CN104087852A - 一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种钢轨材料，特别涉及一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法。本发明要解决的技术问题是提供一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法。本发明将含有0.15～0.30％C、1.00～1.80％Si、1.50～2.50％Mn、0.20～0.60％Cr，0.05～0.10％Mo，余量为Fe并的钢经加热并轧制为所需断面钢轨后，利用钢轨余热，当轨头踏面自然冷却至450-500℃时采用3.0～6.0℃/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220～300℃停止加速冷却并空冷至室温，获得无碳化物贝氏体+少量马氏体+少量残余奥氏体复相钢，该钢具有优良的耐磨损性能，适宜于重载铁路应用。

Description

一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种钢轨材料，特别涉及一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法。

背景技术

铁路技术的飞速发展对钢轨的服役性能提出了更高要求。目前，我国铁路钢轨以碳含量0.60％～0.85％的珠光体系列碳素轨、微合金化钢轨及高强度热处理钢轨为主，同时应用了少量贝氏体钢轨。珠光体钢轨具有生产工艺简单、生产成本低、组织与性能稳定等特点。然而，珠光体钢轨也存在一定不足，例如同等强度级别下接触疲劳强度低，在车轮往复应力作用下轨头部位易出现剥离掉块、裂纹、核伤等伤损，不利于铁路长寿化发展，特别是近年来，随着铁路行车密度、车辆轴重的不断提高，钢轨服役环境愈加苛刻，部分路段特别是曲线部位钢轨服役不足一年甚至几个月即因严重伤损或磨耗到限等原因提前更换下道，降低行车效率的同时给铁路运输安全带来隐患。材料技术的不断发展为钢轨用材提供了新选择，科研人员在不断优化完善现有珠光体钢轨各项指标的同时，积极探索了具备成为未来钢轨用材的另一项选择——贝氏体钢轨。

我国自上世纪九十年代以来开展了多种组分的贝氏体钢轨的研制和开发工作，大多采用低碳含量设计，辅以适量的Si、Mn、Cr、Mo、Ni、V、Nb等元素，在空气中连续冷却条件下直接得到以贝氏体组织为主，同时包含少量先共析铁素体、残余奥氏体以及马氏体的复相钢。钢轨经轧制、空冷至室温后再进入加热炉中进行回火稳定化处理，促进钢中的残余奥氏体、马氏体等亚稳态组织转变，获得室温条件下组织稳定的钢轨。采用该方法制造的钢轨具有良好的强韧性匹配，轨头部位抗拉强度不低于1200MPa、延伸率不低于12％、常温U性冲击韧性不低于50J，基本能够满足疲劳问题突出但对耐磨损性能要求不高的线路的使用并取得了积极效果。然而，在产业化及批量推广应用过程中遇到了难题：首先，采用直接自然空冷方式得到贝氏体组织，意味着钢中需大量添加能够有效抑制珠光体～铁素体转变而不明显抑制贝氏体转变的元素；其中，效果最好的为Mo元素，而Mo属于昂贵合金元素，Mo的添加将使贝氏体钢轨成本大幅提升，无法获得更高的性价比；此外，部分贝氏体钢轨根据需要添加了Ni元素，与Mo相似，Ni同样是昂贵合金元素，将导致生产成本增加。另一方面，为减少铁路焊接接头，提高线路的平顺性，世界各国均在大力推广长定尺钢轨。以我国为例，目前采用100m长尺钢轨的比例已超过此前的25m定尺，对于贝氏体钢轨，由于需要回火处理，而现有条件下尚不具备100m长钢轨回火的条件，进一步限制了贝氏体钢轨的大规模应用。因此，亟需开发一种合金含量特别是贵重合金含量更低并且无需回火直接上道应用的高强度贝氏体钢轨，满足我国铁路特别是重载铁路发展需要具有重要意义。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法。

本发明一种高强度贝氏体钢轨，钢轨轨头上圆角部位及踏面中心显微组织由宽度0.2～1.0μm的贝氏体铁素体片条和其间交替分布的厚度为0.01～0.1μm的薄膜残余奥氏体，以及比例为1～5％的马氏体组成的复相组织。

作为优选方案，上述高强度贝氏体钢轨的化学成分以重量百分比计为：C：0.15～0.30％，Si：1.00～1.80％，Mn：1.50～2.50％，Cr：0.20～0.60％，Mo：0.05～0.10％，且3.0％≤Si+Mn+Cr，余量为Fe及不可避免的杂质。

