CN116815048A - 一种铁路车轴用合金结构钢及制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种铁路车轴用合金结构钢及制备方法，通过合理的成分设计，保证钢材具有良好的强度和塑形，采用电炉冶炼，LF与VD精炼工艺，凝固采用连铸方式，改善了钢材的夹杂物含量和低倍质量；连轧工艺进一步改善钢材的均匀性及低倍质量，提高晶粒度等级。该铁路车轴用合金结构钢，相比于目前使用碳素结构钢车轴，强度和韧性都有显著提高，而成本却增加较少；可替代目前使用最广泛的合金结构钢车轴25CrMoA，并提高了低温冲击性能，而不降低其它性能指标；解决了30CrNi3MoV通过加入贵重合金镍和钒来改善钢的低温冲击性能的弊端，仅加入廉价的锰、铬等元素，便可实现低温冲击性能的改善；工艺成本优势明显，市场前景广阔。
Description
技术领域
本发明属于特殊钢生产技术领域，具体涉及一种铁路车轴用合金结构钢及制备方法。
背景技术
铁路列车车轴是其行走部分的重要零件，其质量决定了列车运行的速度和运输的安全，因此，铁路车轴是一个十分重要的构件。由于车轴承受着如弯曲载荷、扭转载荷和复合载荷等周期性交变载荷，受力状态十分复杂，并需要承受一定冲击的冲击载荷，车轴在工作过程中可能会因为疲劳、弯曲、扭转或拉伸应力而发生断裂，对车轴的选材而言，最主要的指标是保证其具有良好的强度和一定的韧性。
目前国内所使用的车轴用钢主要分为碳素结构钢和合金结构钢两类，碳素结构钢主要有35钢、40钢、45钢、50钢等，随着碳含量的升高，钢的强度增加，塑性降低，碳素结构钢的优势在于成本较低，价格低廉，成分体系简单，生产工艺控制较容易，但碳素结构钢整体上强度偏低，任性也较差，只可在低速低载重的车轴上使用。
合金结构钢车轴主要有25CrMoA、30CrMoA、35CrMoA、42CrMoA、30CrNi3MoV，其中25～42CrMoA中加入了铬、钼元素，可以提高钢的淬透性、强度和韧性，提高热强性和疲劳性能，但铬元素能显著提高钢的韧脆转变温度，促进钢产生回火脆性，因此钢的低温冲击较差，所生产的车轴无法在较低的温度下稳定运行。30CrNi3MoV降低了铬元素的加入量，加入镍和钒元素，改善了钢的低温冲击性能，但此钢种加入了贵重合金镍和钒，成本增加较多，生产工艺控制也较复杂。
发明内容
为了克服上述现有技术存在的缺陷，本发明目的在于提供一种铁路车轴用合金结构钢及制备方法，该铁路车轴用合金结构钢，相比于目前使用碳素结构钢车轴，强度和韧性都有显著提高；可替代目前使用最广泛的合金结构钢车轴25CrMoA，相较于25CrMoA提高了低温冲击性能；相较于30CrNi3MoV，通过加入廉价的锰、铬等元素替代贵重合金镍和钒来改善钢的低温冲击性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供了一种铁路车轴用合金结构钢及制备方法，所述合金结构钢由如下重量百分含量的化学元素组成，C：0.24％～0.28％、Si：0.17％～0.30％、Mn：0.80％～1.10％、P≤0.015％、S≤0.007％、Cr：0.60％～0.90％，Mo：0.20％～0.23％、Alt：0.020％～0.030％、Ca：0.0020％～0.0030％，余量为铁和不可避免的杂质。
上述铁路车轴用合金结构钢的成分设计理由如下：
C：碳一部分进入钢的基体中起到固溶强化作用，另外一部分将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物，碳化物作为硬脆相，进一步起到强化作用，提高钢中碳含量可提高该种的强度及硬度，但是过多的碳会降低其塑性及韧性，因此本发明选择加入碳含量为0.24％～0.28％。
Si：硅可以提高钢的硬度，但加入量过多会降低钢材的塑性和韧性，硅也是炼钢时作为脱氧剂而加入钢中的元素，因此本发明选择加入硅含量为0.17％～0.30％。
Mn：锰能提高钢的强度与耐磨性，能消弱和消除硫的“热脆”现象，并能提高钢的淬透性，在炼钢过程中锰也有脱氧的作用，锰元素也是碳化物形成元素，弥散分布的碳化物可以起到细化晶粒，提高强度和韧性的作用，因此本发明选择加入锰含量为0.80％～1.10％。
P：磷虽能使钢材的强度、硬度增高，但使钢的塑性及韧性明显下降，特别的在低温下更为严重，它使钢材显著变脆，产生冷脆性，过高的磷也会导致组织偏析，因此本发明磷含量控制在≤0.015％。
