CN108796372A - 一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮及其制造方法。其化学成分为：C 0.05‑0.30％、Ni 0.10‑1.50％、Cr 0.01‑1.20％、Mn 0.70‑2.10％、Si 0.20‑1.00％、W0.01～1.00％、Mo 0.05‑0.60％、Cu 0.01‑0.80％、V 0.01‑0.20％、Nb 0.001‑0.20％、B 0.0001‑0.0350％、RE 0.001‑0.040％、P≤0.020％、S≤0.020％，其余为Fe和不可避免的残余元素；且2.0％≤Mn+Cr≤3.0％。本发明采用C‑Ni‑Mn‑Cr‑Mo新的合金设计体系和合金化原理，车轮成型后，经先进的热处理后轮辋获得无碳化物贝氏体组织结构，车轮具有优异的综合力学性能、耐腐蚀性能和服役性能，尤其是高的强度、硬度与韧性和低温韧性、高的抵抗轮轨滚动接触疲劳性能(RCF)与抵抗热裂纹等特点。

Description

一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮及其制造方法
技术领域
本发明属于轨道交通技术领域，涉及一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮及其制造方法，具体涉及一种轴重≤18t、运行速度200-350km/h高速列车用无碳化物贝氏体钢车轮及其制造方法。
背景技术
车轮是轨道交通的“鞋子”，是最重要行走部件之一，直接影响运行的安全，尤其高速车轮为了保证运行的安全对韧性指标要求尤为苛刻。我国铁路线路与其他国家存在差异，南北最大服役温差达到80℃以上，北方冬季最低温度达零下40℃以下，南方湿热腐蚀性大，这对车轮材料有着更为苛刻的要求。
以欧洲EN13262标准为例，断裂韧性要求最高的为ER6材质(C含量上限0.48％)车轮，其断裂韧性均值要求KQ≥100MPa.m1/2；其次为ER7材质(C含量上限0.52％)，其断裂韧性均值要求KQ≥80MPa.m1/2，其主要目的就是保证安全，防止高速运行条件下裂纹的产生和快速扩展。但高韧性要求必定带来硬度不能高的问题，ER6硬度要求≥225HB、ER7硬度要求≥235HB。我国在使用进口ER7材质车轮乃至硬度更高的ER8材质车轮(硬度要求≥245HB)，都表现出和钢轨的硬度不匹配导致的车轮磨耗严重问题，哪怕是用于时速≤80km/h的地铁或者城轨上都存在此类问题。
高速车轮对内部夹杂物和超声波可检测到的缺陷都提出了严格的要求，就是为了防止在高速运行状态下裂纹源的产生，但是内部非金属夹杂物的检测具有随机性，而超探能够发现的缺陷基本上都是毫米级。这就可能导致尺寸在50um以上的夹杂物存在漏检的风险，在高速运行状态下，尤其脆性氧化物夹杂是裂纹源，如断裂韧性不高，很容易扩展、开裂，造成行车安全事故。
目前国内外在用高速车轮均出现过因内部夹杂导致的轮辋开裂，多少都借助于严格的检修探伤制度及时发现，未造成重大隐患，但从材料角度，提高断裂韧性，可降低因缺陷或夹杂物导致的轮辋开裂的风险。另一方面，如果在保证较高断裂韧性的同时，提高强硬度，还能降低磨耗，提高车轮使用寿命。
发明内容
本发明的目的在于提供一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，利用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，采用C-Ni-Mn-Cr-Mo系，获得无碳化物贝氏体金相组织。
本发明还提供了一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的制造方法，使车轮具有更好的综合力学性能。
本发明采取的技术方案为：
