專(zhuān)利名稱(chēng)：珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼及其生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種鋼軌鋼及其生產(chǎn)方法，特別是涉及一種高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼及其生產(chǎn)方法。
背景技術(shù)：
隨著鐵路運(yùn)輸日益繁忙，行車(chē)速度、密度和載重大幅度提高，鋪設(shè)在重載鐵道線(xiàn)路上的鋼軌磨損急劇增加，因此，提高鋼軌耐磨性，使鋼軌長(zhǎng)壽命化的問(wèn)題正日益地受到重視。能被大量用于制造鋼軌的組織主要有珠光體、回火馬氏體和貝氏體，從組織與耐磨性的關(guān)系來(lái)看，珠光體由于耐磨、生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)單、生產(chǎn)成本低和性能穩(wěn)定，被鋼軌材料大量采用，也是未來(lái)鋼軌材質(zhì)不斷完善的發(fā)展方向之一。要提高珠光體組織的耐磨性，就必須強(qiáng)化鐵素體基體、減小片層間距、提高滲碳體比例和硬度，這可以通過(guò)增加鋼軌中C含量和加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等合金元素來(lái)實(shí)現(xiàn)。
隨著鐵路車(chē)輛運(yùn)行速度的提高以及對(duì)乘車(chē)舒適的要求，采用螺栓連接鋼軌已不適應(yīng)發(fā)展需求，將鋼軌焊接成無(wú)縫線(xiàn)路是鐵路發(fā)展的必然趨勢(shì)，鋼軌的焊接性能也將是開(kāi)發(fā)鋼軌鋼所必須考慮的問(wèn)題。向鋼軌鋼中添加合金元素，有利于提高鋼軌焊接接頭的硬度，但加入過(guò)多的Cr、Mo等元素，致使鋼軌連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)(CCT曲線(xiàn))強(qiáng)烈向右移，大大降低了鋼軌產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速，并使鋼軌在1300℃的焊接溫度下經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體臨界冷速低于1.5℃/s，在焊接冷速為1.5℃/s的情況下，造成鋼軌在焊接過(guò)程中易產(chǎn)生馬氏體或貝氏體等脆性組織，從而降低了列車(chē)安全。
要提高鋼軌壽命除了考慮耐磨性外，還需考慮鋼軌的疲勞性能。經(jīng)大量線(xiàn)路失效鋼軌檢驗(yàn)表明，鋼軌疲勞失效是除磨損外又一重要失效現(xiàn)象，主要體現(xiàn)形式為鋼軌表面大量的剝離掉塊、核傷等，而對(duì)疲勞源進(jìn)行檢驗(yàn)時(shí)發(fā)現(xiàn)，鋼軌含有硬性?shī)A雜尤其是Al2O3類(lèi)夾雜是形成疲勞源的重要原因之一。而對(duì)高強(qiáng)度合金鋼軌而言，由于強(qiáng)度的提高，鋼軌磨損量明顯減少，鋼軌疲勞源不易被磨掉，疲勞源有充分時(shí)間萌生、擴(kuò)展，因此，降低鋼軌中硬性?shī)A雜的含量尤其是Al含量，提高鋼軌疲勞性能，是鋼軌制造過(guò)程中需要考慮的問(wèn)題。
鋼軌是高碳鋼，對(duì)氫極為敏感，含有過(guò)高的氫含量，會(huì)導(dǎo)致產(chǎn)生氫致裂紋(俗稱(chēng)“白點(diǎn)”)或氫脆。而對(duì)于高C并加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等元素的合金鋼軌而言，與普通碳素鋼軌相比，鋼軌產(chǎn)生白點(diǎn)的臨界氫含量明顯降低，因此，降低生產(chǎn)過(guò)程中鋼軌氫含量，保證鋼軌不產(chǎn)生白點(diǎn)、氫脆等有害作用，也是鋼軌制造過(guò)程中需要考慮的問(wèn)題。
