CN111254355B

CN111254355B - 一种贝氏体合金钢热及处理工艺

Info

Publication number: CN111254355B
Application number: CN202010190172.5A
Authority: CN
Inventors: 任伟伟; 高尚君; 王磊; 郑会锋; 付涛
Original assignee: China Railway Baoji Bridge Group Co Ltd; China Railway Hi Tech Industry Corp Ltd
Current assignee: China Railway Baoji Bridge Group Co Ltd; China Railway Hi Tech Industry Corp Ltd
Priority date: 2020-03-18
Filing date: 2020-03-18
Publication date: 2021-12-21
Anticipated expiration: 2040-03-18
Also published as: CN111254355A

Abstract

本发明涉及一种贝氏体合金钢热及处理工艺，主要用于贝氏体合金钢辙岔的叉心上。质量百分比为：C 0.18‑0.22%、Si 1.15‑1.40%、Mn 1.88‑2.04%、P≤0.015%、S≤0.010%、Cr 0.84‑0.87%、Ni 0.88‑0.95%、Mo 0.28‑0.33%、Cu≤0.014%、Al 0.009‑0.013%、余量为Fe。优点：一是热处理工艺简单易行，对设备要求不高；二是不含稀土元素，并能很好地控制材料的显微组织，残留奥氏体含量低，避免在外力下诱发形成脆性的马氏体相，能很好的控制组织，实现韧性与强度的良好匹配；三是合适的回火工艺提高了残留奥氏体含碳量和机械稳定性，做到成分、性能和组织的良好配合，提高其使用寿命。

Description

一种贝氏体合金钢热及处理工艺

技术领域

本发明涉及一种既能使合金钢叉心具有良好的塑韧性配合，又能使合金钢的屈服强度、抗拉强度和硬度适当配合，达到提高耐磨性的同时且具有良好的抗冲击性，使用寿命延长的贝氏体合金钢热及处理工艺，主要用于贝氏体合金钢辙岔的叉心上。

背景技术

CN102899471A、名称“贝氏体钢轨的热处理方法”，一种贝氏体钢轨的热处理方法。该贝氏体钢轨的热处理方法包括：将终轧后的钢轨自然冷却，以使钢轨轨头表层温度降至460-490℃；将钢轨以2.0-4.0℃/s 的冷却速度强制冷却，以使钢轨轨头表层温度降至250-290℃；使钢轨温度自然回升直至钢轨轨头表层温度达到300℃以上；将钢轨置于炉膛温度为300-350℃的加热炉内回火处理2-6h；将钢轨空冷至室温。得到的钢轨在获得稳定残余奥氏体组织的同时具有良好的综合力学性能。

将钢轨冷却到轨头表层250-290℃，使钢轨温度自然回升至表层300℃以上，然后将钢轨置于炉膛温度为300-500℃的炉内进行回火。此方法需要将这几步连续起来，不利于生产排产安排。

CN103160736A、“一种高强度贝氏体钢轨及其热处理工艺”，本发明提供了一种高强度贝氏体钢轨及其热处理工艺，钢轨化学成分的重量百分比为：C：0.10-0.32％，Si：0.80-2.00％，Mn：0.80-2.80％，Cr：＜1.50％，Mo：0.10-0.40％，Ni：0-0.5％，其中Mn+Cr+0.5Ni≤2.8％，余量为铁及不可避免的杂质。钢轨热轧后或热轧钢轨空冷至室温再重新加热至850-1000℃奥氏体化后：钢轨轨头以0.3-15℃/s 的冷速冷却到620-570℃，低于620-570℃ 时，以0.5-5℃/s 的冷速冷至350-200℃，随后空冷至室温。本发明避免了热轧空冷至室温时粒状贝氏体内产生过多的不稳定的粗大M-A 岛，降低了热轧钢轨发生矫直断裂(或延迟断裂) 的风险，提高了钢种的生产工艺适应性。抗拉强度大于1400MPa，实现强度和韧塑性的最佳匹配，使钢轨的耐滚动接触疲劳性能及耐磨性均优异。