一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，所述轨道交通动车组用贝氏体钢车轮含有以下重量百分比的化学成分：C 0.05-0.30％、Ni 0.10-1.50％、Cr 0.01-1.20％、Mn 0.70-2.10％、Si 0.20-1.00％、W0.01～1.00％、Mo 0.05-0.60％、Cu 0.01-0.80％、V 0.01-0.20％、Nb 0.001-0.20％、B 0.0001-0.0350％、RE 0.001-0.040％、P≤0.020％、S≤0.020％，其余为Fe和不可避免的残余元素；且2.00％≤Mn+Cr≤3.00％。
进一步地，所述轨道交通动车组用贝氏体钢车轮优选为含有以下重量百分比的化学成分：C 0.15-0.21％、Ni 0.33-1.45％、Cr 0.40-0.70％、Mn 1.41-1.68％、Si 0.26-0.36％、W0.03～0.10％、Mo 0.24-0.32％、Cu 0.20-0.37％、V 0.06-0.12％、Nb 0.007-0.011％、B 0.001-0.004％、RE 0.003-0.006％、P≤0.016％、S≤0.010％，其余为Fe和不可避免的残余元素；且2.00％≤Mn+Cr≤3.00％。
所述车轮距踏面0-50mm内轮辋的金相组织为无碳化物贝氏体组织结构，即为纳米尺度的板条状过饱和铁素体，板条状过饱和铁素体的中间为纳米尺度的薄膜状富碳残余奥氏体；所述薄膜状富碳残余奥氏体的体积百分数为1～15％；辐板、轮毂的金相组织均为过饱和铁素体和粒状贝氏体；且所述的残余奥氏体具有良好的热稳定性和机械稳定性。
所述板条状过饱和铁素体为体心立方(bcc)铁素体或者体心正方(bct)铁素体；所述富碳残余奥氏体为面心立方(fcc)残留奥氏体，组织电极电位差小。
所述车轮与轮轨的摩擦磨损面产生纳米微晶或非晶，而非产生“白亮层”，降低轮轨摩擦系数，提高运行效率，减少钢轨的磨耗，延长钢轨的使用寿命。
所述车轮的Rp0.2：625～665MPa；Rm：1020～1080MPa；A：18～20％；Z：38～42％；断面硬度HBW 310-330；室温KU：85～105J；KQ：100～120MPa.m1/2，车轮具有优异的综合性能，尤其是高的强度、硬度与韧性、高的抵抗轮轨滚动接触疲劳性能(Rolling Contact Fatigue，简称RCF)与抵抗热裂纹等特点。
本发明还提供了所述轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的制造方法，包括以下步骤：采用电炉冶炼或者转炉冶炼，经LF+RH精炼及真空脱气后，或者经VD精炼及真空脱气后，直接连铸成圆坯，经切锭、加热、辗压轧制、热处理、精加工后形成轨道交通用动车组车轮。所述圆坯的直径优选为所述轨道交通用动车组车轮直径优选为
所述热处理的工艺为：将成型车轮加热至860-950℃保温3.0-4.5小时，轮辋踏面采用可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；或者在进行自回火后再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温。
进一步地，所述热处理工艺还可以为：利用车轮成型后高温余热，直接将成型车轮轮辋踏面可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；或者在进行自回火后再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温。
具体为，所述热处理工序为以下方式中任意一种：
1.将成型车轮加热至860-950℃保温3.0-4.5小时，轮辋踏面采用可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；
