CN108359917A - 一种高速列车空心车轴钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，Cr 0.6～1.1％，Ni 1.3～1.8％，Mn 1.8～2.4％，Si 1.8～2.2％，Mo 0.22～0.30％，V0.12～0.20％，P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm和余量的Fe，且3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％。本发明提供的高速列车空心车轴钢通过Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V等元素的合金化，提升力学性能，在满足工况塑韧性能要求的前提下，显著提高高速列车车轴钢的强度和抗疲劳性能，有助于增加车轴中心孔的尺寸，实现高铁车轴的轻量化。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，特别涉及一种高速列车空心车轴钢及其制备方法。
背景技术
车轴是确保高速列车安全行驶的关键结构部件，长期随机承受交变载荷，疲劳、弯曲、扭转是导致车轴断裂的主要失效形式，其中由裂纹导致疲劳断裂的占90％以上。因此，高铁车轴应该具备较高的强度极限和疲劳极限，才能保证高速铁路运行的安全性、可靠性和收益性。
目前，国际上广泛使用的高速客车车轴钢主要有三类：(1)以日本为代表的碳素结构钢S38C，其化学成分为(质量百分比)：0.35～0.41％C、0.15～0.35％Si、0.60～0.90％Mn、P≤0.030％、S≤0.035％。(2)以德国为代表的中合金钢EA4T，其化学成分为(质量百分比)：0.22～0.29％C、0.15～0.4％Si、0.50～0.80％Mn、0.90～1.20％Cr、0.30％Cu、0.15～0.3％Mo、0.06％V、P≤0.020％、S≤0.015％；(3)以法国和意大利为代表的高合金钢30NiCrMoV12，其化学成分为(质量百分比)：0.26～0.31％C、Si≤0.40％、0.50～0.70％Mn、0.70～0.90％Cr、2.90～3.30％Ni、0.45～0.55％Mo、0.08～0.13％V、Cu≤0.20、Al≤0.045％、P≤0.015％、S≤0.008％。中国目前时速大于200公里/小时的铁路客车车轴钢主要采用进口的合金钢EA4T。这种车轴钢调质态的屈服强度R0.2≥420MPa、抗拉强度≥650MPa、延伸率A≥18％、纵向冲击功≥40J、横向冲击功≥25J。EA4T的光滑试样疲劳强度为350MPa和缺口试样疲劳强度为215MPa。而30NiCrMoV12高合金车轴钢由于成本较高，一直没有规模化应用。
近年来，高铁的不断提速给车轴的性能带来了新的挑战。高铁车轴直径最大约200毫米，长度可达2200毫米，是超大型轴对称结构部件，属于簧下质量。在高速列车增速时，为了减少下沉量，即减轻对轨道的破坏，空心轴设计是实现车轴轻量化的直接而有效的手段。但是，考虑到高铁运行的安全性，要求车轴进行孔制造或加工后要具有优良的强韧性能及疲劳强度。这无疑给车轴钢的性能尤其是强度和抗疲劳性能提出了更高的要求。目前广泛使用的EA4T车轴强度较低，为保留较大的性能余量，中心开孔直径仅约25mm，该开孔目的并不是减重，只是为了车轴质量探伤需要，如果开孔直径再大，会导致空心轴的整体强度降低，不能实现预期空心轴的设计理念。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高速列车空心车轴钢及其制备方法。本发明提供的高速列车空心车轴钢具有良好的强度和抗疲劳性能，且能够满足高速列车空心车轴的塑韧性要求。
本发明提供了一种高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，Cr0.6～1.1％，Ni 1.3～1.8％，Mn 1.8～2.4％，Si 1.8～2.2％，Mo 0.22～0.30％，V 0.12～0.20％，P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm和余量的Fe，且3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％。