Ni含量最高0.5%，复合加入Nb、V、Ti成本较高。实施例的力学性能中抗拉强度最低1402MPa，普遍都在1500MPa左右，屈服强度普遍高，这样高的强度不利于塑韧性的发挥。

CN102021481A、“一种微合金化贝氏体钢轨及其热处理方法”，该钢轨含有C：0.10-0.40％，Si：0.80-2.00％，Mn：0.80-2.60％，Cr：＜2.00％，Nb：0.005-0.100％，V：0.01-0.20％，Ti：0.001-0.070％，N：≤0.007％，Al：≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明的热处理方法为：钢轨经热轧以后先空冷至室温，再重新加热至850-1000℃奥氏体化后，以0.05-15℃/s 的冷速冷至350-200℃，随后空冷至室温。也可以是：钢轨以1100-900℃ 终轧结束后，以0.05-10℃/s 的冷速冷至350-200℃，随后空冷至室温。采用本发明技术生产的贝氏体钢轨不含Mo，成本低，强韧性能好。

没有Ni和Mo元素，复合加入Nb、V、Ti元素，实施例中的常温冲击功最高只有52J，大部分常温冲击功只有40J左右，不能满足TB/T3467-2016合金钢组合辙叉、Q/CR595-2017合金钢组合辙叉中对合金钢钢轨常温冲击功≧60J的要求；没有经过回火处理，残余奥氏体的稳定性不好，在外力作用下容易诱发形成脆性的马氏体，对性能不利。

CN105385938A、名称“一种合金体系及其贝氏体钢轨的热处理方法以及贝氏体钢轨”，其特征在于：所述贝氏体钢轨的合金体系的成分以质量百分比计如下：C：0.22～0.27；Si：1.65～1.85；Mn：1.60～1.80；Cr：1.30～1.90；Mo：0.25～0.85；Ni：0.25～0 .95；V：0.040～0.060或Nb：0.020～0.040、P：≤0.015、S：≤0.015；余量为Fe和不可避免的杂质元素；其中对杂质元素进行严格控制：(1)气体含量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤25ppm，[N]≤70ppm；(2)残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％；所述的热处理方法具体如下：正火+调整处理：正火温度为900-940℃奥氏体温区加热，炉内保温超过8小时，出炉空冷到室温；淬火：在Ac3+50～70℃奥氏体温区范围内保温7小时后，水冷直接淬火至320-350℃之间；等温相变：然后在320-350℃将钢轨堆垛放入保温坑保温处理，进行超过5小时等温相变处理；回火调质处理：等温相变处理后将贝氏体钢轨进行回火处理，回火温度为320-370℃，保温超过9小时后空冷至室温。该热处理方法的生产特点是，有效控制奥氏体组织的细化及元素和微观组织的偏析和不均现象，以利于冷却相变后获得细小的均匀的下贝氏体组织，保证有效控制钢轨完全发生下贝氏体组织的相变，从而获得高性能的贝氏体钢轨。

热处理工艺包括：正火+调整处理、淬火+等温相变、回火调质处理，工序繁多且每个过程的时间都很长，不利于节约能源和成本。

CN109023096A、名称“一种用于制造铁路叉心的高性能的低合金钢及其制备方法”本发明提供了一种用于制造铁路叉心的高性能的低合金钢及其制备方法，该低合金钢主要包括如下质量份的组分：C:0.1-0.2%，Si：0.4-0.9%，Mn：0.8-1.7%，V：0.02-0.15%，Nb：0.015-0.06%，La：0.085-0.01%，Y：≤0.01%，Ce：0.085-0.01%，Mo：0.25-0.35%，S：≤0.045％，P：≤0.045%，其余为Fe；低合金钢的表面粗糙度控制在0.5μm以下。制备方法包括：( A )将所有组分混合熔炼后，得到低合金钢的铸锭；( B )将上述铸锭在860-900℃条件下保温，浸入水中淬火，再回火、冷却后，即可。本发明的低合金钢通过添加了微量的稀土元素，通过控制一定加量的稀土元素，切实提高了高温抗氧化性。