2.将成型车轮加热至860-950℃保温3.0-4.5小时，轮辋踏面采用可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温；
3.利用车轮成型后高温余热，直接将成型车轮轮辋踏面可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；
4.利用车轮成型后高温余热，直接将成型车轮轮辋踏面可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温。
本发明公开的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的各成分作用下：
C：钢中基础元素，有强烈的间隙固溶硬化和析出强化作用，随着碳含量的增加，钢的强度增加，韧性下降；碳在奥氏体中的溶解度要比在铁素体中大得多，而且是一种有效的奥氏体稳定元素，影响最终金相组织中残余奥氏体含量与残余奥氏体中碳含量；钢中碳化物的体积分数与碳含量成正比。为获得无碳化物贝氏体组织，必须确保一定的C含量固溶在过冷奥氏体中，以及在过饱和铁素体中，进一步有效提高材料强硬度，特别是提高材料的屈服强度。C含量高于0.30％时，会导致渗碳体的析出，降低钢的韧性，C含量低于0.05％时，铁素体的过饱和度降低，钢的强度下降，因此碳含量合理范围以0.05-0.30％。
Ni：钢中主要合金化元素，利用Ni是非碳化物形成元素的作用，在贝氏体转变过程中可抑制碳化物的析出，从而使贝氏体铁素体板条之间形成稳定的薄膜状奥氏体，有利于无碳化物贝氏体组织的形成。Ni能提高钢的强度及韧性，是获得高韧性和低温韧性必不可少的合金元素，并降低冲击韧性转变温度，进一步提高轨道交通用车轮的安全性，同时，Ni还具有提高耐蚀性的作用。Ni与Cu可以形成无限固溶体，提高Cu的熔点，充分发挥Cu的有益作用，着力减少Cu的有害影响。Ni含量低于0.10％，不利于无碳化物贝氏体形成，不利于降低Cu带来的龟裂等有害影响，Ni含量高于1.50％，钢的强韧性贡献率将会出现较大幅度下降，且增加生产成本，因此Ni含量应控制在0.10-1.50％。
Cr：Cr是钢中强碳化物形成元素，强烈降低Bs点，弱降低Ms点，适量的Cr能提高贝氏体淬透性和钢的强度，并且能提高钢的耐蚀性能。Cr含量低于0.01％时，无法有效发挥其作用，Cr含量高于1.20％，对钢的韧性有不利影响，钢的成本也大幅增加，因此Cr含量应控制在0.01-1.20％。
Mn：钢中主要合金化元素，Mn具有提高钢中奥氏体稳定性、增加钢的淬透性等作用，明显提高贝氏体淬透性及贝氏体钢的强度；Mn能提高磷的扩散系数，促进磷向晶界的偏聚，增加钢的脆性和回火脆性；Mn含量低于0.70％时，钢的淬透性差，不利于获得无碳化物贝氏体，Mn含量高于2.10％，钢的淬透性显著增加，也会大幅提高P的扩散倾向，降低钢的韧性，因此Mn含量应控制在0.70-2.10％。
Si：钢中基本合金元素，常用的脱氧剂，Si虽然也是非碳化物形成元素，但Si容易在钢中形成带状组织，导致横向性能和纵向性能存在差异，尤其是对车轮这种受到高接触应力和循环应力的部件是不利的，因此，本发明中Si不作为非碳化物形成元素，其含量按碳素钢控制，含量为0.20-1.00％，主要用于脱氧。
W：提高钢淬透性的元素，能剧烈推迟珠光体和贝氏体转变，后者延迟转变要小一点，因此钨在钢中呈贝氏体淬透性。在Cr的协同作用下，W能进一步发挥其淬透性作用。W在V的协同作用下是抑制晶粒长大的非常有效的元素，使晶粒细化。W含量低于0.01％时，提高淬透性作用有限，W含量高于1.00％，降低钢的韧性，且增加生产成本，因此，W含量控制在0.01-1.00％。