优选的，所述高速列车空心车轴钢包括C 0.2～0.23％，Cr 0.7～1％，Ni 1.4～1.7％，Mn 1.9～2.3％，Si 1.9～2.1％，Mo 0.24～0.28％，V 0.14～0.18％，P≤0.008％，S≤0.002％，O＜8ppm，H＜0.3ppm，N＜20ppm和余量的Fe，且3.8％≤(Mn+Si)≤4％。
优选的，所述高速列车空心车轴钢的组织为回火马氏体和回火贝氏体。
优选的，所述高速列车空心车轴钢的晶粒度为8级以上。
本发明还提供了上述高速列车空心车轴钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态钢；
(2)将所述步骤(1)得到的铸态钢依次进行粗锻和精锻，得到轴坯；
(3)将所述步骤(2)得到的轴坯进行退火，得到退火轴坯；
(4)将所述步骤(3)得到的退火轴坯进行孔加工，得到空心轴坯；
(5)将所述步骤(4)得到的空心轴坯依次进行淬火和回火，得到高速列车空心车轴钢。
优选的，所述步骤(2)中粗锻的开锻温度为1150～1200℃，粗锻的锻造比为4以上。
优选的，所述步骤(2)中精锻的开锻温度为1120～1160℃，精锻的锻造比为2～3。
优选的，所述步骤(3)中退火的温度为680～750℃，退火的时间为4～8h。
优选的，所述步骤(5)中淬火的温度为880～930℃，淬火的时间为3～6h。
优选的，所述步骤(5)中回火的温度为230～285℃，回火的时间为4～10h。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，Cr 0.6～1.1％，Ni 1.3～1.8％，Mn 1.8～2.4％，Si 1.8～2.2％，Mo 0.22～0.30％，V 0.12～0.20％，P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm和余量的Fe，且3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％。本发明提供的高速列车空心车轴钢通过Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V等元素的合金化配合，提升力学性能。在满足工况塑韧性能要求的前提下，显著提高高速列车车轴钢的强度和抗疲劳性能，有助于增加车轴中心孔的尺寸，实现高铁车轴的轻量化。并且，本发明以Mn、Si元素配合作为主要强化方式，降低钢材成本。
此外，本发明提供的制备方法通过锻造结合操作简便的热处理(淬火+低温回火)，调控相变过程，细化晶粒，得到回火马氏体和回火贝氏体复相组织，进一步提高高速列车车轴钢的强度和抗疲劳性能。
实验结果表明，本发明提供的高速列车空心车轴钢屈服强度R0.2≥950MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥15％，纵向冲击功≥40J，横向冲击功≥25J。
具体实施方式
本发明提供了一种高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，Cr0.6～1.1％，Ni 1.3～1.8％，Mn 1.8～2.4％，Si 1.8～2.2％，Mo 0.22～0.30％，V 0.12～0.20％，P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm和余量的Fe，且3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，优选为0.2～0.23％，更优选为0.21～0.22％。在本发明中，所述C含量可以保证显微组织为马氏体和贝氏体的双相组织，进而在提高强度的同时保证良好的塑韧性。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括Cr 0.6～1.1％，优选为0.7～1％，更优选为0.8～0.9％。在本发明中，所述Cr能够增加钢的淬透性，加入Cr一定程度上也可以保证钢的耐大气腐蚀，同时促进贝氏体转变，细化晶粒，提高钢的强度；但Cr元素成本较高，为此本发明适当降低了Cr的强化作用。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括Ni 1.3～1.8％，优选为1.4～1.7％，更优选为1.5～1.6％。在本发明中，所述Ni能够增加残余奥氏体的稳定性，从而保证高速列车空心车轴钢的韧性。