进一步的，本发明还公开了上述高强度贝氏体钢轨的生产方法，包括转炉或电炉冶炼→LF精炼→RH或VD真空处理→连铸→加热→轧制→热处理→平立复合矫直、探伤、加工；其中，除热处理步骤外，均可以采用现有方法，所述热处理为：利用终轧后的余热钢轨，当轨头踏面自然冷却至450～500℃时，对钢轨的轨头部位施加冷却介质进行加速冷却，冷却速度为3.0～6.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至220～300℃停止加速冷却并空冷至室温。

其中，所述冷却介质为压缩空气和水汽混合物中的至少一种。

力学性能测试表明，轨头部位抗拉强度≥1400MPa、延伸率≥12％、轨头踏面硬度≥420HB、轨头全断面硬度≥40HRC、室温条件下轨头U型冲击≥60J，-20断裂韧性K_IC≥80MPa·m^1/2，其余各项指标均满足现行铁道行业标准要求，适宜于重载铁路特别是对接触疲劳及耐磨损性能要求较高的路段。

本发明有益效果：

(1)、本发明高强度贝氏体钢轨合金含量低，成本低廉；

(2)、本发明高强度贝氏体钢轨显微组织更加细化，贝氏体铁素体片条平均宽度未超过1.0μm；马氏体比例更低，相同碳含量下具有更好的强韧化匹配；

(3)、本发明高强度贝氏体钢轨力学性能优异，满足现行铁道行业标准要求，适宜于重载铁路特别是对接触疲劳及耐磨损性能要求较高的路段；

(4)、本发明高强度贝氏体钢轨无需回火直接上道应用。

具体实施方式

为获得本发明所述产品，钢中主要化学元素含量及生产工艺应满足以下要求：C:0.15％～0.30％，Si：1.00％～1.80％，Mn：1.50％～2.50％，Cr：0.20％～0.60％，Mo：0.05％～0.10％，余量为Fe并满足3.0％≤Si+Mn+Cr，以下详细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。当碳含量低于0.15％时，无法充分发挥强化效应，导致钢轨强硬度过低，进而无法保证钢轨的耐磨损性能；当碳含量高于0.30％时，采用加速冷却工艺后，钢轨的强度指标过高而韧塑性过低，不利于钢轨的服役安全性。因此，碳含量限定在0.15％-0.30％。

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。当硅含量低于1.00％时，无法有效抑制钢中粗大、呈不连续分布的碳化物析出，无法获得无碳化物贝氏体钢；当硅含量高于1.80％时，对钢轨的组织与性能无显著提高，同时增加钢轨表面产生缺陷的几率。因此，硅含量限定在1.00％-1.80％。

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。当锰含量低于1.50％时，对贝氏体钢的积极作用难以达到；当锰含量高于2.50％时，钢轨的疲劳性能显著降低。因此，锰含量限定在1.50％-2.50％。

铬(Cr)能够促进C曲线右移并增加钢轨的淬透性，同样是贝氏体钢中的重要添加元素。当铬含量低于0.20％时，其在钢中的作用难以显现；当铬含量高于0.60％时，易于钢中的碳形成复杂碳化物，虽然有益于磨损性能的提高，但同时会恶化钢轨的韧塑性。因此，铬含量限定在0.20％-0.60％。

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。在热轧空冷贝氏体钢轨钢中，为降低相变温度，钢中钼含量一般在0.20％-0.50％，但对于轧后控冷钢轨，加速冷却工艺对降低贝氏体Bs点，促进更细化的下贝氏体组织形成的作用较Mo的作用更强。因此，作为贵重合金元素，Mo含量可显著降低；同时考虑到钢轨焊接等因素，将Mo含量限定在0.05％-0.10％。

为确保本发明所述获得更优的服役性能，Si+Mn+Cr需满足3.0％≤Si+Mn+Cr,原因是，即使采用轧后加速冷却工艺，为确保连续冷却过程中获得尽可能多且细化的贝氏体组织，仍需保证钢中Si、Mn、Cr元素含量在一定范围内。当Si+Mn+Cr含量低于3.0％时，即使采用加速冷却，也无法完全抑制钢中先共析铁素体析出，无法达到本发明的目的。因此，Si+Mn+Cr含量需满足3.0％≤Si+Mn+Cr。

