体，同时易产生表面缺陷，无法确保列车运行的平顺性。因此，所述硅的含量为1.00-1.80重量％。

锰(Mn)能够显著降低贝氏体组织开始转变温度，增加碳化物的硬度，是贝氏体钢中的重要添加元素。本发明的发明人研究发现，当锰的含量低于1.50重量％时，难以达到增加碳化物硬度的作用；当锰的含量高于2.50重量％时，碳化物硬度过高，钢轨的抗疲劳性能显著降低。因此，所述锰的含量为1.50-2.50重量％。

铬(Cr)作为中等碳化物形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，铬能均匀钢中碳化物分布，减小碳化物尺寸，改善钢轨的耐磨损性能。当铬含量低于0.50重量％时，形成的碳化物硬度及比例较低，且以片状形式聚集，不利于钢轨的服役性能；当铬含量高于1.00重量％，钢中马氏体比例将显著提高，钢轨的服役的安全性难于保障。因此，所述铬的含量为0.5-1重量％。

钼(Mo)对于降低贝氏体组织开始转变温度具有极为显著的效果，并且有利于稳定和强化贝氏体组织。当钼含量低于0.20重量％时，难以达到上述效果；当钼含量高于0.50重量％时，贝氏体组织转变效率将显著降低，无法在加速冷却过程中获得理想的贝氏体组织。因此，所述钼的含量为0.2-0.5重量％。

为了确保本发明的钢轨获得更优的服役性能，锰的含量和铬的含量还需满足2.2重量％≤Mn+Cr≤2.8重量％。Mn和Cr在贝氏体钢中有相似的作用，当Mn+Cr＜2.2重量％时，钢中碳化物的强度、尺寸及比例难以满足本发明要求，同时，碳化物硬度偏低，无法获得适中的耐磨损性能；当Mn+Cr＞3.0重量％时，一方面碳化物硬度过高，另一方面将导致钢轨局部严重偏析，难以确保钢轨组织及性能的均匀性。因此，2.2重量％≤Mn+Cr≤3.0重量％。所述Mn+Cr为Mn的含量与Cr的含量的和。

另一方面，本发明还提供了一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨的生产方法，其中，所述生产方法包括：将终轧后的余热钢轨空冷至轨头踏面中心温度为420-450℃时以2.0-5.0℃/s的冷速对钢轨的轨头部位进行加速冷却以将轨头踏面中心温度降至220-240℃，然后将钢轨置于300-350℃回火炉中回火4-6h，回火结束后，使钢轨空冷至室温。

根据本发明提供的方法，利用终轧后的余热钢轨，采用2.0-5.0℃/s的冷速对钢轨的轨头部位进行加速冷却，当轨头踏面中心温度降至220℃-240℃时置于300-350℃回火炉中回火4-6h，后空冷至室温的热处理方式，可促进贝氏体铁素体基体上析出长度0.05-0.5μm，与贝氏体铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角、比例不超过5％的短棒状碳化物。

根据本发明提供的方法，所述终轧后的余热钢轨的制造方法可以为本领域常规使用的方法，例如可以包括：将一定化学成分的钢经转炉或电炉冶炼、LF精炼、RH或VD真空处理后浇铸为一定断面连铸钢坯，然后将钢坯送至步进式加热炉中加热至1200-1300℃并保温2h以上，将钢坯轧制为所需断面钢轨，此时，钢轨的终轧制温度为850-950℃。

将终轧后的余热钢轨钢轨直立于辊道后在空气中静置空冷，待钢轨轨头表层温度降至420-450℃时对钢轨轨头顶面和两侧施加加速冷却介质。此处，加速冷却的介质可以为本领域常规使用的冷却介质，例如可以为压缩空气、水汽混合物和油气混合物中的至少一种。

下面详细阐述开始加速冷却温度设定为420-450℃的原因。研究表明，轧后空冷条件下，贝氏体钢轨的相变温度一般在350-400℃之间，如从奥氏体相区开始实施加速冷却，一方面由于开始加速冷却温度距离相变温度范围较宽，需要冷却较长的时间，将耗费较多的冷却介质能源；更重要的是，在加速冷却过程中，钢轨轨头表层受到外界冷却介质加速冷却的同时，来自轨头心部和轨腰部位的热量将通过热传递向轨头表层扩散，导致轨头部位难以在更大的过冷度下完成相变，并最终导致轨头断面的强硬度出现由表层至心部递减的现象，无法实现钢轨的全面硬化。采用420-450℃作为冷却开始温度的益处是：在奥氏体相区至450℃温度区间实施加速冷却，对提高钢轨的综合性能指标无显著帮助。当钢轨冷却至420-450℃时，轨腰与轨底的温度均低于480℃，此时，实施加速冷却，轨头表层温度显著降低，而来自轨头心部的热量难以有效补充，同时，因距离相变点较近，可使轨头全断面特别是轨头心部在更大的过冷度下完成相变。在此过程中，冷速设定为2.0-5.0℃/s的原因是：如果冷速低于2.0℃/s，轨头表层的温度难以快速下降，无法有效传递至心部；同时，来自心部的热量将反补表层，不利于提高钢轨的综合性能；更重要的是，钢轨碳化物无法充分析出，难以达到本发明的目的；如果冷速高于5.0℃/s，由于表层冷速过快，将产生较多的马氏体，钢轨的强硬度指标过高，尽管结合后步的回火工序，可转变为回火马氏体，但也无法完全转变，最终保留至室温的马氏体组织将不利于钢轨的安全使用。