不含Ni，含有Nb，含有La、Y、Ce稀土元素，稀土价格昂贵。。

发明内容

设计目的：避免背景技术中的不足之处，设计一种在不含稀土元素的前提下，通过合理的化学成分及热处理工艺，使合金钢叉心具有良好的塑韧性配合，使合金钢的屈服强度、抗拉强度和硬度三者达到适当配合，在提高耐磨性的同时具有良好的抗冲击性，并能很好地控制材料的显微组织，残留奥氏体含量低，避免在外力下诱发形成脆性的马氏体相，其次，采用合适的回火工艺提高残留奥氏体含碳量和机械稳定性，做到成分、性能和组织的良好配合，提高其使用寿命。

设计方案：为了实现上述设计目的。本发明在成分构成上，合金中添加较高含量的Ni，添加微量的Cu、Al，不含Nb、V、Ti和稀土元素，其合金其成分质量百分比是：C:0.18-0.22%,Si：1.15-1.40%，Mn：1.80-2.04%，P:≤0.015%,S: ≤0.010%,Cr：0.78-0.87%，Ni：0.88-0.96%，Mo：0.28-0.40%，Cu≤0.14%，Al：0.009-0.023%，余量为Fe和不可避免的杂质。

Si、Al元素为非碳化物形成元素，在热处理淬火过程中Si、Al元素在贝氏体铁素体形核长大时没有发生扩散离开铁素体，固溶到贝氏体铁素体中起固溶强化作用，提高合金的强度。如果贝氏体组织中含有碳化物，则由于碳化物属于硬质相与基体强度不匹配，容易在碳化物界面处产生应力集中进而萌生裂纹，添加适量Si、Al可有效抑制碳化物析出形成无碳化物贝氏体，使合金在常温下依然保留部分残留奥氏体，富碳的残留奥氏体取代碳化物，可减少疲劳裂纹源，这些残留奥氏体可改善材料的塑韧性，适量的Si还具有抑制回火软化作用。

Mn:一定含量的Mn在相界面富集产生的溶质拖拽效应可使过冷奥氏体等温转变曲线上出现明显的河湾，Mn在相界面的富集也降低了相界面附近奥氏体基体内碳的活度及活度梯度，导致碳在奥氏体中扩散速度降低，进一步抑制铁素体长大，Mn还可以降低贝氏体转变开始温度。合理控制Mn、Si含量使得容易在较低的冷速下获得粒状贝氏体组织。

Mo：可以抑制先共析铁素体析出，促进贝氏体转变，加速冷却时可以细化组织。含量在一定范围可以提高材料冲击功，但在0.4-0.8%时冲击功提高的幅度很小，再增加会降低冲击功，因此Mo含量应控制在0.28-0.40%。

碳：是钢获得高强度的主要元素，铁素体的形成必须在低碳区，碳含量过高容易形成高碳马氏体，降低材料的韧性。

铬和镍：较高含量的Ni有效提高韧性，Cr含量过高，则会形成铬的碳化物降低钢的韧性，合理的含量提高钢的淬透性和韧性。Mn、Cr和Ni稳定奥氏体，降低马氏体开始转变温度，发生贝氏体转变。

铜：含铜较高的钢在热加工时容易开裂，少量的铜可提高钢的抗大气腐蚀性能。

本发明设计的合金钢热处理的工艺方法，具体如下：

淬火：淬火温度为880-920℃，保温时间在1-6h，风冷其冷却速率在5-25℃/min，风冷至150-250℃，然后空冷至室温。其中冷却速率适中，太快的冷却速率容易导致材料变形且对设备要求高，太慢的冷速容易析出先共析铁素体导致材料的强度降低。

