CN1101856C - 成型轧件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种成型轧件，尤其是轨道或铁轨，它由一种具有沿横截面至少局部通过加速冷却形成的组织结构的铁基合金制成，以及涉及一种制造此轧件的方法。按本发明规定，此铁基合金具有硅加铝的含量为低于0.99重量百分比，以及在轧件中至少局部具有一种结构的组织形态，这种组织在奥氏体基本上等温的组织转变时在下贝氏体转变区内形成。这种组织结构借助一种方法达到，按这种方法，首先确定合金的转变特性，接着，在一个在马氏体转变温度与高于马氏体转变温度最多250℃的温度值之间的温度下至少部分地实施轧件材料的转变。

Description

成型轧件及其制造方法

本发明涉及成型轧件尤其是轨道或铁轨，由一种铁基合金制成，这种铁基合金含有碳、硅、锰、必要时铬、生成特殊碳化物和影响材料相变特性的元素和/或微量合金添加物、余量铁和制造引起的以及通常的杂质，具有沿横截面至少局部通过加速冷却由合金的奥氏体区域形成的组织结构。

本发明还包括制造成型轧件尤其是轨道或铁轨的方法，这种轧件由一种铁基合金制成，具有沿横截面至少局部通过加速冷却由合金的奥氏体区域形成的组织结构，其中至少轧件表面的一些部分施加冷却剂或置入冷却剂中。

轧件作为构件根据具体的使用条件承受不同的负载，在这种情况下基于一般的材料性质，最大的单个负荷基本上决定了构件所需的尺寸和/或其耐用性。为此，在技术和经济上有利的是，构件的性质剖面与对构件的要求相匹配，或根据构件上作用的各个负荷使构件有特别高的材料参数。

以轨道或铁轨为例，可明显看出一种多层次的材料负荷。对于轨道行驶的交通，轨道一方面应在头部或支承车轮的表面有高的耐磨性，另一方面由于轨道中受弯曲负荷应在其余的横截面区内具有高的韧性、强度和抗断裂安全系数。

为了在运输量不断上升和轴荷载越来越大的情况下改善轨道的使用性能，提出了许多建议，提高轨道的头部硬度。

由AT-399346-B已知一种满足此要求的方法，按此方法，由合金的奥氏体区域构成的轨头浸入一种具有合成的冷却剂添加物的冷却剂中，直至表面温度达到450℃与550℃之间并接着从冷却剂中取出，因此在头部形成一种具有更高材料硬度的细珠光体组织.为了实施此方法，按EP441166-A公开了一种设备，采用此设备可以方便地将轨头浸没在盛有冷却液的浸浴槽内。

由EP-186373-B1已知另一种方法用于在轨道内形成稳定的珠光体结构，按此方法主要使用了一种加速冷却轨道的冷却剂喷嘴装置，并根据轨头应达到的硬度值和钢的碳当量，调整喷嘴装置与轨头之间的距离。

由EP-693562-A已知一种方法和一种实施此方法的设备，用于珠光体轧件尤其是轨道的热处理，其中，尤其在轨头区形成具有更高硬度和耐磨强度的细珠光体组织。在EP-293002中公开了另一种用于调整在轨头区内的细珠光体组织结构。其中，用热水射流将轨头冷却至420℃，并接着借助于空气流进行处理。

由EP-358362-A已知一种方法，按此方法，由合金的奥氏体区域构成的轨头被冷却至具有高的强度和标准，使表面温度保持在马氏体转变温度以上。在达到所选择的温度后实施有限的冷却作用，所以在下珠光体转变的温度区域内更确切的说奥氏体细化珠光体完全等温地进行转变。根据钢的化学成分，这种组织变化应在不生成贝氏体的情况下进行。

按EP-136613-A和DE-3336006-A采用一种方法可以获得一种轨道，这种轨道在轨头有高的耐磨强度和在轨底有高的抗断裂安全系数，按此方法，轨道在轨制和在810至890℃的空气中冷却后奥氏体化，紧接着加速冷却。在这种情况下冷却这样进行，即，在头部形成细珠光体组织而在轨底区形成马氏体组织，紧接着此组织进行回火。

