CN1247810C - 抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨及其制造方法，该钢轨含有(重量%)C：0.10-0.40%，Si：0.80-2.00%，Mn：0.80-3.30%，Cr：＜2.00%，Mo：0.10-0.80%，N：10-150ppm，Al：≤0.005%，余量为Fe和不可避免的杂质。采用转炉冶炼按所述成分制造熔融的钢，进行炉外精炼，然后经稀土处理，真空除气，连铸成大方坯，采用万能轧制法热轧成形后空冷至400℃，以0.01-0.005℃/s的冷速缓慢冷却至200℃，其后在空气中自然冷却；也可以热轧成形空冷后回火或热轧空冷至相变点以下在200-600℃等温处理或控轧后空冷。这种准贝氏体钢轨的综合性能更加优异；钢轨产品质量更加稳定。本发明采用的轧制及轧后处理工艺，提高了本发明钢的组织稳定性，从而提高了钢的强韧性等力学性能。
Description
技术领域
本发明是关于铁路钢轨，更具体地说，本发明是关于具有优异的抗磨损性能的准贝氏体钢轨及其制造方法。
背景技术
铁路运输在国民经济的发展中起着重要的作用。我国是世界上铁路运输最繁忙的国家，为了提高铁路运输的效率，人们力图增大列车的负载重量和提高列车的运行速度，这导致钢轨的使用环境将更加严酷。
钢轨是保证铁路安全运输的基础部件，又是一种消耗量很大的材料。在我国，钢轨超常的侧面磨耗遍及全路各主要干线，铺设在一些繁忙干线上小半径曲线外股的新钢轨少则10个月，多则15-21个月就因磨耗超限而需要更换，提速和重载的综合影响，又使轨道遭受超出常规的破坏。因此从考虑铁路安全性及高的运行效率来说，我国对钢轨的使用性能的要求比较苛刻，也就是说不仅要求钢轨钢种的综合性能好，而且要求生产的产品质量稳定。
迄今为止，绝大多数铁路钢轨采用珠光体钢生产。二十世纪末期以来，与珠光体钢轨相比，贝氏体钢轨以其优异的强韧性配合、较好的抗磨损及抗疲劳损坏性能而引起人们广泛的关注，被誉为“划时代的钢轨”。
以往，强韧性俱佳的贝氏体钢只有通过等温处理才能实现，这种处理方法限制了贝氏体钢的应用。为了解决这个问题，CN1172171A中公开了一种准贝氏体钢，这种准贝氏体(即无碳化物贝氏体)的发现为贝氏体钢在工业产品上的应用奠定了基础。准贝氏体钢理论的建立为人们通过热轧后空冷得到强韧性匹配非常好的贝氏体钢提供了一种有效途径。但是将这种理论应用到具体的产品上还需要解决一系列技术问题。
文献CN1175980A，介绍了一种贝氏体钢轨的化学成分、轧后冷却方式，对生产过程中的冶炼及轧制工艺的控制和热轧后控冷的工艺或细节未提出具体要求，钢轨的性能指标也不是最优的。
发明内容
本发明的目的是，提供一种新的具有优异的抗磨损性能的高强韧性准贝氏体钢轨及这种钢轨的制造方法，以满足现代化铁路的要求。
本发明的目的是通过下述技术方案实现的。
(1)抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，以重量百分数计算，含有C：0.10-0.40％，Si：0.80-2.00％，Mn：0.80-3.30％，Cr：＜2.00％，Mo：0.10-0.80％，N：10-150ppm，Al：≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质，将上述成分的钢热轧成钢轨后冷却：空冷至400℃，以0.01-0.002℃/s的冷速缓慢冷却至200℃，其后在空气中自然冷却，得到高强韧性准贝氏体钢轨。
(2)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，还含有Nb：0.005-0.10％。
(3)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％。
(4)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，硅含量为0.80-1.80％。
(5)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，钼含量为0.10-0.55％。
(6)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％。
(7)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％，钼含量为0.10-0.55％。
(8)上面第(1)项所述的钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％，钼含量为0.10-0.55％，铌含量为0.005-0.10％。
(9)上面第(1)-(8)项中任一项所述的钢轨，其特征是，所述的钢轨是铁路钢轨、道岔钢轨或辙叉。
(10)上面第(1)-(8)项中任一项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，采用转炉冶炼按所述成分制造熔融的钢，进行炉外精炼，然后经稀土处理，真空除气，连铸成大方坯，采用万能轧制法、孔型轧制法热轧或控轧成钢轨后冷却：首先空冷至400℃，以0.01-0.002℃/s的冷速缓慢冷却至200℃，其后在空气中自然冷却。
