耐磨损过共析钢轨及其制造方法

摘要

本发明属于钢轨制造技术领域，具体涉及一种耐磨损过共析钢轨及其制造方法。针对现有技术制备珠光体钢轨轨头断面性能不均匀，得到的过共析钢轨性能不佳的问题，本发明提供了一种耐磨损过共析钢轨的制造方法，包括以下步骤：a、将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；b、待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为650℃；c、再继续喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度为480℃后，空冷至室温。本发明通过控制钢成分、两段加速冷却的方式，制备得到性能更优异的过共析钢轨。

说明书

技术领域

本发明涉及一种钢轨，更具体地讲，涉及一种耐磨损过共析钢轨及其制造方法。

背景技术

铁路的快速发展对钢轨服役性能提出了更高要求。随着我国高速铁路网的不断完善，既有客货混运干线线路将逐步实施重载化改造，大运量、大轴重、高密度是未来重载铁路的发展方向。钢轨作为铁路的关键部件，其质量的优劣、性能的高低与铁路的运输效率与行车安全息息相关。伴随铁路运输能力的提升，钢轨服役环境愈加苛刻、复杂，各类伤损突出，部分小半径曲线路段钢轨同时出现过快磨耗、剥离掉块等伤损，其使用寿命无法与正线钢轨匹配，制约了铁路运输的进一步发展。

目前，为提高曲线路段钢轨的性能，主要采用珠光体钢轨在线或离线热处理的方法，通过向奥氏体化钢轨的轨头部位喷吹压缩空气或水雾混合气的方式使轨头部位快速冷却，以获得轨头表层至一定深度内细化的片状珠光体组织，依托晶粒细化实现强韧性的同步提高，从而达到耐磨损、抗接触疲劳性能同步改善的目的。从加速冷却过程看，国内外鲜有冷却喷嘴布置模式对钢轨性能影响的研究报道。

专利CN101646795B《耐磨损性和耐疲劳损伤性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法》中规定了一种内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，将钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850～950℃，接着，以1.2～5℃/秒的冷却速度，将钢轨头部的表层从珠光体相变开始温度以上的温度快速冷却至400～650℃。该专利仅规定了钢轨热处理不同阶段的冷却起始与终止温度及相应的冷速范围，并未涉及具体的冷却方式。

专利CN105483347A公布了《一种珠光体钢轨硬化的热处理工艺》，其特征是：将钢轨加热到880～920℃，保温10～15min，根据钢种不同，以特定的冷速范围冷到特定的温度区间保温30s，再空冷，具体为：材质为U75V的珠光体钢轨硬化工艺制度为：880～920℃保温10～15min，以8～15℃/s冷速冷却到570～600℃，再以0.2～0.5℃/s的冷速空冷到20～25℃；材质为U76CrRE的珠光体钢轨硬化工艺制度为：850～900℃保温10～15分钟，以6～10℃/s冷速冷却到590～610℃，再以0.2～0.5℃/s的冷速空冷到20～25℃。该专利公布的牌号为U75V、U76CrRE两种材质的热处理工艺同样未涉及具体的冷却模式。

专利CN103898303A公布了《一种道岔轨的热处理方法和道岔轨》，其特征是：将待处理的轨头顶面温度为650～900℃的道岔轨进行加速冷却以得到全珠光体组织的道岔轨，其中，道岔轨的轨头工作侧的加速冷却速度高于道岔轨的轨头非工作侧的加速冷却速度，其冷却速度差为0.1～1.0℃/s。该专利中提出了轨头两侧面冷却速度不同对钢轨特别是非对称断面钢轨性能提高和平直度控制带来的益处，但未明确不同阶段喷嘴的布置模式与冷却速度对钢轨热处理后性能的影响。

现有技术中针对钢轨热处理主要集中在不同温度范围内的不同冷却速度控制来实现热处理工序的控制，并未涉及不同喷嘴布置模式及喷吹方式的精细化控制，因而不能得到强韧性与耐磨损性优良的过共析钢轨。