回火：回火温度为240-300℃保温1.5-5h，出炉空冷至室温。

本发明与背景技术相比，一是热处理工艺简单易行，对设备要求不高；二是不含稀土元素，并能很好地控制材料的显微组织，残留奥氏体含量低，避免在外力下诱发形成脆性的马氏体相，能很好的控制组织，实现韧性与强度的良好匹配；三是合适的回火工艺提高了残留奥氏体含碳量和机械稳定性，做到成分、性能和组织的良好配合，提高其使用寿命。

附图说明

图1 是贝氏体合金钢的化学成分见表。

图2是热处理工艺见表。

图3是机械性能见表。

具体实施方式

实施例1：一种贝氏体合金钢，质量百分比为：C 0.18-0.22%、Si 1.15-1.40%、Mn1.88-2.04%、P ≤0.015%、S ≤0.010%、Cr 0.84-0.87%、Ni 0.88-0.95%、Mo 0.28-0.33%、Cu≤0.014%、Al 0.009-0.013%、余量为Fe。其贝氏体合金钢热处理工艺：

（1）将C 0.18-0.22%、Si 1.15-1.40%、Mn 1.88-2.04%、P ≤0.015%、S ≤0.010%、Cr 0.84-0.87%、Ni 0.88-0.95%、Mo 0.28-0.33%、Cu≤0.014%、Al 0.009-0.013%、余量为Fe将入炉内；

（2）淬火：淬火温度为880-920℃，保温时间在1-6h，风冷其冷却速率在5-25℃/min，风冷至150-250℃，然后空冷至室温；

（3）回火：回火温度为240-300℃保温1.5-5h，出炉空冷至室温。

其贝氏体合金钢屈服强度在1050-1145MPa，抗拉强度在1280-1450MPa，硬度在38-43HRc，385-420HBW10/3000，20℃常温冲击功在101-139J，-40℃低温冲击功在60-95J，显微组织为粒状贝氏体+残留奥氏体组织和少量马氏体。

实施例2：在实施例1的基顾上，C 0.20%、Si 1.40%、Mn 1.95%、P ≤0.012%、S ≤0.006%、Cr 0.82%、Ni 0.92%、Mo 0.28%、Cu 0.13%、Al 0.011%、余量为Fe。

当C 0.20%、Si 1.40%、Mn 1.95%、P ≤0.012%、S ≤0.006%、Cr 0.82%、Ni 0.92%、Mo 0.28%、Cu 0.13%、Al 0.011%、余量为Fe时，淬火温度900℃，保温时间240min，冷却速率25℃/min，冷至温度230℃，回火温度260℃保温时间120min。

当淬火温度900℃，保温时间240min，冷却速率25℃/min，冷至温度230℃，回火温度260℃保温时间120min时，断面HRC 39-44，Rp_0.2/MPa1080，Rm/MPa 1352，A/% 150，Z/%49，20℃冲击功A_KU/J 139/117/126，-40℃冲击功A_KU/J 95/85/91，表面HBW10/3000 395-410。

实施例3：在实施例1的基顾上，C 0.21%、Si 1.23%、Mn 2.04%、P ≤0.014%、S ≤0.010%、Cr 0.85%、Ni 0.96%、Mo 0.30%、Cu 0.10%、Al 0.009%、余量为Fe。

当C 0.21%、Si 1.23%、Mn 2.04%、P ≤0.014%、S ≤0.010%、Cr 0.85%、Ni 0.96%、Mo 0.30%、Cu 0.10%、Al 0.009%、余量为Fe时，淬火温度880℃，保温时间300min，冷却速率15℃/min，冷至温度200℃，回火温度240℃保温时间300min。

当淬火温度880℃，保温时间300min，冷却速率15℃/min，冷至温度200℃，回火温度240℃保温时间300min时，断面HRC 38-43，Rp_0.2/MPa1056，Rm/MPa 1316，A/% 140，Z/%59，20℃冲击功A_KU/J 124/137/130，-40℃冲击功A_KU/J 75/87/60，表面HBW10/3000 388-401。