Mo含量：Mo是置换式固溶体合金元素，固溶于奥氏体中时能提高钢的淬透性；Mo在铁素体内能形成碳化物沉淀相，强烈降低Bs点，使铁素体-珠光体转变大大推迟，对贝氏体转变的推迟作用不明显，使铁素体-珠光体与贝氏体连续冷却转变曲线上下分离，出现两个“C”曲线；Mo含量大于0.20％时，使下临界冷却(与铁素体析出相切的冷速)降低；含量在0.20-0.40％时，作用已十分显著，当含量大于0.6％时，这种影响减少。同时，Mo提高钢的内聚强度和晶界强度，以及钢的高温强度，减少P、Mn等元素在晶界偏聚及其在晶界偏聚的影响，降低回火脆性。因此，Mo含量应控制在0.05-0.60％。
Cu：铜也是钢中非碳化物形成元素，能促进奥氏体形成，铜在钢中的溶解度变化大，具有固溶强化和析出弥散强化作用，可提高屈服强度和抗拉强度；同时，铜能提高钢的耐蚀性。由于铜的熔点为1083℃，在锻压轧制等加热时钢坯表面容易氧化，在晶界富集形成低熔点液化，容易使钢表面产生龟裂。钢中加入Ni，Cu与Ni能形成无限固溶体，提高固溶体的熔点，防止钢材表面产生龟裂。通过正确合金化和制造工艺优化，可以防止这一有害影响，充分发挥Cu的有利作用。Cu还提高钢的耐蚀性，尤其Cu与Ni、Cr、Mo、V等复合作用时显著提高钢材的耐蚀性。Cu含量低于0.01％，Cu发挥的作用小，钢的耐蚀性差，Cu含量高于0.80％，容易使钢表面产生龟裂，因此Cu含量应控制在0.01-0.80％。
V：V是碳化物、氮化物形成元素，在α铁中可形成连续固溶体，当超过一定含量时，会形成析出相，在轧制时抑制奥氏体再结晶并阻止晶粒长大，能细化铁素体晶粒，提高钢的强度和韧性。但是，V含量过高时，若处理不当，反而可能形成粗大晶粒，恶化钢的性能。当V固溶在奥氏体中时，将降低钢的马氏体点，并增加其残余奥氏体的含量；但若以碳化物形式存在时，则将产生相反的结果。当V含量小于0.01％时，其细化晶粒作用不明显，V含量高于0.20％时，影响车轮加工性能，且容易形成不良碳化物，因此V含量应控制在0.01-0.20％。
Nb：Nb在钢中的作用是提高奥氏体的再结晶温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的。微量的Nb可使钢得到极好的综合性能，因为在低Nb浓度下，钢的屈服强度增长较快，并且和浓度成正比，但当Nb含量大于0.20％时，强化效果就开始降低。Nb不仅可以提高钢的强度，还可以提高钢的韧性、抗高温氧化性和耐蚀性，降低钢脆性转变温度，当Nb与Mo等复合合金化时，进一步提高性能指标。当Nb含量小于0.001％时，无法发挥其细化晶粒的作用，因此Nb含量应控制在0.001-0.20％。
B：B提高钢的淬透性，其原因在于奥氏体化过程中，铁素体最容易在晶界处形核。由于B吸附在晶界上，填充了缺陷，降低了晶界能，使新相成核困难，奥氏体稳定性增加，从而提高了淬透性。但B的不同偏聚状态其影响也不同，在晶界缺陷被填完后，若仍有更多的B非平衡偏聚，则会在晶界形成“B相”沉淀，增加晶界能，同时“B相”将作为新相的核心，促使形核速率增加，致使淬透性下降。即有明显的“B相”析出对淬透性有不良影响，并且大量的“B相”析出会使钢变脆，使力学性能变差。B与Mo、Nb等元素有复合作用的效果，进一步提高钢的淬透性，以及钢的高温强度。钢中B含量高于0.035％，将会产生过量的“B相”，降低淬透性；B含量低于0.0001％时，降低晶界能作用有限，会导致淬透性不足，因此B含量应控制在0.0001-0.035％。
RE：钢中加入RE元素，可细化奥氏体晶粒，且有净化和变质作用，能减少有害杂质元素在晶界的偏聚，改善和强化晶界，从而提高钢的强度和韧性。同时，RE可以促进夹杂物的球化，进一步提高钢的韧性，减少材料的缺口敏感性。当RE含量过高时，其有利作用会减弱，同时会增加钢的成本。RE含量低于0.001％时，无法完全去除有害元素生成韧性稀土夹杂物，RE含量高于0.040％时，会造成RE元素富余，无法有效发挥其作用，综合考虑，RE含量控制在0.001-0.040％。