鋼軌在軋制前，連鑄鋼坯必然進(jìn)行高溫加熱，以目前推鋼式加熱爐或步進(jìn)式加熱爐加熱，必然造成鋼坯表面脫碳，經(jīng)軋制成鋼軌后，在鋼軌表面存在一定深度的脫碳層。在脫碳層組織中主要為鐵素體，過(guò)厚的鐵素體層在火車(chē)輪與鋼軌的接觸中產(chǎn)生變形，導(dǎo)致輪軌摩擦系數(shù)的變化，造成列車(chē)在運(yùn)行過(guò)程中不穩(wěn)定性增加，給列車(chē)行駛安全增加隱患，并且，過(guò)厚的脫碳層在鋼軌上線(xiàn)使用前經(jīng)打磨后，難以完全磨掉，由于鐵素體硬度低，隨著鐵路使用條件的變化其厚度也發(fā)生變化，導(dǎo)致鋼軌不平順，使列車(chē)在運(yùn)行過(guò)程中震動(dòng)增加，震動(dòng)的增加反過(guò)來(lái)惡化鋼軌的使用環(huán)境，因此，在保證鋼軌脫碳層深度不大于0.5mm，也是鋼軌制造過(guò)程中需要考慮的問(wèn)題。
CN1012906B公開(kāi)了一種能夠防止失穩(wěn)斷裂擴(kuò)展的C的重量百分比含量為0.50～0.85％的耐磨鋼軌(下面出現(xiàn)的百分比含量均為重量百分比含量)，軌腰組織為高韌性貝氏體或貝氏體和馬氏體的混合組織。CN1285418A公開(kāi)了一種抗拉強(qiáng)度在980MPa以上的鈮稀土鋼軌，其C含量為0.70～0.82％、Nb含量為0.02～0.05％、稀土加入量為0.02～0.05％。CN1487111A公開(kāi)了一種C含量為0.66～0.86％的熱處理用碳素鋼軌鋼。上述專(zhuān)利申請(qǐng)中，由含共析碳的鋼(C0.60～0.80％)生成微細(xì)的珠光體組織而試圖實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度，但在重載荷鐵路中使用時(shí)，由于鋼軌強(qiáng)度低、硬度低、碳含量低，鋼中滲碳體密度小，耐磨性差，導(dǎo)致鋼軌使用壽命短。另外，在鋼軌焊接后，焊接接頭硬度明顯低于母材硬度，導(dǎo)致焊接接頭局部磨損加劇，不利于使用。
ZL1044826C公開(kāi)了一種耐磨性?xún)?yōu)良的珠光體類(lèi)鋼軌及制造方法，該專(zhuān)利采用過(guò)共析C含量(C含量0.85～1.20％)，通過(guò)增加珠光體組織滲碳體密度提高耐磨性，鋼軌軋制完成后，軌頭以1～10℃/s的冷速?gòu)膴W氏體溫度區(qū)加速冷卻到500～700℃，在軌頭獲得深度20mm以上、維氏硬度在HV320以上的珠光體組織。但是，由于有很高的含碳量，導(dǎo)致塑性降低，鋼軌容易斷裂，并且在鋼液的鑄造階段，在鑄坯中心部容易形成碳、合金元素富集的偏析帶，沿偏析帶生成先共析滲碳體，惡化鋼軌性能，在使用過(guò)程中成為疲勞裂紋和脆性斷裂的起源地點(diǎn)。另外，過(guò)共析鋼焊接碳當(dāng)量高，鋼軌焊接性能差。由于焊接過(guò)程中冷速較慢，鋼軌易形成網(wǎng)狀先共析滲碳體，明顯降低鋼軌焊接接頭塑性和韌性，導(dǎo)致鋼軌極易斷裂，大大降低鐵路行車(chē)安全。另外，由于鋼坯碳含量高，軋制變形抗力大，為保證鋼軌的順利軋制，加熱溫度高，保持時(shí)間長(zhǎng)，促使鋼坯表面脫碳，導(dǎo)致鋼軌硬度降低。
CN1522311A提供了一種耐磨性和延性?xún)?yōu)良的珠光體類(lèi)鋼軌及制造方法，采用過(guò)共析C含量(C含量0.65～1.40％)，鋼坯在1100℃進(jìn)行加熱，鋼軌在850～1000℃的范圍內(nèi)進(jìn)行精軋，以1～30℃/s的冷卻速度將鋼軌從奧氏體溫度加速冷卻到550℃，在軌頭獲得深度20mm以上、維氏硬度在HV300～500的珠光體。該鋼軌塑性低，鋼軌容易斷裂，在鑄坯中心部偏析帶易生成先共析滲碳體，惡化鋼軌性能，焊接碳當(dāng)量高，鋼軌焊接性能差，在焊接過(guò)程中易形成網(wǎng)狀先共析滲碳體。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明所要解決的技術(shù)問(wèn)題是提供一種珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼，具有耐磨性和焊接性能優(yōu)良、強(qiáng)度和硬度高的優(yōu)點(diǎn)。
