CN111979492A - 一种高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢及其热处理方法 - Google Patents

一种高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢及其热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢及其热处理方法，成分：C0.14％～0.24％、Si0.19％～0.35％、Mn0.93％～1.30％、Cr1.23％～2.1％、Mo0.25％～0.45％、Ni1.30％～1.60％、Cu0.20％～0.50％、V0.030％～0.050％、Nb0.010％～0.040％、Al0.015％～0.040％、P≤0.015％、S≤0.015％、N≤0.008％、T.O≤0.004％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。车轴热处理采用预处理+性能热处理，所生产的高铁车轴具有优异的耐蚀性能、强韧性和疲劳性能，满足时速400公里的需求。

Description

一种高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢及其热处理方法
技术领域
本发明属于合金钢领域，尤其涉及适用于抗拉强度850～1100MPa、屈服强度≥800MPa、-40℃ KU2≥200J，一种高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢及其热处理方法。
背景技术
车轴属于超大型阶梯状轴对称类零件，其最大直径将超过200mm，长度可达2200mm，它与车轮通过过盈联接组成轮对，承受机车车辆的全部重量，是铁道车辆三大关键零部件之一。车轴在运动中的受载状态比较复杂，不仅承受簧上垂向力、制动力和车轮的反作用力，而且承受来自线路的冲击载荷和通过曲线时横向作用于轮缘的导向力；此外，由于同一轮对的两个车轮的滚动圆半径不同，或曲线上轨道长度不同，均会引起附加的扭转力矩。因此，在车轴的各配合部位，有着大小不一的轴向力、径向力、剪切力、弯矩和扭矩等载荷的单独作用或共同作用。
高铁车轴是保障高铁安全运行的重要部件。目前世界上高铁车轴常用材料有EA1N、EA4T、 34CrNiMo6、30NiCrMoV12、S38C、DZ1和DZ2等，这些材料能够满足时速小于等于350公里列车的要求，对于更高速度的列车已不能适用。随着轨道交通事业的发展，沿海高铁建设的迅猛导致对高速列车车轴用钢提出了更高要求，急需开发具有优良耐蚀性能、强韧性及疲劳性能的车轴材料。
2018年9月28日公开的中国专利CN108588372A公开了车轴、车轴钢及其热处理方法，其特征在于按重量百分比计，C 0.40％～0.48％，Si 0.17％～0.37％，Mn 0.55％～0.85％，Cr 0.40％～ 0.65％，Mo 0.07％～0.15％，V 0.06％～0.15％，Al 0.015％～0.040％，余为Fe。对该材料在850℃～ 930℃进行两次正火，在830℃～900℃进行淬火，回火温度为560℃～660℃。此发明方法生产的钢的抗拉强度在800MPa～900MPa，不能满足时速400公里高铁车轴的要求。
2014年12月24日公开的中国专利CN104233110A公开了一种含铌钛高速列车车轴钢，其特征在于按重量百分比计，化学成分配比为C：0.25～0.32％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.90％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cr：0.95～1.15％，Ni：0.20～0.27％，Mo：0.20～0.29％，Nb：0.010～0.030％， V：0.02～0.05％，Cu≤0.15％，Al：0.015～0.045％，其余为Fe和残存微量杂质；采用上述成分及工艺制造的车轴抗拉强度在728MPa～749MPa，缺口试样的疲劳极限在301MPa～314MPa，。可用于高速车轴制造。不足之处是缺口试样抗疲劳性能不能满足时速400公里车轴的要求。
2016年12月21日公开的中国专利CN106244933A公开了高速车轴钢材料及其热处理方法，其特征在于化学成分百分比为C：0.22～0.29％，Si：0.17～0.38％，Mn：0.53～0.77％，P≤0.015％， S≤0.010％，Cr：1.00～1.20％，Ni：0.15～0.30％，Mo：0.20～0.35％，Nb：0.015～0.040％，Ti： 0.010～0.030％，Cu：0.10～0.30％，B：0.0008～0.0050％，Als：0.010～0.050％，其余为Fe和残存微量杂质；在880℃～920℃进行正火，在870℃～900℃进行淬火，回火温度为630℃～660℃。采用上述成分及工艺制造的车轴抗拉强度在730MPa～810MPa，晶粒度为6.0～7.0级，室温KU2在53～87J，该高铁车轴冲击韧性较低。
