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CN104480390A - 高冲击韧性的钢轨及其生产方法 - Google Patents

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CN104480390A CN201510006025.7A CN201510006025A CN104480390A CN 104480390 A CN104480390 A CN 104480390A CN 201510006025 A CN201510006025 A CN 201510006025A CN 104480390 A CN104480390 A CN 104480390A
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Abstract

本发明涉及高冲击韧性的钢轨及其生产方法，属于钢轨材料生产工艺领域。本发明解决的技术问题是提供高冲击韧性的钢轨。本发明高冲击韧性的钢轨为珠光体钢轨，片层间距为0.05～0.09μm，常温冲击功为30～35J；钢轨的化学成分为：C：0.71～0.82％，Si：0.25～0.45％，Mn：0.75～1.05％，V：0.03～0.15％，P：≤0.030％，S：≤0.035％，Al：≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用本发明方法制造的钢轨轨头U型冲击韧性可达到30J以上，抗拉强度大于1300MPa，钢轨具有良好的强韧性匹配,使用过程中滚动接触疲劳性能和耐磨损性能良好，适用于高寒地区铁路用钢轨。

Description

高冲击韧性的钢轨及其生产方法
技术领域
本发明涉及高冲击韧性的钢轨及其生产方法，属于钢轨材料生产工艺领域。
背景技术
随着铁路运输事业的快速发展，大运量、高轴重、高密度的铁路运输模式已初步形成。在愈加苛刻的线路条件下，铁路钢轨及钢轨的伤损问题日益突出。钢轨不仅是实现铁路连接和交叉的重要设备，而且还是影响线路运行效率和行车安全的关键环节。钢轨在线路使用过程当中承担着由列车车轮传来的动力荷载，在长时间的交变应力作用下，钢轨断裂破坏的倾向增大。尤其是在低温下，钢轨材质变脆，更容易发生脆性断裂破坏。近年来我国在寒冷地区的铁路建设大规模展开，如青藏铁路工程中，钢轨所处最低环境温度已达-45℃。因此，在提高钢轨强度的同时，还需保证钢轨有一定的韧塑性，特别是高寒高海拔地方，对钢轨韧性提出了更高的要求。而现有方法难以有效满足钢轨的生产要求，亟需一种高冲击韧性的钢轨。
发明内容
本发明解决的技术问题是提供高冲击韧性的钢轨。
本发明高冲击韧性的钢轨，为珠光体钢轨，片层间距为0.05～0.09μm，常温冲击功为30～35J；钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.71～0.82％，Si：0.25～0.45％，Mn：0.75～1.05％，V：0.03～0.15％，P：≤0.030％，S：≤0.035％，Al：≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步的，该钢轨的力学性能为：Rp0.2为800～860MPa，Rm为1300～1350MPa，A为13～15％，Z为31～35％。
作为优选方案，所述钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.72～0.76％，Si：0.35～0.37％，Mn：0.95～0.99％，V：0.05～0.09％，P：≤0.012％，S：≤0.011％，Al：≤0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明解决的第二个技术问题是提供本发明所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法。该方法包括炼钢、浇注、轧制和轧制后的热处理，其轧制后的热处理步骤如下：
a、加速冷却：向轧制后的钢轨轨头踏面、轨头两侧与轨底中心施加冷却介质进行加速冷却，冷速为1.0～5.0℃/s；所述轧制后的钢轨的轨头踏面中心、轨头两侧和轨底中心部位温度为650～900℃；
b、空冷：当轨头踏面温度降至400～550℃时，停止加速冷却，将钢轨空冷至室温，得到片层间距为0.05～0.09μm的珠光体钢轨。
其中，所述炼钢采用低硫入炉铁水，并加入高碱度精炼渣，炼钢所用增碳剂为无烟煤和低氮的合金。
其中，炼钢过程包括转炉或电炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空处理，在LF炉精炼的加热过程中使用发泡剂。
其中，所述浇注为全程保护浇注，浇注后将钢坯进行缓冷。
其中，缓冷后轧制前将钢坯加热进行奥氏体化，加热后的出钢温度为1000℃。
进一步的，所述冷却介质为压缩空气或水雾混合气。
本发明的钢轨轨头U型冲击韧性可达到30J以上，同时，钢轨的抗拉强度大于1300MPa，钢轨具有良好的强韧性匹配,使用过程中滚动接触疲劳性能和耐磨损性能良好，适用于高寒地区铁路用钢轨。
附图说明
图1为钢轨轨头U型冲击试样取样位置及开槽方向示意图。
具体实施方式
本发明高冲击韧性的钢轨，为珠光体钢轨，片层间距为0.05～0.09μm，常温冲击功为30～35J；钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.71～0.82％，Si：0.25～0.45％，Mn：0.75～1.05％，V：0.03～0.15％，P：≤0.030％，S：≤0.035％，Al：≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步的，该钢轨的力学性能为：Rp0.2为800～860MPa，Rm为1300～1350MPa，A为13～15％，Z为31～35％。
作为优选方案，所述钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.72～0.76％，Si：0.35～0.37％，Mn：0.95～0.99％，V：0.05～0.09％，P：≤0.012％，S：≤0.011％，Al：≤0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法包括炼钢、浇注、轧制和轧制后的热处理，其轧制后的热处理步骤如下：
