CN114107823A

CN114107823A - 一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法

Info

Publication number: CN114107823A
Application number: CN202111445517.8A
Authority: CN
Inventors: 国新春; 陈刚; 程德利; 董梅; 宁珅
Original assignee: Baowu Group Masteel Rail Transit Materials Technology Co Ltd
Current assignee: Baowu Group Masteel Rail Transit Materials Technology Co Ltd
Priority date: 2021-11-30
Filing date: 2021-11-30
Publication date: 2022-03-01

Abstract

本发明公开了一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法，所述高速车轮用钢包括以下重量百分比的化学成分：C0.52‑0.56％、Si0.20‑0.40％、Mn0.60‑0.90％、Cr0.15‑0.25、V0.06‑0.15、Nb0.02‑0.04％，P≤0.015％、S≤0.015％、Al0.01‑0.02％、W0.3～0.6％、Mo0.03‑0.05％、N 60‑80ppm，余量为Fe及不可避免的杂质；本发明可综合提升车轮的韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能和磨损性能，且强度、硬度与韧性的匹配良好，从而获得了更良好综合性能的高速车轮，高速车轮的时速可达300公里以上。

Description

一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法

技术领域

本发明属于轨道交通技术领域，具体涉及一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法。

背景技术

我国高速车轮主要是欧洲标准EN13262中的ER8车轮，欧洲的铁路线路相对单一、持续高速运行时间相对较短、气候条件无明显变化，ER8车轮表现出较好的服役性能。但是我国铁路的线路长，列车长时间处于高速、重载运行的状态，且南北温差大、东西服役条件变化大，会导致ER8车轮服役出现明显的不适应性，车轮踏面剥离、多变化等伤损问题较多，这大大增加了车轮的检修频次、降低了车轮的使用寿命、提高了综合成本。

ER8车轮的轮辋屈服强度一般不超过600MPa，车轮在高速运行时轮轨间的滚动接触应力大而且交替变化，使得车轮轮辋踏面次表面在运行过程中产生塑性变形，又因为钢中存在夹杂物、渗碳体等脆性相，容易导致轮辋萌生微细裂纹，这些微细裂纹在车轮运行滚动接触疲劳的作用下，产生剥离等伤损。ER8车轮的硬度一般不超过265HB相对偏低，列车高速运动过程中产生有规律的振动、伴随着车轮的磨损，就会产生车轮的多边形。

虽然提高车轮钢的硬度水平可改善车轮服役性能。但是，强度和硬度的提高，势必会带来韧性指标的降低，影响车辆运行风险。

发明内容

为解决上述技术问题，本发明提供了一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法，本发明可综合提升车轮的韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能和磨损性能，且强度、硬度与韧性的匹配良好，从而获得了更良好综合性能的高速车轮。

为实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：

一种高速车轮用钢，所述高速车轮用钢包括以下重量百分比的化学成分：C 0.52-0.56％、Si 0.20-0.40％、Mn 0.60-0.90％、Cr 0.15-0.25、V 0.06-0.15、Nb 0.02-0.04％，P≤0.015％、S≤0.015％、Al 0.01-0.02％、Mo+W:0.1-0.6％、[N]60-80ppm，余量为Fe及不可避免的杂质。

其中，2.0％≤C+Mn+Si+Cr+Mo+W+V≤3.5％，且0.1％≤Mo+W≤0.6％。

所述高速车轮用钢的金相组织为铁素体+珠光体，其中铁素体的占比为9～20％。

所述高速车轮用钢轮辋的屈服强度为600～625Ma，抗拉强度为940～975MPa，A 22～27％，Z 40～45％，轮辋V槽口-20℃冲击功18～30J，踏面下35mm硬度270～290HBW，断裂韧性85～100Mpa m^1/2。

本发明还提供了所述高速车轮用钢的热处理方法，所述热处理方法为：首先在840-880℃加热2.0-3.5小时，然后进行轮辋喷水冷却，最后在480-500℃回火处理≥4小时。

轮辋喷水冷却使轮辋内部金属以1℃/s-2℃/s的冷却速度加速冷却到500℃以下。

本发明还提供了利用所述高速车轮用钢的制备车轮的方法，包括以下步骤：电炉炼钢工序、LF炉精炼工序、RH真空处理工序、圆坯连铸工序、切锭轧制工序、热处理工序、加工、成品检测工序。