P含量：P在中高碳钢中，容易在晶界偏聚，从而弱化晶界，降低钢的强度和韧性。作为有害元素，钢中P含量越低越好，但增加生产制造成本。当钢中添加Mo、W等晶界偏聚元素时，增加晶界内聚力，减少P的有害影响，因此，当P≤0.020％时，不会对性能造成不利影响。
S含量：S通常是钢中有害元素，且容易与其它元素形成夹杂物，降低钢的强度和韧性。当钢中Mn/S达到一定比例时，形成塑性、球状MnS夹杂物，减少脆性夹杂物的有害作用。作为有害元素，当S≤0.020％时，不会对性能造成不利影响。
本发明主要利用Ni等非碳化物形成元素，提高碳在铁素体中的活度，推迟和抑制碳化物析出，实现多元复合强化，容易实现无碳化物贝氏体组织结构。利用Mn合金元素具有优良的奥氏体稳定化作用，利用Cr等合金元素进一步增加钢的淬透性，提高钢的强度。通过合适的成型工艺(包括锻造辗压轧制或者模型铸造等)，特别是热处理工艺，采用轮辋踏面喷水强化冷却，使车轮轮辋得到无碳化物贝氏体组织，利用余热自回火或者中低温回火，增加残余奥氏体强度，降低变形奥氏体临界转变温度Md，进一步提高残余奥氏体的机械稳定性，改善车轮的组织稳定性和车轮的综合力学性能。同时，利用Cu元素具有优良的固溶强化和析出强化的特点，在不降低韧性指标的情况下，进一步提高强度和韧性；也利用Ni、Cu元素具有耐腐蚀性能，实现车轮耐大气腐蚀性能，防止麻点和腐蚀坑的产生，提高车轮使用寿命和安全性。
本发明采用C-Ni-Mn-Cr-Mo新的合金设计体系和合金化原理，利用先进的生产制造工艺，保证车轮钢质量优良，钢中有害气体含量低，特别是热处理工艺，轮辋获得深度(距踏面)为0-50mm的无碳化物贝氏体组织结构，也就是，纳米尺度的板条状过饱和铁素体，中间为纳米尺度的薄膜状富碳残余奥氏体，车轮具有优异的综合性能，尤其是高的强度、硬度与韧性、高的抵抗轮轨滚动接触疲劳性能(RCF)与抵抗热裂纹等特点，车轮轮轨接触变形层小，减轻夹杂物的有害作用，摩擦磨损面不易产生“白亮层”，而是产生纳米微晶或者非晶，降低轮轨摩擦系数，提高运行效率，减少钢轨的磨耗，延长钢轨的使用寿命；利用贝氏体钢车轮碳含量低，金相组织主要是体心立方(bcc)铁素体或者体心正方(bct)铁素体，以及少部分面心立方(fcc)残余奥氏体，组织电极电位差小。而且，含有Ni、Cr、Cu等耐腐蚀合金元素，改善表面氧化铁皮的组织结构和致密性，因此，车轮具有较好的耐大气腐蚀和抗环境介质腐蚀的性能；车轮的安全性、可靠性和服役使用性能进一步提高。
本发明在钢的强化方面，充分利用了细晶强化、固溶强化、位错强化和第二相强化，充分发挥钢的强度水平；在韧性方面，钢中没有渗碳体等脆性相，特别是轮辋显微组织结构中存在纳米尺度的薄膜状富碳残余奥氏体，这种纳米尺度的富碳残余奥氏体薄膜具有一定的热稳定性和机械稳定性，能够钝化裂纹尖端和阻碍裂纹的扩展，对韧性包括低温韧有很好的支撑作用，而且循环应力疲劳硬化与降低缺口敏感性。因此，本发明的贝氏体钢车轮具有优异的强韧性和低的缺口敏感性等特点。
与CN1800427A专利中的贝氏体钢相比，本发明用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，添加了B、Nb、RE，可以使本钢种获得更合理的淬透性，生产控制较容易，且成本较低，同时加入B、Nb和RE，可以利用先进的热处理工艺使本钢种获得良好的综合力学性能。
与CN106048430A专利中的贝氏体钢相比，本发明用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，添加了Cu、B、Nb、V、Cr、Mo等元素，利用先进的热处理工艺使本钢种具有更好的耐腐蚀性能和综合力学性能。
与CN 106191665A专利中的贝氏体钢相比，本发明用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，添加了Nb、V、Cr、Mo、RE等元素，利用先进的热处理工艺使本钢种具有更好的综合力学性能。
