CN107988553B - 一种高韧性高速车轴用钢及其热处理方法 - Google Patents

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Abstract

一种高韧性高速车轴用钢，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.20～0.28％，Si：0.15～0.40％，Cr：0.90～2.00％，Mn：0.15～0.80％，V：0.15～0.30％，Nb：0.00～0.06％，Ni：0.90～1.50％，Mo：0.15％～0.30％，Alt：0.010～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％，N：<0.008％，余为Fe和不可避免的杂质；同时本发明还提供一种钢的热处理方法。本发明采用新型中低C、高V、微Nb、Mo复合微合金化、较高Cr、Ni合金设计，经两次淬火+高温回火热处理后，可以获得细晶奥氏体晶粒及高V微合金纳米第二相增强的马氏体组织，实现高强度和高韧性的优异匹配，最终使高速车轴具有良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。

Description

一种高韧性高速车轴用钢及其热处理方法
技术领域
本发明涉及铁路车轴用钢技术领域，尤其涉及一种高韧性的高速车轴钢及其热处理方法。
背景技术
车轴是轨道交通列车走行的关键部件，也是列车服役条件最苛刻的部件之一，它承受着来自列车的几乎全部重量和负荷。随着我国高速铁路的投入运行，列车速度进一步提高，车轴作为铁路列车关键部件之一，其质量直接关系到高速铁路运行安全。高速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。世界各铁路发达国家各国的国情和技术观点不同，选用的车轴材料也不相同，主要是优质中碳钢和高强度合金钢。如日本新干线高速铁路车轴普遍采用碳素钢材质(S38C)，采用的是表面中频淬火热处理工艺，工艺复杂，对设备和人员的工艺控制水平要求高；欧洲高速铁路车轴材料则大多采用低合金结构钢(如EA4T)，含Cr 0.90-1.20wt.％、Mo 0.15-0.30wt.％，通过传统的调质热处理方式；欧洲高铁车轴材料少部分选用30NiCrMoV12中合金结构钢，钢中含Cr 0.60～1.00wt.％、Ni 2.70～3.30wt.％、Mo 0.40～0.60wt.％、V 0.08～0.13wt.％，此类钢种淬透性好、可油淬、硬度高、耐腐蚀性能好，但是造价较高。根据我国目前钢坯冶炼水平以及车轴生产企业实际热处理工艺装备情况，国产化高速动车组车轴的研制开发优先选用了合金化调质热处理的技术路线。
发明内容
鉴于以上分析，本发明旨在提供一种新型的Cr-Ni-Mo-Nb-V高速车轴用钢，采用中低碳、Cr、Ni合金化设计，利用微Nb、高V、Mo协同的复合微合金化细化加热奥氏体晶粒，经热处理后，可以获得细晶奥氏体晶粒及马氏体组织，实现高强度和高韧性的优异匹配。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一种高韧性高速车轴用钢，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.20～0.28％，Si：0.15～0.40％，Cr：0.90～2.00％，Mn：0.15～0.80％，V：0.15～0.30％，Nb：0.00～0.06％，Ni：0.90～1.50％，Mo：0.15％～0.30％，Alt：0.010～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％，N：<0.008％，余为Fe和不可避免的杂质。
优选地，所述钢的化学成分为，C：0.20～0.25％，Si：0.15～0.40％，Cr：1.50～2.00％，Mn：0.35～0.60％，V：0.15～0.23％，Nb：0.04～0.06％，Ni：1.20～1.50％，Mo：0.15～0.30％，Alt：0.020～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0012％，N：<0.005％。
优选地，所述钢的化学成分为，C：0.20～0.25％，Si：0.15～0.40％，Cr：1.00～1.50％，Mn：0.60～0.80％，V：0.23～0.30％，Nb：<0.04％，Ni：1.00～1.50％，Mo：0.25～0.30％，Alt：0.020～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0012％，N：0.006～0.008％。
进一步地，获得的车轴用钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于15μm。
进一步地，所述车轴用钢的屈服强度Rp0.2≥600MPa，抗拉强度Rm≥750MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃；当光滑试样疲劳周次从107增加至108时，条件疲劳极限不下降。
本发明还提供一种高韧性高速车轴用钢的热处理方法，钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴用钢。
进一步地，进行第一次淬火热处理的温度为900～950℃，加热保温时间为10～60min。
第一次淬火温度选择较高温度900～950℃进行奥氏体化，目的是消除锻造或轧制的不均匀组织，同时使V、Nb等部分回溶和均匀化，较短时间10～60min的保温是为了抑制奥氏体晶粒和已析出MX(M：V、Nb，X：C,N)粒子的粗化，快速冷却是为了得到马氏体/贝氏体组织，同时抑制MX在冷却高温段析出。