所述热处理工序为：首先在840-880℃加热2.0-3.5小时，然后进行轮辋喷水冷却使轮辋内部金属以1℃/s-2℃/s的冷却速度加速冷却到500℃以下，最后在480-500℃回火处理≥4小时。

本发明提供的高速车轮用钢中的各成分控制及作用如下：

C元素：钢中基础元素，有强烈的间隙固溶硬化和析出强化作用，随着碳含量的增加，钢的强度增加，韧性下降；碳在奥氏体中的溶解度要比在铁素体中大得多，而且是一种有效的奥氏体稳定元素，影响最终金相组织中残余奥氏体含量与残余奥氏体中碳含量；钢中碳化物的体积分数与碳含量成正比。C含量范围参照ER8车轮C含量(≤0.56％)高于0.56％时，会导致渗碳体的析出，同时，随着添加量的增加，Cr碳化物的形成导致基体中的固溶Cr减少时，耐生锈性降低。降低钢的韧性，C含量低于0.52％时，铁素体的过饱和度降低，钢的强度下降，因此碳含量合理范围以0.52-0.56％。

Mn元素：主要合金化元素，Mn具有提高钢中奥氏体稳定性、增加钢的淬透性等作用，明显提高车轮钢淬透性及强度；Mn能提高磷的扩散系数，促进磷向晶界的偏聚，增加钢的脆性和回火脆性；Mn含量低于060％时，钢的淬透性差，为进一步发挥Mn元素的作用可适当提高Mn含量，但过高Mn(0.90％以上)对车轮的综合机械性能和加工性能有不良影响。而且与S合生成非金属夹杂物MnS而成为锈、针孔。因此，将Mn含量控制在0.60-0.90％之间。

Si元素：钢中基本合金元素，常用的脱氧剂，其原子半径小于铁原子半径，对奥氏体和铁素体有强烈的固溶强化作用，使奥氏体的切变强度提高；但过高的Si会增加材料的热敏感性和脆性。因此Si含量0.20-0.40％。

Nb元素：是本发明重点添加的合金元素，Nb能够和C结合形成碳化铌，在轧钢和热处理时起到细化珠光体团的作用。但Nb含量越高，与之结合的C越多，势必导致渗碳体的减少，导致强硬度水平降低。本发明中的Nb含量控制在0.02-0.04％，可以形成少量的碳化铌起到细化晶粒和珠光体团的作用，另一方面，不会导致因C和Nb结合导致珠光体中渗碳体含量大幅降低，同时又有一定量的铁素体析出，从而提高强韧性匹配。

Cr元素：Cr是钢中强碳化物形成元素，适量的Cr能提高贝氏体淬透性和钢的强度，并且能提高钢的耐蚀性能。Cr含量低于0.15％时，无法有效发挥其作用，Cr含量高于0.25％，淬透性强，对钢的韧性有不利影响，钢的成本也大幅增加，因此Cr含量应控制在0.15-0.25％。

Al元素：Al是有效的脱氧剂，且能形成AlN细化晶粒，Al含量低于0.01％时，作用不明显，高于0.02％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。因此，Al含量应控制在0.01-0.02％。

Mo、W在回火处理时使微细碳化物析出、聚集来提高本发明钢的强度。另外，使回火时的软化阻力增大。而且与Cr同样地，是通过固溶在基体中来提高本发明钢的耐生锈性的元素。然而，过多时，被切削性的降低。W表现出与Mo同样的效果，但对该效果用同一添加量进行比较时，为Mo的1/2。由于Mo元素在淬火时，不宜≥0.05％，否则车轮踏面异常组织较深，因此，本发明中，Mo与W按照(Mo+1/2W)的关系式所定义复合量计，Mo+W含量控制在0.1％-0.6％。

[N]元素：能与Al形成化合物，细化晶粒，合理的Al/[N]对晶粒细化明显作用，而过高的[N]会形成气泡等连铸缺陷。因此，[N]含量应控制在60-80ppm。

V元素：钒是车轮钢中重要的强碳氮化物形成元素，通过加热溶解与冷却析出，可以在钢中形成间隙型VC、V₄C₃和富氮的V(C,N)第二相粒子，产生强烈的析出强化与细晶强化，起到显著提高屈服强度的作用。此外，含钒第二相粒子的形成，粒子周围微区因贫碳以及与铁素体较小的晶格错配度，促进先共析铁素体的形成而起到适度提高磨损速率的作用，从而达到协调接触疲劳与磨耗竞争关系，改善车轮抗表面接触疲劳性能的目的。本发明将钒含量范围定为0.06％～0.15％，理由是，一方面钒含量超过该值，须采用更高的加热温度才能产生显著的强化效果，否则受固溶V含量低、基体碳含量较低的双重因素影响，会极大限制V微合金化提高强度的作用，甚至产生负效应；另一方面，钒含量过低起不到明显的析出强化作用，甚至因热处理制度不当，钒因夺基体中的碳而造成强度的下降。

