CN104233112A

CN104233112A - 一种含铌钛高速列车车轴的热处理工艺

Info

Publication number: CN104233112A
Application number: CN201410532110.2A
Authority: CN
Inventors: 汪开忠; 苏世怀; 杜松林; 孙维; 于文坛; 许兴; 谢世红
Original assignee: Magang Group Holding Co Ltd; Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Magang Group Holding Co Ltd; Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-10-11
Filing date: 2014-10-11
Publication date: 2014-12-24

Abstract

本发明提供一种含铌钛高速列车车轴的热处理工艺，所述含铌钛高速列车车轴的化学成分质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，Nb：0.015~0.040，Ti：0.010~0.030，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；所述车含铌钛高速列车轴的热处理工艺为：（1）900-950℃正火；（2）880-930℃淬火；（3）620~680℃回火。

Description

一种含铌钛高速列车车轴的热处理工艺

技术领域

本发明属于车轴钢领域，尤其涉及高速列车车轴用合金结构钢及其热处理工艺技术领域。

背景技术

车轴是车辆行走部分的关键零件，承受着车辆的自重和负荷，在车辆运行和停车时还承受冲击力和制动力，在高速和重载的状态下受力情况就更为复杂，是铁路建设的三大关键零件（重轨、车轴和车轮）之一，火车轴属于超大型轴对称阶梯状轴类零件，其最大直径为200mm左右，长度达2200mm左右。

随着我国高速铁路的投入运行，火车速度进一步提高，作为铁路列车关键部件之一的高速车轴是铁路列车重要的走行部件，其质量直接关系到高速铁路运行安全。高速列车车轴要保证在所规定的使用条件下，具有足够的安全性、可靠性和长使用寿命，这就对车轴材料相关技术提出了更高的要求。高速列车车轴承受着源自车体及轨道的各种载荷，其中主要是旋转弯曲载荷和扭转载荷。据统计资料，在这些失效形式中，裂纹引起的失效占全部失效车轴的90%以上，裂纹引起的车轴失效形式最终表现为疲劳断裂，疲劳断裂是一个裂纹产生、扩展导致断裂的过程，其疲劳破坏直接危及运输安全。因此，对车轴钢材而言，主要是保证其良好的强度（特别是弯扭复合疲劳强度）及韧性。影响钢材疲劳性能的因素主要有：钢的洁净度、钢的成分和组织、钢的表面状态及尺寸效应、钢的耐腐蚀性等。

世界各铁路发达国家都非常重视高速车轴的研究工作，从材料、设计、生产、热处理和运用维护等方面不断改善。由于各国的国情和技术观点不同，选用的车轴材料也不相同。目前，国内外高速车轴用钢大致可分为3类：优质碳素结构钢、中合金结构钢、高合金结构钢。

（1）优质碳素结构钢。日本采用普通碳素钢（S38C）加表面中频淬火热处理工艺，相比欧洲采用合金钢加调质处理热处理工艺而言，日本高速车轴原材料成本低，但热处理工艺复杂，热处理工艺参数控制精度要求高。

（2）中合金结构钢。欧洲高速车轴材料大多采用中合金结构钢（如EA4T），通过采用强化处理方法来提高车轴的强韧性指标，热处理工艺简单。但EA4T钢只含Cr0.90~1.20%、Mo0.15~0.30%，钢的淬透性不是太好，对于大截面车轴来说，存在淬不透的问题，导致车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标。中国专利201210555924.9提供了一种车轴钢，其成分为C：0.38~0.44，Si：0.17~0.37，Mn：0.60~0.80，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：0.90~1.20，Mo：0.15~0.30，Ni：0.10~0.25，V：0.07~0.2，Cu：0.08~0.2，Als：0.02~0.05。采用该专利生产的大截面车轴来也存在淬不透的问题。

