CN1884606A - 一种超细珠光体高强度轨道钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种超细珠光体高强度轨道钢，其合金成分的重量百分比为：C：1.0～1.8，Al：0.1～6.0，Cr：0.1～2.5，Mn：0.2～0.8，Si：0～1.5，Mo：0～0.8，Nb：0～0.1，V：0～0.1，Ti：0～0.1，Re：0～O.05，余量为Fe。制备方法包括：熔炼、铸锭方法获得坯料；然后进行大变形量变形，空冷后所得材料无须热处理。材料可熔炼轧制一次成形，或二次加热到奥氏体区轧制成形，轧制状态即可获得屈服强度900MPa以上，抗拉强度1300Mpa以上，延伸率10％以上的力学性能；耐磨性是普通高碳轨道钢的1.5倍；具有良好的焊接性能。可施以大变形量热轧，成型优良的钢轨。本方法简单高效。由此材料与工艺制成的钢轨将具有高强度、高韧性、高耐磨性，可用于重载轨道。

Description

一种超细珠光体高强度轨道钢及其制备方法

                         技术领域

本发明涉及一种轨道钢的制备，特别是一种用于高速铁路轨道以及重载铁路轨道的超细珠光体高强度轨道钢及其制备方法。

                         技术背景

铁路交通事业的迅速发展，尤其是重轨线路的快速发展，迫切要求提高轨道用钢的强度、耐磨性等。一般重轨钢要求抗拉强度σ_b≥880MPa，δ₅≥10％，硬度(HB)：260～300。目前使用的轨道钢碳含量在0.6％～0.8％，属于共析钢。为了提高强度与耐磨性，一些专利在该成分基础上添加Nb、V、稀土等元素(中国专利申请CN 96117731.4，CN99111744.1)并采用控制轧制等工艺改善其力学性能；或通过引入贝氏体组织来提高强度(中国专利申请CN99800029.9，CN94101720.6)；或通过轧制后热处理来提高强度和耐磨性(中国专利申请CN96117731.4，CN200410078390.0)。以上这些专利申请不同程度提高了钢的强度与耐磨性。然而，要获得更高强度与耐磨性，传统成分与工艺已不能满足要求。

碳是钢铁材料应用最多、也是重要的强化元素。但是传统观念认为，碳含量的增加会影响塑性、热加工成型性，碳含量增加到1％以上会使其塑性急剧降低，严重的脆性也使其强度无法提高，因而不能用于轨道(结构材料)生产。高碳过共析钢被长期排除在实用工程材料之外。但是，这一概念已有所突破，最近新日本制铁株式会社两项珠光体钢的专利显示碳含量已分别最高达到1.2％(中国专利申请CN95191600.9)和1.4％(中国专利申请CN03800576.X)，前者通过进一步添加Nb、V、Mo、B等微合金元素，控制碳化物形态，获得高强度。

高碳过共析钢在铸锭过程中往往形成粗大网状先共析碳化物，这会带来材料致命脆性。

                         发明内容

本发明的目的是提供一种超细珠光体高强度轨道钢及其制备方法。制备的轨道钢具有高强度和高耐磨性，材料性能显著优于现用钢轨钢，且工艺简单易行，质量稳定，便于大规模生产。

为达到上述目的，本发明采用如下的技术解决方案：

一种超细珠光体高强度轨道钢，其特征在于，该轨道钢的合金成分(重量百分比)为：C：1.0～1.8；Al：0.1～6.0；Cr：0.1～2.5；Mn：0.2～0.8；Si：0～1.5；Mo：0～0.8；Nb：0.0～0.1；V：0.0～0.1；Ti：0.0～0.1；Re：0.0～0.05；余量为Fe。

上述超细珠光体高强度轨道钢的制备方法，包含如下步骤。

(1)用铁合金或纯金属配料，用感应炉或转炉等熔炼，铸锭；

(2)对铸锭进行热温变形，加热温度950℃～1150℃；然后在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度过程中连续变形；

为获得热变形后材料良好性能，应按下列规范加热：500℃～600℃预热，800℃～900℃中温加热，1050℃～1150℃均匀化加热；或500℃～700℃以下装炉，以较低加热速率加热至1050℃～1150℃。

奥氏体区均匀化保温时间根据坯料厚度或直径定，每毫米1～2.5分钟，优选每毫米2分钟。

在单一奥氏体区变形，变形速率0.1s^-1～10s^-1；变形道次1～10；总变形量20％～50％。

在冷却通过奥氏体+碳化物两相区时连续变形，或在奥氏体+碳化物两相区等温变形，变形速率1s^-1～10s^-1；变形道次1～15；总变形量30％～90％，变形后空冷即可。

