CN1118174A - 呈珠光体金相组织的高耐磨性和高韧性道轨及其制造方法 - Google Patents

呈珠光体金相组织的高耐磨性和高韧性道轨及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种具有强度和耐磨性且有优良延展性和韧性的高碳的呈珠光体金相组织的高韧性道轨及其制造方法。即对按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％、根据需要还含有Cr、Mo、V、Nb、Co中的一种或两种以上的耐磨性优良钢进行特定压轧，使其形成珠光体块，制成延伸率为12％以上、“U”形凹口摆锤式冲击试验值为15J/cm2以上的高韧性道轨及其制造方法。由此，提高道轨的延展性和韧性，适于寒冷地区的安全性高的铁道道轨。

Description

呈珠光体金相组织的高耐磨性 和高韧性道轨及其制造方法
技术领域
本发明涉及使铁道及其他产业机械用的有优良的强度和耐磨性的高碳的呈珠光体金相组织的钢具有高韧性的高韧性道轨及其制造方法。
背景技术
高碳的呈珠光体金相组织的钢由于强度高而且耐磨性优良，因而被用作结构材料，尤其是它能适应随着铁道车辆的重量增加而引起的高轴向载荷和高速输送，被普遍用作道轨。
已知的为制成高性能道轨的能制造上述那样钢材的方法有如日本专利公开报告特开昭55-2768号所记载的＂把容易呈珠光体金相组织的特定成分的钢从Ac3点以上的加热温度开始冷却，并在450～600℃的温度下使其恒温相变，使其生成细微的珠光体金相组织的硬质道轨制造方法＂和特开昭58-221229号提出的＂把含有C：0.65～0.85％、Mn：0.5～2.5％而且保留有高温热量的道轨急骤地冷却，把道轨或道轨顶部的金相组织变成珠光体来改善耐磨性的道轨热处理方法＂、以及特开昭59-133322号公开的＂把经过稳定处理的具有珠光体金相组织的特定成分的压轧道轨、从Ar3点以上的温度开始、在特定温度的熔融盐浴槽中浸渍，使其从道轨顶部表面开始到表面以下约10mm范围内具有硬度Hv＞350的呈细微珠光体金相组织的道轨热处理方法＂。
但是，虽然金相组织呈珠光体的钢的强度和耐磨性容易通过添加合金元素而达到所要求的规格并制成产品，而它的韧性与以铁素体金相组织为主的钢相比则显著地较低，例如，共析碳钢的呈珠光体金相组织的道轨用JIS3号规定的＂U＂型凹口摆锤式冲击试验、常温试验值可达到10～20J/cm2左右，而含有共析点以上的碳的道轨的试验值是10J/cm2；用JIS4号规定的拉伸试验、延伸率却不满10％。把这种韧性低的钢用在受重复载荷或振动作用领域里作为结构材料时，会有因微小的初始缺陷或疲劳裂缝引起低应力脆性破坏的问题。
一般，使钢的韧性提高的措施是把金相组织细粒化，即通过使奥氏体金相组织细粒化或粒内相变来完成。而且，奥氏体金相组织细粒化是利用例如在压轧时的低温加热或者如日本专利公开报告特开昭63-277721号所公开的把控制压轧和加热处理组合、并在压轧后加以低温处理等。在道轨的制造方法中，由于难用在压轧时的低温加热和控制压轧中的低温压轧和大压下压轧来确保成形性，因而至今仍企图通过低温加热处理方法来提高韧性。但这种方法在近年来关于各种钢制品的省力和提高生产性能的技术开发进程中，有制造成本高、生产性能差等问题，因此迫切需要把这些问题尽早解决。
发明的目的
本发明是为了解决上述的问题而作出的，其目的是提供一种在道轨成形方面能克服由低温或大压下形成的控制压轧的问题，是适合于共析碳钢或含有共析点以上的碳钢成分的、进行调整珠光体结晶颗粒的控制压轧的、不仅能提高耐磨性、而且能使延展性和韧性提高的方法。
发明的公开
为了制造具有细粒珠光体金相组织而使韧性提高的钢，本发明人从钢的成分及其制造方法着手做了许多实验，结果得出如下所述的发现。即，在对道轨的顶部主要追求耐磨性、对底部主要追求弯曲疲劳性和延展性的情况下，通过把这部分取成共析或过共析C成分，而且控制细粒珠光体块尺寸，能得到耐磨性或者还在延展性、韧性等方面都是优良的道轨；高碳钢在其奥氏体状态下的加工中，用较低温度和较小的压下量进行压轧后即进行再结晶，通过小压力和缩短压轧轧道间的时间的连续压轧，使其成为整粒的细微奥氏体颗粒，结果能得到细粒的珠光体金相组织。
这里，所谓珠光体块是指如图1所示的结晶方位相同的珠光体集合，结晶方位和叠层方向相同的珠光体的群体集合。所谓叠层是指把构成珠光体的铁素体和渗碳体叠积形成条纹状的组织。而且，珠光体块成为珠光体颗粒破坏时的破坏单元。