进一步地，进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为30～120min。
在第一次淬火获得较均匀的细小马氏体组织基础上，第二次淬火温度选择较低温度850-900℃进行二次奥氏体化，主要是获得更多的纳米MX粒子，并降低奥氏体晶粒粗化倾向，保温时间由此也可以延长至120min，最终获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。
进一步地，回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。
进一步地，所述淬火介质为水、水雾或油。
本发明各元素的作用及配比依据如下：
碳：最主要的强化元素之一，过高会引起钢的塑性和韧性的显著降低。为保证钢的塑性和韧性，C含量应适当降低，损失的强度则主要由Nb、V、Mo微合金纳米第二相来弥补。本发明控制C含量为0.20～0.28wt.％。
硅：固溶强化作用显著、但损害韧性也显著的合金元素，同时也是钢中主要的脱氧元素。因此，本发明主要利用其脱氧作用，控制Si含量为较低水平，为0.15～0.40wt.％。
锰：显著提高钢的淬透性元素，也是钢中主要的脱氧元素之一，本发明在较高Cr含量，即Cr含量为1.50～2.00wt.％时，主要利用Mn的脱氧作用，控制Mn含量在较低水平，即0.15wt.％以上即可；在较低Cr含量，即Cr含量为1.00～1.50wt.％时，利用Mn的以上两种作用，但Mn含量不超过0.80wt.％。因此，本发明控制Mn含量为0.15～0.80％。
铬：本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。当Cr溶于渗碳体形成(Fe，Cr)3C合金渗碳体时，能起到细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。因此，本发明控制Cr含量为0.90～2.00wt.％。
镍：提高钢材韧性最有效的合金元素，综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同，本发明钢中Ni的含量控制在0.90～1.50wt.％。
钼：本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量低于0.15wt.％，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。因此，本发明控制Mo含量0.15～0.30wt.％。
钒：本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的V微合金化，首先可以在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)细化奥氏体晶粒，其次在热处理再加热时析出大量(V,Mo)(CN)纳米第二相细化再加热奥氏体的晶粒尺寸。再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的V改善淬透性，同时在高温回火过程中大量析出，占用钢中一部分C，形成大量的、以V、C和Mo为主的纳米第二相，而不是较大颗粒的渗碳体，从而获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。本发明钢V含量控制在0.15～0.30wt.％，过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。过低的V，以上综合作用不显著。
铌：本发明钢为中低碳合金钢，采用Nb微合金化，其主要作用是协同V、Mo、N等在高温共析出控制锻轧前加热和锻轧时的奥氏体晶粒尺寸。微Nb、高V复合添加后，明显提高MC相析出温度，考虑与N、V的协同匹配，本发明钢的Nb含量控制为0.00～0.06wt.％，如N、V含量任一含量高，即N含量为0.006～0.008wt.％或V含量为0.23～0.30wt.％时，Nb含量控制在0.04wt.％以下，甚至不添加；如N、V含量低，即N含量<0.005wt.％或V含量为0.15～0.23wt.％时，Nb含量控制在0.04-0.06wt.％。过高的Nb含量会导致Nb的碳氮化物析出温度升高从而粗化，不利于对奥氏体晶粒的细化。
铝：Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用。本发明钢中的Al含量控制在0.010～0.030wt.％。
氮：当钢中有V、Nb、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的V、Nb、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.008wt.％。
氧：O易形成氧化物夹杂，是高速车轴钢的杂质元素，对韧性、塑性不利。本发明钢控制O含量低于0.0015％。
磷：本发明钢将P作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。
硫：本发明钢将S作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。
本发明有益效果如下：
本发明提供一种细晶粒和高韧性的高速车轴钢及其热处理方法，在化学成分上，采用中低C、以Cr、Ni为主的合金化设计，采用微Nb、高V、Mo协同的多元复合微合金化思路，重点在于C、Nb、V、Mo、Cr元素的合理匹配，充分发挥其在车轴钢中的作用。经适当热处理后，可以获得细晶奥氏体晶粒及高V微合金纳米第二相增强的马氏体组织，实现高强度和高韧性的优异匹配。获得晶粒细小且以回火马氏体为主的显微组织，其中空心车轴表面为全回火马氏体组织，心部回火马氏体组织含量不低于50％，其余为回火贝氏体组织，使车轴钢具有高强度、高韧性等综合力学性能，从而具备良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。
