專利名稱：一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌及其熱處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種鐵路鋼軌及其制造，特別涉及一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌及其熱處理工藝。
背景技術(shù)：
隨著鐵路重載運(yùn)輸技術(shù)的進(jìn)步，我國鐵路重載運(yùn)輸能力在不斷提高，既有客貨混運(yùn)線路年通過列車總重在I億噸以上已經(jīng)很普遍，貨車軸重在逐步提高，2008年大秦線運(yùn)量達(dá)3.4億噸。這種背景下，促進(jìn)了適合重載運(yùn)輸鐵路鋼軌的開發(fā)。重載運(yùn)輸對鋼軌耐剝離掉塊即耐滾動接觸疲勞性能提出了更高的要求，貝氏體鋼軌恰好以其優(yōu)異的耐滾動接觸疲勞性能滿足了這種要求。這方面文獻(xiàn)有:K.Sawley, J.Kristan, Development of bainitic rail steels with potentialresistance to rolling contact fatigue，F(xiàn)atigue fract Engng Mater Struct 26，2003，1019-1029.
文獻(xiàn)中介紹的貝氏體鋼軌J6，熱軋鋼軌強(qiáng)度級別達(dá)到1400MPa，軌頭延伸率僅為5.0%,斷面收縮率6.4%，軌腰的塑性更低，延伸率4.0-5.0 %，斷面收縮率2.8-5.9 %。這種鋼軌雖然強(qiáng)度較高，但塑性過低，無法滿足鐵路行車安全的需要。究其原因，主要是合金元素含量過高 ，尤其是提高淬透性的元素Mn2.00%, Crl.94%, Mn+Cr達(dá)到了 3.94%，提高淬透性的元素含量達(dá)到這么高的水平，一方面鋼中會產(chǎn)生較高比例的馬氏體(在光學(xué)顯微鏡下觀察)，另一方面產(chǎn)品的工藝性較差，偏析嚴(yán)重。因此熱軋貝氏體鋼軌強(qiáng)度不宜過高，否則會給鋼軌生產(chǎn)加工和鐵路安全運(yùn)營帶來更多的問題?，F(xiàn)有技術(shù)“曲線和重載鋼軌用貝氏體鋼和貝氏體鋼軌及其生產(chǎn)方法”(CN101921971A)主要考慮熱軋軌生產(chǎn)，未考慮加速冷卻工藝條件的可操作性，例如，當(dāng)提高鋼淬透性的元素全部達(dá)到成分上限水平時，一方面淬火工藝規(guī)范中加熱溫度和冷卻速度范圍必須很窄，另一方面非常容易在光學(xué)顯微鏡下發(fā)現(xiàn)馬氏體等嚴(yán)重降低鋼沖擊韌性和斷裂韌性的組織。因此該技術(shù)選擇了較低的熱處理冷卻速度10°C -20°C /分。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌及其熱處理工藝，鋼種成分設(shè)計(jì)方面:為避免熱軋或熱處理后鋼軌在光學(xué)顯微鏡下檢驗(yàn)時發(fā)現(xiàn)馬氏體組織或透射電鏡下檢驗(yàn)時發(fā)現(xiàn)粗大的M-A島組織而限制提高淬透性元素的總量，通過軋后熱處理(加速冷卻)使鋼軌的抗拉強(qiáng)度提高至HOOMPa以上，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和韌塑性的最佳匹配，使鋼軌的耐滾動接觸疲勞性能及耐磨性均優(yōu)異。少量多元微合金化或/及熱處理在顯著提高鋼軌強(qiáng)度的同時，沖擊韌性、斷裂韌性也明顯提高。鋼中常用的合金元素對增大鋼的淬透性的能力按照下列順序增高:鎳、鉻、錳。錳與鉻提高淬透性的效果相當(dāng)。鎳提高淬透性的能力雖然較低，但提高淬透性的同時還能夠使鋼保持較高的韌性。鑰能夠使貝氏體鋼的先析鐵素體C曲線顯著右移，從而使鋼在熱軋空冷條件下就能夠全部轉(zhuǎn)變成貝氏體組織。鎳、鑰由于價(jià)格高，一般趨勢是盡量少加或不力口，其它元素在鋼中一般大量采用。在合金設(shè)計(jì)時，只有對淬透性要求不高的鋼，才使用單一的合金元素，如40Cr、45Mn2。