本发明提供的高速列车空心车轴钢还包括Mn 1.8～2.4％，优选为1.9～2.3％，更优选为2～2.2％。在本发明中，所述Mn含量可以提高钢的强度和韧度，一定程度上还能降低贝氏体转变，获得小尺寸贝氏体组织；并且锰可以促进V的溶解，提高V的固溶强化效果，且成本低廉。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括Si 1.8～2.2％，优选为1.9～2.1％，更优选为2％。在本发明中，所述Si能够抑制低温回火过程中碳化物析出，进而形成无碳化物贝氏体，该贝氏体组织具有优良的强韧性。
在本发明中，所述Mn和Si的质量含量优选为3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％，更优选为3.8％≤(Mn+Si)≤4％。在本发明中，所述Mn和Si的协同强化作用能够得到细小的贝氏体组织，部分替代传统Cr、Mo进行强化。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括Mo 0.22～0.30％，优选为0.24～0.28％，更优选为0.25～0.27％。在本发明中，所述Mo助于提高钢的强度，改善回火脆性。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括V 0.12～0.20％，优选为0.14～0.18％，更优选为0.15～0.17％。在本发明中，所述V能够细化晶粒，并且起到固溶强化的作用。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm，优选为P≤0.008％，S≤0.002％，O＜8ppm，H＜0.3ppm，N＜20ppm。在本发明中，所述P、S、O、N、H在上述范围内，能够提高钢的纯净度，对改善疲劳强度和韧度有显著的作用。
本发明提供的高速列车空心车轴钢，按质量含量计，除上述各元素外，包括余量的Fe。
在本发明中，所述高速列车空心车轴钢的组织优选为回火马氏体和回火贝氏体。在本发明中，所述回火马氏体的体积含量优选为60～75％，更优选为65～70％。在本发明中，所述回火马氏体和回火贝氏体组织保持了较高的强度水平，具有低位错密度的回火马氏体本身也具有良好的塑韧性，消除了马氏体和贝氏体相界的应力，在此基础上，利用25～40％的回火贝氏体进一步改善其塑韧性。
在本发明中，所述高速列车空心车轴钢的晶粒度优选为8级以上，更优选为8～10级。
本发明通过控制各元素的含量，提升力学性能，在满足工况塑韧性能要求的前提下，显著提高高速列车车轴钢的强度和抗疲劳性，有助于增加车轴中心孔的尺寸，实现高铁车轴的轻量化。并且，本发明以Mn、Si配合作为强化元素，减少用Ni元素，降低钢材成本。
本发明还提供了一种上述技术方案所述高速列车空心车轴钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态钢；
(2)将所述步骤(1)得到的铸态钢依次进行粗锻和精锻，得到轴坯；
(3)将所述步骤(2)得到的轴坯进行退火，得到退火轴坯；
(4)将所述步骤(3)得到的退火轴坯进行孔加工，得到空心轴坯；
(5)将所述步骤(4)得到的空心轴坯依次进行淬火和回火，得到高速列车空心车轴钢。
本发明将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态钢。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的炼钢的合金原料即可。在本发明中，所述合金原料优选包括硅铁合金、铬铁合金、硅锰合金和钒铁合金。本发明对各种合金原料的比例没有特殊的限定，能够使最终合金成分满足要求即可。