实施例4：在实施例1的基顾上，C 0.18%、Si 1.17%、Mn 1.80%、P ≤0.009%、S ≤0.004%、Cr 0.78%、Ni 0.88%、Mo 0.40%、Cu 0.09%、Al 0.017%、余量为Fe。

当C 0.18%、Si 1.17%、Mn 1.80%、P ≤0.009%、S ≤0.004%、Cr 0.78%、Ni 0.88%、Mo 0.40%、Cu 0.09%、Al 0.017%、余量为Fe时，淬火温度910℃，保温时间180min，冷却速率10℃/min，冷至温度150℃，回火温度280℃保温时间210min。

当淬火温度910℃，保温时间180min，冷却速率10℃/min，冷至温度150℃，回火温度280℃保温时间210min时，断面HRC 38-42，Rp_0.2/MPa1121，Rm/MPa 1396，A/% 120，Z/%57，20℃冲击功A_KU/J 110/128/108，-40℃冲击功A_KU/J 79/82/71，表面HBW10/3000 397-412。

实施例5：在实施例1的基础上，C 0.18%、Si 1.15%、Mn 1.91%、P ≤0.011%、S ≤0.005%、Cr 0.87%、Ni 0.90%、Mo 0.36%、Cu 0.06%、Al 0.017%、余量为Fe。

当C 0.18%、Si 1.15%、Mn 1.91%、P ≤0.011%、S ≤0.005%、Cr 0.87%、Ni 0.90%、Mo 0.36%、Cu 0.06%、Al 0.017%、余量为Fe时，淬火温度920℃，保温时间120min，冷却速率22℃/min，冷至温度245℃，回火温度300℃保温时间90min。

当淬火温度920℃，保温时间120min，冷却速率22℃/min，冷至温度245℃，回火温度300℃保温时间90min时，断面HRC 39-43，Rp_0.2/MPa1145，Rm/MPa 1449，A/% 150，Z/% 55，20℃冲击功A_KU/J 101/120/131，-40℃冲击功A_KU/J 77/69/74，表面HBW10/3000 400-419。

需要理解到的是：上述实施例虽然对本发明的设计思路作了比较详细的文字描述，但是这些文字描述，只是对本发明设计思路的简单文字描述，而不是对本发明设计思路的限制，任何不超出本发明设计思路的组合、增加或修改，均落入本发明的保护范围内。

Claims

1.一种贝氏体合金钢，其特征在于质量百分比为：C 0.18-0.22%、Si 1.15-1.40%、Mn1.88-2.04%、P ≤0.015%、S ≤0.010%、Cr 0.84-0.87%、Ni 0.88-0.95%、Mo 0.28-0.33%、Cu≤0.14%、Al 0.009-0.013%、余量为Fe；其贝氏体合金钢热处理工艺：

（1）将C 0.18-0.22%、Si 1.15-1.40%、Mn 1.88-2.04%、P ≤0.015%、S ≤0.010%、Cr0.84-0.87%、Ni 0.88-0.95%、Mo 0.28-0.33%、Cu≤0.014%、Al 0.009-0.013%、余量为Fe放入炉内；

2.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：C 0.20%、Si 1.40%、Mn 1.95%、P ≤0.012%、S ≤0.006%、Cr 0.82%、Ni 0.92%、Mo 0.28%、Cu 0.13%、Al 0.011%、余量为Fe。

3.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：C 0.21%、Si 1.23%、Mn 2.04%、P ≤0.014%、S ≤0.010%、Cr 0.85%、Ni 0.96%、Mo 0.30%、Cu 0.10%、Al 0.009%、余量为Fe。

4.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：C 0.18%、Si 1.17%、Mn 1.80%、P ≤0.009%、S ≤0.004%、Cr 0.78%、Ni 0.88%、Mo 0.40%、Cu 0.09%、Al 0.017%、余量为Fe。