(11)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，转炉冶炼时采用无铝脱氧剂进行脱氧。
(12)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，连铸大方坯的截面尺寸为200mm×200mm-650mm×650mm。
(13)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，所述的热轧是，将连铸坯在1150-1350℃加热，采用万能轧制法或孔型轧制法轧制成钢轨，终轧温度≥980℃。
(14)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，所述的控轧是，将连铸坯在1100-1350℃加热，采用万能轧制法或孔型轧制法轧制成钢轨，开轧温度控制在900-1200℃，终轧温度控制在700-980℃。
(15)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的轧制及冷却方法，其特征在于，采用万能轧制法或孔型轧制法控轧以后空冷到室温。
(16)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的轧后冷却方法，其特征在于，轧制成形以后空冷到室温，再进行回火处理，回火温度为200-650℃。
(17)上面第(10)项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的轧后冷却方法，其特征在于，热轧空冷至相变点，在200-600℃等温处理。
本发明的优点和效果是，这种准贝氏体钢轨的综合性能更加优异；钢轨横截面的硬度均匀一致，钢轨更容易加工；钢轨产品质量更加稳定，本发明采用的轧制及轧后处理工艺，提高了本发明钢的组织稳定性，从而提高了钢的强韧性等力学性能，使钢轨的抗磨损性能更加优异。
附图说明
图1是热轧后缓慢冷却时钢中的硼以硼化物相沿晶界析出的显微照片(放大200倍)。
图2是A1N夹杂扫描电子显微镜照片(放大800倍)
图3是本发明贝氏体组织的透射电镜的组织照片(放大12000倍)，为板条铁素体+(膜或岛状)残余奥氏体组成。
图4是本发明钢的CCT曲线
图5是本发明钢轨的横截面硬度(洛氏硬度)
图6是本发明准贝氏体钢轨钢的实验室磨耗失重曲线
图7是实验室不同组织钢轨钢与车轮钢对磨后车轮的失重曲线
图8是三种钢轨钢与车轮钢对磨8万转后表面状态的照片
具体实施方式
下面结合附图对本发明的具体实施例做详细说明
如附图1所示，本发明轧后不采用强冷工艺，这种工艺条件下不宜采用硼作为合金元素，这是因为，钢轨轨头截面较大，轧制成形以后空冷时，轨头的冷速较慢，这种冷却条件不足以抑制硼元素在晶界的偏聚，钢中的硼会形成硼化物沿晶界析出，沿晶界析出的硼化物相使钢的力学性能恶化，特别是塑韧性急剧下降(见表1中1#钢的成分及性能)。无法保证钢轨铺设时的使用安全性。
如附图2所示，准贝氏体钢采用Al合金化或用铝脱氧时，如果钢中氮含量过高，钢中就会析出大量的氮化铝夹杂(附图2中夹杂物的能谱分析表明其中：N为11.53％；Al为61.89％)；当钢中N、Al含量达到表1中2#钢的水平时，比照GB10561-89 D类夹杂物评级，钢中AlN类夹杂为2.5级，此时，由于AlN的作用，钢的塑韧性急剧下降，无法保证钢轨铺设时的使用安全性，表1中2#钢的性能检验结果充分说明了这一点。
因此，本发明在进行准贝氏体钢轨的成分设计时，不考虑硼及铝元素。冶炼过程中，为了控制钢中铝含量，采用无铝脱氧剂脱氧，同时控制钢中氮含量在一定范围之内。
钢水经过LF炉精炼和VD真空处理后，使钢轨钢质纯净度有极大提高，已经可以满足普通钢轨的生产，但是由于准贝氏体钢的强度水平比较高，因此对钢的内在质量有更高的要求，针对这种要求，我们进行稀土处理，一方面对钢中长条形(如MnS)夹杂有一定的变质作用，另一方面可以提高钢轨横向的冲击韧性。
表1
| 编号 | 化学成分/％ | 性能指标 | ||||||||||
| C | Si | Mn | Cr | Mo | B | Al | N | σ0.2MPa | σbMPa | δ5％ | ψ％ | |
| 1 | 0.41 | 1.54 | 0.83 | 1.00 | 0.69 | 0.0016 | - | - | 1065 | 1165 | 1.5 | 1.5 |
| 2 | 0.30 | 1.72 | 3.01 | - | 0.49 | - | 1.1 | 0.118 | - | 1120 | 0.5 | - |
如附图3所示，准贝氏体钢轨的组织为板条(或非等轴)铁素体+(膜或岛状)残余奥氏体的复合组织，无碳化物存在。
本发明准贝氏体钢轨的贝氏体组织是在热轧空冷条件下获得的，其连续冷却曲线见附图4。
本发明为获得上述组织，其化学成分按表2a控制。
表2a化学成分
| 化学成分(％) | N(ppm) | |||||
| C | Si | Mn | Cr | Mo | Al | |
| 0.10-0.40 | 0.80-2.00 | 0.80-3.30 | ＜2.00 | 0.10-0.80 | ≤0.005 | 10-150 |
