CN115058579B - 高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法 - Google Patents

高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法，涉及轨道交通用钢技术领域，解决了现有技术中列车车轮磨损严重的问题。轮辋踏面下5mm处的显微组织包括：片状贝氏体20～35％和残余奥氏体5～8％，其余为低碳马氏体；轮辋踏面下15mm处的显微组织包括：片状贝氏体10～20％和板条状贝氏体50～65％，其余为马氏体/奥氏体岛；轮辋踏面下35mm处的显微组织包括：板条状贝氏体60～70％，其余为马氏体/奥氏体岛。踏面冷却淬火方法包括依次经过冷却、静置、冷却、返温和冷却至室温。制备方法包括冶炼、连铸、坑冷、加热、轧制、冷却、奥氏体化和踏面冷却淬火。该车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法可用于轨道交通。

Description

高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法
技术领域
本发明涉及轨道交通用钢技术领域，尤其涉及一种高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法。
背景技术
车轮是铁路列车重要走行部件，其可靠程度关乎整体列车的安全高效运行。现有车轮以中高碳珠光体钢材质为主，显微组织为珠光体和铁素体。随着铁路运输朝着高速、重载的方向不断发展，车轮磨损失效现象日益严重。研究人员通过增加碳含量以及细化珠光体片间距等方式提高材料硬度，从而改善其抗磨损性能。然而，通过上述方式进一步提升珠光体车轮硬度级别的空间较小，且硬度级别的提高会加剧车轮的接触疲劳损伤。
贝氏体钢因其良好的综合力学性能等成为新一代车轮用钢的潜在材料。进一步地，人们通过添加Si等非碳化物形成元素来抑制贝氏体相变过程中渗碳体的析出，从而获得包含贝氏体铁素体及残余奥氏体的无碳化物贝氏体组织。磨损过程中，贝氏体铁素体提供了较高的初始硬度，残余奥氏体在受力后发生马氏体转变，从而提升钢的加工硬化性能。因此，无碳化物贝氏体钢及其耐磨性能获得广泛关注。
然而，对于轨道车轮而言，其在实际服役过程中会被定期璇修以降低车轮因失圆、踏面剥离等带来的危害。现有车轮产品轮辋由表层至心部的强度及硬度等性能逐渐下降，导致车轮在璇修后耐磨性能不足，车轮磨损严重。
发明内容
鉴于以上分析，本发明旨在提供一种高耐磨贝氏体车轮及踏面冷却淬火方法、制备方法，解决了现有技术中列车车轮磨损严重的问题。
本发明的目的主要是通过下技术方案实现的：
本发明提供了一种高耐磨贝氏体车轮，贝氏体车轮轮辋踏面下5mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体20～35％和残余奥氏体5～8％，其余为低碳马氏体；贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体10～20％和板条状贝氏体50～65％，其余为马氏体/奥氏体岛；贝氏体车轮轮辋踏面下35mm处的显微组织按体积百分比计包括：板条状贝氏体60～70％，其余为马氏体/奥氏体岛。
进一步地，贝氏体车轮轮辋踏面下0～35mm内显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体10～35％、板条状贝氏体50～70％、马氏体10～75％和残余奥氏体5～17％。
进一步地，贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处的显微组织中，残余奥氏体的体积百分比为7～13％。
进一步地，贝氏体车轮轮辋踏面下35mm处的显微组织中，残余奥氏体的体积百分比为9～17％。