（3）高合金结构钢。部分欧洲高速车轴材料选用30NiCrMoV12等高合金结构钢，钢中含Cr0.60~1.00%、Ni2.70~3.30%、Mo0.40~0.60%、V0.08~0.13%，该类钢种有很多优点诸如淬透性好、可油淬、变形小、硬度高、屈强比高、耐腐蚀性能好等等，但是造价比较高。

发明内容

为克服现有技术存在的问题，本发明提供一种含铌钛高速列车车轴的热处理工艺，利用微量Nb、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，在少量增加成本的前提下，显著提高高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出低成本高性能的高速列车车轴用钢。

为解决上述技术问题，本发明提供一种含铌钛高速列车车轴用钢，其化学成分的质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，Nb：0.015~0.040，Ti：0.010~0.030，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；所述含铌钛高速列车车轴的热处理工艺为：（1）正火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至900~950℃保温，保温时间按1.2~1.7min/mm计算，随后空冷至室温；（2）淬火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至880~930℃保温，保温时间按1.5~2.0min/mm计算，随后进行水冷至室温；（3）回火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至620~680℃保温，保温时间按2～2.5min/mm计算，随后空冷至室温。

本发明钢以多元少量的合金化原则进行了成分设计。

（1）碳：C是主要强化元素，对钢的强度、塑性和韧性有很大影响，C过高会引起钢的塑性和韧性的降低。为保证钢的塑性和韧性， C含量应适当降低，损失的强度则由其它合金元素和微合金元素来弥补。综合考虑，高速车轴钢的C含量范围应在0.25%~0.32%为宜。

（2）硅：Si是固溶强化作用最明显的元素，同时也是对韧性损失最大的元素。车轴钢强度水平要求不是太高，从综合性能考虑，不采用Si作为主要强化元素，因此Si含量控制在一般较低的水平，以不超过0.4%为宜，范围考虑在0.15%~0.40%。

（3）锰：Mn主要起固溶强化作用。与Si不同的是Mn在1.0%含量以内，其对韧性并无损害，但随着Mn含量的进一步增加，钢的韧性逐渐降低。因此高速车轴钢设计Mn含量以不超过1.0%为宜，范围可控制在0.60%~0.90%。

（4）铬：Cr能够增加钢的淬透性，促使淬火及回火后工件整个截面上获得较均匀的组织。范围可控制在0.90%~1.20%。

（5）钼：Mo能够显著的提高钢的淬透性和热强性，防止回火脆性；同时，Mo能使钢的晶粒细化，提高钢的强韧性，但Mo的成本较高。综合考虑，范围可控制在0.15%~0.30%。

（6）镍：Ni具有细化钢的组织、改善钢的低温性能的作用，并具有固溶强化、提高淬透性作用，但其价格昂贵。综合考虑，范围可控制在0.15~0.30%。

（7）铜：Cu在固溶强化、提高淬透性方面与Ni相似；同时，在钢中加入铜还可提高钢的抗疲劳性能，因为细小的 Cu 沉淀阻滞了疲劳的初期阶段脉状结构的形成，并且铜析出物具有良好的塑性，可阻碍疲劳裂纹的扩展，从而提高钢的疲劳强度；另外，Cu还有一定的提高钢耐蚀性作用，钢中加入0.1%Cu即可显著提高其耐蚀性。但Cu含量过高，钢在加热轧制或锻造过程中容易引起热脆。综合考虑，范围可控制在0.15~0.30%。

（8）铌： Nb对车轴钢的强韧化效果主要表现为晶粒细化、析出强化和相变强化。Nb在钢中以置换溶质原子存在，Nb原子比铁原子尺寸大，易在位错线上偏聚，对位错攀移产生强烈的拖曳作用，使再结晶形核受到抑制，对再结晶具有强烈的阻止作用，提高了奥氏体的再结晶温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，晶粒细化不仅能提高钢材的强韧性，而且改善钢材的低温性能。但其价格昂贵。综合考虑，Nb的范围可控制在0.015%~0.040%。