本发明对所述熔炼的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的炼钢的技术方案即可。在本发明中，所述熔炼的温度优选为1550～1630℃，更优选为1580～1620℃，最优选为1590～1610℃；所述熔炼的时间优选为35～45min，更优选为40min。在本发明中，所述熔炼优选在搅拌条件下进行；所述搅拌优选为电磁搅拌；所述搅拌的电流优选为150～300A，更优选为200～250A；所述搅拌的时间优选为10～15min。
熔炼完成后，本发明优选将所述熔炼得到的熔体进行精炼。在本发明中，所述精炼的温度优选为1555～1605℃，更优选为1560～1600℃，最优选为1570～1590℃；所述精炼的时间优选为14～18min，更优选为16min。
在本发明中，所述精炼优选在吹氩条件下进行。本发明对所述精炼的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的精炼的顶底复吹式LF炉即可。在本发明中，由于对H、O、N、S等元素要求非常高，所述精炼能够进一步保证熔体的纯净度。
精炼完成后，本发明优选将所述精炼得到的熔体进行脱氧脱硫处理和微合金化。本发明对所述脱氧脱硫处理和微合金化的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的脱氧脱硫处理和微合金化的技术方案即可。在本发明中，所述微合金化能够进一步调整合金元素的含量在要求范围内。
在本发明中，当所述精炼不能降低H、O、N有害气体以及S含量至目标范围时，本发明优选在所述微合金化后进行VD真空脱气精炼。本发明对所述VD真空脱气精炼的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的VD真空脱气精炼的技术方案即可。在本发明中，所述VD真空脱气精炼的压力优选为60Pa以下。
在本发明中，所述浇铸优选为模铸；所述浇铸的温度优选为1530～1580℃，更优选为1550～1560℃。
得到铸态钢后，本发明将所述铸态钢依次进行粗锻和精锻，得到轴坯。在本发明中，所述粗锻的开锻温度优选为1150～1200℃，更优选为1160～1190℃，最优选为1170～1180℃；所述粗锻的锻造比优选为4以上，更优选为5～7。在本发明中，所述粗锻能够改变铸态组织，打碎树枝晶等不利组织，成分均匀化；锻造形成再结晶，实现组织重构，有利于细化贝氏体组织，提高性能。
本发明优选在粗锻前将所述铸态钢进行加热，所述加热的温度优选为1200～1280℃，更优选为1220～1260℃，更优选为1240℃。在本发明中，所述加热能够确保合金成分均匀化，另一方面是考虑加热炉和锻造机工序衔接的时间间隔及冷却时的温降，防止钢坯过烧。
在本发明中，所述粗锻终锻温度优选不低于950℃；所述粗锻的冷却优选为空冷，所述空冷的终点温度优选为400℃以下。在本发明中，所述空冷后优选将所述空冷后的产物堆垛冷却至室温；所述堆垛冷却的速率优选为60℃/h以下。
在本发明中，所述精锻的开锻温度优选为1120～1160℃，更优选为1130～1150℃，最优选为1140℃；所述精锻的锻造比优选为2～3。在本发明中，所述精锻有利于轴状成形。
本发明优选在精锻前将所述粗锻的产物进行加热；所述加热的温度优选为1180～1230℃，更优选为1190～1220℃，最优选为1200～1210℃。在本发明中，所述精锻的终锻温度优选为不低于900℃，锻后空冷至400℃后缓冷。本发明对所述精锻的冷却速率没有特殊的限定，采用粗锻的冷却方式即可。
得到轴坯后，本发明将所述轴坯进行退火，得到退火轴坯。在本发明中，所述退火的温度优选为680～750℃，更优选为700～730℃，最优选为710～720℃；所述退火的时间优选为4～8h，更优选为5～6h。在本发明中，所述退火能够改善锻后纤维状组织，获得均匀的铁素体+珠光体组织，降低材料强度，利于中心孔的机加工。
得到退火轴坯后，本发明将所述退火轴坯进行孔加工，得到空心轴坯。本发明对所述孔加工的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的孔加工的技术方案即可。在本发明中，所述孔加工优选为机加工。本发明对所述孔加工的孔尺寸没有特殊的限定，根据使用需求进行调整即可。