进一步地，高耐磨贝氏体车轮的合金原料按质量百分比包括：C0.18～0.23％、Mn1.9～2.1％、Si 1.3～1.7％、Ni 0.4～0.6％、Mo 0.31～0.45％、Cu 0.2～0.5％和V 0.05～0.09％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供了一种高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火方法，用于上述高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火，踏面冷却淬火方法包括如下步骤：
步骤A：奥氏体化结束后将车轮踏面以1～30℃/s冷速冷却至660℃以下，在空气中静置，将车轮踏面以1～30℃/s冷速冷却至340℃以下；
步骤B：将车轮返温至踏面温度380～430℃并保持；
步骤C：将车轮踏面以0.01～0.5℃/s冷速冷却至室温。
进一步地，步骤A中，静置时间为20～30s。
进一步地，步骤B中，保持时间为10～30min。
本发明还提供了一种高耐磨贝氏体车轮的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：将合金原料经冶炼、连铸、坑冷、加热、轧制成火车车轮形状冷却至室温；
步骤2：将车轮整体奥氏体化；
步骤3：对奥氏体化的车轮整体进行踏面冷却淬火，冷却淬火采用上述踏面冷却淬火方法。
进一步地，步骤2中，奥氏体化加热温度为：910～950℃，保温时间为90～150min。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
A)本发明提供的高耐磨贝氏体车轮，车轮轮辋部位显微组织梯度分布，即各个部位显微组织为包含不同形貌且不同含量的贝氏体、马氏体、残余奥氏体的复相组织，从而保证车轮轮辋在全寿命服役周期内具有优异的强韧性匹配及良好的耐磨性能。
B)本发明提供的高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火方法，利用控制车轮踏面冷却速度的方式实现车轮轮辋不同部位显微组织的调控，能够形成上述高耐磨贝氏体车轮的微观组织结构，所获得的贝氏体车轮轮辋抗拉强度达到1120～1380MPa，屈服强度达到820～1150MPa，冲击功达到55～68J，具有高强度、高韧性的综合力学性能。轮辋各个部位在滚动磨损条件下磨损失重差异较小，避免了车轮服役过程中后期磨损过快的现象。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为贝氏体车轮钢连续冷却转变曲线。
图2为踏面淬火过程中车轮轮辋各个部位温度分布。
图3为实施例1中轮辋踏面下5mm部位的光学显微镜组织形貌。
图4为实施例1中轮辋踏面下15mm部位的光学显微镜组织形貌。
图5为实施例1中轮辋踏面下35mm部位的光学显微镜组织形貌。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。
本发明提供了一种高耐磨贝氏体车轮，贝氏体车轮轮辋踏面下0～35mm内显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体10～35％、板条状贝氏体50～70％、马氏体10～75％和残余奥氏体5～17％。
具体来说，贝氏体车轮轮辋踏面下5mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体20～35％和残余奥氏体5～8％，其余为低碳马氏体，其碳含量与贝氏体车轮的平均碳含量相当。
贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体10～20％和板条状贝氏体50～65％，其余为马氏体/奥氏体岛，且该深度残余奥氏体的体积百分比为7～13％。