为了使轧制件获得有利的机械性能，尤其是使轨道或铁轨在轨头获得高的耐磨强度而在其余区域获得高的韧性，按先有技术在材料内形成细珠光体组织结构，并避免可能具有马氏体部分的贝氏体组织或中温组织。

前面所述的也是有科学根据的，因为在实行原子扩散的珠光体转变时伴随着温度下降，碳化物和铁素体片状相的晶核形成速度增加，因此组织越来越细化并因而在高韧度的情况下更硬和更耐磨。珠光体的形成通过晶核形成和生长，这由过冷却的程度和尤其是碳原子和铁原子的扩散速度确定。

若冷却速度进一步提高或转变温度进一步下降，完成从含碳量低的铁基材料转变为贝氏体组织。尽管还没有严格的科学解释，但有多种假设，在奥氏体转变为贝氏体或贝氏体转变时基体原子冻结，以及组织结构的改变通过晶格的解体实现，然而在这种情况下碳原子还可以扩散并在以后形成碳化物。直接在细片状珠光体转变温度区下方亦即在奥氏体转变为贝氏体时形成的组织结构具有一种相当粗大的形态。生成的碳化物也明显地比较粗大，它们位于片状铁素体之间，严重地恶化了材料韧性，促使材料疲劳，以及尤其在受冲击负荷时增加了构件断裂的危险性。由于这一理由，轨道在组织中不应当有贝氏体成分。

由WO96/22396已知一种具有高耐磨强度和改善了抗接触疲劳强度的无碳化物的贝氏体钢。在一种低合金的具有0.05至0.5重量％碳、0.5至2.5重％锰和0.25至2.5重量％铬的钢中，借助于高的硅和/铝的含量为1.0至3.0重量％，通过从轧制温度连续冷却，应在轧件内形成一种“上贝氏体”型的基本上无碳化物的微观结构，这是由贝氏体的铁素体、残余奥氏体和高含碳量的马氏体组成的混合组织。但在温度低和/或受机械负荷时，组织中的至少部分残余奥氏体可能相变解体而形成马氏体和/或所谓变形马氏体，因此增加了在相界处的开裂危险。

增加铁路区段上的运输量以及加大轴荷载和列车运行速度，通常要求提高材料质量，并还应通过改善轨道的使用性能来达到。

迄今已知的由低合金的铁基材料制的轧件以及制造这种轨件的方法尤其是热处理方法，为了具有更好的使用性能往往以下列缺点为代价，即，按照先有技术只有采用更为昂贵的合金技术措施才能达到进一步提高材料耐磨强度和韧性的目的。

本发明提供补救措施，其目的为提供一种成型轧件尤其是轨道，这种轧件在提高了韧性和材料硬度以及抗接触疲劳强度的同时最佳地组合高抗磨强度亦即高耐磨性。

此外，本发明的目的是创造一种新的方法，借助于此方法，在使用经济的合金的情况下改善了成型轧件的使用性能。

此目的在前言所述类型的一种此类对象中这样达到，即，使铁基合金具有按重量百分比计的元素浓度为，硅最大0.93，最好0.21至0.69，铝最大0.06，最好低于0.03，以及硅加铝总量小于0.99；以及，至少在轧件横截面局部区内存在具有一种结构的组织，这种结构在奥氏体基本上等温的组织转变中在下贝氏体转变区内形成。

