一种合金体系及其贝氏体钢轨的热处理方法以及贝氏体钢轨

技术领域

本发明属于贝氏体钢轨的热处理技术领域，具体是涉及一种合金体 系及其贝氏体钢轨的热处理方法以及贝氏体钢轨。

背景技术

我国重载铁路年运输量已经超亿吨，其中两条运煤重载铁路干线朔 黄铁路年运煤量超2亿吨、大秦铁路的年运煤量运煤量超4亿吨。火车 轴重也不断提高，朔黄铁路轴重30吨重载列车试验成功。随着铁路运量 的提高，抗拉强度980MPa级珠光体钢轨的严重伤损已经成为铁运输量 提高的瓶颈。选择1200MPa级以上的低合金高强度贝氏体钢轨，成为了 近十年来重载铁路钢轨开发的主要方向。

在低合金高强度贝氏体钢轨技术领域，先后有多达十余项专利获得 了授权，具体如下：发明专利号：02158853.8，抗磨损、高强韧性准贝氏 体钢轨及其制造方法。发明专利号：200510047907.4，具有优异的抗疲劳 性能的贝氏体组织的钢轨及其生产方法。发明专利号：2011104191837， 一种高强度贝氏体钢轨及其热处理工艺。发明专利号：2011100778921， 一种耐腐蚀贝氏体钢轨。发明专利号:98112095.4，高速准高速铁路道盆 高性能耐磨钢及其制作方法。发明专利号：2009100635812，一种超高强 度贝氏体钢轨用钢及其制造方法。发明专利号：02158852.X，抗磨损、 高强韧性准贝氏体道岔钢轨及其生产工艺。发明专利号：200610012673.4， 铁路辙叉专用含钨贝氏体锻钢及其制造方法。发明专利号：99800029.9， 具有高抗表面疲劳伤损性和高耐磨性的贝氏体钢钢轨。发明专利号： 94101720.6，具优异的耐滚动疲劳伤损性的贝氏体系高强度钢轨的制造方 法。

上述专利技术均采用了中C高Si高Mn合金体系中添加Cr、Mo、 Ni以及V、Nb等合金微合金元素的无碳贝氏体钢的技术路线。目的是希 望仅采用热轧生产就能获得空冷条件下贝氏体微观组织，从而获得高强 度和高塑韧性能。然而无碳贝氏体的的核心特征依然是上贝氏体中的板 条贝氏体铁素体和残余奥氏体的结构形貌特征。经过学者的研究通过Si、 Mn、Mo的合金含量的调控，抑制了贝氏体铁素体板条的过分长大同时， 使准贝氏体中残余奥氏体数量尺寸得到有效控制，微观观察是近似于非 等轴铁素体形貌，但是部分奥氏体却以马氏体相变的形式存在，更加深 入微观分析表明，准贝氏体依然具有板条贝氏体铁素体形貌，即所谓的 形成了新型的Si-Mn-Mo系列非典型的准贝氏体钢，这种贝氏体依然不能 完全摆脱板条贝氏体铁素体相貌特征，即上贝氏体组织特征，然而随着 Mn、Mo含量的增加却增加了钢轨截面局部马氏体组织数量增加的可能 性不能得到有效控制，目前文献公布的准贝氏体钢中均含有少量的马氏 体组织，这种混合组织钢轨在实际应用中效果并不十分理想。

在具体的实际生产和应用表明，所谓的热轧空冷贝氏体钢轨均需要 轧后的回火处理，以利于降低贝氏体钢本身固有的高残余应力，来保证 钢轨服役性能的稳定性。即便如此，检测分析表明贝氏体钢轨的残余应 力依然高于珠光体钢轨。同时由于钢轨型钢截面变化大，以及贝氏体组 织对冷却条件敏感的特点，实际热轧生产中贝氏体钢轨，无论是无碳贝 氏体还是准贝氏体钢轨因其高硅锰含量，钢轨不同部位冷速的不一致会 明显造成成分偏析、局部产生马氏体组织或残余奥氏体粗大化，残余应 力过高，时效特征明显，钢轨通体性能不一致、截面性能变化大的特点 十分突出，在受到外界力作用时如轮轨接触摩擦等条件下，局部微观组 织和性能出现剧烈变化，而发生断轨、剥离、鱼鳞伤等现象。其结果是 上道服役寿命出现好坏参半现象，使贝氏体钢轨的推广一直受到限制。 稳定和延长贝氏体钢轨的服役寿命已成为贝氏体钢轨开发的重点。