目前我国高铁车轴钢的研究虽然有一定的积累，但目前仅能满足时速不大于350公里列车的要求，对于时速400公里的高速列车车轴的研究几乎空白。随着高铁提速，急需开发出具有高强韧性、高疲劳性能的高速车轴用钢。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢及其热处理方法，有优秀的耐蚀性能、强韧性和疲劳性能，适用于制造时速400公里高铁车轴。
本发明具体技术方案如下：
一种高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢，包括以下质量百分比成分：C0.14％～ 0.24％、Si 0.19％～0.35％、Mn 0.93％～1.30％、Cr 1.23％～2.1％、Mo0.25％～0.45％、Ni 1.30％～ 1.60％、Cu 0.20％～0.50％、V 0.030％～0.050％、Nb0.010％～0.040％、Al 0.015％～0.040％、P ≤0.015％、S≤0.015％、N≤0.008％、T.O≤0.004％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
进一步的，上述各元素含量还满足以下条件：
0.05％≤A≤0.11％；A＝％C-(0.077×％Cr+0.24×％V+0.13×％Nb)；
X≥3.6％；X＝-5×％Si+1.5×％Mn+1.0×％Mo+2.5×％Ni-20×％P；
I≥8.5；I＝26.01×(％Cu)+3.88×(％Ni)+1.20×(％Cr)+1.49×(％Si)+17.28×(％P)-7.29× (％Cu)×(％Ni)-9.10×(％Ni)×(％P)-33.39×(％Cu)2)，为保证车轴钢的耐蚀性I应不小于 8.5。
本发明各成分设计思路为：
C：C是钢中最低廉的强化元素，每提高0.1％的固溶C，可使强度提高约450MPa，C与钢中的合金元素形成析出相，起到析出强化作用。C能够显著提高淬透性，使大尺寸车轴心部获得马氏体组织。但随着其含量增大，塑性和韧性降低，故C含量控制在0.14％～0.24％。
Si：Si是钢中有效的固溶强化元素，提高钢的强硬度，Si在炼钢时能够起到脱氧作用，是常用的脱氧剂。但Si易偏聚有奥氏体晶界，降低晶界结合力，引发脆性。另外Si易引起钢中元素偏析。因此，Si含量控制在0.19％～0.35％。
Mn：Mn能够起到固溶强化作用，固溶强化能力弱于Si，Mn是奥氏体稳定化元素能显著提高钢的淬透性，还能够减少钢的脱碳，Mn与S结合能够防止S引起的热脆性。但过量的Mn会降低钢的塑性。所以，Mn含量控制在0.93％～1.30％。
Cr：Cr是碳化物形成元素，Cr能够使钢的淬透性和强度均提高，却易引起回火脆性。Cr 能够提高钢的抗氧化性能，增加耐蚀性，但Cr含量过高时将增加再热裂纹敏感性。应将Cr 含量控制在1.23％～2.1％。
Mo：Mo主要是提高钢的淬透性和耐热性，固溶于基体的Mo能够使钢的组织在回火过程中保持较高的稳定性，且能有效降低P、S和As等杂质元素在晶界处偏聚，从而提高钢的韧性，降低回火脆性。Mo降低M7C3的稳定性，当Mo含量较高时将形成针状Mo2C，将导致基体Mo含量减少。Mo能够通过固溶强化和沉淀强化的共同作用提高钢的强度，也能通过改变碳化物的析出来改变钢的韧性。故Mo控制在0.25％～0.45％。
Ni：Ni能与Fe生成无限互溶的固溶体，是奥氏体稳定化元素，具有扩大相区的作用，增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移，提高钢的淬透性。Ni能够细化马氏体板条宽度，提高强度。Ni是显著降低钢的韧脆转变温度，提高低温韧性。Ni元素是贵金属元素，过量加入导致成本过高。将Ni含量控制在1.30％～1.60％。
Nb：Nb是强C、N化合物形成元素，Nb(C、N)细小弥散，且与基体保持共格关系，能够起到强化和细化组织的作用，基体的强化能够使疲劳裂纹萌生和扩展抗力增加，从而提高疲劳强度。Nb含量控制在0.010％～0.040％。
V：V与Nb在钢中的作用相同，但V的价格低于Nb，且V的相对原子质量小于Nb，在相同质量分数时V具有更多的原子，能够与C、N形成更多细小析出相，起到强化作用，故V含量控制在0.030％～0.050％。
Cu：Cu具有固溶强化作用，固溶强化程度与Mn相近。Cu能够显著提高钢的耐蚀性能。钢与表面二次析出的Cu之间的阴极接触，能促使钢的阳极化，并形成保护性较好的锈层。铜元素也能改变锈层的吸湿性，从而提高了临界湿度。但Cu在钢中产生高裂纹敏感性。Cu含量控制在0.20％～0.50％。
Al：Al是较强脱氧元素，同时提高钢的抗氧化性能。但随着Al含量的增加，粗大的碳氮化物系夹杂物量增大。Alt含量控制在0.015％～0.040％。
O和N：T.O在钢中形成氧化物夹杂，控制T.O≤0.0040％；N在钢中析出Fe4N，扩散速度慢，导致钢产生时效性，同时N还会降低钢的冷加工性能，控制N≤0.0080％。