发明内容

本发明要解决的技术问题为：现有技术多采用不同温度范围内不同冷却速度的方法来对钢轨进行热处理，得到珠光体钢轨强韧性不佳的问题。

本发明解决技术问题的技术方案为：提供一种耐磨损过共析钢轨的制造方法。该方法包括以下步骤：

a、钢轨轧制

将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；

b、第一阶段冷却

待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为650℃；

c、第二阶段冷却

继续喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度为480℃后，空冷至室温。

其中，上述耐磨损过共析钢轨的制造方法中，步骤a中所述的钢轨组成成分为：按重量百分比计，C:0.88％～1.02％Si:0.20％～0.50％Mn:0.50％～0.90％Cr:0.20％～0.50％，V、Nb、Ti中的至少一种，含V时V为0.02％～0.10％，含Ti时Ti为0.001％～0.030％，含Nb时Nb为0.005％～0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

其中，上述耐磨损过共析钢轨的制造方法中，步骤b、c中所述的冷却介质为压缩空气或水雾混合气中的至少一种。

其中，上述耐磨损过共析钢轨的制造方法中，步骤b中所述的冷却速度为3.0～6.0℃/s。

其中，上述耐磨损过共析钢轨的制造方法中，步骤c中所述的冷却速度为1.0～5.0℃/s。

本发明还提供了一种耐磨损过共析钢轨，其组成成分为：按重量百分比计，C:0.88％～1.02％Si:0.20％～0.50％Mn:0.50％～0.90％Cr:0.20％～0.50％，V、Nb、Ti中的至少一种，含V时V为0.02％～0.10％，含Ti时Ti为0.001％～0.030％，含Nb时Nb为0.005％～0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：本发明选择特定组成成分的钢轨，通过采用两段式加速冷却的方式，相比现有的单一热处理方式，制备的珠光体钢轨具有更优异的强度、硬度、韧性及塑性指标，尤其是强韧性明显优于现有的方法。本发明方法操作简单，设备要求不高，制备的耐磨损过共析钢轨能够整体提高轨头部位的强韧综合性能和耐磨损性能，有效延长同等条件下钢轨的服役寿命。

具体实施方式

本发明提供了一种耐磨损过共析钢轨的制造方法，包括以下步骤：

a、钢轨轧制

将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；

b、第一阶段冷却

待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为650℃；

c、第二阶段冷却

继续喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度为480℃后，空冷至室温。

上述耐磨损过共析钢轨的组成为：按重量百分比计，C:0.88％～1.02％Si:0.20％～0.50％Mn:0.50％～0.90％Cr:0.20％～0.50％，V、Nb、Ti中的至少一种，含V时V为0.02％～0.10％，含Ti时Ti为0.001％～0.030％，含Nb时Nb为0.005％～0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

C是珠光体钢轨提高强硬度、促进珠光体转变最重要、最廉价的元素。在本发明条件下，当C含量＜0.88％时，钢轨经热处理后强硬度较低，难以满足大轴重重载铁路磨损性能需求；当C含量＞1.02％时，即使终轧后加速冷却，在晶界处仍将析出二次渗碳体，恶化钢轨的韧塑性。因此，C含量限定在0.88％～1.02％。

Si作为钢中的固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度，同时，可抑制先共析渗碳体析出，从而提高钢轨的韧塑性。在本发明条件下，当Si含量＜0.20％时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.50％时，将降低钢轨的韧塑性，恶化钢轨的横向性能。因此，Si含量限定在0.20％～0.50％。

Mn可以和Fe形成固溶体，提高铁素体和奥氏体的强度。同时，Mn又是碳化物形成元素，进入渗碳体后可部分替代Fe原子，增加碳化物的硬度，最终增加钢的硬度。在本发明条件下，当Mn含量＜0.50％时，强化效果不显著，仅能通过固溶强化使钢的性能略微提高；当Mn含量＞0.90％时，钢中碳化物硬度过高，韧塑性明显降低；同时，Mn在钢对碳的扩散影响显著，即使空冷条件下，Mn偏析区域仍可能产生B、M等异常组织。因此，Mn含量限定在0.50％～0.90％之间。