综上所述，需要开发一种组织稳定性、强韧性，耐疲劳性能更高的 下贝氏体组织钢轨。下贝氏体具有以下组织结构特征：①下贝氏体的空 间形态呈双凸透镜状，与试样磨面相交呈片状或针状。②在奥氏体晶界 上形成，但更多的是在奥氏体晶粒内部形成。③下贝氏体中铁素体的亚 结构为位错，其位错密度比上贝氏体中铁素体的高。下贝氏体的铁素体 内含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。 相比较而言下贝氏体中的残余奥氏体无论数量和尺寸均少于或小于上贝 氏体中含量。下贝氏体的强度较高，韧性也较好，而上贝氏体的强度低， 韧性很差，且随贝氏体形成温度的降低，强度和韧性逐步提高，塑性和 韧性也同样随着形成温度的降低而提高。下贝氏体中碳化物颗粒较小， 颗粒量也较多，所以碳化物对下贝氏体的贡献也较大。由于上贝氏体铁 素体条彼此平行排列成束，条与条之间位向差很小，好像是一个晶粒， 而下贝氏体铁素体片彼此之间位向差很大。即上贝氏体的有效晶粒直径 远远大于下贝氏体的，加之上贝氏体的碳化物呈连续状分布于铁素体条 间，导致了上贝氏体性能相对较差。

因此，开发以下贝氏体为主的贝氏体钢轨的生产技术，真正能发挥 其高强度、高韧性和长寿命特点是本发明的重点。然而，获得下贝氏体 的生产工艺控制较为复杂，很难通过合金体系调控的方法获得。实验表 明通过添加合金元素Ni、V、Nb来稳定残余奥氏体和降低残余应力的效 果并不明显，因此需要通过热处理工艺措施获得。本发明开发出细晶下 贝氏体钢轨的生产工艺，并在重载铁路实际铺轨应用，取得了良好的耐 滚动疲劳的效果。

发明内容

本发明目的是提供一种贝氏体钢轨合金体系及其贝氏体钢轨的热处 理方法以及贝氏体钢轨。该工艺的生产特点是，有效控制奥氏体组织的 细化及元素和微观组织的偏析和不均现象，以利于冷却相变后获得细小 的均匀的下贝氏体组织。生产热处理工艺上，保证有效控制钢轨完全发 生下贝氏体组织的相变，从而获得高性能的贝氏体钢轨。因此，在贝氏 体钢轨热轧生产后，需要进行二次热处理工，即本发明采用正火+调质两 次热处理工艺路线，有效降低了成分偏析的残余应力、细化了贝氏体组 织、分解细化和稳定化了残余奥氏体微观组织，消除了少量马氏体组织， 使钢轨截面的微观组织和硬度更加均匀，全尺寸钢轨的各项性能稳定在 窄幅波动范围内。从而大幅提高了钢轨的服役性能。

本发明的技术方案如下：

本发明一方面提供了一种贝氏体钢轨的合金体系，其特征在于：所 述的合金体系的成分以质量百分比计如下：C：0.22～0.27；Si：1.65～1.85； Mn：1.60～1.80；Cr：1.30～1.90；Mo：0.25～0.85；Ni：0.25～0.95；V： 0.040～0.060或Nb：0.020～0.040、P：≤0.015、S：≤0.015；余量为Fe和 不可避免的杂质元素；其中对杂质元素进行严格控制：(1)气体含量： 钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤25ppm，[N]≤70ppm；(2)残 余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％。

通常贝氏体钢轨的生产工艺是，钢轨热轧后或热轧空冷到室温后重 新加热到850-950℃奥氏体化，然后控制冷却速度以较快冷却速度通过珠 光体铁素体相变温区(大约在550-700℃之间)，其冷却速度大于0.3℃/s， 目的是避免发生铁素体珠光体相变。然后控制冷却速度以小于5℃/s，冷 却到200℃后空冷到室温，该阶段控制冷速的目的是尽量使相变发生在贝 氏体冷却速度控制区间，而不是由于过快冷速产生马氏体。为了稳定微 观组织和残余奥氏体，消除残余应力，还需要在300-400℃区间进行回火 处理。上述贝氏体钢轨生产的复杂性就是需要配合轧钢生产实际节奏， 不断调整轧后冷却速度，同时由于钢轨的截面变化，不可能使钢轨的截 面冷却速度一直，导致截面硬度分布不均，并且边角局部和内部成分偏 析地方很容易产生马氏体组织或局部晶粒异常现象从而导致贝氏体钢轨 性能的恶化，最终影响钢轨的使用性能。

上述贝氏体钢轨的合金体系的马氏体相变温度为320℃，下贝氏体形 成温度360℃以下。为了保证热处理贝氏体钢轨中微观组织不产生马氏体 组织或铁素体珠光体组织，钢轨淬火终止温度控制320℃-360℃之间，然 后长时间等温相变处理。即在调质淬火过程中控制钢轨冷却温度在马氏 体想变温度以上和下贝氏体相变温度以下温度区间。残余奥氏体的稳定 控制，贝氏体组织中残余内应力的消除是贝氏体钢轨保证运行寿命的关 键。因此需要长时间的正火和退火处理。