将含有上述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坯后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450-500℃后对钢轨轨头顶面和两侧施加加速冷却介质。此处，加速冷却介质可为压缩空气或水雾混合气。下面详细阐述开始加速冷却温度设定为450-500℃的原因。研究表明，轧后空冷条件下，贝氏体钢轨的相变温度在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，需冷较长却时间，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，无法实现全面硬化。采用450-500℃作为冷却开始温度的益处是：在奥氏体相区至500℃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450-500℃时，轨腰与轨底的温度均低于450℃；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3.0-6.0℃/s的原因是：如果冷速低于3.0℃/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；难以充分发挥加速冷却强烈的细晶强化效应；如果冷速高于6.0℃/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，不利于钢轨的安全使用，同时，也无法获得本发明所述的无碳化物贝氏体+少量马氏体+少量残余奥氏体复相组织的目的。

当钢轨表层冷却至220-300℃后停止加速冷却。将加速冷却终止温度设定为220-300℃的原因是：如果终冷温度高于300℃，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组织，显著恶化钢轨的韧塑性，完成加速冷却的钢轨空冷至室温后并经过后部工序即可获得成品钢轨。

实施例1

在下文中，将结合实施例来具体描述本发明中一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法。

本发明实施例及对比例分别选用表1及表2中六组贝氏体钢轨化学成分。其中，对比例为现有技术中贝氏体钢轨化学成分。

表1  六组实施例化学成分

续表1

表2  对比例化学成分

将含有实施例及对比例所述成分的钢坯均轧制为60kg/m钢轨，对应编号采用如表3所示的在误差范围内相同的加速冷却开冷及终冷温度。

表3  本发明中六组实施例及对比例过程控制参数

将上述完成处理的钢轨空冷至室温，经检验后得到如表4所示的力学性能指标。

其中，在MM200型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的轨头的上试样，在所有磨损试验中，下磨样材质均相同。具体试验参数如下：

试样尺寸：厚度10mm、直径36mm圆样

试验载荷：150kg

滑差：10％

对磨下试样材质：硬度为280-310HB的U75V热轧钢轨，硬度与火车车轮硬度相当。

旋转速率：200转/分钟

总磨损次数：10万次。

表4  本发明六组实施例及对比例部分力学性能

本发明的实施例及对比例相同编号对应的碳含量、加速冷却开冷温度及终冷温度基本相同，实施例中合金元素含量明显低于对比例但加速冷却速度明显高于对比例；实施例获得了更加细化的显微组织、贝氏体铁素体片条平均宽度未超过1.0μm；同时，钢中马氏体比例更低，相同碳含量下具有更好的强韧化匹配。此外，实施例与对比例具有相当的耐磨损性能，有利于延长钢轨特别是重载铁路钢轨的服役寿命。换言之，本发明中的贝氏体钢轨获得了与已有贝氏体钢轨相近的性能但钢中合金含量更低，具有更好的经济性，适宜于大规模推广应用。

尽管已经具体描述了本发明的一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法，但是本领域的技术人员应该知道，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，可以对本发明做出各种形式的改变。

Claims (4)

1.一种高强度贝氏体钢轨，其特征在于：所述钢轨轨头上圆角部位及踏面中心显微组织由宽度为0.2～1.0μm的贝氏体铁素体片条和期间交替分布的厚度为0.01～0.1μm的薄膜残余奥氏体，以及比例为1～5％的马氏体组成的复相组织。

2.根据权利要求1所述的一种高强度贝氏体钢轨，其特征在于：其化学成分以重量百分比计为：C：0.15～0.30％，Si：1.00～1.80％，Mn：1.50～2.50％，Cr：0.20～0.60％，Mo：0.05～0.10％，且3.0％≤Si+Mn+Cr，余量为Fe及不可避免的杂质。

3.权利要求1或2所述的一种高强度贝氏体钢轨的生产方法，其特征在于：利用终轧后的余热钢轨，当轨头踏面自然冷却至450～500℃时，对钢轨的轨头部位施加冷却介质进行加速冷却，冷却速度为3.0～6.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至220～300℃停止加速冷却并空冷至室温。

4.根据权利要求3所述的一种高强度贝氏体钢轨的生产方法，其特征在于：所述冷却介质为压缩空气和水汽混合物中的至少一种。