CN110885950A - 一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于钢轨技术领域，尤其涉及一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法。按重量百分比计，包括如下组分：C：0.15％～0.30％，Si：1.20％～1.70％，Mn：1.50％～2.50％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.30％～0.80％，Mo：0.30％～0.70％，Nb：0％～0.08％，Ti：0％～0.020％，Ni：0.20％‑0.60％，余量为Fe和不可避免的杂质。其制造方法包括：连铸坯均热温度为1280‑1340℃，保温时间为1‑1.5小时，两阶段轧制，矫直保温后冷却。本发明采用此生产方法利用C‑Si‑Mn‑Cr‑Mo‑Ni及复合加入Nb、Ti等微合金化元素，通过控制各轧钢工序的轧制间隔时间和温度获得细化的奥氏体晶粒，空冷获得强韧性良好的板条贝氏体组织的起重机钢轨。

Description

一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法
技术领域
本发明属于钢轨技术领域，尤其涉及一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法。
背景技术
起重机钢轨主要用于企业吊车或承载车运输重载物资，我国起重机钢轨普遍采用U71Mn或U75V等珠光体材质。U71Mn及U75V材质的起重机钢轨抗拉强度仅为880MPa和980MPa，并且相对于43-75kg/m轨型来说，起重机钢轨断面增大，采用同规格连铸坯轧制钢轨时压缩比减小，钢的致密度明显降低，其性能更加变差，起重机钢轨承载远远大于铁路运输线路载荷，使用中钢轨压溃、断裂等现象普遍存在。提高钢轨的强度，主要有两种工艺路线：一是开发适合热处理钢轨，二是通过合金化来提高钢轨的强度及耐磨性。
珠光体钢轨钢通过加入合金元素Si、Mn、Cr等起到固溶强化的作用，并使C曲线右移，相同冷速下获得片间距更小的珠光体组织，提高强度和钢的淬透性，如U71MnH、U75VH、U77MnCrH、U78CrVH等材质的轨头硬化热处理钢轨。一方面起重机钢轨市场需求量有限，只占钢轨产品中较小份额，而现有43-75kg/m等轨型热处理设备无法用于起重机钢轨，而投建专用的热处理设备差，利用率不高；另一方面，起重机钢轨轨头截面较大，无论采用风冷或水雾冷却，都无法实现全截面达到较高的强度及硬度，仅表层性能提高，并未彻底解决钢轨整体承重问题。
日本制铁株式会社的专利“耐磨损性和耐内部伤损性能优良的钢轨及其制造方法”(ZL96190344.9)中的过共析珠光体钢轨钢，通过增加珠光体片中渗碳体相的密度来提高耐磨性能。其化学成分为：C为0.89％，Si为0.48％，Mn为0.61％，Cr为0.25％。热处理后抗拉强度达到1300MPa以上，此钢轨在珠光体钢轨材质中处于较高强度及硬度水平，采用在线热处理工艺生产。CN201380065881公开了“制造高强度起重机钢轨的方法”，该方法采用珠光体材质，通过在线热处理工艺获得顶部硬度达380HB、心部350HB，屈服强度最大900MPa，抗拉强度最大1300MPa。但在线热处理钢轨工艺普遍存在整体承重不高的问题。
相对于珠光体钢轨，贝氏体材质的钢轨通过合金化获得较高强度同时具有良好的韧塑性，轨头全断面性能均匀性好于珠光体热处理钢轨，200810012105.3公开了“一种热轧贝氏体钢轨及生产工艺”，该方法中的成分设计通过C-Si-Mn-Cr-Mo以及Nb、V、Ti微合金化获得强韧性较好的贝氏体钢轨，但未在起重机钢轨轨型上应用；201310327055.9公开了“一种贝氏体钢轨用钢及制造方法”，该方法中除了含有Mn、Mo、Nb、V等元素外，Cr元素含量1.3％～2.0％，A1含量0.05％-1.0％，虽然合金元素加入较多，但并未对控制过程作出规定，因此提高贝氏体钢轨的强度方面受到限制，抗拉强度仅达到1250MPa以上，屈服强度仅为850MPa以上。
发明内容
为了克服现有技术的不足，本发明提供了一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法。采用此生产方法利用C-Si-Mn-Cr-Mo-Ni及复合加入Nb、Ti等微合金化元素，通过控制各轧钢工序的轧制间隔时间和温度获得细化的奥氏体晶粒，空冷获得强韧性良好的板条贝氏体组织的起重机钢轨。
为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
一种高强韧性起重机用钢轨，按重量百分比计，包括如下组分：
C：0.15％～0.30％，Si：1.20％～1.70％，Mn：1.50％～2.50％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.30％～0.80％，Mo：0.30％～0.70％，Nb：0％～0.08％，Ti：0％～0.020％，Ni：0.20％-0.60％，余量为Fe和不可避免的杂质。
钢轨全断面显微组织为回火贝氏体+少量回火马氏体，板条贝氏体比例为60％-80％。