得到空心轴坯后，本发明将所述空心轴坯依次进行淬火和回火，得到高速列车空心车轴钢。在本发明中，所述淬火的温度为优选880～930℃，更优选为890～920℃，最优选为900～910℃；所述淬火的时间优选为3～6h，更优选为4～5h。在本发明中，所述回火的温度优选为230～285℃，更优选为240～280℃，最优选为250～270℃；所述回火的时间优选为4～10h，更优选为6～8h。在本发明中，针对上述技术方案所述成分，880～930℃奥氏体化后水冷不能全部转变为马氏体组织，经过贝氏体区会形成贝氏体组织，即淬火后获得马氏体和贝氏体双相组织；在随后的回火过程中，马氏体转变为塑韧性较好的回火马氏体；而贝氏体回火后，碳化物细小弥散分布，强韧性好。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高速列车空心车轴钢及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1:
一种高速列车空心车轴钢，其成分按重量百分比计，C为0.19％，Cr为1.05％，Ni为1.77％，Mn为2.35％，Si为1.85％，Mo为0.22％，V为0.20％，P≤0.009，S≤0.002，O为8.2ppm，H为0.45ppm，N为28.2ppm，余量为铁和不可避免的杂质。
本发明提供了一种高速列车空心车轴钢的制备方法，步骤如下：
1)冶炼及模铸钢锭：按照所述的高速列车空心车轴钢的配比，进行电炉炼钢，冶炼温度为1590℃，电磁搅拌；采用顶底复吹式LF炉精炼，精炼温度为1600℃，脱氧、脱硫，添加合金元素使微合金化达到内控水平；采用VD真空脱气精炼炉降低H、O、N有害气体以及S含量至目标范围。严格执行搅拌工艺，减少元素偏析；采用模铸方法浇注成方坯，浇注温度为1560℃。
2)锻造开坯：通过自由锻机对铸坯进行锻造开坯，加热温度为1280℃，开坯温度为1200℃，终锻温度为960℃，锻后空冷至400℃后缓冷，终截面锻造比为5。
3)精锻成轴坯：经精锻机锻造成形，加热温度为1180℃，开锻温度为1150℃，终锻温度为900℃，锻后空冷至400℃后缓冷。
4)退火：退火温度700℃，保温6h，炉冷至500℃后空冷。
5)孔加工：通过机加工对轴坯镗中心孔。
6)针对上述高速列车空心车轴钢锻造车轴钢毛坯的热处理方法，对开孔的车轴钢毛坯的热处理要求如下：(1)淬火：锻造车轴钢毛坯加热温度为900℃，保温4.5h，然后水冷；(2)回火：淬火后的车轴钢毛坯加热温度为265℃，保温6h，然后空冷至室温。
热处理后的金相组织为回火马氏体+回火贝氏体，晶粒度达到8.5级。
采用英国INSTRON 5982电子万能材料试验机依据国家标准GB/T 228.1-2010进行室温拉伸试验，获得屈服强度R0.2＝965MPa，抗拉强度Rm≥1250MPa，延伸率A＝16％。
采用德国Zwick RKP450J示波冲击试验机依据国家标准GB/T 229-2007进行夏比摆锤冲击试验，获得纵向冲击功＝62J，横向冲击功＝31J。
采用日本岛津旋转弯曲疲劳试验机依据国家标准GB/T 4337-2015进行旋转弯曲疲劳试验，获得光滑试样疲劳强度为572MPa，缺口试样疲劳强度为431MPa。
实施例2:
一种高速列车空心车轴钢，其成分按重量百分比计，C为0.21％，Cr为0.98％，Ni为1.53％，Mn为2.15％，Si为2.03％，Mo为0.29％，V为0.14％，P≤0.006，S≤0.001，O为9.0ppm，H为0.39ppm，N为27.1ppm，余量为铁和不可避免的杂质。
1)冶炼及模铸钢锭：按照所述的高速列车空心车轴钢的配比，进行电炉炼钢，冶炼温度为1585℃，电磁搅拌；采用顶底复吹式LF炉精炼，精炼温度为1605℃，脱氧、脱硫，添加合金元素使微合金化达到内控水平；采用VD真空脱气精炼炉降低H、O、N有害气体以及S含量至目标范围。严格执行搅拌工艺，减少元素偏析；采用模铸方法浇注成方坯，浇注温度为1580℃。
2)锻造开坯：通过自由锻机对铸坯进行锻造开坯，加热温度为1250℃，开坯温度为1200℃，终锻温度为950℃，锻后空冷至400℃后缓冷，终截面锻造比为4。
3)精锻成轴坯：经精锻机锻造成形，加热温度为1230℃，开锻温度为1120℃，终锻温度为900℃，锻后空冷至400℃后缓冷。
4)退火：退火温度710℃，保温6h，炉冷至500℃后空冷。
5)孔加工：通过机加工对轴坯镗中心孔。