S：钢种硫一方面会与铁形成低熔点的化合物，在热加工时引起“热脆”，另一方面也降低了钢材洁净度，使夹杂物有超标的风险，因此本发明磷含量控制在≤0.007％。
Cr：铬在钢中一部分溶于铁形成固溶体，一部分则与碳及其它合金元素形成碳化物及合金碳化物，铬是中等碳化物形成元素，铬碳化物可细小、均匀地分布在钢体积中，提高钢的强度、硬度、屈服点和高的耐磨性，但铬元素能显著提高钢的韧脆转变温度，促进钢产生回火脆性，因此本发明选择加入铬含量为0.60％～0.90％。
Mo：钼在钢中主要是起到固溶强化和析出强化作用，可明显的提高钢的淬透性和热强性，抑制P、S等杂质元素在晶界的偏聚，降低回火脆性，使钢的晶粒细化，因此本发明选择加入钼含量为0.20％～0.23％。
Alt：铝是钢中常用的脱氧剂，与氮结合形成氮化铝，能够起到细化晶粒的作用，抑制低碳钢的时效，提高钢在低温下的韧性，还能提高钢的抗氧化性，提高钢的耐磨性和疲劳强度等，因此本发明选择加入铝含量为0.020％～0.030％。
Ca：钙在炼钢的过程中加入，可以与三氧化二铝结合形成钙铝酸盐，一方面可以改善钢水的可浇性，减少水口结瘤风险，另一方面改善夹杂物的状态，可以提高钢材的冲击韧性，因此本发明选择加入钙含量为0.0020％～0.0030％。
所述铁路车轴用合金结构钢的制备方法包括如下步骤：电炉冶炼→LF炉精炼→VD炉精炼→连铸→加热→轧制。
一种上述的铁路车轴用合金结构钢的制备方法，进一步的，在电炉冶炼工序，电炉冶炼采用偏心底出钢电炉，采用氧气氧化，全程泡沫渣，出钢终点碳控制在0.10％≤C≤0.25％，终点磷控制在P≤0.013％，电炉出钢温度控制在1640℃～1680℃，出钢过程中加入铝铁合金(2.5～3.5kg/t)作为预脱氧剂，出钢1/4时，加入硅铁、锰铁、铬铁和钼铁合金进行预合金化。
上述技术方案中，进一步的，在LF炉精炼工序，LF炉采用扩散脱氧造白渣，液渣形成后加入第一批硅铁粉1～3kg/t进行扩散脱氧，闭炉门10min，加入第二批，总加入量2～4kg/t，5min后，渣白、温度达到要求取一次样，一次样报回后喂入Al线，将钢中Al调整到0.020％以上，白渣时间≥25min，对成分进行最终调整，使其达到本发明的化学组成，钢包底吹氩搅拌，以利于成分均匀及非金属夹杂物去除，氩气压力控制在0.2MPa～0.4MPa，LF出炉吊包温度控制在1665℃～1695℃。
上述技术方案中，进一步的，在VD炉精炼工序，入VD时温度控制在1630℃～1670℃，VD炉抽真空前进行钙处理，喂入硅钙线2.0～2.4m/t后进行真空处理，真空度≤100Pa，真空下保持时间15min～25min，破真空后静吹氩15min～35min，氩气压力保持在0.1Mpa～0.3Mpa，以渣面微动，钢水不裸露为准，VD炉吊包温度控制在1557℃～1567℃。
上述技术方案中，进一步的，在连铸工序，过热度≤30℃，以保证在较低的过热度下浇铸，结晶器水流量170m3/h，结晶器电磁搅拌电流375±20A，结晶器使用低碳保护渣，二冷水比水量0.30±0.02L/kg，末端电磁搅拌电流250±30A，拉速0.85～0.90m/min。为防止钢液凝固时产生氧化，连铸全过程采用长水口、浸入式水口、中包覆盖剂等措施，全程保护浇铸，结晶器保护渣使用低碳钢保护渣。
上述技术方案中，进一步的，在加热工序，采用加热炉加热，采用冷装工艺，即铸坯已冷却到室温后才开始入炉加热，预热段温度＜750℃，加二段温度840℃～880℃，加一段温度1190℃～1220℃，均热段温度1180℃～1210℃，总加热时间≥210min，保证铸坯温度均匀及透烧。
上述技术方案中，进一步的，在轧制工序，轧制采用初轧机及连轧机组，开轧温度1100℃～1200℃，终轧温度800℃～850℃，低终轧温度能够抑制钢材的动态再结晶，防止晶粒长大，轧制规格范围φ45mm～φ85mm，以保证从钢坯到轧材有足够的压缩比，为防止轧后冷速过快导致钢材开裂，钢材轧后以堆冷的方式进行冷却，堆垛温度≥300℃，堆冷时间≥8h。
与现有技术相比，本发明的有益效果：
①本发明通过合理的成分设计，以保证钢材具有良好的强度和塑形，冶炼采用电炉冶炼，LF与VD精炼工艺，凝固采用连铸方式，通过设定最佳的工艺参数，使各工艺达到最佳配合，以改善钢材的夹杂物含量和低倍质量，通过连轧工艺，进一步提高钢材的均匀性及低倍质量，提高晶粒度等级，进一步提高钢材的性能。