一种高强韧性起重机用钢轨的制造方法，包括如下步骤：
1)连铸坯均热温度为1280-1340℃，保温时间为1-1.5小时；
2)连铸坯开坯轧制采用孔型粗轧机，开轧温度1150-1200℃，道次间隔时间为5-10秒，轧制成轨型坯进入万能精轧机时的温度为1000-1050℃，道次间隔时间为5-10秒，终轧温度850-900℃，在空气中自然冷却至室温；
3)室温钢轨经辊式矫直机组矫直后采用回火炉300～350℃保温处理，8-12小时后空冷或随炉冷却。
与现有方法相比，本发明的有益效果是：
本发明通过Nb、Ti微合金化，利用Si、Mn、Cr、Mo、Ni元素对钢轨的不同作用，配合适当控轧工艺，获得了大规格QU100和QU120，具有良好强韧性的板条贝氏体组织钢轨，钢轨轨头全断面硬度均匀，生产工艺满足现有轧制设备的能力要求，试验钢轨实物力学性能测试表明：轨头抗拉强度(Rm)≥1300MPa，屈服强度(RP0.2)≥1100MPa，延伸率(A)≥14％，常温的冲击吸收能量AKU2≥70J，-30℃冲击吸收能量AKU2≥40J，断面收缩率(Z)≥50％，钢轨轨头横断面硬度均值为41-44HRC，全断面各点硬度波动≤3HRC。和相同规格的珠光体钢轨相比，本发明的贝氏体钢轨具有良好的强韧性、耐磨性，满足起重机用钢轨承重的要求。
附图说明
图1是本发明起重机钢轨轨型图。
图2是本发明显微组织图。
具体实施方式
本发明公开了一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法。本领域技术人员可以借鉴本文内容，适当改进工艺参数实现。特别需要指出的是，所有类似的替换和改动对本领域技术人员来说是显而易见的，它们都被视为包括在本发明。本发明的方法及应用已经通过较佳实施例进行了描述，相关人员明显能在不脱离本发明内容、精神和范围内对本文所述的方法和应用进行改动或适当变更与组合，来实现和应用本发明技术。
一种高强韧性起重机用钢轨，按重量百分比计，包括如下组分：
C：0.15％～0.30％，Si：1.20％～1.70％，Mn：1.50％～2.50％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.30％～0.80％，Mo：0.30％～0.70％，Nb：0％～0.08％，Ti：0％～0.020％，Ni：0.20％-0.60％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明对钢种化学成分进行了优化设计：
1)C是性价比最高的基体强化型元素，主要是保证基体的强度和硬度，C含量低于0.10％时，钢轨的强度无法保证；而C含量高于0.30％时，而当C含量超过0.40％时，可能会在组织中形成脆性较大的孪晶马氏体，降低钢的韧塑性。因此选择C含量为0.15％～0.30％。
2)Si是固溶强化元素，同时在本发明中起到抑制贝氏体转变时碳化物析出的作用，提高韧塑性。当含Si量低于1.20％，抑制碳化物析出的效果不足；高于1.80％时，钢的韧性变差，因此Si含量限定在1.20～1.80％之间。
3)Mn可明显推迟珠光体转变，同时提高钢的强度和硬度。当含量小于1.50％时，强化作用不足；而超过2.50％时，在偏析处容易形成孪晶马氏体组织，恶化钢的韧性。因此限定Mn在1.50％～2.50％范围内。
4)Cr具有明显推迟珠光体转变的作用，同时提高钢的强度和硬度。当Cr含量低于0.30％时，提升效果有限；大于0.80％时，在钢轨控轧温度轧制时会使钢的强度和硬度过高，不利于钢轨的矫直以及后续加工，因此限定Cr在0.30％～0.80％范围内。
5)Mo可强烈推迟珠光体转变，在钢轨轧制后的连续冷却后中形成空冷贝氏体组织。当Mo含量大于0.30％时，上述作用明显，Ni可明显提高轨钢的韧性，并具有稳定贝氏体钢中残奥的作用，但因Mo、Ni为贵重金属，添加过多带来成本显著增加，适量加入该元素，并配合其他合金加入可实现本发明目的，因此限定Mo为0.30％～0.70％、Ni为0.20％～0.60％范围内。
6)复合加入Nb、Ti微合金元素，使钢轨在轧制温度范围内析出一定Nb、Ti的碳氮化物，以抑制钢轨轧制时奥氏体再结晶晶粒的长大，获得尽可能多的板条贝氏铁素体，限制M-A岛的尺寸及所占的比例。
一种高强韧性起重机用钢轨及其制造方法，具体包括如下步骤：
1)连铸坯均热温度为1280-1340℃，保温时间为1-1.5小时。此温度有利于连铸坯成分均匀化，并且确保控制轧制的方案的顺利实施，过高温度可能造成连铸坯过热或在炉膛内发生弯曲，过低温度使连铸坯在后期轧制时钢轨温度降低，变形抗力增加，轧制规格难于控制。
2)连铸坯开坯轧制采用孔型粗轧机，开轧温度1150-1200℃，道次间隔时间为5-10秒，轧制成轨型坯进入万能精轧机时的温度为1000-1050℃，道次间隔时间为5-10秒，终轧温度850-900℃，在空气中自然冷却至室温。通过粗轧机和精轧机温度和道次间隔时间的控制，有效控制再结晶晶粒长大，钢轨轧制后细化的奥氏体晶粒经空冷转变为细化的板条贝氏体组织，具有良好的性能。