贝氏体车轮轮辋踏面下35mm处的显微组织按体积百分比计包括：板条状贝氏体60～70％，其余为马氏体/奥氏体岛，且该深度残余奥氏体的体积百分比为9～17％。
与现有技术相比，本发明提供的高耐磨贝氏体车轮，车轮轮辋部位显微组织梯度分布，即各个部位显微组织为包含不同形貌且不同含量的贝氏体、马氏体、残余奥氏体的复相组织，从而保证车轮轮辋在全寿命服役周期内具有优异的强韧性匹配及良好的耐磨性能。
具体来说，上述高耐磨贝氏体车轮中各个部位显微组织种类控制及不同形貌显微组织的作用如下：
片状贝氏体：在贝氏体车轮轮辋踏面下5mm处引入片状贝氏体，由于该部位冷速较快，所形成的片状贝氏体尺寸较小。此外，片状贝氏体能够分割原奥氏体晶粒，从而限制随后形成的马氏体的尺寸。较小尺寸的片状贝氏体和马氏体均有利于提升车轮钢综合力学性能，从而赋予轮辋踏面下5mm处这个部位良好的耐磨性能。在贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处引入片状贝氏体，能够为后续板条状贝氏体转变提供更多形核位置，从而促进板条状贝氏体转变。
板条状贝氏体：板条状贝氏体由贝氏体铁素体及分布于其板条间的膜状奥氏体组成。磨损过程中，贝氏体铁素体提供了较高的初始硬度，膜状奥氏体因发生马氏体转变而提高钢的加工硬化性能，二者均有利于车轮钢耐磨性能的改善，因此，在车轮踏面下15mm和35mm处均引入板条状贝氏体。
残余奥氏体：引入残余奥氏体不仅有利于改善高耐磨贝氏体车轮的强塑韧性匹配，还能够改善高耐磨贝氏体车轮的加工硬化性能。磨损过程中，残余奥氏体将发生马氏体转变，新形成的马氏体能够提高磨损表层硬度，从而降低磨损速率。此外，残余奥氏体向马氏体转变过程中产生的压应力能够阻碍裂纹扩展，从而有利于抑制车轮踏面材料剥落的产生。因此，在车轮踏面下各个部位均保留一定体积分数的未转变奥氏体，获得残余奥氏体以改善其耐磨性能。然而，无碳化物贝氏体相变过程中，往往会同时获得膜状和块状的两种形貌的未转变奥氏体。块状未转变奥氏体富碳程度低，其在贝氏体相变结束冷却至室温过程中部分转变为马氏体，马氏体和部分残余奥氏体形成马氏体/奥氏体岛，其中，马氏体/奥氏体岛中的马氏体碳含量较高，会恶化钢的塑韧性，因此，需要限制高碳马氏体的形成。
马氏体：马氏体组织保证了高耐磨贝氏体车轮的强度和硬度水平。本发明的高耐磨贝氏体车轮中包含两种马氏体，一种是车轮轮辋踏面下5mm处形成的低碳马氏体(碳含量与钢的平均碳含量相当)，该类马氏体碳含量低且尺寸细小，在不降低塑韧性的基础上提高钢的硬度，从而保证车轮的耐磨性能；另一种是马氏体/奥氏体岛中的高碳马氏体(碳含量显著高于钢的平均碳含量)，该类马氏体脆性高，恶化钢的综合力学性能，因此，本发明通过成分设计及踏面冷却淬火工艺降低车轮轮辋踏面下15mm和35mm处所形成的高碳马氏体的体积分数。
综上所述，本发明的贝氏体车轮轮辋踏面下5mm处显微组织包括片状贝氏体+低碳马氏体+残余奥氏体，片状贝氏体和低碳马氏体显著提高钢的硬度，残余奥氏体提升其加工硬化性能，从而保证车轮良好的耐磨性能；轮辋踏面下15mm处以显微组织包括片状贝氏体+板条状贝氏体+马氏体/奥氏体岛。车轮该部位由于大量体积分数的低碳马氏体的消失，导致初始硬度下降，然而该部位片状贝氏体和板条状贝氏体中贝氏体铁素体具有良好硬度及耐磨性能，且板条状贝氏体中膜状奥氏体及不同方向板条状贝氏体交界处高稳定性的块状奥氏体提供了良好的加工硬化性能；轮辋踏面下35mm处显微组织为板条状贝氏体+马氏体/奥氏体岛，与其他部位相比，该部位进一步提升残余奥氏体含量及稳定性，利用贝氏体铁素体高耐磨性能及残余奥氏体良好的加工硬化能力避免车轮璇修至该部位时耐磨性能的显著下降。