對淬透性要求較高的鋼無例外地都采用復(fù)合金化，這是因?yàn)槎喾N元素同時存在對鋼淬透性的增大起著相輔相成的作用。如鎳單獨(dú)存在時，增大淬透性的作用與硅元素相似，不是突出的，但是當(dāng)將鎳加入鉻鋼或鉻錳鋼中時，其增大淬透性的作用非常顯著。因此，目前對淬透性要求高的鋼的化學(xué)成分的配方，都采用多元合金化的原則，這樣一方面可以充分發(fā)揮合金元素的作用，另一方面也可以節(jié)省合金資源。需要注意的是，在采用多元合金化的時候，要注意限制提高淬透性元素的總量，這樣才能實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和韌塑性的最佳匹配。高強(qiáng)度貝氏體鋼軌的化學(xué)成分:C:0.10% -0.32%, Si:0.80% -2.00%, Mn:0.80% -2.80%, Cr:< 1.50%, Mo:
0.10% -0.40%。其中Mn+Cr ( 2.8%，滿足這一要求，才能確保熱處理后不會在光學(xué)顯微下發(fā)現(xiàn)馬氏體組織。C:0.10% -0.32%, Si:0.80% -2.00%, Mn:0.80% -2.80%, Cr:< 1.50%，其中Mn+Cr ≤ 2.8%。此外復(fù)合加入Nb:0.01%-0.10%, V:0.02% -0.2%,Ti:0.005% -0.05%；Mo 含量為 0.10% -0.25%。C:0.10% -0.32%, Si:0.80% -2.00%, Mn:0.80% -2.80%, Cr:< 1.50%，其中Mn+Cr 彡 2.8%。此外復(fù)合加入Nb:0.01%-0.10%, V:0.02% -0.2%,Ti:0.005% -0.05%；不加Mo元素。C:0.10% -0.32%, Si:0.80% -2.00%, Mn:0.80% -2.80%, Cr:< 1.50%, Mo:
0.10% -0.40%；Ni:0-0.5%0其中Mn+Cr+0.5Ni ( 2.8%，滿足這一要求，才能確保熱處理后不會在光學(xué)顯微鏡下發(fā)現(xiàn)馬氏體組織。合金元素的作用:碳:低碳貝氏體具有良好的韌性及可焊性，碳含量過低(< 0.10% )則無法滿足鋼軌耐磨的要求；碳含量過高時，不利于貝氏鐵素體的形核和長大，貝氏鐵素體的形核必須在低碳區(qū)，貝氏鐵素體的長大必須以碳從貝氏鐵素體/奧氏體相界面的奧氏體側(cè)擴(kuò)散開去為先決條件，因此碳含量不能高于0.32%。硅:特別強(qiáng)烈地阻止貝氏體轉(zhuǎn)變時碳化物的形成，促使尚未轉(zhuǎn)變的奧氏體富集碳，形成無碳化物貝氏體，提高貝氏體鋼的韌性。硅含量低(<0.80%)無法發(fā)揮抑制碳化物形成的作用，硅含量過高(>2.00%)則殘余奧氏體含量過高，致使鋼的強(qiáng)度下降，所以硅含量應(yīng)控制在0.80% -2.00%范圍內(nèi)。鎳:提高淬透性的同時還能夠使鋼保持較高的韌性。但其含量越多成本越高，所以限制其含量在0.5%以下。錳和鉻:錳和鉻的作用相似，降低貝氏體形成的開始溫度Bs，推遲先析鐵素體轉(zhuǎn)變，是能夠增大鋼過冷能力的元素，以進(jìn)一步保證空冷時足以在較低的溫度發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。錳、鉻含量低于下限時，發(fā)揮不了上述作用；錳元素含量過高(>2.80%)，加劇其在鋼中的偏析，在偏析嚴(yán)重的部位容易析出粗大馬氏體，粗大馬氏體會使鋼的韌性急劇降低；鉻含量過高時除了產(chǎn)生馬氏體，還容易導(dǎo)致鉻的碳化物的析出，降低鋼的韌性。由于錳和鉻都是強(qiáng)烈提高淬透性的元素，當(dāng)含量過高尤其是Mn+Cr或Mn+Cr+0.5Ni高于2.8%時，提高鋼的淬透性的能力過強(qiáng)時，易于產(chǎn)生大量的馬氏體，此時馬氏體以板條(光學(xué)顯微鏡下)或粗大的M-A島(透射電鏡下)的形式出現(xiàn)，強(qiáng)烈降低鋼的韌塑性，因此Mn+Cr或Mn+Cr+0.5Ni應(yīng)低于2.8%。