采用本发明获得的优点如已发现的那样主要在于，一种具有相应于在下贝氏体转变区内转变的组织结构的轧件，有明显改进的机械性能。对此所需的前提条件是，严格限制材料含硅量和/或含铝量的上限。更高的硅和/或铝浓度在低合金的铁基材料中造成在材料系统状态中截止在γ区，所以在下贝氏体转变区内奥氏体组织的基本上完全转变，只有在硅最大含量为0.93重量％和铝最大含量为0.06重量％以及硅加铝的含量低于0.99重量％时才有可能。在上贝氏体转变区的组织结构与下贝氏体转变区的组织结构之间材料性能出人意外地巨大改善，目前还不能完全解释清楚，部分专业界为此提出的科学根据是，在奥氏体转变为贝氏体的上温度区，尽管在此温度范围冻结了点阵原子的自动扩散，但碳仍能容易地扩散。这造成粗大的光学显微镜可看到的碳化物析出，析出的碳化物处于铁素体针之间，其结果是对材料性质带来不利的影响。反之，在下贝氏体转变的温度区内，碳的扩散大大减少或基本上冻结，因此碳化物在中间级铁素体的针内形成并存在着如此细微的分布，以致光学显微镜已不再能确定它们，而是只有电子显微镜才能识别。这种在下贝氏体转变区组织中的有利的碳化物结构和碳化物分布，显然导致明显改善轧件的硬度和强度、韧性、断裂安全系数、耐磨强度以及使轧件有更高的抗接触疲劳强度。

为获得特别有利的轧件性质，使铁基合金主要具有按重量百分比的元素为，碳0.41至1.3，最好0.51至0.98，锰0.31至2.55，最好0.91至1.95，余量为铁。

可以进一步提高或改进轧件的机械性能值，只要使铁基合金具有按重量百分比的其它元素为，铬0.21至2.45，最好0.38至1.95，可能还有钼至0.88，最好至0.49，钨至1.69，最好至0.95，钒至0.39，最好至0.19，其它铌和/或钽和/或锆和/或铪和/或钛分别地或总量至0.28，最好至0.19，以及镍至2.4，最好至0.95，硼至0.006，最好0.004。

为了在避免混合组织的情况下在合金的下贝氏体级中达到基本上完全转变，可按有利的方式规定铁基合金有这种浓度的元素硅、铝和碳，即，由2.75×％硅和/或铝-％碳得出的值等于或小于2.2。通过这一限制或关系式，以有利的方式使大量生成铁素体的元素Si和Al和有效地生成奥氏体的元素C按相变动力学互相协调和匹配。

若成型轧件尤其是铁轨由轨头、轨底和连接这两个部分的腹板组成，其中至少在横截面的一个区域内，尤其在铁轨的头部，所形成的在下贝氏体转变区或在下贝氏体区内的组织结构有一个从表面起至少10mm的深度，最好至少15mm，则即使在负荷特别高的表面区也能提供杰出的稳定性。

成型轧件尤其是铁轨，其中，具有下贝氏体转变区或下贝氏体的组织结构轴对称或中心对称地布置，则具有沿纵向高的形状稳定性和低的内部应力的附加的优点。

有关于使用性能特别有利的是，成型轧件在一个或多个具有下贝氏体转变区或下贝氏体结构的区域内，具有的硬度至少为350HB，最好至少400HB，尤其为420至600HB。

本发明的另一个目的在一种前面所述类型的方法中这样来达到，即，合金的成分在狭窄的界限内选择，确定其在冷却时从面心主立方体的原子结构区或从奥氏体区域的转变特性，并由选出的合金制造轧件，然后沿纵向至少轧件横截面的一些部分从奥氏体区域冷却到一个温度，这一温度在合金的马氏体转变温度与高于马氏体转变温度最多250℃最好最多190℃的温度值之间，尤其是冷却到一个高于马氏体转变温度5℃至110℃范围内的温度，以及令组织基本上等温转变。

采用按本发明的方法可获得的优点主要在于，可以为成型轧件制订一个准确的制造和质量计划，按此计划可以显著改善成型轧件的机械性能。在这种情况下，一方面可以选用费用低的合金化学成分，这种化学成分保证所要求的产品性能剖面，另一方面可以规定或使用一种准确和广泛的制造技术和热处理技术。这是有重要意义的，因为在冷却时从合金的奥氏体区域的相变过程，不仅取决于合金的成分，而且还取决于最终轧制温度和/或奥氏体化温度的大小、取决于相的晶核状态和相的晶核形成速度或相变解体机理。在这种情况下，对于一种在实际生产中给定的或可调整的状态，以材料当时的转变特性或马氏体转变起点温度为基础，可以确定按本发明的相变温度控制。