在新钢设计时需要采用“多元复合添加”和“选择性强化”的思路，C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Al等元素是主要的强化元素，在提高强度的同时会对塑性韧性造成影响。在合金成分体系设计时需选择性复合添加；另外这些元素又显著影响钢的淬透性，在提高淬透性时能够促进相变时的变体选择，从而细化钢的亚结构，提高韧性和疲劳性能。因此，上述元素的添加需要综合选择优化，不能孤立考虑某一元素的作用。针对疲劳性能V、Nb等元素通过特殊热处理工艺形成细小碳化物从而有助于疲劳性能的提升，但是V、Nb又能对疲劳性能提升后对塑韧性产生恶化，故Nb、V的复合添加比例需严格控制。另外针对于耐腐蚀性能Cr、 Cu均有较优异的效果，且Cu价格低廉效果较好，但是Cu过高会导致铜脆，故许多优化元素复合添加比例。
由于Cr在钢的稳定状态形成M23C6和M7C3析出相，但在车轴生产过程形成的析出相为M3C。故 C与Cr的质量比为0.077。V、Nb在钢中的固溶作用很微小，主要在钢中形成MX相(X为C、N)，由于MX相为纳米级析出相，且与基体存在共格关系，能够有效起到强化作用。因此为了提高钢的强度应是V、Nb元素充分析出。Nb的相对原子质量为93，V的相对原子质量为51，故C与V、 Nb的质量比值分别为0.24、0.13。故钢中形成析出相消耗的C为0.077×％Cr+0.24×％V+0.13×％Nb，为保证强度需要充足的C进行固溶，固溶C含量应≥0.05％。但固溶碳过多将导致钢的塑性和疲劳性能降低，因此固溶C含量应≤0.11％。令固溶C用A表示，则0.05％≤A≤0.11％，A＝％C-
(0.077×％Cr+0.24×％V+0.13×％Nb)。
为了保证钢较好的低温韧性需对Si、Mn、Mo、Ni的配比进行限定，由于Si显著恶化低温韧性，增加回火脆性，故Si的系数为-5。Mn能够显著影响相变过程中的变体选择，增加相变中变体种类，从而提高低温韧性，故Mn的系数为1.5。Mo主要通过提高回火稳定性来提高低温韧性，对低温韧性的贡献有限，故Mo的系数为1。Ni能够提高层错能显著提高低温韧性，故Ni 的系数为2.5。P元素能够偏聚在晶界，降低晶界结合力降低钢的韧性，因此P的系数为-20；即X＝-5×％Si+1.5×％Mn+1.0×％Mo+2.5×％Ni-20×％P≥3.6％。
为了保证钢具有较好的耐蚀性，需要保证钢的耐蚀指数(I)，其中Cr能够在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力。Cu能够提高钢的耐蚀电位，显著提高耐蚀性，通过有效元素的合理匹配形成耐蚀公式为：I≥8.5；I＝26.01×(％Cu)+3.88×(％Ni)+1.20×(％Cr)+1.49× (％Si)+17.28×(％P)-7.29×(％Cu)×(％Ni)-9.10×(％Ni)×(％P)-33.39×(％Cu)2)，为保证车轴钢的耐蚀性I应不小于8.5。
本发明提供的一种高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢的热处理方法，包括以下步骤：
1)预处理；
2)性能热处理。
步骤1)所述预处理具体为：进行2次正火；
第一次正火为：将车轴以40～110℃/h的速度加热至940～960℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间＝1.0～2.0×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷至室温。
第二次正火：将第一次正火后空冷至室温的车轴以40～110℃/h的速度加热至900～920℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝0.8～1.6×S，其中t单位为min,S 单位为mm；而后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷。
2次正火预处理的目的是为性能热处理做组织准备，通过上述预处理车轴钢晶粒细小，组织为细小的马氏体与贝氏体混合组织，亚结构变体较多，板条块细小。
步骤2)所述性能热处理包括：淬火、临界区淬火和回火。性能热处理为了使车轴具有最终力学性能。
所述淬火为：车轴以40～110℃/h的速度加热至870～890℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝1.0～2.0×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后水冷，待车轴冷至 200℃以下取出空冷以保证钢的马氏体组织具有细小的板条束与板条块；
所述临界区淬火为：轴以40～110℃/h的速度加热至740～800℃，保温时间由车轴半径确定，保温时间t＝0.8～1.6×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后水冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷，以保证钢中引入韧化铁素体且水冷后马氏体组织中板条块小，马氏体变体增加，提高韧性；
所述回火为：车轴以40～110℃/h的速度加热至300～360℃，保温40min，而后以40～ 110℃/h的速度加热至600～660℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝1.5～2.5×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后空冷，通过回火消除组织内应力，使碳化物充分析出，具有优良的强韧性匹配。