（9）钛：在钢中加入微合金元素Ti 能起到固溶、偏聚和沉淀作用，当它们与碳、氮、硫等交互作用能产生细晶强化、析出物弥散强化以及夹杂物改性等，使钢的强度和韧性加强，并可提高钢的回火稳定性。综合考虑，Ti的范围可控制在0.015%~0.030%。

（10）硼：当钢中含有微量的（0.0008~0.005％）硼时，钢的淬透性可以显著提高，对于C含量为0.25~0.32%的中碳合金结构钢，加硼后其最大淬透直径可提高50%以上。对于大截面中合金车轴用结构钢，存在淬不透的问题，导致车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标，因此需要通过硼合金化来进一步提高其淬透性。同时，硼合金化成本低，且硼对钢的淬裂敏感性影响很小。

本发明含铌钛高速列车车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+高温回火热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。

本发明关键的热处理工艺步骤如下：

（1）正火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钛高速列车车轴用钢加热至温度900~950℃，加热保温时间按1.2~1.7min/mm计算，空冷至室温。经正火后不仅细化了晶粒, 而且改善了组织的不均匀性, 为随后的最终热处理做好组织准备。

（2）淬火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钛高速列车车轴用钢加热至温度880~930℃，加热保温时间按1.5~2.0min/mm计算，随后进行水冷至室温。

（3）回火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钛高速列车车轴用钢至加热温度620~680℃，加热保温时间按2～2.5min/mm计算，随后空冷至室温。经过回火，可获得均匀细密回火索氏体+下贝氏体的金相组织，从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。

采用本发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺工艺参数生产的含铌钛高速列车车轴用钢，测定钢材的纵向力学性能可达到：R_p0.2≥574MPa，R_m≥728MPa，A≥21%，Z≥69%，-40℃纵向冲击吸收功Kv₂≥189J，表面光滑试样的疲劳极限R_fL≥369MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限R_fE≥301MPa，R_fL/R_fE≤1.23。车轴钢材的晶粒度大于等于8.5级。高速列车车轴“正火+淬火+高温回火”热处理后钢的组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。

与现有技术相比，本发明优点是：通过采用微量Nb、Ti、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到具有均匀细密索氏体+下贝氏体金相组织的高速车轴钢组织状态，开发出了屈服强度为574MPa的高速车轴钢，在少量增加成本的前提下，显著提高了高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高了高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出了低成本高性能的高速列车车轴用钢。

具体实施方式

以下的实施例用于阐述本发明，但本发明的保护范围并不仅限于以下实施例。

本发明含铌钛高速列车车轴用钢的熔炼化学成分、主要热处理工艺参数与性能的实施例如下：

热处理工艺步骤及参数为：

（1）正火：以50~100℃/h的速度加热至900-950℃保温，保温时间240-340min，随后空冷至室温。

（2）淬火：以50~100℃/h的速度加热至880-930℃保温，保温时间300-400min，随后水冷至室温。

（3）回火：以50~100℃/h的速度加热至620-680℃，保温时间400-500min，随后空冷至室温。

最大直径为Φ200mm、长度达2200mm高速列车车轴的熔炼化学成分质量百分比（wt％）见表1，高速列车车轴经过以上热处理后的性能指标见表2。

表1 高速列车车轴钢的熔炼化学成分质量百分比（wt％）

表2 高速列车车轴热处理后性能指标

续表2 高速列车车轴热处理后性能指标

Claims

1.一种含铌钛高速列车车轴的热处理工艺，其特征在于，所述含铌钛高速列车车轴用钢的化学成分的质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，Nb：0.015~0.040，Ti：0.010~0.030，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；所述含铌钛高速列车车轴的热处理工艺为：

（1）正火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至900~950℃保温，保温时间按1.2~1.7min/mm计算，随后空冷至室温；

（2）淬火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至880~930℃保温，保温时间按1.5~2.0min/mm计算，随后进行水冷至室温；

（3）回火：将所述含铌钛高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至620~680℃保温，保温时间按2～2.5min/mm计算，随后空冷至室温。