若组织的转变基本等温地在最多±110℃最好最多±60℃的范围内进行，则可以获得特别有利的材料性质。由此可知对于大多数用于可承受高负荷的轧制产品尤其是用作铁轨的钢，采用最高为450℃的转变温度，最好最高为400℃，尤其是300至380℃，以便形成一种按本发明的下贝氏体转变区的组织。

可以有利地规定，具有更高质量浓度的成型轧件横截面的至少一部分受到加速冷却，于是可以达到相对于轧件的纵轴线有利的均匀冷却。

沿横截面冷却的均匀性还可以进一步地尤其对轨道型材加以改善，为此，轧件首先整个周边均浸没在冷却液中，当表面区的温度达到合金的马氏体转变温度以上至少2℃但尤其是约160℃后将轧件至少部分从冷却剂中取出，接着在第二个步骤中具有高的质量浓度的区域必要时暂时留在浸浴池中或暂时置入浸浴池中。

若轧件的冷却通过在表面施加冷却剂实施，冷却剂的施加为的是调整型材的质量浓度，则对于普通的合金钢轨钢的热处理工艺可以这样确定，即，使在下贝氏体转变区范围内的组织转变基本上沿整个横截面进行。

尤其是鉴于均匀地施加冷却剂和长时间移动合金的转变起点，有利的是使轧件紧接在变形后利用轧制温度轴线对齐地定向，并实施一种通过转变到材料的下贝氏体转变区内沿横截面形成特殊材料性能的冷却工艺。

使用按本发明的方法特别有利的是，可制成尤其用于大功率线路的铁轨，它在高的单位负荷下具有高耐磨性亦即高抗磨强度、高韧性和低的接触疲劳，在轧制和至少局部热调整下贝氏体转变区的组织后，紧接着在室温或略高的温度下实施矫正工艺尤其是弯曲矫正工艺，为的是在铁轨稳定地矫直的情况下获得特殊的材料性能。

下面借助于研制的试验结果和实施例详细说明本发明。

一种具有基本上H形剖面的轧件应制成有550和600HV之间的硬度和尽可能高的韧性。为此选择一种铁基合金，这种铁基合金被研究和制成具有下列按重量百分比的成分：C＝1.05；Si＝0.28；Mn＝0.35；Cr＝1.55；其余为铁和杂质。借助于膨胀计试验一方面得出合金连续的时间/温度转变图(连续的ZTU图)，其中奥氏体化温度分别为860℃(图1)；950℃；和1050℃(图2)，以及另一方面得出合金的等温ZTU图，其中奥氏体化温度仍分别为860℃(图3)；950℃；和1050℃(图4)。这些曲线图与用于由文献已知的钢型的那些曲线图一致。

在从奥氏体化温度为860℃(图1)加速冷却的试验中，通过相应的冷却难以获得所要求的材料硬度(圆圈内的数字)530-600HV，在这种情况下存在的组织为主要由上贝氏体转变区、下贝氏体转变区和马氏体组成的混合组织，材料的粘性系数低。

通过最终将奥氏体化温度提高到1050℃(图2)，基本阻断了奥氏体转变为贝氏体，所以在连续冷却到所期望的硬度区时组织由珠光体和马氏体构成，并且同样没有所期望的材料高的粘性系数。

若试验上述合金，将其从860℃(图3)的温度加速冷却并按本发明令其在350℃和300℃之间(见箭头)亦即高于马氏体转变温度155℃或105℃转变，则可重复性地得到550至600HV的材料硬度、下贝氏体转变区的均匀组织以及高得多的材料粘性系数。

此外已确定，随着提高奥氏体化温度长时间地移动珠光体转变区和尤其是奥氏体转变为贝氏体的范围，所以按本发明在330℃和280℃之间(见箭头)转变到下贝氏体转变区以获得材料硬度为550至600HV需要20至340分钟并产生极高的材料粘性系数。