与CN 106191666A专利中的贝氏体钢相比，本发明用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，添加了Cu、B、Nb、V、Cr、Mo等元素，利用先进的热处理工艺使本钢种具有更好的综合力学性能。
与CN1175980A专利中的贝氏体钢相比，本发明用Ni作为主要无碳化物贝氏体形成元素，添加了Nb元素，Si含量也较低，利用先进的热处理工艺使本钢种具有更好的综合力学性能。
与上述主要采用Si作为无碳化物贝氏体形成元素的专利相比，本发明利用Ni作为主要无碳化物，可以提高韧性(尤其是低温韧性)，增加接触疲劳寿命。
与现有技术相比，本发明获得了以下有益效果：
(1)本发明制备的贝氏体钢车轮与CL60车轮相比，车轮的屈服强度、抗拉强度、硬度高，以及韧性和低温韧性高，轮辋具有高的强韧性，抗滚动接触疲劳(RCF)性能、抗热裂纹性能好，减小车轮在使用过程的剥离、剥落，提高车轮运行的安全性、可靠性；
(2)由于辐板、轮毂强度高，辐板抵抗运行过程中横向应力和横向冲击能力强，防止辐板开裂，提高车轮运行的安全性；
(3)车轮材料缺口敏感性低，而且应力/应变疲劳循环硬化，进一步提高车轮运行的安全性；
(4)轮轨接触次表面变形层浅，减轻夹杂物的有害作用，摩擦磨损面不易产生“白亮层”，而是产生纳米微晶或者非晶，降低轮轨摩擦系数，提高运行效率，减少钢轨的磨耗；
(5)既利用Ni、Cr、Cu等耐腐蚀合金元素的共同复合作用，改善车轮表面氧化铁皮的组织结构和致密性，又利用组织电极电位差小，防止麻点、腐蚀坑的产生，车轮具有良好的耐大气腐蚀和抗环境介质腐蚀的性能，提高车轮的使用安全性和寿命；
(6)车轮踏面均匀磨耗，防止车轮失圆与多边形化等现象的产生；
(7)车轮踏面少镟修，减少维修频率，提高车轮轮辋金属实际使用效率，提高车轮的使用寿命和综合效益；
(8)贝氏体钢车轮不仅具有一定的经济效益和社会效益，而且其潜力和优势将在应用中进一步挖掘和发挥；
(9)和已有贝氏体钢车轮专利相比(主要采用Si作为无碳化物形成元素)，本发明贝氏体钢车轮强韧性匹配明显提高(相同的强硬度水平下，韧性好于已有专利，相同的韧性水平下，强硬度水平好于已有专利)，增加接触疲劳寿命，同时耐腐蚀性能提高。
附图说明
图1为车轮各部位名称及其与钢轨接触示意图；1-轨道、2-轮毂、3-辐板、4-轮辋、5-踏面、6-轮缘；
图2为实施例1中车轮的轮辋的100×光学金相组织(a)；500×光学金相组织(b)；
图3为实施例2中车轮的轮辋的100×光学金相组织(a)；500×光学金相组织(b)；500×染色光学金相组织(c)；高分辨透射电镜显微组织(d)；
图4为实施例2钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)；
图5为实施例3中车轮的轮辋的100×光学金相组织；
图6为实施例3中车轮的轮辋的500×光学金相组织；
图7为贝氏体车轮和珠光体车轮摩擦系数与转数的关系；
图8为贝氏体(a)和珠光体(b)车轮钢磨损变形层HRTEM显微组织结构；
图9为贝氏体车轮和珠光体车轮的平均腐蚀速率。
具体实施方式
下面结合实施例及说明书附图对本发明进行详细说明。
实施例1、2、3中的车轮钢的化学成分重量百分比如表2所示，实施例1、2、3均采用电炉冶炼经LF+RH精炼真空脱气后直接连铸成的圆坯，经切锭、加热与辗压轧制、热处理、精加工后形成直径为920mm轨道交通用动车组车轮。
实施例1
一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，含有如表2实施例1所述的化学成分。
其制造方法为：将化学成分如表2实施例1的钢水经过炼钢工序、精炼工序真空脱气工序、圆坯连铸工序、切锭工序、锻压轧制工序、热处理工序、加工、成品检测工序而形成。所述的热处理工序为：加热至920℃保温4.0小时，轮辋踏面可程序控制的喷水冷却至220-400℃，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；然后再加热至270-400℃之间进行中低温回火4小时，回火后空冷至室温。