本發(fā)明還要提供一種生產(chǎn)上述鋼軌鋼的方法，該方法工藝簡(jiǎn)單、操作方便。
本發(fā)明解決技術(shù)問(wèn)題所采用的技術(shù)方案是珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼，其化學(xué)成份按重量百分比包括C0.70～0.95％、Si0.20～1.10％、Mn0.50～1.50％、V0.01～0.20％、Cr0.15～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。
一種生產(chǎn)上述珠光體類(lèi)高強(qiáng)度熱軋低合金鋼軌鋼的方法，包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時(shí)加入增碳劑，并加入合金進(jìn)行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內(nèi)氣氛為強(qiáng)氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制后冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大于4.0℃/s。
本發(fā)明的有益效果是生產(chǎn)出來(lái)的鋼軌全斷面組織為珠光體，鋼軌耐磨性?xún)?yōu)良，強(qiáng)度和硬度高，韌性和塑性良好，鋼軌使用壽命大大提高，能滿(mǎn)足重載鐵路線(xiàn)的要求。本發(fā)明鋼軌在1300℃的焊接溫度下，經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速在1.5～4.0℃/s，即使在冷速最快的閃光焊接條件下，也不會(huì)產(chǎn)生馬氏體或貝氏體組織，具有優(yōu)良的焊接性能。本發(fā)明的生產(chǎn)方法工藝簡(jiǎn)單、操作方便、無(wú)需另加軋后冷卻裝置。


圖1是磨損試驗(yàn)示意圖。
圖2是表1中本發(fā)明實(shí)施例2鋼軌的高倍金相組織。
圖3是表1中本發(fā)明實(shí)施例1和2的鋼軌和對(duì)比U71Mn鋼軌的焊接接頭硬度分布。
圖4是表1中本發(fā)明實(shí)施例5的鋼軌全斷面硬度分布情況。
圖5是表1中本發(fā)明實(shí)施例2的鋼軌與U71Mn鋼軌和鋼軌(化學(xué)成份為C0.75％、Si0.28％、Mn0.85％、Cr1.20％)在1300℃奧氏體化5分鐘后測(cè)得的CCT曲線(xiàn)及臨界冷速的對(duì)比情況。
圖6是實(shí)施例11的鋼軌的脫碳層照片。
具體實(shí)施例方式
下面結(jié)合附圖和實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步地描述。
C是一種能有效促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變并保證耐磨性的元素。但當(dāng)C的含量在0.70％以下時(shí)，在珠光體結(jié)構(gòu)中，用來(lái)提高耐磨性的滲碳體相的密度不能得到保證，鋼軌耐磨性難以大幅度提高，鋼軌的硬度也不能保證在300HB以上，當(dāng)C含量超過(guò)0.95％時(shí)，在鋼軌熱軋過(guò)程和焊接過(guò)程中，由于冷速慢，容易在晶界析出先共析滲碳體，并在晶界呈網(wǎng)狀分布，惡化鋼軌韌性和塑性，或者成為疲勞源，降低鋼軌的使用壽命。在碳素?zé)彳堜撥壷?，不產(chǎn)生先共析滲碳體的C含量上限為0.86％，而當(dāng)鋼軌加入足夠量的Si、V等合金元素，不產(chǎn)生先共析滲碳體的C含量可達(dá)0.95％。因此，C含量控制在0.70％到0.95％之間。