在生产过程中，由于V在钢中以置换溶质原子存在，V原子比铁原子尺寸大，易在位错线上偏聚，对位错攀移产生强烈的拖曳作用，使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强烈的阻止作用。V元素加热到奥氏体化温度以上，使得晶内溶质，有充足时间向位错上新形成的MC处迁移，孕育成新的晶界，从而再进行淬火时，得到更细的晶粒。溶解到基体中的V沉淀析出与基体共格或半共格的V(C,N)第二相粒子，产生强烈的析出强化作用，从而显著提高屈服强度。

P元素：P是钢中无法避免地包含的元素。并且是过多时使热加工性、韧性降低的元素。因此，本发明中设为小于0.015％。

S元素：S是钢中无法避免地包含的元素。由于以非金属夹杂物MnS的形式存在，大量MnS的存在致使车轮自身性能降低。而且，MnS还导致锈、针孔发生，因此，本发明中，为了降低MnS的形成量，对于Mn的上限进行了特别的规定。

为了提升车轮的韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能和磨损性能，且强度、硬度与韧性的匹配良好，钢中的多种元素种类的含量需严格限定在上述范围之内，且这些各个元素对于车轮性能造成影响的程度不同，需控制2.0％≤C％+Mn％+Si％+Cr％+Mo％+W％+V％≤3.5％，且0.1％≤Mo+W≤0.6％，以得到优异性能的高速车轮用钢。

本发明在现有的ER8车轮成分基础上，通过添加Si、V、Nb、W元素，形成一种全新的成分设计体系，并通过匹配相应的热处理工艺，全面提高了车轮的韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能、磨损性能，且强度、硬度与韧性的匹配良好。

与现有技术相比，本发明获得了以下有益效果：

本发明制备的车轮较ER8车轮，车轮韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能、磨损性能均有所提高，且强度、硬度与韧性的匹配良好，从而获得了更良好的综合力学性能，同时，车轮的抗磨损性能、抗接触疲劳性能均好于ER8车轮材料。本发明制成的车轮能够保持原有车轮的铁素体-珠光体组织状态，不增大车轮制备的难度。另外，本发明制备的车轮硬度仍处在轮轨硬度匹配范围，不影响钢轨的使用。

附图说明

图1为实施例1中的车轮轮辋显微组织，为珠光体+网状铁素体，铁素体含量为17％；

图2为实施例2中的车轮轮辋显微组织，为珠光体+网状铁素体，铁素体含量为14％；

图3为实施例3中的车轮轮辋显微组织，为珠光体+断续网状铁素体，铁素体含量为9％；

图4为ER8车轮轮辋显微组织，为珠光体+少量断续网状铁素体，铁素体含量为6％。

具体实施方式

下面结合实施例及说明书附图对本发明进行详细说明。

实施例1-3、对比例1-4中的车轮钢的化学成分重量百分比如表1所示，实施例1-3、对比例1-4均采用100吨超高功率电弧炉冶炼经LF+RH精炼真空脱气后直接连铸成

的圆坯，经切锭、加热轧制、热处理后形成直径为1250mm的车轮，所述热处理工艺参数如表2所示。

表1：本发明实施例和对比例化学成分((单位：[N]为ppm，其余wt％))

	C	Si	Mn	P	S	Nb	Cr	W	Mo	Al	V	[N]
													实施例1	0.55	0.30	0.88	0.01	0.01	0.04	0.23	0.51	0.03	0.020	0.12	80
实施例2	0.52	0.22	0.65	0.01	0.01	0.03	0.18	0.39	0.04	0.015	0.08	72
													实施例3	0.53	0.16	0.77	0.01	0.01	0.02	0.15	0.31	0.04	0.010	0.06	60
对比例1	0.55	0.28	0.85	0.01	0.01	/	0.23	/	/	0.020	/	67
													对比例2	0.55	0.32	0.95	0.01	0.01	0.01	0.30	0.64	0.03	0.020	0.12	41
对比例3	0.53	0.15	0.54	0.01	0.01	0.01	0.13	/	0.07	0.020	/	68
													对比例4	0.48	0.55	0.86	0.01	0.01	0.01	0.35	/	0.09	0.020	0.18	68