由以上的试验可明显看出，轧件尤其是轨道在合金的下贝氏体转变区按本发明的等温转变，一方面可在高韧性的同时产生高的材料硬度，另一方面通过相应的热控制或温度选择，可以为了可靠获得产品特殊的品质因子考虑生产条件和材料流需要的时间间隔。

此外，由一种具有按重量百分比的成分为C＝0.30，Si＝0.30，Mn＝1.08，Cr＝1.11，Ni＝0.04，Mo＝0.09，V＝0.15，Al＝0.016，其余铁和伴生元素的钢制造铁轨，其中表面的最终轧制温度平均为1045℃。轧制后进行轧件的准确地对齐纵轴线的定向并将铁轨送往冷却设备。在此冷却设备中第一阶段进行高强度的全面冷却，直至轨底周边区的部分具有290℃的表面温度。然后在此区域降低高的冷却强度或切断冷却剂的供应。此后，在方法的第二阶段只是在高容积浓度和较高温度区尤其是轨头区进一步进行强烈的冷却或加速冷却，直至其表面温度同样为290℃。这种冷却方式至少对横截面的表面区可能需要间断式的冷却亦即间隔冷却或调整冷却剂的施加强度。

然后在第三阶段将如此冷却后的铁轨放入温度为340℃的炉内或保温腔内进行转变，并随后冷却至室温。

在这里应当注意，借助于预先研究得知，等温ZTU图取决于奥氏体温度为850℃(图5)或1050℃(图6)和上述合金的马氏体转变温度300℃或260℃。依据这些结果确定冷却工艺和转变温度340℃。

接着的材料试验提供下列结果：

沿整个横截面存在一种具有下贝氏体转变区或贝氏体级的结构的组织。

轨头处的硬度为475HB，沿整个轨道横截面的硬度只有微小的差别。

在缺口冲击试件上测量的材料韧性同样明显改善。

断裂韧性试验提供的值K_1C大于2300N/mm^3/2。

Claims (24)

1.一种成型轧件，呈轨道或铁轨形式，由一种铁基合金制成，这种铁基合金含有碳、硅、锰、生成碳化物和影响材料相变特性的元素和/或微量合金添加物、余量铁和制造引起的和通常的杂质，具有沿截面至少局部通过加速冷却由合金的奥氏体区域形成的组织结构，其特征为：此铁基合金具有按重量百分比计的元素浓度为，硅最大0.93，铝最大0.06，和硅加铝总量小于0.99；以及，至少在轧件横截面局部区内沿其纵向存在具有一种下贝氏体相结构的组织，这种结构是在奥氏体的基本上等温的组织转变时形成的。

2.按照权利要求1所述成型轧件，其特征为：按重量百分比计，所述铁基合金含有硅0.21至0.69，铝低于0.03。

3.按照权利要求1或2所述的成型轧件，其特征为，铁基合金具有按重百分比的元素为，碳0.41至1.3，锰0.31至2.55。

4.按照权利要求3所述的成型轧件，其特征为：按重量百分比计，所述铁基合金含有碳0.51至0.98，锰0.91至1.95。

5.按照权利要求4所述的成型轧件，其特征为，铁基合金具有按重量百分比的其它元素为，铬0.21至2.45，钼至0.88，钨至1.69，钒至0.39，其它铌和/或钽和/或锆和/或铪和/或钛分别地或总量至0.28，以及镍至2.4，硼至0.006。

6.按照权利要求5所述的成型轧件，其特征为：铁基合金具有按重量百分比的其它元素为，铬0.38至1.95，钼至0.49，钨至0.95，钒至0.19，其它铌和/或钽和/或锆和/或铪和/或钛分别地或总量至0.19，以及镍至0.95，硼至0.004。