本发明获得的车轴用钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于15μm，屈服强度Rp0.2≥600MPa，抗拉强度Rm≥750MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃；当光滑试样疲劳周次从107增加至108时，条件疲劳极限不下降。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制。
图1为1#实施例经一次淬火+高温回火的奥氏体晶粒照片。
图2为1#实施例经两次淬火+高温回火的奥氏体晶粒照片。
具体实施方式
下面结合附图对本发明作进一步说明，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。
本发明所涉及的高韧性高速车轴用钢采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，加热温度为1150～1250℃，为避免锻轧时奥氏体发生分解相变，终锻和终轧温度不低于850℃，锻轧后空冷。
本发明所涉及的高韧性高速车轴用钢的化学成分包含C、Si、Cr、Mn、V、Nb、Ni、Mo、Al、P、S、O和N，余为Fe和不可避免的杂质。
优选的，C的含量为0.20～0.28％，这是由于碳含量过高会引起钢的塑性和韧性的显著降低，为保证钢的塑性和韧性，C含量应适当降低，损失的强度则主要由Nb、V、Mo微合金纳米第二相来弥补。
优选的，Si的含量为0.15～0.40％，硅元素具有显著的固溶强化作用，但硅也具有损害韧性的作用，本发明主要利用其脱氧作用，为了不损害钢的任性，需要将Si含量控制较低水平。
优选的，Cr：0.90～2.00％，本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。
优选的，Mn：0.15～0.80％，本发明中在较高Cr含量时，主要利用Mn的脱氧作用，需要控制Mn含量在较低水平；在较低Cr含量，则利用Mn的以上两种作用。
优选的，Ni：0.90～1.50％，本发明钢中Ni的含量控制需要综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同。
优选的，Mo：0.15％～0.30％，本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量过低，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。
优选的，V：0.15～0.30％，本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的V微合金化，首先可以在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)细化奥氏体晶粒，其次在热处理再加热时析出大量(V,Mo)(CN)纳米第二相细化再加热奥氏体的晶粒尺寸。再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的V改善淬透性，同时在高温回火过程中大量析出，占用钢中一部分C，形成大量的、以V、C和Mo为主的纳米第二相，而不是较大颗粒的渗碳体，从而获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。过低的V，以上综合作用不显著。
优选的，Nb：0.00～0.06％，本发明钢为中低碳合金钢，采用Nb微合金化，其主要作用是协同V、Mo、N等在高温共析出控制锻轧前加热和锻轧时的奥氏体晶粒尺寸。微Nb、高V复合添加后，明显提高MC相析出温度，考虑与N、V的协同匹配，本发明钢的Nb含量控制为0.00～0.06wt.％，如N、V含量任一含量高，即N含量为0.006～0.008wt.％或V含量为0.23～0.30wt.％时，Nb含量控制在0.04wt.％以下，甚至不添加；如N、V含量低，即N含量<0.005wt.％或V含量为0.15～0.23wt.％时，Nb含量控制在0.04-0.06wt.％。过高的Nb含量会导致Nb的碳氮化物析出温度升高从而粗化，不利于对奥氏体晶粒的细化。
优选的，Alt：0.010～0.030％，Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用。
优选的，N：<0.008％，当钢中有V、Nb、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的V、Nb、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.008wt.％。
优选的，本发明中杂质元素含量为，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％。
下面给出五个具体实施例，其中1#～5#为实施例钢，对比例为按照EA4T标准设计的试验钢，化学成分如表1所示。本发明钢均由真空感应炉冶炼，实施例与对比钢经冶炼、浇铸、锻轧后，在真空炉中加热至920℃，保温1h，随后水冷，然后再在真空炉中加热至880℃，保温1h，油淬。回火处理时的回火温度分别为650℃和675℃，保温时间分别为6h和4h，回火后空冷至室温。热处理后得到均匀细小的奥氏体晶粒，平均尺寸为9-13μm，进而获得细晶的回火马氏体组织，热处理后车轴钢的力学性能指标在表2、表3中列出。