表2：实施例和对比例车轮热处理工艺参数

对上述各实施例和对比例生产的车轮进行力学性能测试，测试结果分别如表3所示。

在MMS-2A型微机控制试验机上参照GB 10622《金属材料滚动接触疲劳试验方法》标准进行了磨耗性能、接触疲劳性能对比试验，测试结果分别如表4、5所示。试验过程中主试样为本发明各实施例或对比例制备的车轮试样，配试样均为相同硬度的U71Mn钢轨试样，主试样和配试样直径均为60mm。磨损试验：一组3套试样，主试样转速360rpm，配试样转速400rpm，对应转动滑差率0.75％，接触应力1100MPa，循环次数50万次。接触疲劳试验：一组6套试样，转速为2000rpm，对应转动滑差率0.3％，接触应力1100-1500MPa，采用20#机油润滑。

表3实施例1-3及对比例1-4制造的车轮性能

表4实施例1-3和对比例1-4车轮磨损性能对比

表5实施例1-3和对比例1-4车轮接触疲劳性能对比

从上述各表中数据可以看出，按照本发明的技术方案获得的车轮钢，车轮韧性、强度、硬度、抗接触疲劳性能、磨损性能均有所提高，且强度、硬度与韧性的匹配良好，本发明获得了更良好的综合力学性能的高速车轮；如果将本发明中的部分元素的含量调整到本发明的范围之外，则得到的高速车轮的强度、硬度与韧性的不能良好的匹配，且抗接触疲劳性能、磨损性能也均有所下降。

上述参照实施例对一种高速车轮用钢及其热处理方法和利用其制备高速车轮的方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高速车轮用钢，其特征在于，所述高速车轮用钢包括以下重量百分比的化学成分：C 0.52-0.56％、Si 0.20-0.40％、Mn 0.60-0.90％、Cr 0.15-0.25、V 0.06-0.15、Nb0.02-0.04％，P≤0.015％、S≤0.015％、Al 0.01-0.02％、W 0.3～0.6％、Mo 0.03-0.05％、N 60-80ppm，余量为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高速车轮用钢，其特征在于，2.0％≤C+Mn+Si+Cr+Mo+W+V≤3.5％，且0.1％≤Mo+W≤0.6％。

3.根据权利要求1所述的高速车轮用钢，其特征在于，所述高速车轮用钢中的W元素的含量为0.3～0.4％时，Cr、V元素的化学成分及重量百分比为：Cr 0.15-0.20％、V 0.06-0.10％。

4.根据权利要求1所述的高速车轮用钢，其特征在于，所述高速车轮用钢中的W元素的含量为0.4～0.6％时，Cr、V元素的化学成分及重量百分比为：Cr 0.20-0.25％、V 0.10-0.15％。

5.根据权利要求1-4任意一项所述的高速车轮用钢，其特征在于，所述高速车轮用钢的金相组织为铁素体+珠光体，其中铁素体的占比为9～20％。

6.根据权利要求1-4任意一项所述的高速车轮用钢，其特征在于，所述高速车轮用钢轮辋的屈服强度为600～625Ma，抗拉强度为940～975MPa，A 22～27％，Z 40～45％，轮辋V槽口-20℃冲击功18～30J，踏面下35mm硬度270～290HBW，断裂韧性85～100Mpa m^1/2。

7.如权利要求1-6任意一项所述的高速车轮用钢的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法为：首先在840-880℃加热2.0-3.5小时，然后进行轮辋喷水冷却，最后在480-500℃回火处理≥4小时。

8.根据权利要求7所述的热处理方法，其特征在于，轮辋喷水冷却使轮辋内部金属以1℃/s-2℃/s的冷却速度加速冷却到500℃以下。

9.采用如权利要求1-6任意一项所述的高速车轮用钢的制备车轮的方法，其特征在于，包括以下步骤：电炉炼钢工序、LF炉精炼工序、RH真空处理工序、圆坯连铸工序、切锭轧制工序、热处理工序、加工、成品检测工序。

10.根据权利要求9所述的高速车轮用钢的制备高速车轮的方法，其特征在于，所述热处理工序为：首先在840-880℃加热2.0-3.5小时，然后进行轮辋喷水冷却使轮辋内部金属以1℃/s-2℃/s的冷却速度加速冷却到500℃以下，最后在480-500℃回火处理≥4小时。