Si是鐵素體形成元素。在珠光體中，Si不溶于滲碳體，全部固溶于鐵素體，在奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，滲碳體形核和長(zhǎng)大時(shí)，必須將Si排開(kāi)，因此，Si能抑制滲碳體的形成，促進(jìn)鐵素體的轉(zhuǎn)變，提高鋼軌不形成先共析滲碳體的C含量上限。同時(shí)，Si固溶于鐵素體中，因固溶強(qiáng)化作用，可提高鋼軌硬度。另外，Si元素常常在珠光體結(jié)構(gòu)內(nèi)鐵素體和滲碳體之間的邊界上集中，而Si的集中區(qū)能阻止熱影響區(qū)內(nèi)滲碳體的球化，所以，Si的加入提高了鋼軌鐵素體基體和再加熱到奧氏體區(qū)域的焊接接頭的硬度，增加鋼的回火軟化抗力。當(dāng)Si含量小于0.20％時(shí)，作用不明顯，當(dāng)Si含量大于1.10％時(shí)，在熱軋時(shí)會(huì)形成許多表面缺陷，鋼軌變脆，可焊性降低。因此將Si含量限制在0.20％到1.10％之間。
Mn在鋼軌中是固溶強(qiáng)化元素，可提高鋼軌的硬度和強(qiáng)度，降低珠光體的轉(zhuǎn)變溫度，從而降低珠光體片層間距，提高鋼軌的韌性和塑性。另外，Mn能阻止先共析滲碳體的形成，并與S形成穩(wěn)定的MnS，降低S的危害作用。當(dāng)Mn含量小于0.50％時(shí)，作用不顯著，當(dāng)Mn含量超過(guò)1.50％時(shí)，對(duì)鋼軌的韌性有害，并明顯降低鋼軌產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速，在1300℃的焊接溫度下經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速低于1.5℃/s。在生產(chǎn)和焊接過(guò)程中因偏析，易形成馬氏體或貝氏體等異常組織，從而增加鋼軌斷裂的危險(xiǎn)。因此，Mn含量限制在0.50％到1.50％之間。
V是沉淀強(qiáng)化元素，在熱軋鋼軌冷卻過(guò)程中與C、N結(jié)合，形成V(C·N)x的沉淀物，提高鋼軌硬度和強(qiáng)度。在鋼軌焊接的加熱過(guò)程中，阻止晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化奧氏體，從而提高鋼軌的強(qiáng)度、延性和韌性，并提高鋼軌的耐磨性能。另外，當(dāng)鋼軌由奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，V(C·N)x先沉淀析出，降低奧氏體的碳濃度，促進(jìn)含碳量極低的鐵素體的形成。當(dāng)V與Si配合在一起時(shí)，會(huì)大大抑制滲碳體的形成，特別在高C含量時(shí)，防止具有危害作用的先共析滲碳體析出，并在鋼軌軋制或焊接過(guò)程中加熱到高溫時(shí)，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化奧氏體晶粒，從而提高鋼軌強(qiáng)度、塑性和韌性。但當(dāng)V含量小于0.01％時(shí)，作用不明顯，當(dāng)V含量超過(guò)0.20％時(shí)，不再有進(jìn)一步的作用，因此，V含量限制在0.01％到0.20％之間。
Cr在鋼軌中也是固溶強(qiáng)化元素，提高鋼軌硬度和強(qiáng)度，降低珠光體的轉(zhuǎn)變溫度，細(xì)化珠光體片層間距，其強(qiáng)化作用與Mn相似。Cr能提高鋼軌鐵素體基體和再加熱到奧氏體區(qū)域的焊接接頭的硬度，減少鋼軌母材和焊接接頭之間的硬度差，此作用與Si相似。另外，Cr置換滲碳體(Fe3C)中的Fe原子，形成合金滲碳體，從而明顯強(qiáng)化滲碳體，增加鋼軌的耐磨性。當(dāng)Cr含量小于0.15％時(shí)，鋼軌強(qiáng)度增加不明顯，焊接接頭的硬度不高，在鋼軌母材和焊接接頭之間有顯著的硬度差，在焊接接頭上便會(huì)形成磨損凹陷。當(dāng)Cr含量超過(guò)1.20％時(shí)，在1300℃的焊接溫度下經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速低于1.5℃/s，會(huì)形成貝氏體或馬氏體組織，從而增加鋼軌斷裂的危險(xiǎn)。因此，Cr含量控制在0.15％到1.20％之間。
為了使本發(fā)明的鋼軌性能更好，還可從下列元素中選擇一種或一種以上添加。