本发明制备的超细珠光体高强度轨道钢，经金相组织检验表明，获得的高碳钢组织为超细珠光体晶粒上分布超细粒状碳化物，晶粒尺寸为2～6μm，珠光体片间距为0.1～0.2μm，粒状碳化物的尺寸为0.3～1μm。

发明人的试验结果表明，上述超细珠光体高强度钢在更高温度(750℃～1100℃)下有良好的组织稳定性，晶粒长大非常缓慢；随着温度升高，变形抗力显著降低，塑性增加，可以在更高的应变速率下热变形加工。

本发明采用熔炼、铸锭、热温变形的工艺路线，与传统钢铁企业生产工艺路线基本一致，热温变形(锻造、轧制)后得到的材料为：

1.一道次变形量10％～20％，总变形量90％，热变形后未发现裂纹；

2.热变形后空冷，材料组织是超细晶粒珠光体(2μm～6μm)基体上弥散分布球状碳化物(0.3μm～1μm)的组织，组织均匀；

3.热变形后获得的材料，不经其他热处理就可获得以下室温性能：

屈服强度：930MPa以上；

抗拉强度：1300MPa以上；

延伸率：10％以上；

硬度：HB370～410(HRC40～44)。

                         附图说明

图1是超细珠光体高强度钢(C：1.31，Cr：1.49，Al：1.65，Mn：0.43，Nb：0.025，V：0.036，Ti：0.050，余Fe)热轧后的组织。分段加热至1050℃～1150℃，冷却过程中连续轧制，一道次变形量10％～20％，轧12道次。

图2是超细珠光体高强度钢(C：1.58，Cr：1.54，Al：1.66，Mn：0.44，Si：0.50，Re(Ce)：0.02，Ti：0.06，Mo：0.3，余Fe)热轧后的组织。分段加热至1050℃～1150℃，冷却过程中连续轧制，一道次变形量10％～20％，轧12道次。

为了进一步理解本发明，以下结合发明人给出的具体实施例对本发明作进一步的详细说明。

                      具体实施方式

超细珠光体高强度轨道钢，其合金成分重量百分比为：C：1.0～1.8；Al：0.1～6.0；Cr：0.1～2.5；Mn：0.2～0.8；Si：0～1.5；Mo：0～0.8；Nb：0.0～0.1；V：0.0～0.1；Ti：0.0～0.1；Re：0.0～0.05；余量为Fe。

上述具有该组织特征的超细珠光体高强度轨道钢，其性能表现为两个方面特点，一是无须经过调质处理就可获得1300MPa以上的抗拉强度，900MPa以上的屈服强度，10％以上的延伸率；二是无须经过表面淬火就可获得高耐磨性。

使先共析碳化物破碎、球化，晶粒超细化，组织为超细珠光体晶粒上分布超细粒状碳化物，晶粒尺寸为2～6μm，珠光体片间距为0.1～0.2μm，粒状碳化物的尺寸为0.3～1μm。

上述超细珠光体高强度钢，钢锭进行热温变形加工，包含轧制、锻造、挤压。以下以轧制为例，具体包括下列步骤：

(1)钢锭放入炉内按预先设定的加热规范加热。加热到最终温度后保温，保温时间根据钢锭尺寸确定，即每毫米1～2.5分钟。

分段加热：在分段加热炉内加热，500℃～600℃以下1小时，800℃～900℃以下1小时，1050℃～1150℃加热、保温。或在500～700℃以下装炉，以较低加热速率加热至1050℃～1150℃，保温。

(2)对上述钢锭进行轧制

始轧温度不高于1100℃，终轧温度不低于650℃；

轧制变形速率：1s^-1～10s^-1；

每道次变形量：10％～20％；

总变形量：50％～90％；

轧制后空冷。

以下是发明人给出的几个实施例。

实施例	合金成分(wt％)
												C	Cr	Al	Mn	Mo	Nb	V	Ti	Si	Re	余量
	1	1.31	1.49	1.65	0.43		0.025	0.036	0.050														Fe
2												1.58	1.54	1.66	0.44	0.3			0.06	0.50	0.02(Ce)	Fe
	3	1.80	0.250	5.7	0.230	0.052	0.055	0.045	0.02	1.38	0.023(Ce)												Fe
4												1.058	0.28.	2.6	0.31	0.611	0.095	0.068			0.005(Ce)	Fe
	5	1.35	1.22	0.105	0.768	0.025		0.015	0.09	0.75													Fe