本发明另一方面还提供了一种使用上述合金体系制备的贝氏体钢轨 的热处理方法，其特征在于，所述的热处理方法具体如下：

正火+调整处理：正火温度为900-940℃奥氏体温区加热，炉内保温 超过8小时，出炉空冷到室温；

淬火：在Ac3+50～70℃奥氏体(约830-900℃)温区范围内保温7小 时后，水冷直接淬火至马氏体相变温度以上320-350℃之间；

等温相变：然后在320-350℃将钢轨堆垛放入保温坑保温处理，进行 超过5小时等温相变处理；

回火调质处理：等温相变处理后将贝氏体钢轨进行回火处理，回火 温度为320-370℃，保温超过9小时后空冷至室温。

本发明另一方面还提供了一种采用上述贝氏体钢轨的热处理方法制 备得到的贝氏体钢轨，所述的贝氏体钢轨性能满足以下指标：屈服强度 R_p0.2>1240MPa；抗拉强度R_m>1500MPa；延伸率A％>15；冲击功A_ku室 温>110J；面缩率Z％>50；疲劳断裂韧性K_1C>90MPam^1/2，钢轨截面硬度 控制在39-42HRC。

针对无碳贝氏体钢轨的显微组织一般由板条铁素体和第二相组成， 第二相包括碳化物、马氏体或者是残余奥氏体，即所谓的无碳贝氏体钢。 以及要获得相变温度一般低于350℃的针状下贝氏体片组织。其合金元素 的作用和控制范围如下：

碳：碳是马氏体相变中产生间隙固溶强化和碳化物沉淀强化的元素， 并且是钢获得高强度的主要元素。当碳含量大于0.45％，容易生成硬而 脆的高碳马氏体相，在滚动表面容易产生剥落和其它分层。而碳含量小 于0.15％时就很难获得贝氏体组织所需的强度，碳含量太低，对耐磨性起 重要作用的硬碳化物就很难在滚动摩擦中形成。因此，该系钢碳含量通 常在0.15％～0.45％之间。此外，碳还能增加钢的冷脆性和时效敏感性。

硅：能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度。使贝氏体相变 区右移，固溶强化贝氏体，提高贝氏体钢轨的耐磨性。硅可以抑制渗碳 体的析出，当硅的加入量足够时，在一定冷速时在贝氏体相变过程中， 随着贝氏铁素体的形成，碳向其相邻的过冷奥氏体处富集，提高了过冷 奥氏体的稳定性，部分奥氏体被保留至室温，形成了主要由贝氏铁素体 和残余奥氏体组成的无碳化物贝氏体渗碳体的析出完全被抑制。Si在贝 氏体中促进形成残余奥氏体薄膜，又能推迟第一类回火脆性。可将回火 温度提高至300℃而增加韧性及抗延迟断裂性能。当Si含量超过2.0％， 钢轨容易出现表面缺陷。因此，贝氏体钢轨钢种Si含量通常为0.9％～2.0％ 之间。Si和Cr、Mo能结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用。

锰：Mn、Cr元素的作用:都是强压低Bs点元素，提高贝氏体淬透 性和强度，改善钢的热加工性能。。当Cr、Mn含量超过3.0％时，容易 产生太脆的碳化物，降低贝氏体组织的韧性。Mn降低Ms点，使淬火后 钢中残余奥氏体量增加，从而减少淬火后的尺寸变形。由于锰加剧回火 脆性及过热敏感性，宜与Cr、Mo、V复合添加。Mn含量太高容易引起 组织偏析，因此实际使用中过高Mn含量的贝氏体钢均出现了各项性能 离散度大和服役性能不稳定现象。因此，Mn含量大部分在1.4％～2.0％ 之间。

铬：铬是铁素体形成元素，在Fe-Cr二元系中，它缩小奥氏体区，但 是在Fe-Cr-Ni三元系中，情况正好相反，Cr不仅不阻碍反而还可以促进 奥氏体相的形成。用以获得足够的淬透性，溶入基体中引起置换固溶强 化，而且Cr对抗腐蚀和氧化都有利；Cr促进渗碳体失稳和M₂C形成， 取代Mo₂C中Mo形成(Mo、Cr)₂C,促进二次硬化反应，形成细小弥散 沉淀。Cr含量大部分在0.5％～2.0％之间

镍：镍是唯一的既可以提高钢的强度、淬透性，又可以提高韧性的 元素；是扩大奥氏体区元素，可以保证钢中残余奥氏体具有足够的稳定 性；产生固溶强化，降低韧－脆转变温度；高Ni含量和细小弥散的碳化 物沉淀是这类钢高强度、高韧性的基本原因；材料的韧性取决于塑性变 形时位错交滑移的难易程度，Ni能使螺型位错不易于发生分解，保证交 滑移的产生，提高钢的韧性。但对耐磨性、二次硬化性能无贡献，而且 明显恶化工艺性能(可锻性、软化性和切削性)。Ni的添加在0％～ 0.32％之间。