Mo與Cr相似，能降低珠光體轉(zhuǎn)變溫度，從而減小珠光體片層間距，提高鋼軌硬度、強(qiáng)度和耐磨性。當(dāng)Mo含量小于0.01％時(shí)，作用不明顯，當(dāng)含量超過(guò)0.50％時(shí)，明顯降低產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速，在1300℃的焊接溫度下經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速低于1.5℃/s，結(jié)果會(huì)形成有害的馬氏體組織。因此，Mo含量控制在0.01％到0.50％之間。
Nb與V相似，是一個(gè)可形成Nb的碳氮化物而使奧氏體晶粒細(xì)致的元素。Nb比V能在更高的溫度下阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，提高鋼軌的延性和韌性，從而提高鋼軌的耐磨性能。在鋼軌軋制或焊接過(guò)程中加熱到高溫時(shí)，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化奧氏體晶粒，提高鋼軌強(qiáng)度、塑性和韌性。當(dāng)Nb含量小于0.002％時(shí)，作用不明顯，當(dāng)Nb含量超過(guò)0.050％時(shí)，不再有進(jìn)一步的作用。因此，Nb含量控制在0.002％到0.050％之間。
Ni固溶于鋼中，增加鋼軌的硬度、強(qiáng)度和韌性，特別是提高鋼軌低溫韌性，從而提高鋼軌耐磨性和焊接接頭的低溫韌性。當(dāng)Ni含量小于0.10％時(shí)，不起作用，當(dāng)Ni含量超過(guò)1.00％時(shí)，進(jìn)一步作用不明顯。因此，Ni含量控制在0.10％到1.00％之間。
Ti是沉淀強(qiáng)化元素，與C、N等元素結(jié)合而形成沉淀，由于沉淀物熔點(diǎn)極高，因此，在鋼液的冷卻過(guò)程中和鋼軌奧氏體高溫扎制中析出，抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化奧氏體晶粒，特別是在焊接的高溫過(guò)程中細(xì)化晶粒，對(duì)提高焊接接頭韌性作用顯著。當(dāng)Ti含量在0.002％以下時(shí)，細(xì)化晶粒作用不大，當(dāng)Ti含量超過(guò)0.100％時(shí)，進(jìn)一步作用不明顯。因此，Ti含量控制在0.002％到0.100％之間。
Cu是提高鋼軌耐腐蝕性、硬度和強(qiáng)度的元素，同時(shí)提高鋼軌耐磨性。當(dāng)Cu含量小于0.05％時(shí)，作用不明顯，當(dāng)Cu含量超過(guò)0.50％時(shí)，不再有進(jìn)一步作用，并且在加熱不當(dāng)時(shí)，容易發(fā)生Cu脆現(xiàn)象，因此，Cu含量控制在0.05％到0.50％之間。
Re可以?xún)艋撡|(zhì)，提高鋼軌的耐磨性和耐腐蝕性，并阻止白點(diǎn)的產(chǎn)生。加入稀土，可以改變雜質(zhì)的存在和分布形態(tài)，減輕S、As、Sb等雜質(zhì)對(duì)鋼材性能的危害。固溶的Re可以阻止氫元素的富集，減小白點(diǎn)的產(chǎn)生。形成碳化物的Re可以提高鋼軌的耐磨性。當(dāng)Re含量低于0.002％時(shí)，所起作用不大，超過(guò)0.050％時(shí)，容易在鋼中出現(xiàn)大量的夾雜，惡化鋼材性能，因此，Re含量控制在0.002％到0.050％之間。
當(dāng)Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量小于1.0％時(shí)，焊接后與鋼軌母材相比，鋼軌的焊接接頭的硬度會(huì)大為降低，焊接接頭和母材之間的硬度差便會(huì)增加，由于局部磨損，在焊接接頭上便會(huì)形成磨損凹陷。當(dāng)Mn+2Cr+5Mo+3Nb總量超過(guò)3.0％時(shí)，雖然鋼軌焊接接頭的硬度會(huì)顯著增加，不會(huì)在鋼軌焊接接頭上形成磨損凹陷，但在1300℃的焊接溫度下經(jīng)奧氏體化后，產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速低于1.5℃/s。在熱軋過(guò)程和焊接過(guò)程中，易形成有害的馬氏體或貝氏體組織，致使鋼軌焊接接頭的韌性和疲勞強(qiáng)度大幅度降低。因此，Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量控制在1.0％到3.0％之間。