本发明是根据这样的发现，把下述的结构作为主题。即，本发明的呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的道轨是由按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％、根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或两种以上，剩余部分是Fe和不可避免的不纯物构成的碳钢或低合金钢道轨，有珠光体金相组织；在道轨断面内的珠光体块平均粒经如下：即在从道轨的顶表面开始、以道轨顶表面为起点的至少20mm的范围、和从道轨的底面开始、以道轨的底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述道轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，＂U＂型凹口摆锤式冲击试验值是15J/cm2以上。
另外，本发明的呈珠光体金相组织的高韧性道轨的制造方法是把含有上述成分的碳钢或低合金风的钢片粗轧成道轨形状之后；把这道轨的表面温度加热到850～1000℃之间，用每轧道的断面减缩的压下率为5～30％的压轧、取3个轧道以上、而且把压轧的轧道间的时间取为10秒以下等条件、对其进行连续精轧；然后放置冷却或从700℃以上的温度开始，以2～15℃/秒的冷却速度对700～500℃温度范围进行冷却。由此就能调整珠光体块的尺寸，从而能提高机械性质、尤其是延展性和韧性。
能把上述道轨的成分中、C的含量为0.60～0.85重量％的碳钢或低合金钢，形成上述珠光体块平均粒径为20～50μm的部位上具有延伸率12％以上、＂U＂型凹口摆锤式冲击试验值为25J/cm2以上的高韧性；使C的含量为＞0.85～1.2重量％的碳钢或低合金钢能具有高的耐磨性。
附图的简要说明
图1是表示珠光体结晶的模式图。
实施本发明的最好方式的说明
下面，详细地说明本发明。
先说明本发明中，如上所述地对钢的成分进行限定的理由
C：是使其生成珠光体金相组织来确保耐磨性的有效成分，通常、作为轨条钢的都取用0.60～0.85％，把C量取成这范围能得到高韧性。这时会有在珠光体金相组织中的γ晶粒界面上生成初析铁素体的情况，从提高耐磨性和抑制道轨内部疲劳损伤的起因的观点出发，最好使C的含量在0.85％以上。另一方面，随着碳的增加，奥氏体晶粒界面上的初析渗碳体的量也增加，当C量超过1.2％时，即使进行下述的珠光体金相组织的细粒化处理也不得不注意延展性和韧性的下降和恶化。因此，把C量取为0.60～1.20％。
Si：从作为强化珠光体金相组织中的铁素体的有效成分考虑，应使其含量在0.1％以上。但由于含量超过1.20％会生成马氏体金相组织，从而有使钢脆化的问题，因此，Si的含量取为0.10～1.20％。
Mn：是强化珠光体金相组织、降低珠光体相变温度、抑制初析渗碳体生成的元素。使用量少于0.40％、其效果就差；相反当超过1.50％时就使其生成马氏体组织而使钢脆化。因此，把Mn的含量取为0.40～1.50％。
Cr：是使珠光体的平衡相变点上升、结果使珠光体金相组织细微、而且是有效地抑制初析渗碳体生成的元素，可根据需要、有选择地添加。含量不满0.05％的、其效果较小；超过2.0％的过剩添加会使其生成马氏体金相组织，从而使钢脆化。因此，把Cr的含量取为0.05～2.00％。
Mo、Nb：Mo和Nb是珠光体强化的有效元素，可根据需要、有选择地添加。分别不满0.01％、0.002％时其效果较小。另一方面，若分别超过0.03％、0.01％地添加、则如下所述地、在有金属组织细粒化效果的压延中会抑制奥氏体颗粒的再结晶，使其不生成伸长的粗大的奥氏体，从而使珠光体钢脆化。因此，Mo的含量取为0.01～0.30％；Nb的含量取为0.002～0.01％。
V、Co：V的含量定为0.02～0.1％，Co的含量定为0.10～2.0％，这些都是各自能强化珠光体金相组织的有效含量，可根据需要、有选择地添加。用量不满下限的强化效果小、而用量超过上限的则强化效果达到饱和程度。
由于本发明是基于具有上述的共析碳钢或这以上的碳，并基于对高碳钢特有的奥氏体的再结晶举动的实际知识，因而，即使根据需要添加上述各种成分对金属组织呈珠光体的范围没有任何妨碍。
把珠光体块平均粒径为20～50μm的范围定成从轨道顶表面开始、以这顶表面为起点的0～20mm的范围内或者这以上的范围；和从轨道底面开始、以轨道底面为起点的0～15mm范围或者这以上，这是根据由于列车通过、因轨道的顶部与车轮的接触而引起损伤问题的范围、在考虑到轨道磨损的情况下、是从轨道顶表面开始的不满20mm范围内；而受到在底部发生的拉伸应力引起的损伤影响的范围是从轨道底面开始到不满15mm。
如上所述地把道轨顶表面和底面附近的珠光体块平均粒径定为20～50μm范围是由于把构成粒径细化成不满20μm时，不能得到所需要的硬度，就不能确保构成道轨基本特性的耐磨性；当超过50μm时，延展性和韧性就会恶化。
把道轨顶表面和底面附近以外的部位的珠光体块平均粒径取为35～100μm是由于当粒径不满35μm地细粒化时，不能得到道轨基本金属应具备的强度；当超过100μm时会使道轨基本金属的延展性和韧性恶化。