当钢轨表层冷却至220-240℃后停止加速冷却。将加速冷却终止温度设定为220-240℃的原因是：如果终冷温度高于240℃，尽管轨头表层已获得细小的贝氏体组织，但轨头心部由于温度较高，将产生粗大的贝氏体组织并最终影响室温下钢轨的性能，不利于实现全断面性能的统一；如果冷却温度低于220℃，将生成大量的马氏体，即使通过后续的回火处理也难以消除，导致钢轨韧塑性显著降低甚至无法使用。

另外，当加速冷却实施完成后，将钢轨置于300-350℃加热炉中回火4-6h后取出空冷至室温。上述设置的原因是：当回火温度低于300℃时，钢的韧塑性指标特别是低温条件下冲击韧性显著降低，无法发挥贝氏体钢轨低温下高韧性的特点；同时，钢中的碳化物无法充分析出，从而无法提高钢轨的耐磨损性能；当回火温度高于350℃时，尽管韧塑性指标仍在提高，但强度与硬度出现下降趋势，不利于获得综合性能优良的钢轨。回火时间设定为4-6h的原因是:当回火时间低于4h，钢中碳化物特别是轨头深层部位的碳化物未能充分析出；当回火时间高于6h，钢中碳化物析出完成，回火工序目的已达到，继续延长处理时间已无显著益处。回火处理后，将钢轨取出空冷至室温即得到成品钢轨。

实施例

以下将通过实施例对本发明进行详细描述，但本发明的范围不局限于此。

实施例1-6和对比例1-6对应选用以下编号1-6化学成分的钢轨，具体化学成分如表1所示。

表1

实施例1

将含有表1中编号1化学成分钢经转炉吹炼、LF精炼、RH真空处理后浇铸为连铸钢坯，然后将钢坯送至步进式加热炉中加热至1300℃并保温2h以上，将钢坯轧制为60Kg/m钢轨，利用翻钢台架将终轧后的钢轨直立于辊道上静置，空气冷却至钢轨轨头踏面中心温度为445℃，接着，在钢轨的轨头顶面和两侧面施加冷却介质开始加速冷却，冷却介质为水汽混合物，使钢轨在冷速4.5℃/s下进行加速冷却以将钢轨的轨头表层温度降至240℃；停止加速冷却，然后将钢轨置于300℃的回火炉中进行回火4.1h。回火处理后，使钢轨在空气中继续冷却至室温，最终获得钢轨A1。

实施例2-6和对比例1-6

实施例2-6按照实施例1的方法，而操作过程控制参数与实施例1不同，具体操作过程控制参数如表2所示，按照实施例2-6方法制备的钢轨为A2-A6；对比例中的处理方式是已有专利的热处理方法，具体操作过程控制参数如表2所示，按照对比例1-6方法制备的钢轨为D1-D6。

表2

测试例

根据以下方法对实施例1-6和对比例1-6制备的钢轨A1-A6和D1-D6进行性能检测，具体地：

按GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测定钢轨的拉伸性能，测得的R_p0.2(规定非比例伸长率为0.2％时的应力)、R_m(抗拉强度)、A％(伸长率)、Z％(断面收缩率)如表3所示；

在MM-200磨损试验机上进行磨损试验以检测磨损平均失重量，样品取自钢轨A1-A6和D1-D6的轨头部位，在所有磨损试验中，下磨样材质均相同，测得的磨损平均失重量如表3所示。具体试验参数如下：

试样尺寸：厚度10mm、直径36mm的圆样

试验载荷：150Kg

滑差：10％

对磨下试样材质：硬度为260-310HB的车轮钢

环境：空气中

旋转速率：200转/分钟

总磨损次数：10万次

对于碳化物长度、与贝氏体铁素体夹角及比例采用以下方法：

在实施例及对比例钢轨上取样制得薄膜试样，试样厚度≤50μm，利用电解双喷减薄后在透射电镜下，标定、观察碳化物形貌并测量与所在的贝氏体铁素体夹角，选择角度在50-70°、长度在0.05-0.5μm之间，通过近似概算测定其面积，并计算碳化物的比例。由于碳化物的形貌随视场不同而变化，为确保测定的准确性，同种材质、同种工艺、相同取样部位的钢轨上至少观察20个视场，取其平均值，并以此确定满足要求的碳化物比例。

表3

表3的结果表明，在相同化学成分、冶炼及轧制工艺下，对轧制后钢轨的处理方式的不同对钢轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明提供的方法生产的钢轨，在贝氏体铁素体基体上析出与铁素体片条主主轴方向在50-70°之间、长度0.05-0.5μm、所占比例1-5体积％的短棒状或条状碳化物，钢轨在获得良好强韧性的同时，同等条件下的耐磨损性能显著提高，有利于延长钢轨特别是重载铁路线路条件苛刻的曲线路段的服役寿命。

以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。

另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合，为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。

此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。

Claims (3)

1.一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨，其特征在于，该钢轨以贝氏体组织为主，碳化物长度0.05-0.5μm，与贝氏体铁素体片条主轴方向呈50-70°夹角，且碳化物所占体积分数在1％-5％之间；以重量百分比计，所述钢轨化学成分为：0.15％-0.30％的C、1.00-1.80％的Si、1.50％-2.50％的Mn、0.50％-1.00％的Cr、0.20％-0.50％的Mo，余量为Fe，并满足2.2％≤Mn+Cr≤3.0％。

2.一种根据权利要求1所述的含有微量碳化物的贝氏体钢轨的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括：将终轧后的余热钢轨空冷至轨头踏面中心温度为420-450℃时以2.0-5.0℃/s的冷速对钢轨的轨头部位进行加速冷却以将轨头踏面中心温度降至220-240℃，然后将钢轨置于300-350℃回火炉中回火4-6h，回火结束后，使钢轨空冷至室温。

3.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，加速冷却的介质为压缩空气、水汽混合物和油气混合物中的一种。