3)室温钢轨经辊式矫直机组矫直后采用回火炉300～350℃保温处理8-12小时后空冷或随炉冷却。回火温度低于300℃时钢轨塑性提升不明显，回火温度超过350℃时易出现碳化物析出，降低钢轨的冲击韧性，通过适当的低温回火处理使不稳定的残余奥氏体稳定化，在抗拉强度降低幅度较小的情况下显著提升钢轨屈服强度。
如图1、如图2所示，以下列举3个实施例对本发明具体实施方式具体说明，具体内容如下所示：
实施例1：
表1为本发明实施例1与对比例的具体成分设计。
表1具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
1 0.20 1.65 2.20 0.015 0.008 0.45 0.44 0.015 - 0.008 0.45 0.0042
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表2为本发明实施例1与对比例生产工艺。
表2连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000051
表3为本发明实施例1与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表3拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000052
实施例2：
表4为本发明实施例2与对比例的具体成分设计。
表4具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
2 0.24 1.55 1.90 0.017 0.009 0.70 0.35 0.04 - 0.010 0.30 0.0036
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表5为本发明实施例2与对比例生产工艺。
表5连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000053
表6为本发明实施例2与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表6拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000054
实施例3：
表7为本发明实施例3与对比例的具体成分设计。
表7具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
3 0.28 1.40 2.30 0.018 0.005 0.37 0.40 0.02 - 0.015 0.56 0.0050
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表8为本发明实施例3与对比例生产工艺。
表8连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000061
表9为本发明实施例3与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表9拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000062
实施例4：
表10为本发明实施例4与对比例的具体成分设计。
表10具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
4 0.15 1.65 2.2 0.019 0.01 0.65 0.5 0.08 - 0.02 0.5 0.004
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表11为本发明实施例4与对比例生产工艺。
表11连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000063
表12为本发明实施例4与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表12拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000064
Figure BDA0002253284320000071
实施例5：
表13为本发明实施例5与对比例的具体成分设计。
表13具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
5 0.25 1.55 2.5 0.018 0.007 0.45 0.7 0 - 0.014 0.6 0.0045
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表14为本发明实施例5与对比例生产工艺。
表14连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000072
表15为本发明实施例5与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表15拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000073
实施例6：
表16为本发明实施例6与对比例的具体成分设计。