P能提高鋼的耐大氣腐蝕能力，但P又能提高低溫脆性轉(zhuǎn)變溫度，使鋼的低溫沖擊性能大幅下降，因此一般要求P≤0.035％。除易切削鋼外，S是有害元素，鋼中要求S含量越低越好。
鋼軌含有的硬性?shī)A雜尤其是Al2O3類(lèi)夾雜是形成疲勞源的重要原因之一。為提高鋼軌疲勞性能，降低鋼軌中硬性?shī)A雜的含量尤其是Al含量尤其重要。因此，在合金化過(guò)程中，需采用Al含量小于0.8％的低鋁含量釩鐵、硅鐵、錳鐵、鉻鐵、鈦鐵等合金，才能保證鋼軌中Al含量不超過(guò)0.005％，從而提高疲勞性能。
在珠光體類(lèi)低合金高強(qiáng)度鋼軌中，將鋼軌氫含量控制在1.5ppm以下，能保證鋼軌不產(chǎn)生白點(diǎn)，并能將氫危害控制在可以接受的程度。目前控制鋼軌氫含量的工藝有三種真空處理、鋼坯緩冷和鋼軌緩冷。鋼坯緩冷和鋼軌緩冷操作復(fù)雜，并需要占用大量的場(chǎng)地，而真空處理工藝簡(jiǎn)單，氫含量控制穩(wěn)定，特別適合采用連鑄生產(chǎn)鋼坯的工藝流程。當(dāng)鋼液真空處理后，鋼液氫含量控制在1.5ppm以下，就能保證鋼軌氫含量在1.5ppm以下。
鋼軌表面脫碳層深度主要與鋼坯的加熱溫度、時(shí)間以及加熱爐的氣氛有關(guān)。加熱時(shí)間越長(zhǎng)，溫度越高，脫碳層越深，在生產(chǎn)過(guò)程中，鋼坯的加熱時(shí)間主要受生產(chǎn)節(jié)奏制約，難以精確控制，為此，需控制加熱溫度和加熱爐氣氛。當(dāng)鋼坯均熱溫度在1200℃以下，雖然鋼坯脫碳層較淺，但鋼軌難以軋制。當(dāng)鋼坯均熱溫度在1300℃以上，脫碳層厚，難以保證不超過(guò)0.5mm。因此，鋼坯均熱溫度控制在1200～1300℃之間。
加熱爐內(nèi)氣氛為強(qiáng)氧化氣氛時(shí)，盡管氧分子多，可以加快氧分子與鋼碳的結(jié)合速度，導(dǎo)致鋼坯脫碳加快，但氧分子還與鐵結(jié)合，形成氧化鐵，當(dāng)鐵的燒損速度大于鋼坯脫碳速度時(shí)，鋼坯的脫碳層深度就得到控制。當(dāng)氧化氣氛中空氣過(guò)剩系數(shù)在1.2以下，難以保證燒損速度大于鋼坯脫碳速度，當(dāng)空氣過(guò)剩系數(shù)在1.4以上，雖然能控制脫碳層，但鋼坯燒損大，對(duì)提高成材率不利，導(dǎo)致成本高。因此，在強(qiáng)氧化氣氛下，空氣過(guò)剩系數(shù)控制在1.2～1.4之間。
加熱爐氣氛為弱還原氣氛時(shí)，會(huì)降低氣氛中氧分子含量，減小氧分子與鋼中碳的結(jié)合速度，從而控制鋼軌脫碳層深度。當(dāng)空氣過(guò)剩系數(shù)在0.9以下時(shí)，氧分子量不足，燃料效率降低，增加加熱成本，當(dāng)空氣過(guò)剩系數(shù)在1.0以上時(shí)，不能保證還原氣氛，脫碳層深度不能保證在0.5mm以下。因此，在弱還原氣氛下，空氣過(guò)剩系數(shù)控制在0.9～1.0之間。
本發(fā)明的珠光體類(lèi)低合金高強(qiáng)度鋼軌鋼，鋼軌產(chǎn)生馬氏體的臨界冷速在4.0℃/s以上，如果在700℃至400℃間的冷卻速度大于4.0℃/s，可能導(dǎo)致熱軋鋼軌產(chǎn)生有危害的馬氏體或貝氏體組織。因此，鋼軌軋后在400～700℃之間的冷卻速度應(yīng)不大于4.0℃/s。
實(shí)施例1-10表1和表2是本發(fā)明鋼軌鋼的實(shí)施例1～10與對(duì)比鋼軌U71Mn的化學(xué)成分、對(duì)應(yīng)的硬度、磨損量、疲勞極限及在1300℃奧氏體化后的臨界冷速結(jié)果。
表1


表2


表中的磨損試驗(yàn)是在磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，磨損試驗(yàn)示意圖見(jiàn)圖1。圖中，1是取自鋼軌軌頭的上試樣，2是對(duì)磨下試樣。試驗(yàn)的具體參數(shù)如下試驗(yàn)機(jī)M-200試樣尺寸厚度10mm、直徑36mm的圓樣試驗(yàn)載荷200kg滑差10％對(duì)磨下試樣材質(zhì)硬度260～300HB的U71Mn鋼軌環(huán)境空氣中旋轉(zhuǎn)速率200轉(zhuǎn)/分鐘總磨損次數(shù)20萬(wàn)次。