示例性地，上述高耐磨贝氏体车轮的合金原料按质量百分比包括：C0.18～0.23％、Mn 1.9～2.1％、Si 1.3～1.7％、Ni 0.4～0.6％、Mo 0.31～0.45％、Cu 0.2～0.5％和V 0.05～0.09％，其余为Fe和不可避免的杂质。
具体来说，上述高耐磨贝氏体车轮的合金原料中各组分的作用如下：
C：钢中C含量高低显著影响钢的强度级别。碳含量较低时，车轮将因硬度不足而过早磨损失效；当碳含量过高时，车轮将因硬度过高而影响配对的钢轨的磨损性能。本发明设计的C成分范围按质量百分比为0.18～0.23％。
Mn：钢中添加适量Mn元素时，一方面推迟高温铁素体相变，另一方面可使得高温铁素体相变与中温贝氏体相变分离。保证钢在较宽冷速范围内获得贝氏体组织。本发明设计的Mn成分范围按质量百分比为1.9～2.1％。
Si：Si元素的添加可有效抑制奥氏体中渗碳体的析出，使得贝氏体相变过程中未转变奥氏体保留至室温，从而在钢中获得包含贝氏体铁素体及富碳的残余奥氏体的无碳化物贝氏体组织。研究表明，当添加质量百分比1.5wt％左右Si时，能够显著抑制渗碳体的析出。本发明设计的Si成分范围按质量百分比为1.3～1.7％。
Ni：Ni元素的添加能够改善钢的韧性。此外，Ni与Cu可以形成无限固溶体，提高Cu的熔点，抑制钢中铜脆现象。然而Ni元素大量添加时将显著增加钢的成本，本发明设计的Ni成分范围按质量百分比为0.4～0.6％。
Mo：通常钢中条件一定量的Mo元素来提高钢的淬透性。除此作用外，本发明中引入Mo元素促进贝氏体铁素体的形成。如上所述，无碳化物贝氏体车轮钢中，块状奥氏体的消除对改善钢的综合力学性能及磨损性能带来有益效果。块状未转变奥氏体的消除可以通过增加贝氏体铁素体的含量来实现。贝氏体铁素体含量增加时，一方面消耗块状未转变奥氏体，另一方面使得未转变奥氏体进一步富碳，从而提高其稳定性。对于无碳化物贝氏体钢，其在任意温度下可获得的最大贝氏体铁素体含量与其T0线所对应的奥氏体中碳含量有关，T0线(成分相同的奥氏体与铁素体具有相同自由能时的温度)所对应的奥氏体中碳含量越高，可获得的最大贝氏体铁素体体积分数越高。研究表明，无碳化物贝氏体钢中添加Mo元素可使得T0线向更高碳含量方向移动。因此本发明在考虑合金成本的前提下添加质量百分比0.31～0.45％的Mo，促进钢中贝氏体铁素体的形成。
Cu：添加适量Cu元素主要目的是改善钢的抗大气腐蚀性能。然而Cu的熔点低于Fe，Cu含量较高时，钢在热加工过程中易出现铜脆现象。考虑上述Ni含量范围，本发明设计的Cu成分范围按质量百分比为0.2～0.5％。
V：添加质量百分比0.05～0.09％的V元素主要目的是形成钒碳化物。与渗碳体不同，钒碳化物一方面能阻碍奥氏体晶粒快速长大，起到细化晶粒的作用；另一方面，钒碳化物硬度高，能显著提升钢的耐磨性能。
本发明还提供了一种高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火方法，包括如下步骤：
步骤A：快速冷却：奥氏体化结束后将车轮踏面以1～30℃/s冷速先快速冷却至660℃以下，随后在空气中静置20～30s，再将车轮踏面以1～30℃/s冷速冷却至340℃以下；
步骤B：控制返温：利用车轮余热将车轮返温至踏面温度380～430℃，并在该温度范围保持10～30min；
步骤C：缓慢冷却：将车轮踏面以0.01～0.5℃/s冷速缓慢冷却至室温。
与现有技术相比，采用本发明提供的高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火方法，利用控制车轮踏面冷却速度的方式实现车轮轮辋不同部位显微组织的调控，能够形成上述高耐磨贝氏体车轮的微观组织结构，所获得的贝氏体车轮轮辋抗拉强度达到1120～1380MPa，屈服强度达到820～1150MPa，冲击功达到55～68J，具有高强度、高韧性的综合力学性能。轮辋各个部位在滚动磨损条件下磨损失重差异较小，避免了车轮服役过程中后期磨损过快的现象。