表2b性能指标
| 序号 | 钢种 | σ0.2MPa | σbMPa | σ0.2/σb | δ5％ | ψ％ | AKV，20℃J | σ-1MPa | KIC，-20℃MPa·m1/2 | 备注 |
| 1 | 珠光体钢U71Mn | 550 | 956 | 0.59 | 11.0 | 22.0 | 6.0 | 40 | 热轧珠光体 | |
| 2 | 珠光体钢PD3 | 870 | 1290 | 0.67 | 13 | 37 | 13.0 | 370(热轧) | 48.1 | 欠速淬火珠光体 |
| 3 | 无碳化物贝氏体钢CN1059239C | 730-1230 | 1250-1600 | 0.58-0.76 | 14.0-17.0 | 40.0-55.0 | 20.0-39.0 | 45.0-60.0 | 热轧态无碳化物贝氏体 | |
| 4 | 本发明贝氏体钢轨 | 750-1220 | 900-1500 | 0.80 | 14.0-18.0 | 40-60 | 50-80 | 590 | 68.4-72.1 |
一般热轧空冷条件下准贝氏体钢的组织稳定性较差，钢的力学性能也较差，为了提高钢的组织稳定性，改善其力学性能，我们确定了十分有效的钢轨轧制及轧后处理工艺。
只有将上述方法结合起来，才能得到理想的性能指标(参见表2b)。
附图5中示出准贝氏体钢轨的横截面硬度(洛氏)，轨头、轨腰、轨底硬度均匀一致。
本发明准贝氏体钢轨的实验室磨耗失重试验结果(见附图6)表明，试验至8万转时：准贝氏体钢轨的试样耐磨性能比PD3热处理钢轨提高25％，比PD3未热处理钢轨(金相组织为珠光体)提高40％。
实验室不同组织钢轨与车轮钢对磨后车轮的失重曲线见附图7，试验结果表明，准贝氏体钢轨虽然硬度高，但对车轮的磨耗最少：试验至8万转时，准贝氏体钢对车轮的磨耗不到PD3热轧轨对车轮磨耗的10％。因此，准贝氏体钢轨将具有良好的轮轨匹配关系。
三种钢轨钢与车轮钢对磨8万转后表面状态的照片见附图8，照片说明：即使试验至8万转，准贝氏体钢轨接触表面非常光滑，未出现任何表面麻坑，而PD3热轧钢轨以及PD3热处理钢轨则随着试验的进行从1万转开始接触表面就出现麻坑，并随着转数的增加麻坑由小变大、由少变多、呈长条状，从这里可以看出，准贝氏体钢轨具有比珠光体钢轨更优异的抗表面伤损的能力。
引用文献所述的许多工作都集中在准(无碳化物)贝氏体钢或钢轨化学成分的选择上，而对准(无碳化物)贝氏体钢轨钢的冶炼工艺和钢轨的轧后处理工艺参数研究较少。从控制组织形态、化学成分、冶金质量、轧制及轧后工艺以提高准贝氏体钢轨的综合性能指标，即充分挖掘准贝氏体钢轨韧塑性方面的潜力等方面考虑，本发明有五个特点：
1、化学成分设计从企业的实际生产出发，趋于合理，控制残Al含量，尽量降低钢中氮含量，不采用硼元素；
2、冶炼工序中要求采用无铝脱氧剂脱氧，并对钢液进行稀土处理，真空处理；对连铸坯加热、轧制钢轨的开轧及终轧温度作业进行严格规定，采用先进的万能轧制法轧制；
3、本发明贝氏体组织的典型特征是：板条(或非等轴)铁素体+(膜或岛状)残余奥氏体。为提高钢的组织稳定性以达到提高钢的力学性能的目的，提出如下五种工艺：
a.钢轨热轧以后空冷，并在400℃～200℃之间以0.01～0.002℃/s实施缓慢冷却，其后在空气中自然冷却到室温。
b.热轧成形的钢轨空冷至室温以后进行回火处理，回火温度为200～650℃。
c.控制轧制成形的钢轨在空气中自然冷却至室温。
d.热轧成形的钢轨空冷至相变点，在200～600℃等温处理。
上述几种轧制及轧后处理工艺，都可以提高本发明钢轨的组织稳定性，从而提高钢的强韧性等力学性能。
4.依据本发明生产的准贝氏体钢轨硬度均匀一致，强韧性等综合性能指标优于引用文献介绍的贝氏体钢或贝氏体钢轨。
5.依据本发明生产的准贝氏体钢轨具有优越于珠光体钢轨的强韧性、优良的耐磨及抗剥离性能、良好的轮轨匹配关系。
本发明最佳实施例中的合金成分见表3。
表3最佳实施例合金成分
| 序号 | 化学成分(％重量) | |||||||
| C | Si | Mn | Cr | Mo | Al | Nb | N(ppm) | |
| 1 | 0.13 | 1.28 | 0.98 | 1.90 | 0.25 | 0.004 | 0.005 | 100 |
| 2 | 0.10 | 1.70 | 1.57 | 1.00 | 0.53 | 0.003 | 0 | 70 |
| 3 | 0.21 | 1.82 | 2.30 | 0.30 | 0.53 | 0.002 | 0 | 80 |
| 4 | 0.30 | 0.90 | 2.91 | 0 | 0.10 | 0.005 | 0 | 40 |
| 5 | 0.14 | 1.24 | 2.00 | 1.70 | 0.24 | 0.005 | 0 | 120 |
| 6 | 0.19 | 1.95 | 0.40 | 2.00 | 0.55 | 0.003 | 0 | 60 |
| 7 | 0.21 | 1.62 | 2.20 | 0.21 | 0.55 | 0.004 | 0 | 90 |
| 8 | 0.22 | 1.90 | 1.00 | 1.53 | 0.80 | 0.003 | 0 | 70 |