強(qiáng)碳化物形成元素Nb、V、T1:會使鐵素體珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期變長，而貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期變短，空冷時比較容易得到貝氏體組織，從而使鋼在貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生之前，沒有或者只有少量的先共析鐵素體析出，而不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。鈦、鈮、釩復(fù)合加入:含這些元素的鋼在高溫加熱時奧氏體粗化溫度被提高，另一個更為重要的作用是這些元素的碳化物使奧氏體的再結(jié)晶過程延遲，因此使軋制過程中能夠獲得細(xì)晶組織。鈦:可以細(xì)化軋制和加熱時奧氏體晶粒，并增加貝氏體組織的韌性和剛度，因?yàn)樵阡撊刍湍虝r析出的碳氮化鈦在鋼軌重新加熱進(jìn)行軋制時保持在未熔融狀態(tài)。然而，當(dāng)鈦含量小于0.005%時，這種效果就很小。另一方面，當(dāng)鈦添加超過0.050%時就形成粗化的碳氮化鈦，后者就成為運(yùn)行中疲勞損傷的起始點(diǎn)，從而導(dǎo)致產(chǎn)生裂紋。釩:通過析出硬化熱軋后冷卻過程中形成的碳氮化釩而增加強(qiáng)度，通過在鋼高溫軋制時阻止晶粒的生長來細(xì)化奧氏體晶粒，并改善貝氏體組織的強(qiáng)度和剛度。但是，當(dāng)釩含量小于0.02%時，這種效果就不足。另一方面，當(dāng)釩添加量超過0.20%時也不會增加上述效果。鈮:像釩一樣，通過形成碳氮化鈮細(xì)化奧氏體晶粒。鈮比釩能在更高溫度區(qū)域阻止奧氏體晶粒長大(接近1200°C )。鈮還改善貝氏體組織的剛度。但是，當(dāng)鈮含量小于0.01%時無法達(dá)到這些效果，而當(dāng)鈮添加量超過0.10%時由于形成金屬化合物和粗狀鈮析出物而使韌性降低。所以，鈮含量要限制在0.01% -0.10%之間。鋼軌熱軋后或熱軋鋼軌空冷至室溫再重新加熱至850-1000°C奧氏體化后，鋼軌軌頭以0.3-150C /s的冷速冷卻到620-570°C后，以0.5-5°C /s的冷速冷至350-200°C，隨后 空冷至室溫。軋后或奧氏體化后至620_570°C，冷速> 0.3°C /s是為了盡量減少先析鐵素體的析出，冷速可以在較大范圍內(nèi)變化，是因?yàn)?軋后至高于貝氏體相變點(diǎn)溫度的冷卻過程中，可以根據(jù)生產(chǎn)節(jié)奏調(diào)節(jié)軋后冷速，提高軋后冷速更有利于與軋制節(jié)奏相匹配，但軋后冷速超過15°C /s以上時，會造成軌頭斷面溫度的嚴(yán)重不均，不利于后續(xù)處理即貝氏體相變過程中產(chǎn)生的貝氏體組織均勻性，容易引起斷面硬度不均勻分布，給鋼軌形狀控制帶來難度，因此軋后冷速不易超過15°C /s。在620-570°C以下，以0.5-5°C /s的冷速冷至350_200°C，控制該冷速的原因是:冷速過慢(0.5°C/s<),達(dá)不到組織強(qiáng)化的目的；冷速過快(> 5°C /s)，則溫度均勻性難以保證，容易造成局部溫度過低，會產(chǎn)生不希望得到的過量的馬氏體組織。350-200°C以下空冷至室溫是為了在馬氏體相變點(diǎn)以上停止加速冷卻。為提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性，上述加速冷卻后空冷至室溫的鋼軌需在2500C _450°C進(jìn)行回火處理。采用本發(fā)明技術(shù)方案的鋼軌性能改善情況見表I。從表I可以看出:提高淬透性的元素Mn、Cr、Ni總量提高以后，鋼的淬透性提高了，M-A更加粗大，雖然抗拉強(qiáng)度有所提高，但屈服強(qiáng)度并沒有同步提高，由于粗大的M-A島較多，鋼的塑性、韌性均較低，強(qiáng)韌性匹配較差，此時鋼軌進(jìn)行矯直極易發(fā)生斷裂。本發(fā)明通過控制Mn+Cr+0.5Ni <2.8或采用Nb、V、Ti復(fù)合微合金化以后，避免了熱軋空冷至室溫時粒狀貝氏體內(nèi)產(chǎn)生過多的不穩(wěn)定的粗大M-A島，這樣還會避免熱軋鋼軌發(fā)生矯直斷裂(或延遲斷裂)的風(fēng)險(xiǎn)，提高了鋼種的生產(chǎn)工藝適應(yīng)性。表I采用本發(fā)明技術(shù)方案的鋼軌性能改善情況