以下将结合图1(贝氏体车轮钢连续冷却转变曲线)和图2(踏面淬火过程中车轮轮辋各个部位温度分布)来描述本发明的踏面冷却淬火方法。
从图1中可以看出，车轮在不同冷速下可获得不同类型的贝氏体组织。如上所述，本发明轮辋踏面下超过15mm和35mm处，存在马氏体/奥氏体岛，马氏体/奥氏体岛中的马氏体碳含量较高，会恶化钢的塑韧性，因此，在车轮淬火过程中设计一种返温淬工艺，一方面是使得钢中获得更多的贝氏体铁素体，从而进一步消耗未转变的块状奥氏体；另一方面是使得贝氏体铁素体中的碳原子充分扩散至奥氏体中，提高未转变奥氏体的稳定性，使其在随后冷却至室温的过程中不转变或少转变为马氏体，从而保留至室温。
具体来说，上述步骤A中，冷却过程分为两个阶段：第一阶段，将车轮踏面快速冷却至660℃以下，随后在空气中静置20～30s，减小车轮内外温差，避免车轮因表面与心部冷速差异过大而产生较大的应力；第二阶段，将车轮踏面快速冷却至340℃以下，保证车轮其他部位温度较快下降，避开高温铁素体相变。但是该过程中，踏面温度不应过低，避免其他部位生成较多的马氏体。结合图1和图2，第二阶段冷却过程中不同部位将进入不同的相变区域。具体来说，车轮踏面下5mm处，冷速较快，进入片状贝氏体+马氏体相变区，一方面实现了轮辋靠近踏面部位片状贝氏体的引入，分割了原奥氏体晶粒，细化后续形成的马氏体组织。另一方面，保证车轮其他部位温度较快下降，避开高温铁素体相变区，进入贝氏体相变区；车轮踏面下15mm处，冷速居中，进入片状贝氏体+板条贝氏体+马氏体相变区；车轮踏面下35mm处，冷速较慢，进入板条贝氏体+马氏体相变区。
上述步骤B中，利用车轮余热将车轮返温至踏面温度380～430℃，一方面，能够缓解车轮因温差或相变所产生的应力集中；另一方面，使得转变生成的贝氏体和马氏体能及时回火，提高显微组织稳定性。该步骤中控制车轮在相应温度范围内保持10～30min不仅使得轮辋不同部位未转变奥氏体发生近似等温转变，生成更多贝氏体铁素体，从而消耗块状未转变奥氏体，还能够使得贝氏体铁素体或马氏体中的过饱和碳原子能充分扩散至未转变奥氏体中，从而提高未转变奥氏体的稳定性，使其能够稳定保留至室温，并在后续服役过程中具有足够的机械稳定性。
上述步骤C中，冷却方式为空气中缓慢冷却或堆垛冷却。该步骤中根据生产实际，尽可能采取缓慢的冷却方式，能够促进贝氏体相变。贝氏体转变具有不完全性，在贝氏体相变区间内，当温度下降时，将不断产生新的贝氏体铁素体。与上述近似等温转变类似，当控制该阶段冷速较慢时，能够促进贝氏体铁素体的形成，降低块状马氏体/奥氏体岛的体积分数，贝氏体铁素体中的过饱和碳原子有足够长的时间扩散至未转变奥氏体中，从而提高了车轮中残余奥氏体的稳定性。此外，此步骤不仅能够避免车轮各个部位因冷速不同而产生较大温差，还能够缓解车轮不同显微组织转变过程中所产生的组织应力。
本发明还提供了一种高耐磨贝氏体车轮的制备方法，包括如下步骤：
步骤1：将合金原料经冶炼、连铸、坑冷、加热、轧制成火车车轮形状冷却至室温；
步骤2：将车轮整体奥氏体化，目的是获得全部的奥氏体组织，避免原始显微组织给车轮力学性能及磨损性能带来不利影响；
步骤3：对奥氏体化的车轮整体进行踏面冷却淬火，该冷却淬火采用上述踏面冷却淬火方法。
与现有技术相比，本发明提供的高耐磨贝氏体车轮的制备方法的有益效果与上述提供的高耐磨贝氏体车轮的踏面冷却淬火方法的有益效果基本相同，在此不一一赘述。
为了能够得到全部奥氏体组织，上述步骤2中，奥氏体化加热温度为：910～950℃，保温时间为90～150min。
以下详细描述本发明的实施例，本发明实施例1～4的合金原料成分，参见表1。
表1实施例1～4的合金原料成分(质量百分比)
本发明的实施例所采用的制备方法，包括如下步骤：
步骤a：将合金原料经冶炼、连铸、坑冷、加热、轧制成火车车轮形状冷却至室温；
步骤b：将车轮整体奥氏体化；