5.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：C 0.18%、Si 1.15%、Mn 1.91%、P ≤0.011%、S ≤0.005%、Cr 0.87%、Ni 0.90%、Mo 0.36%、Cu 0.06%、Al 0.017%、余量为Fe。

6.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：当C 0.20%、Si 1.40%、Mn 1.95%、P≤0.012%、S ≤0.006%、Cr 0.82%、Ni 0.92%、Mo 0.28%、Cu 0.13%、Al 0.011%、余量为Fe时，淬火温度900℃，保温时间240min，冷却速率25℃/min，冷至温度230℃，回火温度260℃保温时间120min。

7.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：当C 0.21%、Si 1.23%、Mn 2.04%、P≤0.014%、S ≤0.010%、Cr 0.85%、Ni 0.96%、Mo 0.30%、Cu 0.10%、Al 0.009%、余量为Fe时，淬火温度880℃，保温时间300min，冷却速率15℃/min，冷至温度200℃，回火温度240℃保温时间300min。

8.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：当C 0.18%、Si 1.17%、Mn 1.80%、P≤0.009%、S ≤0.004%、Cr 0.78%、Ni 0.88%、Mo 0.40%、Cu 0.09%、Al 0.017%、余量为Fe时，淬火温度910℃，保温时间180min，冷却速率10℃/min，冷至温度150℃，回火温度280℃保温时间210min。

9.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：当C 0.18%、Si 1.15%、Mn 1.91%、P≤0.011%、S ≤0.005%、Cr 0.87%、Ni 0.90%、Mo 0.36%、Cu 0.06%、Al 0.017%、余量为Fe时，淬火温度920℃，保温时间120min，冷却速率22℃/min，冷至温度245℃，回火温度300℃保温时间90min。

10.根据权利要求1所述的贝氏体合金钢，其特征是：贝氏体合金钢屈服强度在1050-1145MPa，抗拉强度在1280-1450MPa，硬度在38-43HRc，385-420HBW10/3000，20℃常温冲击功在101-139J，-40℃低温冲击功在60-95J，显微组织为粒状贝氏体+残留奥氏体组织和少量马氏体。

11.根据权利要求10所述的贝氏体合金钢，其特征是：当淬火温度900℃，保温时间240min，冷却速率25℃/min，冷至温度230℃，回火温度260℃保温时间120min时，断面HRC39-44，Rp_0.2/MPa1080，Rm/MPa 1352，A/% 150，Z/% 49，20℃冲击功A_KU/J 139/117/126，-40℃冲击功A_KU/J 95/85/91，表面HBW10/3000 395-410。

12.根据权利要求10所述的贝氏体合金钢，其特征是：当淬火温度880℃，保温时间300min，冷却速率15℃/min，冷至温度200℃，回火温度240℃保温时间300min时，断面HRC38-43，Rp_0.2/MPa1056，Rm/MPa 1316，A/% 140，Z/% 59，20℃冲击功A_KU/J 124/137/130，-40℃冲击功A_KU/J 75/87/60，表面HBW10/3000 388-401。

13.根据权利要求10所述的贝氏体合金钢，其特征是：当淬火温度910℃，保温时间180min，冷却速率10℃/min，冷至温度150℃，回火温度280℃保温时间210min时，断面HRC38-42，Rp_0.2/MPa1121，Rm/MPa 1396，A/% 120，Z/% 57，20℃冲击功A_KU/J 110/128/108，-40℃冲击功A_KU/J 79/82/71，表面HBW10/3000 397-412。

14.根据权利要求10所述的贝氏体合金钢，其特征是：当淬火温度920℃，保温时间120min，冷却速率22℃/min，冷至温度245℃，回火温度300℃保温时间90min时，断面HRC39-43，Rp_0.2/MPa1145，Rm/MPa 1449，A/% 150，Z/% 55，20℃冲击功A_KU/J 101/120/131，-40℃冲击功A_KU/J 77/69/74，表面HBW10/3000 400-419。