如图2所示，本实施例制备的车轮轮辋金相组织主要为无碳化物贝氏体。本实施例车轮机械性能如表3所示，车轮实物强韧性匹配优于CL60车轮。
实施例2
一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，含有如表2实施例1所述的化学成分。
其制造方法为：将化学成分如表2实施例2的钢水经过炼钢工序、精炼工序真空脱气工序、圆坯连铸工序、切锭工序、锻压轧制工序、热处理工序、加工、成品检测工序而形成。所述的热处理工序为：加热至940℃保温4.3小时，轮辋踏面可程序控制的喷水冷却至220-380℃，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；然后再加热至250-360℃之间进行中低温回火4小时，回火后空冷至室温。
如图3所示，本实施例制备的车轮轮辋金相组织主要为无碳化物贝氏体。图4为实施例2钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)。
本实施例车轮机械性能如表3所示，车轮实物强韧性匹配优于CL60车轮。
实施例3
一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，含有如表2实施例1所述的化学成分。
其制造方法为：将化学成分如表2实施例3的钢水经过炼钢工序、精炼工序真空脱气工序、圆坯连铸工序、切锭工序、锻压轧制工序、热处理工序、加工、成品检测工序而形成。所述的热处理工序为：加热至920℃保温4.5小时，轮辋踏面可程序控制的喷水冷却至200-385℃，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；然后再加热至300-400℃之间进行中低温回火3.5小时，回火后空冷至室温。
如图5、6所示，本实施例制备的车轮轮辋金相组织主要为无碳化物贝氏体。本实施例车轮机械性能如表3所示，车轮实物强韧性匹配优于CL60车轮。
采用接触疲劳试验机进行滚动接触疲劳试验，在相同的实验条件下，贝氏体钢车轮的抗接触疲劳性能明显好于CL60车轮，Ni系贝氏体钢车轮好于Si系贝氏体钢车轮，见表4；贝氏体车轮和珠光体车轮摩擦系数与转速的关系见图7，贝氏体钢车轮降低轮轨摩擦系数，提高运行效率；贝氏体钢车轮与CL60车轮摩擦磨损试验后试样表面变形层组织见图8，贝氏体钢车轮踏面摩擦磨损面不易产生“白亮层”，而是产生纳米微晶或者非晶，相当于滚动接触疲劳时在轮轨之间有一层固体润滑剂，改变轮轨摩擦学特性，降低轮轨摩擦系数，减少轮轨的固态磨损。
贝氏体钢车轮和珠光体钢车轮的耐腐蚀性能测试结果见图9，从图中可以看出本发明得到的无碳化物贝氏体钢车轮相较于珠光体钢车轮的耐腐蚀性能明显提高。
由于贝氏体钢C含量明显低于传统珠光体钢车轮，其相变点较传统珠光体钢车轮高约80-150℃，可降低因制动踏面温度升高产生相变的几率，从而降低制动热裂纹的生成。
表2实施例1、2、3及对比例车轮的化学成分(wt％)
表3实施例1、2、3及对比例车轮轮辋机械性能
表4Si系、Ni系贝氏体钢车轮和典型珠光体钢车轮抗接触疲劳性能
上述参照实施例对一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮及其制造方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述轨道交通动车组用贝氏体钢车轮含有以下重量百分比的化学成分：C 0.05-0.30％、Ni 0.10-1.50％、Cr 0.01-1.20％、Mn 0.70-2.10％、Si 0.20-1.00％、W0.01～1.00％、Mo 0.05-0.60％、Cu 0.01-0.80％、V 0.01-0.20％、Nb 0.001-0.20％、B 0.0001-0.0350％、RE 0.001-0.040％、P≤0.020％、S≤0.020％，其余为Fe和不可避免的残余元素；且2.00％≤Mn+Cr≤3.00％。