表中采用φ7.5樣進(jìn)行旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)證明本發(fā)明鋼軌旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞極限σ-1比U71Mn熱軋鋼軌提高50MPa以上。
從表1和表2可以看出，與對(duì)比鋼軌相比，本發(fā)明鋼軌的硬度、耐磨性和疲勞極限都顯著提高，并且在1300℃的奧氏體化溫度情況下，臨界冷速都大于1.5℃/s，即使在冷速最快的閃光焊接條件下，也不會(huì)產(chǎn)生馬氏體或貝氏體組織。鋼軌焊接接頭與母材的硬度差在3.0HRC以下。
圖2是表1中實(shí)施例2鋼軌的高倍金相組織。
圖3是表1中實(shí)施例1和2的鋼軌和對(duì)比U71Mn鋼軌的焊接接頭硬度分布。
圖4是表1中實(shí)施例5的鋼軌全斷面硬度分布情況。
圖5是表1中實(shí)施例2的鋼軌與U71Mn鋼軌和鋼軌(化學(xué)成份為C0.75％、Si0.28％、Mn0.85％、Cr0.90％)在1300℃奧氏體化5分鐘后測(cè)得的CCT曲線(xiàn)及臨界冷速的對(duì)比情況。
實(shí)施例111)將C含量為4.31％的鐵水，經(jīng)23分鐘頂吹氧氣吹煉，出鋼時(shí)C含量為0.18％。在出鋼時(shí)加入增碳劑，將鋼包內(nèi)碳含量控制在0.65％以上，在包內(nèi)加入合金進(jìn)行合金化，所加合金的鋁含量小于0.8％，其化學(xué)成份的重量百分比為C0.78％、Si0.70％、Mn0.85％、P0.015％、S0.011％、V0.07％、Cr0.51％、Ti0.01％、Al≤0.005％。
2)經(jīng)真空處理15分鐘后，鋼液氫含量為1.1ppm，成品鋼軌氫含量為0.9ppm。
3)連鑄鋼坯均熱溫度控制為1250℃。
4)爐內(nèi)氣氛控制為弱還原氣氛，空氣過(guò)剩系數(shù)控制在0.92～0.98之間。在成品鋼軌中取樣，鋼軌脫碳層為0.20mm。
5)鋼軌軋制后冷卻時(shí)，在700℃至400℃之間采用自然冷卻，冷卻速度為0.45℃/s。
生產(chǎn)出來(lái)的鋼軌性能熱軋鋼軌整個(gè)斷面金相組織為全珠光體或珠光體+微量的鐵素體；鋼軌軌頭踏面硬度335HB；鋼軌抗拉強(qiáng)度Rm1190MPa；屈服強(qiáng)度Rp0.2780MPa；延伸率A10.5％；常溫U型沖擊韌性Aku18J。
圖6是該爐鋼軌鋼脫碳層照片。
實(shí)施例121)將C含量為4.31％的鐵水，經(jīng)23分鐘頂吹氧氣吹煉，出鋼時(shí)C含量為0.18％。在出鋼時(shí)加入增碳劑，將鋼包內(nèi)碳含量控制在0.65％以上，在包內(nèi)加入合金進(jìn)行合金化，所加合金的鋁含量小于0.8％，其化學(xué)成份的重量百分比為C0.78％、Si0.70％、Mn0.85％、P0.015％、S0.011％、V0.07％、Cr0.51％、Ti0.01％、Al≤0.005％。
2)經(jīng)真空處理15分鐘后，鋼液氫含量為1.1ppm，成品鋼軌氫含量為0.9ppm。
3)連鑄鋼坯均熱溫度控制為1220℃。
4)爐內(nèi)氣氛控制為強(qiáng)氧化氣氛，空氣過(guò)剩系數(shù)控制在1.23～1.35之間。在成品鋼軌中取樣，鋼軌脫碳層為0.24mm。
5)鋼軌軋制后冷卻時(shí)，在700℃至400℃之間采用自然冷卻，冷卻速度為0.45℃/s。
權(quán)利要求
1.珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼，其特征在于，其化學(xué)成份按重量百分比包括C0.70～0.95％、Si0.20～1.10％、Mn0.50～1.50％、V0.01～0.20％、Cr0.15～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼，其特征在于，所述化學(xué)成份按重量百分比還包括Mo0.01～0.50％、Nb0.002～0.050％、Ni0.10～1.00％、Ti0.002～0.100％、Cu0.05～0.50％或Re0.002～0.050％中的一種或一種以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼，其特征在于，所述化學(xué)成份中Mn+2Cr+5Mo+3Nb的重量百分比之和為1.0～3.0％。