表16具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
6 0.3 1.2 1.5 0.015 0.005 0.3 0.3 0.03 - 0.018 0.4 0.0055
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表17为本发明实施例6与对比例生产工艺。
表17连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000074
表18为本发明实施例6与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表18拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000081
实施例7：
表19为本发明实施例7与对比例的具体成分设计。
表19具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
7 0.22 1.45 1.9 0.017 0.008 0.55 0.65 0.04 - 0.012 0.45 0.0037
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表20为本发明实施例7与对比例生产工艺。
表20连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000082
表21为本发明实施例7与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表21拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000083
实施例8：
表22为本发明实施例8与对比例的具体成分设计。
表22具体化学成分
样号 C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ni N
8 0.19 1.7 2.3 0.019 0.004 0.8 0.55 0.06 - 0 0.2 0.0039
对比例 0.87 0.54 0.76 0.011 0.006 0.24 - 0.04 0.089 0.024 - 0.0080
表23为本发明实施例8与对比例生产工艺。
表23连铸坯加热及控轧温度情况
Figure BDA0002253284320000084
Figure BDA0002253284320000091
表24为本发明实施例8与对比例的拉伸、冲击性能与硬度检验结果。
表24拉伸、冲击性能与硬度
Figure BDA0002253284320000092
本发明通过Nb、Ti微合金化，利用Si、Mn、Cr、Mo、Ni元素对钢轨的不同作用，配合适当控轧工艺，获得了大规格QU100和QU120，具有良好强韧性的板条贝氏体组织钢轨，钢轨轨头全断面硬度均匀，生产工艺满足现有轧制设备的能力要求，试验钢轨实物力学性能测试表明：轨头抗拉强度(Rm)≥1300MPa，屈服强度(RP0.2)≥1100MPa，延伸率(A)≥14％，常温的冲击吸收能量AKU2≥70J，-30℃冲击吸收能量AKU2≥40J，断面收缩率(Z)≥50％，钢轨轨头横断面硬度均值为41-44HRC，全断面各点硬度波动≤3HRC。和相同规格的珠光体钢轨相比，本发明的贝氏体钢轨具有良好的强韧性、耐磨性，满足起重机用钢轨承重的要求。
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，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (3)

1.一种高强韧性起重机用钢轨，其特征在于，按重量百分比计，包括如下组分：
C：0.15％～0.30％，Si：1.20％～1.70％，Mn：1.50％～2.50％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.30％～0.80％，Mo：0.30％～0.70％，Nb：0％～0.08％，Ti：0％～0.020％，Ni：0.20％-0.60％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种高强韧性起重机用钢轨，其特征在于，所述钢轨全断面显微组织为回火贝氏体+少量回火马氏体，板条贝氏体比例为60％-80％。
3.一种如权利要求1所述高强韧性起重机用钢轨的制造方法，包括冶炼-连铸-加热-轧制，其特征在于：
1)加热：连铸坯均热温度为1280-1340℃，保温时间为1-1.5小时；
2)轧制：连铸坯开坯轧制采用孔型粗轧机，开轧温度1150-1200℃，道次间隔时间为5-10秒，轧制成轨型坯进入万能精轧机时的温度为1000-1050℃，道次间隔时间为5-10秒，终轧温度850-900℃，在空气中自然冷却至室温；
3)室温钢轨经辊式矫直机组矫直后采用回火炉300～350℃保温处理，8-12小时后空冷或随炉冷却。
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