2.根据权利要求1所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述轨道交通动车组用贝氏体钢车轮含有以下重量百分比的化学成分：C 0.15-0.21％、Ni 0.33-1.45％、Cr 0.40-0.70％、Mn 1.41-1.68％、Si 0.26-0.36％、W0.03～0.10％、Mo 0.24-0.32％、Cu 0.20-0.37％、V 0.06-0.12％、Nb 0.007-0.011％、B 0.001-0.004％、RE0.003-0.006％、P≤0.016％、S≤0.010％，其余为Fe和不可避免的残余元素；且2.00％≤Mn+Cr≤3.00％。
3.根据权利要求1或2所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述车轮距踏面0-50mm内轮辋的金相组织为无碳化物贝氏体组织结构，即为纳米尺度的板条状过饱和铁素体，板条状过饱和铁素体的中间为纳米尺度的薄膜状富碳残余奥氏体；所述薄膜状富碳残余奥氏体的体积百分数为1～15％；辐板、轮毂的金相组织均为过饱和铁素体和粒状贝氏体。
4.根据权利要求3所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述板条状过饱和铁素体为体心立方(bcc)铁素体或者体心正方(bct)铁素体；所述薄膜状富碳残余奥氏体为面心立方(fcc)残余奥氏体。
5.根据权利要求1或2所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述车轮与轮轨的摩擦磨损面产生纳米微晶或非晶，降低轮轨接触摩擦系数。
6.根据权利要求1或2所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮，其特征在于，所述车轮的Rp0.2：625～665MPa；Rm：1020～1080MPa；A：18～20％；Z：38～42％；断面硬度HBW 310-330；室温KU：85～105J；KQ：100～120MPa·m1/2。
7.根据权利要求1或2所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括以下步骤：采用电炉冶炼或者转炉冶炼，经LF+RH精炼及真空脱气后，或者经VD精炼及真空脱气后，直接连铸成圆坯，经切锭、加热、辗压轧制、热处理、精加工后形成轨道交通用动车组车轮。
8.根据权利要求7所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的制造方法，其特征在于，所述热处理的工艺为：将成型车轮加热至860-950℃保温3.0-4.5小时，轮辋踏面采用可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；或者在进行自回火后再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温。
9.根据权利要求7所述的轨道交通动车组用贝氏体钢车轮的制造方法，其特征在于，所述热处理工艺为：利用车轮成型后高温余热，直接将成型车轮轮辋踏面可程序控制的喷水强化冷却至450℃以下，空冷至室温，期间利用轮辋、辐板、轮毂的余热进行自回火；或者在进行自回火后再加热至450℃以下中低温回火，回火时间30分钟以上，回火后空冷至室温。
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