步骤c：奥氏体化结束后对车轮踏面进行喷水，先快速冷却，随后停止喷水，在空气中静置，最后再对车轮踏面进行喷水冷却；
步骤d：利用车轮余热将车轮返温并在该温度范围保持；
步骤e：将车轮在空气中冷却至室温。
本发明实施例1～4的制备方法中工艺参数，参见表2。
表2实施例1～4的制备方法中工艺参数
对实施例1的贝氏体车轮轮辋不同部位的显微组织参见图3、图4和图5，实施例1和实施例3的微观组织的具体含量和力学性能参见表3和表4。
残余奥氏体体积分数由X-射线衍射仪测得，其余显微组织含量根据金相组织统计获得。利用SUNS 5305型拉伸试验机及JB-30A型冲击试验机对实施例1和实施例3中车轮力学性能进行检测。其中拉伸试验尺寸为标距25mm的M12标准试样，冲击试样为10mm×10mm×55mm的U型缺口标准试样。由于踏面5mm处无法加工上述拉伸试验及冲击试验所用的标准试样，因此本实施例中只检测了该处的显微组织，未对力学性能进行检测。
表3为实施例1不同部位显微组织含量和力学性能
表4为实施例3不同部位显微组织含量和力学性能
表5为现有重载线路大量使用的CL60(碳含量按质量百分比为0.55-0.65)及CL65(碳含量按质量百分比为0.60-0.65)两种珠光体车轮的力学性能对比。
表5CL60及CL65珠光体车轮踏面下15mm部位力学性能
珠光体车轮 抗拉强度，MPa 屈服强度，MPa 冲击功Aku，J
CL60 1001 635 42
CL65 1120 720 46
通过对比表3、表4和表5可以看出，实施例1和实施例3车轮的强度和韧性均优于现有两种珠光体车轮。
为了对比本发明贝氏体车轮轮辋不同部位磨损性能，利用GPM-30型滚动磨损试验机试验机对各个部位试样的磨损失重进行测定，参见表6。滚动磨损主试样为本发明贝氏体车轮轮辋不同部位取样，陪试样为GCr15钢(硬度为62HRC)，主试样与陪试样最外圈直径均为60mm，主试样厚度为5mm，陪试样厚度为20mm。转速为715rpm，滑差率为0.2％，施加于试样上的载荷为3000N。
表6为实施例1的贝氏体车轮轮辋不同部位滚动磨损失重量
从表6可以看出，在各个磨损转数下，随着踏面下位置深度的增加，磨损量逐渐增加，但是增加量较少。15mm与35mm部位失重量为5mm部位失重量的1.15～1.31倍。可见，在滚动磨损条件下，实施例1的贝氏体车轮轮辋各个部位磨损失重差异较小，可有效避免车轮服役过程中后期磨损过快现象。
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，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种高耐磨贝氏体车轮，其特征在于，所述贝氏体车轮轮辋踏面下5mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体20~35%和残余奥氏体5~8%，其余为低碳马氏体；
所述贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处的显微组织按体积百分比计包括：片状贝氏体10~20%和板条状贝氏体50~65%，其余为马氏体/奥氏体岛；
所述贝氏体车轮轮辋踏面下35mm处的显微组织按体积百分比计包括：板条状贝氏体60~70%，其余为马氏体/奥氏体岛。
2.根据权利要求1所述的高耐磨贝氏体车轮，其特征在于，所述贝氏体车轮轮辋踏面下15mm处的显微组织中，残余奥氏体的体积百分比为7~13%。
3.根据权利要求1所述的高耐磨贝氏体车轮，其特征在于，所述贝氏体车轮轮辋踏面下35mm处的显微组织中，残余奥氏体的体积百分比为9~17%。
4. 根据权利要求1所述的高耐磨贝氏体车轮，其特征在于，所述高耐磨贝氏体车轮的合金原料按质量百分比包括：C 0.18~0.23%、Mn 1.9~2.1%、Si 1.3~1.7%、Ni 0.4~0.6%、Mo0.31~0.45%、Cu 0.2~0.5%和V 0.05~0.09%，其余为Fe和不可避免的杂质。