6)针对上述高速列车空心车轴钢锻造车轴钢毛坯的热处理方法，对开孔的车轴钢毛坯的热处理要求如下：(1)淬火：锻造车轴钢毛坯加热温度为930℃，保温3h，然后水冷；(2)回火：淬火后的车轴钢毛坯加热温度为240℃，保温8h，然后空冷至室温。
热处理后的金相组织为回火马氏体+回火贝氏体，晶粒度达到8.5级。
采用英国INSTRON 5982电子万能材料试验机依据国家标准GB/T 228.1-2010进行室温拉伸试验，获得屈服强度R0.2＝973MPa，抗拉强度Rm≥1235MPa，延伸率A＝15.5％。
采用德国Zwick RKP450J示波冲击试验机依据国家标准GB/T 229-2007进行夏比摆锤冲击试验，获得纵向冲击功＝54J，横向冲击功＝28J。
采用日本岛津旋转弯曲疲劳试验机依据国家标准GB/T 4337-2015进行旋转弯曲疲劳试验，获得光滑试样疲劳强度为585MPa，缺口试样疲劳强度为448MPa。
实施例3:
一种高速列车空心车轴钢，其成分按重量百分比计，C为0.22％，Cr为0.84％，Ni为1.32％，Mn为1.96％，Si为1.95％，Mo为0.24％，V为0.13％，P≤0.005，S≤0.003，O为7.0ppm，H为0.45ppm，N为28.5ppm，余量为铁和不可避免的杂质。
1)冶炼及模铸钢锭：按照所述的高速列车空心车轴钢的配比，进行电炉炼钢，冶炼温度为1590℃，电磁搅拌；采用顶底复吹式LF炉精炼，精炼温度为1555℃，脱氧、脱硫，添加合金元素使微合金化达到内控水平；采用VD真空脱气精炼炉降低H、O、N有害气体以及S含量至目标范围。严格执行搅拌工艺，减少元素偏析；采用模铸方法浇注成方坯，浇注温度为1530℃。
2)锻造开坯：通过自由锻机对铸坯进行锻造开坯，加热温度为1265℃，开坯温度为1170℃，终锻温度为950℃，锻后空冷至400℃后缓冷，终截面锻造比为4。
3)精锻成轴坯：经精锻机锻造成形，加热温度为1200℃，开锻温度为1140℃，终锻温度为900℃，锻后空冷至400℃后缓冷。
4)退火：退火温度690℃，保温6h，炉冷至500℃后空冷。
5)孔加工：通过机加工对轴坯镗中心孔。
6)针对上述高速列车空心车轴钢锻造车轴钢毛坯的热处理方法，对开孔的车轴钢毛坯的热处理要求如下：淬火：890℃，保温5h，然后水冷；回火：淬火后的车轴钢毛坯加热温度为285℃，保温4h，然后空冷至室温。
热处理后的金相组织为回火马氏体+回火贝氏体，晶粒度达到9级。
采用英国INSTRON 5982电子万能材料试验机依据国家标准GB/T 228.1-2010进行室温拉伸试验，获得屈服强度R0.2＝952MPa，抗拉强度Rm≥1213MPa，延伸率A＝16.5％。
采用德国Zwick RKP450J示波冲击试验机依据国家标准GB/T 229-2007进行夏比摆锤冲击试验，获得纵向冲击功＝67J，横向冲击功＝38J。
采用日本岛津旋转弯曲疲劳试验机依据国家标准GB/T 4337-2015进行旋转弯曲疲劳试验，获得光滑试样疲劳强度为562MPa，缺口试样疲劳强度为430MPa。
实施例4:
一种高速列车空心车轴钢，其成分按重量百分比计，C为0.24％，Cr为0.67％，Ni为1.61％，Mn为1.83％，Si为2.36％，Mo为0.27％，V为0.17％，P≤0.006，S≤0.002，O为9.5ppm，H为0.40ppm，N为26.0ppm，余量为铁和不可避免的杂质。
1)冶炼及模铸钢锭：按照所述的高速列车空心车轴钢的配比，进行电炉炼钢，冶炼温度为1630℃，电磁搅拌；采用顶底复吹式LF炉精炼，精炼温度为1580℃，脱氧、脱硫，添加合金元素使微合金化达到内控水平；采用VD真空脱气精炼炉降低H、O、N有害气体以及S含量至目标范围。严格执行搅拌工艺，减少元素偏析；采用模铸方法浇注成方坯，浇注温度为1545℃。
2)锻造开坯：通过自由锻机对铸坯进行锻造开坯，加热温度为1230℃，开坯温度为1160℃，终锻温度为975℃，锻后空冷至400℃后缓冷，终截面锻造比为5。
3)精锻成轴坯：经精锻机锻造成形，加热温度为1180℃，开锻温度为1160℃，终锻温度为940℃，锻后空冷至400℃后缓冷。
4)退火：退火温度680℃，保温8h，炉冷至500℃后空冷。
5)孔加工：通过机加工对轴坯镗中心孔。
6)针对上述高速列车空心车轴钢锻造车轴钢毛坯的热处理方法，对开孔的车轴钢毛坯的热处理要求如下：淬火：910℃，保温3.5h，然后水冷；回火：淬火后的车轴钢毛坯加热温度为230℃，保温10h，然后空冷至室温。