把珠光体块平均粒径在20～50μm范围的这部分道轨的延伸率定为10％以上、＂U＂型凹口摆锤式冲击试验值定为15J/cm2以上是由于延伸率不满10％时、不能与列车通过时的拉伸应变相对应，有因长期使用而发生断裂的问题；而＂U＂型凹口摆锤式冲击试验值不满15J/cm2时，仍然不能与列车通过时的冲击相对应，有因长期使用而破坏的问题。在C的含量低到0.60～0.85重量％程度场合下，可把上述道轨的延伸率定为12％以上、把＂U＂型凹口摆锤试验值定为25J/cm2以上，就能构成具有比以前的道轨更高韧性的道轨。
具有上述组成和特性的本发明道轨可用下述的方法加以制造。
把用通常的熔化炉熔炼的钢水经过连续铸造法或铸锭开坯法工序制成的碳钢片、或者把还含有少量Cr、Mo、V、Nb、Co等提高强度和韧性的元素的低合金钢片加热到超过1050℃的通常高温后、粗轧成道轨形状、接着进行连续精轧。虽然粗轧结束的温度没特别地限定，但考虑到精轧工序的成形性，最好取1000℃以上。连续精轧是形成最后尺寸的道轨形状的精加工，从粗轧结束的高温开始连续精轧，在道轧的表面温度为850～1000℃之间、以每轧道5～30％的断面缩减率进行连续的精轧。
这个连续精轧条件是既要得到细粒的珠光体金相组织、又必需是整粒，而且能得到细粒奥氏体金相组织的范围。即，由于本发明含有较多量的碳，根据下列缘由能得到细粒奥氏体金相组织。
(1)低的温度和压下率容易使细粒奥氏体金相组织再结晶；
(2)由于压轧后完全再结晶所需要的时间非常短，因而容易迅速完成再结晶过程；
(3)即使以小的压下率、如进行连续轧制那样地反复再结晶，也还是把奥氏体金相组织的颗粒成长抑制到下一轧道的压轧之前。
但由于珠光体是以奥氏体晶粒边界作为起点而成长，在使珠光体块尺寸细微化过程中必需使奥氏体颗粒细微化，因而通过在奥氏体温度区域对钢进行热加工来进行奥氏体颗粒细微化。由于这奥氏体颗粒在每次热加工时都进行再结晶，因而通过反复地热加工、而且通过增大压下率来进行细微化。另一方面，由于奥氏体结晶颗粒在压轧后的较短时间内就开始成长，因而必需缩短压轧的时间间隔。
作为能反映出这种现象的连续精轧法的本发明把道轧表面温度定为850～1000℃的范围是由于；用不满850℃的低精轧温度时，奥氏体金相组织未形成再结晶状态，会影响珠光体金相组织的生成。而超过1000℃的精轧，会使奥氏体金相组织颗粒成长，在继续的珠光体金相组织相变时，生成粗粒的奥氏体金相组织的就得不到均匀的细微的珠光体金相组织。
这时所用的每轧道的断面缩减率为5～30％的压下率是使其生成细粒奥氏体金相组织的有效加工度，用不满5％的轻度压下率、在使奥氏体金相组织再结晶时不能进行充分变形加工；相反、用超过30％的过剩压下率、道轨的成形加工就困难。另外，在连续精轧中，为了能以30％以下的断面缩减率使其容易生成细粒奥氏体金相组织，必需将奥氏体金相组织的再结晶和晶粒成长抑制地进行3个轧道以上的压轨。
而且在压轧的轨道间的道轨会因保留着高温热量而使奥氏体金相组织成长、生成粗大的颗粒，从而降低道轨的强度、韧性等所要求的特性。因此本发明必需把压轧的轧道间的时间缩短到10秒以下，使它马上进行下一个轧道的压轧，进行使奥氏体金相组织细微化，进而使其生成细微的珠光体金相组织的连续精轧。通常的换向压轧的轧道之间的时间约是20～25秒左右。这样，在这段时间里，被压轧的奥氏体金相组织变形的恢复程度、再结晶程度和晶粒成长的程度都加大，使得由压轧再结晶形成奥氏体颗粒细微化效果减弱，从而不能制造珠光体块尺寸被细微化了的道轨，也就不能达到本发明的目的。为此，必需把压轧的轧道间的时间尽可能地缩短。把用上述的压轧条件形成规定尺寸的、保留有高温热量的道轨直接放冷到低温后提供制品。
在要求有高强度的道轨的场合下，从具有连续精轧后相变强化机能的700℃以上的温度开始的冷却速度是与钢的相变有关的，即以2～15℃/秒的冷却速度来冷却700～500℃的温度。这时，不满2℃/秒的冷却形成较慢冷却，得到与放置冷却相同程度的相变强化，使强化不充分。相反，用超过15℃/秒的急骤冷却，因生成贝氏体和马氏体等异常金相组织，显著地阻害了韧性的提高、使其成为脆性道轨。
用上述的本发明的方法能制造出具有细粒的珠光体金相组织、使韧性提高的道轨。
表1列出了金相组织呈珠光体的作为试样的钢的化学成分。表2列出了用本发明方法和作为比较的方法，把含有表1所列成分的钢加工成道轨时用的加热条件和精轧条件。表3表示压轧后的冷却条件。
表4表示把表1～表3所列的钢的成分、压轧条件和冷却条件加以组合后，制造道轨时、用本发明方法和作比较的方法所得到的轨条钢的机械性质。
由表列可知，虽然本发明的方法中，因钢成分和冷却条件不同，使道轨的强度也变化，但延展性(延伸率)、韧性值(2UF＋20℃)等与比较的方法相比较，均有显著高的值。
表1
  钢    C    Si    Mn    Cr    Mo    V    Nb    Co