| 9 | 0.14 | 1.01 | 1.27 | 0.80 | 0.50 | 0.005 | 0.04 | 50 |
| 10 | 0.39 | 1.50 | 2.95 | 0 | 0.51 | 0.005 | 0 | 80 |
| 11 | 0.12 | 1.50 | 3.11 | 0 | 0.45 | 0.004 | 0.09 | 95 |
| 12 | 0.35 | 1.63 | 0.80 | 1.80 | 0.20 | 0.001 | 0 | 87 |
| 13 | 0.23 | 0.80 | 0.80 | 0.65 | 0.50 | 0.001 | 0 | 56 |
Claims (16)
1、一种抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，以重量百分数计算，含有C：0.10-0.40％，Si：0.80-2.00％，Mn：0.80-3.30％，Cr：＜2.00％，Mo：0.10-0.80％，N：10-150ppm，Al：≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质，将上述成分的钢热轧成钢轨后冷却：首先空冷至400℃，以0.01-0.002℃/s的冷速缓慢冷却至200℃，其后在空气中自然冷却，得到高强韧性准贝氏体钢轨。
2.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，还含有Nb：0.005-0.10％。
3.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％。
4.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，硅含量为0.80-1.80％。
5.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，钼含量为0.10-0.55％。
6.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％。
7.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％，钼含量为0.10-0.55％。
8.根据权利要求1所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是，碳含量为0.12-0.35％，硅含量为0.80-1.80％，钼含量为0.10-0.55％，铌含量为0.005-0.10％。
9.根据权利要求1-8中任一项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨，其特征是所述的钢轨是铁路钢轨、道岔钢轨或辙叉。
10.根据权利要求1-8中任一项所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征是用转炉冶炼按所述成分制造熔融的钢，冶炼过程中，为了控制钢中铝含量，采用无铝脱氧剂脱氧，同时控制钢中氮含量在10-150ppm范围之内，进行炉外精炼，然后经稀土处理，真空除气，连铸成大方坯，采用万能轧制法、孔型轧制法热轧或控轧成钢轨后冷却，首先空冷至400℃，以0.01-0.002℃/s的冷速缓慢冷却至200℃，其后在空气中自然冷却，得到高强韧性准贝氏体钢轨。
11.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，连铸大方坯的截面尺寸为200mm×200mm～650mm×650mm。
12.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，所述的热轧是，将连铸坯在1150-1350℃加热，采用万能轧制法或孔型轧制法轧制成钢轨，终轧温度≥980℃。
13.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，所述的控轧是，将连铸坯在1110-1350℃加热，采用万能轧制法或孔型轧制法轧制成钢轨，开轧温度控制在900-1200℃，终轧温度控制在700-980℃。
14.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨制造方法，其特征在于，采用万能轧制法或孔型轧制法控轧以后空冷到室温。
15.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，轧制成形以后空冷到室温，再进行回火处理，回火温度为200-650℃。
16.根据权利要求10所述的抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨的制造方法，其特征在于，热轧空冷至相变点后，在200-600℃等温处理。
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Granted publication date: 20060329 Termination date: 20171224 |
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