a、加速冷却：向轧制后的钢轨轨头踏面、轨头两侧与轨底中心施加冷却介质进行加速冷却，冷速为1.0～5.0℃/s；所述轧制后的钢轨的轨头踏面中心、轨头两侧和轨底中心部位温度为650～900℃；
b、空冷：当轨头踏面温度降至400～550℃时，停止加速冷却，将钢轨空冷至室温，得到片层间距为0.05～0.09μm的珠光体钢轨。
如果终轧后的钢轨轨头踏面中心、轨头两侧和轨底中心部位温度高于900℃时，需要将钢轨自然冷却到650～900℃再进行加速冷却。下面详细阐述加速开始冷却温度选定在900-650℃的原因：当温度高于900℃时，钢轨表层受到冷却介质的激冷，温度迅速降低。当温度低于650℃时，由于距离相变点温度较近，过快的冷速将使钢轨表层及表层下方一定深度内产生贝氏体、马氏体等异常组织的风险显著提高，而异常组织的产生将使钢轨报废，造成严重损失。因此，开始加速冷却的温度限定在900～650℃之间。
在加速冷却过程中，轨头踏面、轨头两侧以及轨底中心的冷却速度设定为1.0～5.0℃/s，进行上述设定的原因是：当冷却速度＜1.0℃/s，在冷却初期，钢轨表层温度明显降低，持续一定时间后，由于心部热量的补充，表层温度不再降低，甚至升高，未达到加速冷却的目的；当冷却速度＞5.0℃/s时，轨头表层及表层下方一定深度内冷速过快，易于产生贝氏体、马氏体等异常组织，导致钢轨报废。
当轨头踏面温度降至400～550℃时停止加速冷却并空冷至室温。进行上述设定的原因是：为确保钢轨轨头的心部能够获得更优异的性能，要求心部尽可能在更大的过冷度下完成相变，一般来说，在实际生产中，轨头心部的温度难以用物理手段监控，需通过对表面温度监控并经换算后获得。当加速终冷温度＞550℃时，轨头心部热量将高于600℃，该温度为钢轨已发生相变或部分发生相变的温度，即相变未完成，如此时停止加速冷却，则来自轨腰部位的热量迅速向其扩散，导致温度升高，相变冷速降低，最终得到钢轨的综合性能偏低，未达到热处理的目的。当加速终冷温度＜400℃，此时，轨头全断面及轨底中心的相变已全部完成，继续施加强制冷却已无显著意义。因此，加速冷却的终冷温度设定为400-550℃。加速冷却完成后，钢轨在空气中静置并自然冷却至室温，进行后步矫直、探伤、加工等工序，并最终得到成品热处理钢轨产品。
所述炼钢采用低硫入炉铁水和高碱度精炼渣来降低钢水中的硫含量，炼钢所用增碳剂为无烟煤和低氮的合金。炼钢过程包括转炉或电炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空处理，在LF炉精炼的加热过程中使用发泡剂。
所述高碱度精炼渣由以下重量百分比的组分组成：CaO 65～85％，SiO2 0.5～5％,CaF2 7～15％,Al2O3＜0.50％，P＜0.005％,S＜0.05％,其余为不可避免的杂质。进一步的，优选采用如下化学成分的高碱度精炼渣：CaO 81.85％，SiO2 0.73％，CaF2 9.25％，S 0.019％，Al2O3＜0.50％，P＜0.005％，其余为不可避免的杂质。
所述浇注为全程保护浇注，防止与空气接触，吸入过多的N；浇注后将钢坯进行缓冷。缓冷后轧制前将钢坯加热进行奥氏体化，加热后的出钢温度为1000℃。
所述冷却介质为压缩空气或水雾混合气。
本发明的方法，可采用如下具体工艺：采用低硫的入炉铁水，经转炉或电炉冶炼珠光体钢轨钢水，采用高碱度精炼渣全程保护浇注，增碳剂采用无烟煤和低氮的合金，LF炉精炼过程中使用发泡剂、RH或VD真空处理后连铸为一定断面尺寸的钢坯后送至加热炉中加热。一般在加热炉中的出钢温度为1000℃；钢坯经多点高压水除磷，利用万能轧机轧制；轧制完成后，利用钢轨的余热对钢轨的轨头踏面中心、轨头两侧及轨底中心喷吹加速冷却介质。此处，冷却介质可为水雾混合气或压缩空气。
下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。
实施例1
钢轨的化学成分按重量百分比为C：0.72％、Si：0.35％、Mn:0.98％、V：0.05％、Al：0.04％、P：0.011％、S：0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质。
采用低硫的入炉铁水，经转炉或电炉冶炼珠光体钢轨钢水，采用高碱度精炼渣全程保护浇注，增碳剂采用无烟煤和低氮的合金，LF炉精炼过程中使用发泡剂、RH或VD真空处理后连铸为一定断面尺寸的钢坯后送至加热炉中加热。一般在加热炉中的出钢温度为1000℃；钢坯经多点高压水除磷，利用万能轧机轧制。
轧制完成后，利用钢轨的余热对钢轨的轨头踏面中心、轨头两侧及轨底中心喷吹加速冷却介质。开冷始加速冷却的温度为812℃，冷速为4.0℃/s，冷却到480℃时停止加速冷却，空冷至室温，得到冲击性能良好的钢轨。
在钢轨轨头上圆角处取显微组织试样，检验钢轨的拉伸性能及显微组织，测试结果见表3。
按图1所述在钢轨轨头四个位置取样，图1中尺寸单位为mm，其1、2、3、4共计4点分别是钢轨轨头冲击试样测试点，按现有技术测定常温冲击功，其结果见表4。
实施例2～实施例5
改变实施例1中的钢轨的化学成分和热处理过程参数，进行实施例2～实施例5。表1列出了实施例1～5的钢轨的化学成分，表2列出了实施例1～5的热处理过程参数(包括加速冷却开冷温度、冷速及终冷温度)，表3列出了实施例1～5的拉伸性能及金相结构，表4列出了实施例1～6的常温冲击性能。
对比例1～对比例5
改变实施例中的热处理过程，将钢轨直接空冷至室温，进行对比例1～对比例5，其中，表1列出对比例1～对比例5的钢轨的化学成分，表3列出了对比例1～5的拉伸性能及金相结构，表4列出了对比例1～6的常温冲击性能。
表1
表2
表3
表4
表4中1、2、3、4共计4点分别是钢轨轨头冲击试样测试点。其中U型冲击试样开槽方向朝向轨头一侧。
本发明同时选取了具有不同化学成分的五组钢轨进行对比，在实施例中，所采用的五种处理方式均为本发明中的方法。表1至表4的对比结果表明，在相同化学成分和冶炼工艺下，由于普通钢轨钢为珠光体类钢轨，采用轧后自然冷却的钢轨冲击韧性势必不满足高寒地区铁路用钢轨的要求。对轧制后钢轨热处理方式的不同将对钢轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明中的方法，确保显微组织为全珠光体的前提下，钢轨的拉伸性能以及冲击韧性等指标均得到有效提升；与此同时，钢的韧塑性保持现有水平，可有效提高钢轨的抗冲击磨损性能和疲劳性能。