与现有技术相比，本发明控制各成分的用量比和热处理工艺，生产的车轴组织为回火索氏体+少量贝氏体铁素体回火组织，晶粒度为20-30μm。获得具有优秀的耐蚀性能、强韧性和疲劳性能，抗拉强度887～1065MPa、屈服强度≥816MPa、-40℃KU2≥231J，且耐蚀速率≤0.29g/ (m2·h)，缺口试样108周次疲劳强度≥409MPa；适用于制造时速400公里高铁车轴。
附图说明
图1为实施例2微观组织；
图2为对比例3微观组织。
具体实施方式
实施例1-实施例4
一种高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢，包括以下质量百分比成分：如表1 所示，表1中没有列出的余量为Fe和不可避免的杂质。
对比例1-对比例4
一种车轴用钢，包括以下重量百分比的成分：见下表1，表1中没有列出的成分为Fe及不可避免的杂质。
表1各实施例和对比例车轴钢成分(wt％)
Figure BDA0002677852250000061
上述实施例1-实施例4所述高强韧抗疲劳含钒铌时速400公里高铁车轴钢的生产方法，包括以下工艺流程：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→Φ380mm～Φ700mm 圆坯连铸→圆坯加热→车轴坯轧制→车轴坯加热→车轴坯锻造→车轴粗车→车轴热处理→车轴精车→车轴内孔加工→修磨→探伤→包装入库。车轴长约2100mm，外径220mm，内孔60mm，壁厚80mm。
具体为：
电炉冶炼：出钢前定氧，出钢过程采用留钢操作，避免下渣；
LF炉：C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素调至目标值；
真空脱气：纯脱气时间≥15分钟，保证真空处理后[H]含量≤1.5ppm，避免钢中出现白点，引起氢脆现象；
连铸：中包钢水目标温度控制在液相线温度以上10～40℃，连铸φ380mm～φ700mm圆坯。
轧制路线：圆坯加热→高压水除鳞→开坯→200mm×200mm～280mm×280mm的方坯→缓冷。
锻造路线：方坯加热→高压水除鳞→锻造→缓冷。
车轴加工路线：车轴粗车→车轴热处理→车轴精车→车轴内孔加工→修磨→探伤→包装入库。
上述实施例1-实施例4所述生产方法中，车轴热处理工艺为：先进行预处理：2次正火：
第一次正火为：将车轴以40～110℃/h的速度加热至940～960℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间＝1.0～2.0×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷至室温。
第二次正火：将第一次正火后空冷至室温的车轴以40～110℃/h的速度加热至900～920℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝0.8～1.6×S，其中t单位为min,S 单位为mm；而后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷。
2次正火预处理的目的是为性能热处理做组织准备，通过上述预处理车轴钢晶粒细小，组织为细小的马氏体与贝氏体混合组织，亚结构变体较多，板条块细小。
再进行性能热处理包括：淬火、临界区淬火和回火。性能热处理为了使车轴具有最终力学性能。
所述淬火为：车轴以40～110℃/h的速度加热至870～890℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝1.0～2.0×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后水冷，待车轴冷至 200℃以下取出空冷以保证钢的马氏体组织具有细小的板条束与板条块；
所述临界区淬火为：轴以40～110℃/h的速度加热至740～800℃，保温时间由车轴半径确定，保温时间t＝0.8～1.6×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后水冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷，以保证钢中引入韧化铁素体且水冷后马氏体组织中板条块小，马氏体变体增加，提高韧性；
所述回火为：车轴以40～110℃/h的速度加热至300～360℃，保温40min，而后以40～110℃/h的速度加热至600～660℃，保温时间由车轴半径或壁厚S确定，保温时间t＝1.5～2.5×S，其中t单位为min,S单位为mm；而后空冷，通过回火消除组织内应力，使碳化物充分析出，具有优良的强韧性匹配。
各实施例和车轴热处理工艺参数、组织和晶粒尺寸见下表2。
对比例1-对比例4所述生产车轴的生产方法同实施例相同，区别在于，车轴热处理工艺与实施例不同，具体对比例1-对比例4车轴的热处理方法见下表2。各实施例和对比例的车轴热处理工艺参数、组织和晶粒尺寸见下表2。