钼：钼能使钢的晶粒细化，增加淬透性，产生固溶强化，还有抑制 回火脆性的作用；抑制和延缓合金碳化物的聚集和长大，从而使时效软 化过程移向更高的温度，可以提高抗蚀性。Mo能使钢在高温时保持足够 的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)；提高 抗过热敏感性和强韧性。结构钢中加入钼，能提高机械性能。还可以抑 制合金钢由于回火而引起的脆性。大部分的Mo含量在0.20％～ 0.45％之间。

钒：钒强烈细化晶粒、强烈提高耐磨性和二次硬化能力，提高抗过 热敏感性；但含量过多会明显恶化钢的可锻造性能和磨削性能，故钢中 的钒含量一般在0.2％-2％左右。

铜：铜能提高强度和韧性，特别是大气腐蚀性能。缺点是在热加工 时容易产生热脆，铜含量超过0.5％塑性显著降低。当铜含量小于0.5％对 焊接性无影响。

磷：在一般情况下，磷是钢中有害元素，增加钢的冷脆性，使焊接 性能变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。因此通常要求钢中含磷量小于 0.045％，贝氏体钢要求更低些小于0.015％。

硫：硫在通常情况下也是有害元素。使钢产生热脆性，降低钢的延 展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。硫对焊接性能也不利，降低耐 腐蚀性。所以贝氏体钢硫含量小于0.015％。

钢中微量元素如硼、钛和氢等对其韧性会产生一定影响。硼通过偏 聚在奥氏体晶界而显著延迟铁素体形核。为避免形成氮化硼，影响硼的 作用，故适当加入铝以固定氮。1000MPa级以上钢材的氢脆敏感性显著 增加，控制氢含量在2.0ppm以下。其它气体含量氧、氮也需要严格限制， 以利于夹杂物形貌和尺寸的控制。

附图说明

图1为本发明制备的贝氏体钢轨的示意图；

图中：1、轨头第1点距表面5mm，其余点间距均为5mm；D、E线 与下颚距离5mm；B、C线为A、E线的角平分线；2、轨腰间距15mm； 3、轨底间距20mm。

具体实施方式

下面结合具体实施方式对本发明的合金钢及其精轧螺纹钢筋的生产 方法以及精轧螺纹钢筋做详细的说明，各实施例的钢材成分见表1。

在一个具体实施方式中，本发明提供了一种贝氏体钢轨的合金体系， 所述的合金体系的成分以质量百分比计如下：C：0.22～0.27；Si：1.65～ 1.85；Mn：1.60～1.80；Cr：1.30～1.90；Mo：0.25～0.85；Ni：0.25～0.95； V：0.040～0.060或Nb：0.020～0.040、P：≤0.015、S：≤0.015；余量为 Fe和不可避免的杂质元素；其中对杂质元素进行严格控制：(1)气体含 量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤25ppm，[N]≤70ppm；(2) 残余元素：Al≤0.006％，Cu≤0.15％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％。

在另一个具体实施方式中，本发明还提供了一种使用上述合金体系 制备的贝氏体钢轨的热处理方法，所述的热处理方法具体如下：

正火+调整处理：正火温度为900-940℃奥氏体温区加热，炉内保温 超过8小时，出炉空冷到室温；

淬火：在Ac3+50～70℃奥氏体(约830-900℃)温区范围内保温7小 时后，水冷直接淬火至马氏体相变温度以上320-350℃之间；

等温相变：然后在320-350℃将钢轨堆垛放入保温坑保温处理，进行 超过5小时等温相变处理；

回火调质处理：等温相变处理后将贝氏体钢轨进行回火处理，回火 温度为320-370℃，保温超过9小时后空冷至室温。

在另一个具体实施方式中，本发明还提供了一种采用上述贝氏体钢 轨的热处理方法制备得到的贝氏体钢轨，所述的贝氏体钢轨性能满足以 下指标：屈服强度R_p0.2>1240MPa；抗拉强度R_m>1500MPa；延伸率 A％>15；冲击功A_ku室温>110J；面缩率Z％>50；疲劳断裂韧性K_1C>90 MPam^1/2，钢轨截面硬度控制在39-42HRC。

表1中给出了本发明实施例1～4的贝氏体钢轨的热处理工艺；表2 给出了本发明实施例1～4的贝氏体钢轨力学性能改进情况；表3给出了 实施例1～4的贝氏体钢轨截面硬度能改进情况。

表1贝氏体钢轨热处理工艺

表2贝氏体钢轨力学性能改进情况

表3贝氏体钢轨截面硬度能改进情况HRC

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。