4.一種生產(chǎn)權(quán)利要求1所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的方法，其特征在于，包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時(shí)加入增碳劑，并加入合金進(jìn)行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內(nèi)氣氛為強(qiáng)氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制后冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大于4.0℃/s。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟2)所述的鋼水出鋼時(shí)碳含量控制在0.20％以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟2)所述的加入增碳劑后的碳含量控制在0.65％～0.95％。
7.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟2)所述合金中的鋁的重量百分比含量小于0.80％。
8.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟3)所述的真空處理后的鋼液氫含量在1.5ppm以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟4)所述的爐內(nèi)強(qiáng)氧化氣氛為空氣過(guò)剩系數(shù)在1.2～1.4之間，弱還原氣氛為空氣過(guò)剩系數(shù)在0.9～1.0之間。
10.根據(jù)權(quán)利要求4所述的珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于，步驟4)所述的加熱的溫度為1200～1300℃。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種珠光體類(lèi)高強(qiáng)度低合金鋼軌鋼及其生產(chǎn)方法，其化學(xué)成分按重量百分比包括C0.70～0.95％、Si0.20～1.10％、Mn0.50～1.50％、V0.01～0.20％、Cr0.15～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。生產(chǎn)方法包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時(shí)加入增碳劑，并加入合金進(jìn)行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內(nèi)氣氛為強(qiáng)氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制后冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大于4.0℃/s。生產(chǎn)出來(lái)的鋼軌耐磨性和焊接性能優(yōu)良。本發(fā)明的生產(chǎn)方法工藝簡(jiǎn)單、操作方便。
文檔編號(hào)B21B37/74GK1793402SQ20051002244
公開(kāi)日2006年6月28日 申請(qǐng)日期2005年12月29日 優(yōu)先權(quán)日2005年12月29日
發(fā)明者鄒明, 梅東生, 周一平, 周偉, 徐權(quán), 陳亞平, 李大東 申請(qǐng)人:攀枝花鋼鐵(集團(tuán))公司