表1化学成分(wt.％)
表2 650℃回火时力学性能
表3 675℃回火时力学性能
表1-3中，Rp0.2为屈服强度，Rm为抗拉强度，A为延伸率，KU2为室温5mm缺口纵向冲击吸收功。根据表1-3可以看出，实施例1#～5#钢均获得抗拉强度750MPa以上、室温冲击功80J以上的良好综合力学性能，较对比例具有更优异的强韧性匹配。选择2#、4#钢及对比钢650℃回火状态进行107和108周次旋转弯曲疲劳试验，2#和4#钢光滑试样疲劳周次从107增加至108，条件疲劳极限不下降，均为其抗拉强度的0.49倍。而对比钢107和108周次条件疲劳极限分别为其抗拉强度的0.47倍和0.46倍，低于2#和4#钢，且从107增加至108，条件疲劳极限略有下降。
本发明采用新型中低C、高V、微Nb、Mo复合微合金化、较高Cr、Ni合金设计，经两次淬火+高温回火热处理后，可以获得细晶奥氏体晶粒及高V微合金纳米第二相增强的马氏体组织，实现高强度和高韧性的优异匹配，最终使高速车轴具有良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (5)

1.一种高韧性高速车轴用钢，其特征在于，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.20～0.28％，Si：0.15～0.40％，Cr：0.90～2.00％，Mn：0.15～0.80％，V：0.15～0.30％，Nb：0.00～0.06％，Ni：0.90～1.50％，Mo：0.15％～0.30％，Alt：0.010～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％，N：<0.008％，余为Fe和不可避免的杂质；
获得的车轴用钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于15μm；
所述车轴用钢的屈服强度Rp0.2≥600MPa，抗拉强度Rm≥750MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃；当光滑试样疲劳周次从107增加至108时，条件疲劳极限不下降。
2.根据权利要求1所述高韧性高速车轴用钢，其特征在于，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.20～0.25％，Si：0.15～0.40％，Cr：1.50～2.00％，Mn：0.35～0.60％，V：0.15～0.23％，Nb：0.04～0.06％，Ni：1.20～1.50％，Mo：0.15～0.30％，Alt：0.020～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0012％，N：<0.005％，余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述高韧性高速车轴用钢，其特征在于，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.20～0.25％，Si：0.15～0.40％，Cr：1.00～1.50％，Mn：0.60～0.80％，V：0.23～0.30％，Nb：<0.04％，Ni：1.00～1.50％，Mo：0.25～0.30％，Alt：0.020～0.030％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0012％，N：0.006～0.008％，余为Fe和不可避免的杂质。
4.一种权利要求1-3中任一项所述高韧性高速车轴用钢的热处理方法，其特征在于，钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴用钢；
进行第一次淬火热处理的温度为900～950℃，加热保温时间为10～60min；
进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为30～120min；
回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。
5.根据权利要求4所述热处理方法，其特征在于，所述淬火介质为水、水雾或油。
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JP2010121191A (ja) * 2008-11-21 2010-06-03 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
CN101935808B (zh) * 2010-09-19 2012-01-04 天津钢管集团股份有限公司 130ksi钢级低温高韧抗腐蚀的钻杆及其制造方法
CN102140611A (zh) * 2011-03-18 2011-08-03 上海海隆石油管材研究所 一种135钢级钻杆接头及其热处理工艺
CN105838988B (zh) * 2016-06-07 2018-05-18 马鞍山钢铁股份有限公司 含铌动车组车轴用钢及其热处理工艺
CN105821307B (zh) * 2016-06-07 2018-04-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种含铌动车组车轴用钢，其生产方法以及热处理工艺
CN106521356B (zh) * 2016-11-10 2017-12-29 钢铁研究总院 一种高强度高韧性耐腐蚀链条用钢及其热处理方法

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