②本发明制备的一种铁路车轴用合金结构钢，相比于目前使用碳素结构钢车轴，强度和韧性都有显著提高，而成本却增加较少。本发明的铁路车轴用合金结构钢，主要可替代目前使用最广泛的合金结构钢车轴25CrMoA，相较于25CrMoA提高了低温冲击性能，而不降低其它性能指标。
③本发明所述铁路车轴用合金结构钢，规格范围φ45mm～φ85mm，低倍指标一般疏松≤2.0级，中心疏松≤2.0级，锭型偏析≤2.0级，斑点状偏析≤2.0级；非金属夹杂物指标A细≤1.5级，A粗≤2.0级，B细≤1.5级，B粗≤2.0级，C细≤1.0级，C粗≤1.0级，D细≤1.5级，D粗≤2.0级，DS≤2.0级；屈服强度≥420MPa，抗拉强度650～800MPa，伸长率≥18％，断面收缩率≥60％，零下20℃冲击功≥40J，完全满足车轴用钢使用要求。
附图说明
图1为实施例3的低倍图片；
图2实施例3的非金属夹杂物图片。
具体实施方式
以下结合具体实施例对本发明作进一步说明，但不以任何方式限制本发明。为免赘述，以下实施例中的原材料若无特别说明则均为市售产品，所用方法若无特别说明则均为常规方法。依据标准GB/T 226、GB/T 228.1、GB/T 229、GB/T 1979、GB/T 10561进行性能检测。
实施例
本发明实施例的化学成分见表1；化学成分满足C：0.24-0.28％、Si：0.17-0.30％、Mn：0.80-1.10％、P≤0.015％、S≤0.007％、Cr：0.60-0.90％，Mo：0.20-0.23％、Alt：0.020-0.030％、Ca：0.0020-0.0030％。相应实施例的电炉冶炼工艺见表2；相应实施例的LF炉精炼工艺见表3；相应实施例的VD炉精炼工艺见表4；相应实施例的连铸工艺见表5；相应实施例的加热工艺见表6；相应实施例的轧制工艺见表7；相应实施例的低倍指标见表8；相应实施例的非金属夹杂物指标见表9；相应实施例和对比钢种25CrMoA的力学性能见表10。实施例3的低倍和非金属夹杂物如图1和图2所示。
表1本发明实施例的化学成分wt％
表2本发明实施例的电炉冶炼工艺
表3本发明实施例的LF炉精炼工艺
表4本发明实施例的VD炉精炼工艺
表5本发明实施例的连铸工艺
表6本发明实施例的加热工艺
表7本发明实施例的轧制工艺
表8本发明实施例的低倍指标
| 实施例 | 一般疏松/级 | 中心疏松/级 | 锭型偏析/级 | 斑点状偏析/级 |
| 1 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 2 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 3 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 4 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 5 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 6 | 0 | 0.5 | 0 | 0 |
表9本发明实施例的非金属夹杂物指标
| 实施例 | A细/级 | A粗/级 | B细/级 | B粗/级 | C细/级 | C粗/级 | D细/级 | D粗/级 | DS/级 |
| 1 | 0.5 | 0 | 0 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 2 | 1.0 | 0 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 3 | 0.5 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.5 | 0 | 0 |
| 4 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
| 5 | 0.5 | 0 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.5 |
| 6 | 1.0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 |
表10本发明实施例和比较例的力学性能
| 实施例 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 伸长率/％ | 断面收缩率/％ | 零下20℃冲击功/J |