7.按照权利要求1或2所述的成型轧件，其特征为，铁基合金有这种浓度的元素硅、铝和碳，即由2.75×％硅和/或铝-％碳得出的值等于或小于2.2。

8.按照权利要求1或2所述的成型轧件，其特征为，所述成型轧件呈铁轨形式，它由轨头、轨底和连接这两个部分的腹板组成，在铁轨的头部，所形成的在下贝氏体转变区或在下贝氏体区的组织结构有一个从表面起至少10mm的深度。

9.按照权利要求8所述的成型轧件，其特征为：在铁轨的头部，所形成的在下贝氏体转变区或下贝氏体区的组织结构具有从表面起至少15mm的深度。

10.按照权利要求9所述的成型轧件，其特征为，具有下贝氏体转变区或下贝氏体的组织结构轴对称或中心对称地布置。

11.按照权利要求10所述的成型轧件，其特征在于，它在一个或多个具有下贝氏体转变区域或下贝氏体结构的区域内，具有的硬度至少为350HB。

12.按照权利要求11所述的成型轧件，其特征为：在上述一个或多个具有下贝氏体转变区域或下贝氏体结构的区域内，具有的硬度至少为400HB。

13.制造呈轨道或铁轨形式的成型轧件的方法，这种轧件由一种铁基合金制成，这种铁基合金含有碳、硅、锰、生成碳化物和影响材料相变特性的元素和/或微量合金添加物、余量铁和制造引起的和通常的杂质，具有沿横截面至少局部通过加速冷却由合金的奥氏体区域形成的组织结构，其中至少在制成奥氏体区域内的铁轨表面的一些部分施加冷却剂或置入冷却剂中，其特征为：合金的成分在狭窄的界限内选择，确定其在冷却时从面心立方体的原子结构区或从奥氏体区域的转变特性，并由选出的合金制造轧件，然后沿纵向至少轧件横截面的一些部分从奥氏体区域冷却到一个温度，这一温度在合金的马氏体转变温度与高于马氏体转变温度最多250℃的温度值之间，以及令组织基本上等温转变。

14.按照权利要求13所述的方法，其特征为：所述从奥氏体区域冷却到的温度在高于马氏体转变温度的5℃至110℃范围内。

15.按照权利要求13或14所述的方法，其特征为，组织的转变基本上等温地在最多±110℃的范围内进行。

16.按照权利要求13或14所述的方法，其特征为：组织的转变基本上等温地在最多±60℃的范围内进行。

17.按照权利要求13或14所述的方法，其特征为，采用一个转变温度，它最高450℃。

18.按照权利要求13或14所述的方法，其特征为：采用一个转变温度，它为300至380℃。

19.按照权利要求18所述的方法，其特征为，具有更高质量浓度的成型轧件横截面的至少一部分受到加速冷却。

20.按照权利要求19所述的方法，其特征为，冷却通过在表面施加冷却剂实施，冷却剂的施加为的是调整型材的质量浓度。

21.按照权利要求20所述的方法，其特征为，轧件首先全面地浸没在冷却液中，当表面区的温度达到合金的马氏体转变温度以上至少2℃后将轧件至少部分从冷却剂中取出，接着在第二个步骤中具有高的质量浓度的区域必要时暂时留在浸浴池中或暂时置入浸浴池中。

22.按照权利要求21所述的方法，其特征为：当表面区的温度达到合金的马氏体转变温度以上160℃后将轧件至少部分从冷却剂中取出。

23.按照权利要求22所述的方法，其特征为，轧件紧接在变形后利用轧制温度，轴线对齐地定向，并实施一种通过转变到材料的下贝氏体转变区内沿横截面形成特殊材料性能的冷却工艺。

24.按照权利要求13或14所述的方法，其特征为，制成用于大功率线路的铁轨，它在高的单位负荷下具有高耐磨性亦即高抗磨强度、高韧性和低的接触疲劳，在轧制和至少局部热调整下贝氏体转变区的组织后，紧接着在室温或略高的温度下实施矫正工艺尤其是弯曲矫正工艺，为的是在铁轨稳定地矫直的情况下获得上述性能特征。

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