表2各实施例和对比例车轴热处理工艺参数、组织和晶粒尺寸
Figure BDA0002677852250000081
Figure BDA0002677852250000091
各实施例和对比例生产的车轴按照表2热处理后，性能如表3所示。
表3各实施例和对比例车轴钢处理后性能
Figure BDA0002677852250000092
Figure BDA0002677852250000101
各实施例和对比例生产的车轴表2热处理后生产的车轴，疲劳性能、腐蚀性能检测情况如表4所示。
表4各实施例和对比例疲劳性能、腐蚀性能检测情况
Figure BDA0002677852250000102
性能检测方法如下：
组织：从车轴端部横截面1/2壁厚处取样进行金相、晶粒尺寸分析。
性能：从车轴端部横截面1/2壁厚处取拉伸、冲击、疲劳、腐蚀试样，参照GB/T228、GB/T229、GB/T4337、GB/T19746进行性能试验。性能如表2、表3所示。
实施例1～4的钢化学成分组成、生产方法均得到适当控制，其化学成分保证了0.05％≤A≤0.11％，X≥3.6％，I≥8.5，钢的强度、塑性、韧性、疲劳性能耐蚀性能均较好。
对比例2、3是化学成分不合适，且对比例2、3和4的热处理工艺不合适。对比例1化学成分控制不当，导致强度较高，塑性较差、腐蚀性能较差，材料的疲劳性能较低。对比例 2成分不满足要求，热处理工艺不当导致疲劳性能较差。对比例3化学成分不合理且热处理温度不合理导致晶粒尺寸较大，使材料的整体性能均不理想。对比例4由于成分控制不合理热处理工艺不当，导致强度过大，韧性差。

Claims (10)

1.一种高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢，其特征在于，所述高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢包括以下质量百分比成分：C 0.14％～0.24％、Si 0.19％～0.35％、Mn 0.93％～1.30％、Cr 1.23％～2.1％、Mo 0.25％～0.45％、Ni 1.30％～1.60％、Cu 0.20％～0.50％、V 0.030％～0.050％、Nb 0.010％～0.040％、Al 0.015％～0.040％、P≤0.015％、S≤0.015％、N≤0.008％、T.O≤0.004％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢，其特征在于，所述高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢满足以下条件：0.05％≤A≤0.11％；A＝％C-(0.077×％Cr+0.24×％V+0.13×％Nb)；
X≥3.6％；X＝-5×％Si+1.5×％Mn+1.0×％Mo+2.5×％Ni-20×％P；
I≥8.5；I＝26.01×(％Cu)+3.88×(％Ni)+1.20×(％Cr)+1.49×(％Si)+17.28×(％P)-7.29×(％Cu)×(％Ni)-9.10×(％Ni)×(％P)-33.39×(％Cu)2)。
3.一种权利要求1或2所述的高强韧抗疲劳含钒铌高铁车轴钢的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法包括以下步骤：
1)预处理；
2)性能热处理。
4.根据权利要求3所述的热处理方法，其特征在于，步骤1)所述预处理具体为：进行2次正火；
第一次正火为：将车轴加热至940～960℃，保温后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷至室温；
第二次正火：将第一次正火后空冷至室温的车轴加热至900～920℃，保温后油冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷。
5.根据权利要求3或4所述的热处理方法，其特征在于，其特征在于，所述性能热处理包括淬火、临界区淬火和回火。
6.根据权利要求5所述的热处理方法，其特征在于，所述淬火为：车轴加热至870～890℃，保温后水冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷。
7.根据权利要求5或6所述的热处理方法，其特征在于，所述临界区淬火为：车轴加热至740～800℃，保温后水冷，待车轴冷至200℃以下取出空冷。
8.根据权利要求5或6所述的热处理方法，其特征在于，车轴加热至300～360℃，保温后再加热至600～660℃，保温后空冷。
9.根据权利要求3-8任一项所述的热处理方法，其特征在于，所生产的高铁车轴抗拉强度887～1065MPa、屈服强度≥816MPa、-40℃KU2≥231J，且耐蚀速率≤0.29g/(m2·h)，缺口试样108周次疲劳强度≥409Mpa。
10.根据权利要求3-9任一项所述的热处理方法，其特征在于，所生产的高铁车轴适用于时速400公里高铁。
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