Claims (9)

1.高冲击韧性的钢轨，其特征在于：该钢轨为珠光体钢轨，片层间距为0.05～0.09μm，常温冲击功为30～35J；
钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.71～0.82％，Si：0.25～0.45％，Mn：0.75～1.05％，V：0.03～0.15％，P：≤0.030％，S：≤0.035％，Al：≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高冲击韧性的钢轨，其特征在于：该钢轨的力学性能为：Rp0.2为800～860MPa，Rm为1300～1350MPa，A为13～15％，Z为31～35％。
3.根据权利要求1所述的高冲击韧性的钢轨，其特征在于：所述钢轨的化学成分按重量百分比为：C：0.72～0.76％，Si：0.35～0.37％，Mn：0.95～0.99％，V：0.05～0.09％，P：≤0.012％，S：≤0.011％，Al：≤0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。
4.权利要求1～3所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，包括炼钢、浇注、轧制和轧制后的热处理，其特征在于，轧制后的热处理步骤如下：
a、加速冷却：向轧制后的钢轨轨头踏面、轨头两侧与轨底中心施加冷却介质进行加速冷却，冷速为1.0～5.0℃/s；所述轧制后的钢轨的轨头踏面中心、轨头两侧和轨底中心部位温度为650～900℃；
b、空冷：当轨头踏面温度降至400～550℃时，停止加速冷却，将钢轨空冷至室温，得到片层间距为0.05～0.09μm的珠光体钢轨。
5.根据权利要求4所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，其特征在于：所述炼钢采用低硫入炉铁水，并加入高碱度精炼渣，炼钢所用增碳剂为无烟煤和低氮的合金。
6.根据权利要求4所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，其特征在于：炼钢过程包括转炉或电炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空处理，在LF炉精炼的加热过程中使用发泡剂。
7.根据权利要求4所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，其特征在于：所述浇注为全程保护浇注，浇注后将钢坯进行缓冷。
8.根据权利要求4所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，其特征在于：缓冷后轧制前将钢坯加热进行奥氏体化，加热后的出钢温度为1000℃。
9.根据权利要求4所述的高冲击韧性的钢轨的生产方法，其特征在于：所述冷却介质为压缩空气或水雾混合气。
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