| 1 | 480 | 730 | 25 | 66 | 56 |
| 2 | 465 | 742 | 26 | 67 | 55 |
| 3 | 468 | 735 | 23 | 65 | 53 |
| 4 | 470 | 741 | 25 | 67 | 58 |
| 5 | 475 | 745 | 27 | 68 | 54 |
| 6 | 468 | 738 | 26 | 66 | 55 |
| 比较例 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 伸长率/％ | 断面收缩率/％ | 零下20℃冲击功/J |
| 25CrMoA | 430 | 690 | 20 | 62 | 10 |
对于任何熟悉本领域的技术人员而言，在不脱离本发明技术方案范围情况下，都可利用上述揭示的技术内容对本发明技术方案作出许多可能的变动和修饰，或修改为等同变化的等效实施例。因此，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单修改、等同变化及修饰，均应仍属于本发明技术方案保护的范围内。
Claims (8)
1.一种铁路车轴用合金结构钢，其特征在于，所述合金结构钢由如下重量百分含量的化学元素组成，C：0.24％～0.28％、Si：0.17％～0.30％、Mn：0.80％～1.10％、P≤0.015％、S≤0.007％、Cr：0.60％～0.90％，Mo：0.20％～0.23％、Alt：0.020％～0.030％、Ca：0.0020％～0.0030％，余量为铁和不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述铁路车轴用合金结构钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：电炉冶炼→LF炉精炼→VD炉精炼→连铸→加热→轧制。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在电炉冶炼工序，采用偏心底出钢电炉，采用氧气氧化，全程泡沫渣，出钢终点碳控制在0.10％≤C≤0.25％，终点磷控制在P≤0.013％，电炉出钢温度控制在1640℃～1680℃，出钢过程中加入铝铁合金。
4.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在LF炉精炼工序，采用扩散脱氧造白渣，液渣形成后加入第一批扩散脱氧剂硅铁粉，闭炉门10min，加入第二批，总加入量2～4kg/t；白渣时间≥25min，钢包底吹氩搅拌，氩气压力控制在0.2MPa～0.4MPa，LF出炉吊包温度控制在1665℃～1695℃。
5.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在VD炉精炼工序，入VD温度控制在1630℃～1670℃，VD炉抽真空前喂入硅钙线2.0～2.4m/t，后进行真空处理，真空度≤100Pa，破真空后静吹氩15min～35min，氩气压力0.1～0.3Mpa，VD炉吊包温度控制在1557～1567℃。
6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在连铸工序，过热度≤30℃，结晶器电磁搅拌电流375±20A，结晶器使用低碳保护渣，二冷水比水量0.30±0.02L/kg，末端电磁搅拌电流250±30A，拉速0.85～0.90m/min。
7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在加热工序，采用加热炉加热，采用冷装工艺，预热段温度＜750℃，加二段温度840℃～880℃，加一段温度1190℃～1220℃，均热段温度1180℃～1210℃，总加热时间≥210min。
8.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，在轧制工序，采用初轧机及连轧机组，开轧温度1100℃～1200℃，终轧温度800℃～850℃，轧制规格范围φ45mm～φ85mm，钢材轧后以堆冷的方式进行冷却，堆垛温度≥300℃，堆冷时间≥8h。
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