1.合金熔炼：用50kg感应炉熔炼，浇铸40kg钢锭。

2.开坯锻造：分段加热，首先在500℃～600℃预热1h；提高炉温至800℃～900℃加热1h；然后再提高炉温至1100℃～1150℃加热1小时。取出钢锭，在自由锻锤上连续锻造成50cm×50cm截面方坯，空冷。

3.热轧：上述方坯在步进式加热炉内分段加热至1100℃～1150℃，在此温度保温50分钟；取出方坯在轧机组上热轧，轧辊线速度5m/s，始轧温度1100℃，终轧温度850℃，一道次截面减少量10％～20％，连续轧制12道次，轧至直径20mm棒条。

4.上述实施例1轧制、球化后的材料室温力学性能(表1)，实施例2轧制、球化后的材料室温力学性能(表2)。实施例3的材料室温力学性能与实施例2相当。实施例4、5的材料室温力学性能与实施例1相当。

表1钢力学性能(其中C：1.31；Cr：1.49，Al：1.65，Mn：0.43，Nb：0.025；V：0.036，Ti：0.050，余为Fe)

加工状态	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％	HB
					热轧空冷	934	1327	12	370

表2钢力学性能(其中C：1.58，Cr：1.54，Al：1.66，Mn：0.44，Si：0.50，Mo：0.3，Ti：0.06，Re(Ce)：0.02，余Fe)

加工状态	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％	HB
					热轧空冷	985	1472	11	400

经申请人的多次实验证明，本发明采用过共析钢成分，碳含量可高达1.8％，通过轧制与锻造使先共析碳化物球化、奥氏体晶粒超细化，得到超细晶粒基体上弥散分布超细球状碳化物的组织，就可以获得高强度，高韧性，较好塑性。由于其碳含量高，最终组织中存在10％～30％的碳化物，这无疑会显著提高其耐磨性。

高碳过共析钢在铸锭过程中往往形成粗大网状先共析碳化物，这会带来材料致命脆性。为了解决这个问题，可以把钢加热到完全奥氏体区均匀化，使碳化物以及其他元素充分溶解，然后通过在冷却过程中锻造、轧制，使先共析碳化物破碎，呈球状析出。通过热处理，可以进一步改善组织，获得优异的性能。

要求钢中的杂质含量限制达到普通碳素钢的标准。添加Al可以提高低合金高碳钢共析转变温度，增加共析转变点的碳浓度，减少先共析碳化物的数量；增强高温变形能力，可以在更高应边速率下变形。添加Cr可以避免石墨化，同时抑制热加工过程中碳化物颗粒长大。添加Mn是为了消除钢中S、P等杂质元素的有害影响。添加Nb、V、Ti、Re可以改善钢的组织，提高综合力学性能。

Claims (2)

1.一种超细珠光体高强度轨道钢，其特征在于，该轨道钢的合金成分(重量百分比)为：C：1.0～1.8；Al：0.1～6.0；Cr：0.1～2.5；Mn：0.2～0.8；Si：0～1.5；Mo：0～0.8；Nb：0.0～0.1；V：0.0～0.1；Ti：0.0～0.1；Re：0.0～0.05；余量为Fe。

2.权利要求1所述的该超细珠光体高强度轨道钢的制备工艺，其特征在于，按如下步骤进行：

1)用铁合金或纯金属配料，用感应炉或转炉等熔炼、铸锭，或连铸连轧一次成形；

2)对铸锭进行热温变形，加热温度950℃～1150℃；然后在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度过程中连续变形；

热温变形按下列规范加热：500℃～600℃预热，800℃～900℃中温加热，1050℃～1150℃均匀化加热；或500℃～700℃以下装炉，以较低加热速率加热至1050℃～1150℃；

奥氏体区均匀化保温时间根据坯料厚度或直径定，每毫米1～2.5分钟，优选每毫米2分钟；

在单一奥氏体区变形，变形速率0.1s^-1～10s^-1；变形道次1～10；总变形量20％～50％；

在冷却通过奥氏体+碳化物两相区时连续变形，或在奥氏体+碳化物两相区等温变形，变形速率1s^-1～10s^-1；变形道次1～15；总变形量30％～90％，变形后空冷即可。

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