热处理后的金相组织为回火马氏体+回火贝氏体，晶粒度达到9级。
采用英国INSTRON 5982电子万能材料试验机依据国家标准GB/T 228.1-2010进行室温拉伸试验，获得屈服强度R0.2＝985MPa，抗拉强度Rm≥1263MPa，延伸率A＝15.4％。
采用德国Zwick RKP450J示波冲击试验机依据国家标准GB/T 229-2007进行夏比摆锤冲击试验，获得纵向冲击功＝49J，横向冲击功＝28J。
采用日本岛津旋转弯曲疲劳试验机依据国家标准GB/T 4337-2015进行旋转弯曲疲劳试验，获得光滑试样疲劳强度为585MPa，缺口试样疲劳强度为462MPa。
由以上实施例可以看出，本发明提供的高速列车空心车轴钢晶粒度不小于8级，组织为回火马氏体+回火贝氏体的复相组织，屈服强度R0.2≥950MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥15％，纵向冲击功≥40J、横向冲击功≥25J。与EA4T(调质态)相比，屈服强度R0.2是EA4T的2.26倍，抗拉强度Rm是EA4T的1.85倍，延伸率A是EA4T的0.83，纵向冲击功和横向冲击功与EA4T的持平；特别是光滑试样疲劳强度为560MPa和缺口试样疲劳强度为425MPa，分别是EA4T的1.6倍和1.98倍。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种高速列车空心车轴钢，按质量含量计，包括C 0.19～0.24％，Cr 0.6～1.1％，Ni1.3～1.8％，Mn 1.8～2.4％，Si 1.8～2.2％，Mo 0.22～0.30％，V 0.12～0.20％，P≤0.010％，S≤0.003％，O＜10ppm，H＜0.5ppm，N＜30ppm和余量的Fe，且3.6％≤(Mn+Si)≤4.2％。
2.根据权利要求1所述的高速列车空心车轴钢，其特征在于，包括C 0.2～0.23％，Cr0.7～1％，Ni 1.4～1.7％，Mn 1.9～2.3％，Si 1.9～2.1％，Mo 0.24～0.28％，V 0.14～0.18％，P≤0.008％，S≤0.002％，O＜8ppm，H＜0.3ppm，N＜20ppm和余量的Fe，且3.8％≤(Mn+Si)≤4％。
3.根据权利要求1或2所述的高速列车空心车轴钢，其特征在于，所述高速列车空心车轴钢的组织为回火马氏体和回火贝氏体。
4.根据权利要求3所述的高速列车空心车轴钢，其特征在于，所述高速列车空心车轴钢的晶粒度为8级以上。
5.权利要求1～4中任意一项所述的高速列车空心车轴钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态钢；
(2)将所述步骤(1)得到的铸态钢依次进行粗锻和精锻，得到轴坯；
(3)将所述步骤(2)得到的轴坯进行退火，得到退火轴坯；
(4)将所述步骤(3)得到的退火轴坯进行孔加工，得到空心轴坯；
(5)将所述步骤(4)得到的空心轴坯依次进行淬火和回火，得到高速列车空心车轴钢。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中粗锻的开锻温度为1150～1200℃，粗锻的锻造比为4以上。
7.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中精锻的开锻温度为1120～1160℃，精锻的锻造比为2～3。
8.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中退火的温度为680～750℃，退火的时间为4～8h。
9.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)中淬火的温度为880～930℃，淬火的时间为3～6h。
10.根据权利要求5或9所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)中回火的温度为230～285℃，回火的时间为4～10h。
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