  A   0.62   0.20   0.90    -    -    -    -    -
  B   0.80   0.50   1.20   0.20    -   0.05    -    -
  C   0.75   0.80   0.80   0.50    -    -   0.01   0.10
  D   0.83   0.25   0.90   1.20   1.20    -    -    -
  E   0.86   0.20   0.70    -    -    -    -    -
  F   0.90   0.50   1.20   0.50    -   0.05   0.01   0.10
  G   1.00   0.50   1.00    -   0.20    -    -    -
  H   1.19   0.20   0.90    -    -    -    -    -
表2
符号 加热条件℃                                                     精轧条件
第1轧道   轧道间的时间秒 第2轧道    轧道间的时间秒 第3轧道   轧道间的时间秒 第4轧道
温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％
   本发明的方法   a    1250    1000    25   1    1000    5    5   995    15   1  995     5
  b    1250    950    25   1    950    5    5   945    15   1  945     5
  c    1250    900    25   1    900    5    5   895    15   1  895     5
   比较的方法   d    1250    1000    25   1    1000    5    25   980    15   1  980     5
e 1250 950 25 1 950 5 25 930 15 1 930 5
表3
符号  冷却开始的温度℃  冷却速度℃/S
I     800     2
II     800     4
III     720     10
IV     680     12
表4-1
 符号   钢  压轧方法   冷却方法   拉伸强度(MPa)   硬度(IIv10)   延伸率(％)   韧性值(2UE＋20/℃)(J/cm2)  顶部、底部的珠光体块平均粒径(μm)   磨损量/50万次滚动(g)
本发明的方法 1 A a   放置冷却 930 285 14 26 42 -
 2   B   b    I    1210   365     16     33     28     -
 3   B   b    III    1290   395     17     43     29     -
4 D b   放置冷却 1100 335 13 28 31 -
 5   C   a    II    1280   390     15     32     43     -
6 B c III 1260 380 17 45 22 -
 7   E   a   放置冷却    920   280     11     16     48    0.65
 8   E   b    II    1150   345     12     19     28    0.20
9 F a   放置冷却 1050 320 11 17 41 0.30
 10   F   b    I    1310   400     15     24     39    0.02
11 G a   放置冷却 1040 315 10 17 46 0.40
 12   G   b    II    1280   390     14     22     29    0.03
 13   G   c    III    1340   410     15     23     21    0.01
 14   H   b    I    1335   410     12     16     31    0.02
表4-2
符号 钢 压轧方法 冷却方法 拉伸强度(MPa) 硬度(IIv10) 延伸率(％) 韧性度(2UE＋20℃)(J/cm2)     顶部、底部的珠光体块平均粒径(μm)   磨损量/50万次滚动(g)
   比较的方法  15  A   d   放置冷却   940    285     10       16         123      -