權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌，其特征在于鋼軌化學(xué)成分的重量百分比為:C:0.10 % -0.32 %, Si:0.80 % -2.00 %, Mn:0.80 % -2.80 %, Cr: < 1.50 %, Mo:0.10% -0.40%, Ni:0-0.5%，其中Mn+Cr+0.5Ni ( 2.8%，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌，其特征在于所述的Mo:0.10% -0.25%，復(fù)合加入 Nb:0.01% -0.10%, V:0.02% -0.2%, Ti:0.005% -0.05%。
3.一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌，其特征在于鋼軌化學(xué)成分的重量百分比為:C:0.10 % -0.32 %, Si:0.80 % -2.00 %, Mn:0.80 % -2.80 %, Cr: < 1.50 %,其中Mn+Cr ( 2.8%，復(fù)合加入 Nb:0.01% -0.10%, V:0.02% -0.2%, Ti:0.005% -0.05%，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
4.一種用于權(quán)利要求1 3所述高強(qiáng)度貝氏體鋼軌的熱處理工藝，其特征在于鋼軌熱軋后或熱軋鋼軌空冷至室溫再重新加熱至850-1000°C奧氏體化后，鋼軌軌頭以0.3-15°C /s的冷速冷卻到620-570°C后，以0.5-50C /s的冷速冷卻到350_200°C，隨后空冷至室溫。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述高強(qiáng)度貝氏體鋼軌的熱處理工藝，其特征在于將加速冷卻后空冷至室溫的鋼軌加熱至250-450°C進(jìn)行 回火處理，隨后空冷至室溫。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種高強(qiáng)度貝氏體鋼軌及其熱處理工藝，鋼軌化學(xué)成分的重量百分比為C0.10％-0.32％，Si0.80％-2.00％，Mn0.80％-2.80％，Cr＜1.50％，Mo0.10％-0.40％，Ni0-0.5％，其中Mn+Cr+0.5Ni≤2.8％，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)。鋼軌熱軋后或熱軋鋼軌空冷至室溫再重新加熱至850-1000℃奧氏體化后鋼軌軌頭以0.3-15℃/s的冷速冷卻到620-570℃，低于620-570℃時，以0.5-5℃/s的冷速冷至350-200℃，隨后空冷至室溫。本發(fā)明避免了熱軋空冷至室溫時粒狀貝氏體內(nèi)產(chǎn)生過多的不穩(wěn)定的粗大M-A島，降低了熱軋鋼軌發(fā)生矯直斷裂(或延遲斷裂)的風(fēng)險(xiǎn)，提高了鋼種的生產(chǎn)工藝適應(yīng)性?？估瓘?qiáng)度大于1400MPa，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和韌塑性的最佳匹配，使鋼軌的耐滾動接觸疲勞性能及耐磨性均優(yōu)異。
文檔編號C22C38/38GK103160736SQ20111041918
公開日2013年6月19日 申請日期2011年12月14日 優(yōu)先權(quán)日2011年12月14日
發(fā)明者陳昕, 金紀(jì)勇, 楊玉, 劉宏, 趙長興, 劉鶴 申請人:鞍鋼股份有限公司