5.一种踏面冷却淬火方法，其特征在于，用于制备如权利要求1至4任一项所述的高耐磨贝氏体车轮，所述踏面冷却淬火方法包括如下步骤：
步骤A：奥氏体化结束后将车轮踏面以1~30℃/s冷速冷却至660℃以下，在空气中静置，将车轮踏面以1~30℃/s冷速冷却至340℃以下；
步骤B：将车轮返温至踏面温度380~430℃并保持；
步骤C：将车轮踏面以0.01~0.5℃/s冷速冷却至室温。
6.根据权利要求5所述的踏面冷却淬火方法，其特征在于，所述步骤A中，静置时间为20~30s。
7.根据权利要求5所述的踏面冷却淬火方法，其特征在于，所述步骤B中，保持时间为10~30min。
8.一种高耐磨贝氏体车轮的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1：将合金原料经冶炼、连铸、坑冷、加热、轧制成火车车轮形状冷却至室温；
步骤2：将车轮整体奥氏体化；
步骤3：对奥氏体化的车轮整体进行踏面冷却淬火，所述冷却淬火采用如权利要求5至7任一项所述的踏面冷却淬火方法。
9.根据权利要求8所述的高耐磨贝氏体车轮的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，奥氏体化加热温度为：910~950℃，保温时间为90~150min。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6177205B1 (en) * 1996-05-24 2001-01-23 Bwg Butzbacher Weichenbau Gmbh Process for producing a permanent way component and such a component
CN105316596A (zh) * 2014-06-13 2016-02-10 北京交通大学 一种超低磷贝氏体钢及其贝氏体钢轨
CN110541125A (zh) * 2019-09-12 2019-12-06 北京交通大学 一种重载铁路用高耐磨贝氏体复相组织钢轨及其制造方法
CN111593258A (zh) * 2019-12-16 2020-08-28 北京特冶工贸有限责任公司 一种曲线用高耐磨高强韧贝马复相组织钢轨及其制造方法
CN111593270A (zh) * 2019-12-16 2020-08-28 北京特冶工贸有限责任公司 一种普线用1280MPa级别的马贝复相贝氏体钢轨及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6177205B1 (en) * 1996-05-24 2001-01-23 Bwg Butzbacher Weichenbau Gmbh Process for producing a permanent way component and such a component
CN105316596A (zh) * 2014-06-13 2016-02-10 北京交通大学 一种超低磷贝氏体钢及其贝氏体钢轨
CN110541125A (zh) * 2019-09-12 2019-12-06 北京交通大学 一种重载铁路用高耐磨贝氏体复相组织钢轨及其制造方法
CN111593258A (zh) * 2019-12-16 2020-08-28 北京特冶工贸有限责任公司 一种曲线用高耐磨高强韧贝马复相组织钢轨及其制造方法
CN111593270A (zh) * 2019-12-16 2020-08-28 北京特冶工贸有限责任公司 一种普线用1280MPa级别的马贝复相贝氏体钢轨及其制造方法

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