 16  B   d    I   1200    365     11       16         120      -
 17  E   d   放置冷却   930    285     7       5         122     1.10
18 G e II 1300 395 9 9 95 0.20
 19  B   d    IV   1100    335     11       15         122      -
产业上的可用性
如上所述，用本发明的方法制得的道轨是在特定的条件下经精轧、冷却制成，由此得到的是具有细微的珠光体金相组织、有耐磨性，而且有极好的延展性、韧性，特别是能适用于随着铁路车辆重量的增加所带来的高轴向载荷和高速输送的极有用的高韧性道轨。

Claims (8)

1.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的道轨，其特征是，它是由按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，剩余部分为Fe和不可避免的不纯物构成的钢，有珠光体金相组织；在道轨断面内的珠光体块平均粒经如下，即在从道轨的顶表面开始、以道轨顶表面为起点的至少20mm的范围、和从道轨的底面开始、以道轨底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述道轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，“U”型凹口摆锤式冲击试验值是15J/cm2。以上。
2.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的道轨，其特征是，它是由按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或两种以上，剩余部分是Fe和不可避免的不纯物构成的钢；有珠光体组织；在道轨断面内的珠光体块平均粒径如下，即在从道轨的顶表面开始、以道轨顶表面为起点的至少20mm的范围、和从道轨的底面开始、以轨道底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述轨道的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，“U”型凹口摆锤式冲击试验值是15J/cm2以上。
3.如权利要求1或2所述的呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的道轨，其特征是，在含有的成分内，C的含量为70.85～1.20重量％。
4.如权利要求1或2所述的呈珠光体金相组织的高韧性的道轨，其特征是，在含有的成分内，C的含量为0.60～0.85重量％，在上述道轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是12％以上，“U”型凹口摆锤式冲击试验值是25J/cm2以上。
5.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性道轨的制造方法，其特征是，把按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或两种以上的碳钢或低合金钢的钢片粗轧成道轨形状之后；把这道轨的表面温度加热到850～1000℃之间，用每轧道的断面缩减的压下率为5～30％的压轧，取3个轧道以上，而且压轧的轧道间的时间取10秒以下等条件，对其进行连续精轧；然后加以放置冷却；调整珠光体块的尺寸和机械性质。
6.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的道轨，其特征是，它是由按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或两种以上的碳钢或低合金钢的钢片粗轧成道轨形状之后；把这道轨的表面温度加热到850～1000℃之间，用每轧道的断面缩减的压下率为5～30％的压轧，取3个轧道以上，而且压轧的轧道间的时间取10秒以下等条件，对其进行连续精轧；然后从700℃以上的温度开始，以2～15℃/秒的冷却速度对700～500℃温度范围进行冷却，调整珠光体块的尺寸和机械性质。
7.如权利要求5或6所述的呈珠光体金相组织的高耐磨性道轨的制造方法，其特征是，在所含有的成分内，把C的含量定为70.85～1.20重量％。
8.如权利要求5或6所述的呈珠光体金相组织的高韧性道轨的制造方法，其特征是，在含有的成分内，把C的含量定为0.60～0.85重量％。
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