Cr作为中等碳化物形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，Cr能均匀钢中碳化物分布，减小碳化物尺寸，改善钢轨的耐磨损性能。在本发明条件下，当Cr含量低于0.20％时，形成的碳化物硬度及比例较低，且以片状形式聚集，难以提高钢轨的耐磨损性能；当铬含量高于0.50％，易形成粗大的碳化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，Cr含量限定在0.20％～0.50％。

V处于室温条件下时，在钢中的溶解度很低，而在热轧过程中如存在于奥氏体晶界或其它区域，以细化颗粒状的V碳氮化物(V(C，N))形式析出，或与钢中的Ti复合析出，抑制奥氏体晶粒的生长，从而达到细化晶粒提高性能的目的。在本发明条件下，当V含量低于0.02％时，含V碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当V含量＞0.10％时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，V含量限定在0.02％～0.10％。

Ti在钢中的主要作用是细化加热、轧制及冷却时奥氏体晶粒，最终增加钢轨的延伸率和刚度。当Ti含量＜0.001％时，在钢轨中形成的碳化物数量极为有限。在本发明条件下，当Ti含量＞0.030％时，一方面由于Ti是强碳氮化物形成元素，产生的TiC偏多将使钢轨硬度过高；另一方面，TiN、TiC偏多将偏聚富集形成粗大碳化物，不仅降低韧塑性，还使得钢轨在冲击载荷作用下接触面易于开裂并导致断裂。因此，Ti含量限定在0.001％～0.030％之间。

Nb在钢中的主要作用与V相似，通过析出的Nb碳氮化物细化奥氏体晶粒，并通过在轧后冷却过程生成的碳氮化物产生析出强化，在提高钢轨硬度的同时，还可提高钢轨的韧塑性，同时Nb对防止焊接接头软化也有益处。在本发明条件下，当Nb含量＜0.005％时，含Nb碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当Nb含量＞0.08％时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，Nb含量限定在0.005％～0.08％。

因此，综合考虑上述因素，本发明的耐磨损过共析钢轨组成成分为：所述的钢轨组成成分为：按重量百分比计，C:0.88％～1.02％Si:0.20％～0.50％Mn:0.50％～0.90％Cr:0.20％～0.50％，V、Nb、Ti中的至少一种，含V时V为0.02％～0.10％，含Ti时Ti为0.001％～0.030％，含Nb时Nb为0.005％～0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述钢轨的冶炼方法采用本领域普通的钢轨冶炼方法，将满足上述成分要求的钢液连铸为250mm×250mm～450mm×450mm断面钢坯后冷却进入加热炉中加热至1200～1300℃并保温一定时间后出炉，经高压水除磷后采用万能法或孔型法轧制为50～75kg/m所需断面钢轨。

目前对钢轨进行热处理的方式主要是对奥氏体化钢轨的轨头部位进行加速冷却，而冷却喷嘴主要布置于钢轨轨头部位的顶面和两侧面，这是由钢轨的使用特点决定的：钢轨的顶面和一侧面承受来自车轮的多相复杂应力作用，而钢轨沿垂直方向为对称断面，由于安装位置的不同，两侧面均可能分别承受车轮应力作用。因此，轨头顶面和两侧面为服役部位的钢轨性能应高于钢轨其它部位。

在现有轨头顶面与两侧面加速冷却过程中，随着表层温度的骤降，来自钢轨轨头心部的热量与表层热交换，在换热过程中，随着珠光体相变潜热的释放，轨头表层性能不仅不会降低，反而可能会升高，这就意味着轨头心部相变过冷度的降低，最终室温下不仅轨头心部的硬度明显低于表层，其韧性同样较低。本发明通过采用在轨头两侧下颚部位增加喷嘴喷吹冷却介质的方式，在热处理过程中，由于轨头心部与轨头表层的冷速差在减小，还可使轨头表层的相变开始温度更低，钢轨强韧性将进一步提高，尽管这种提高的幅度是有限的，但对于珠光体热处理钢轨这类强韧性已接近极限的钢材来说仍有利于强韧综合性能的提升。

在本发明中，分两阶段对“轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚”进行冷却，第一阶级为空冷至800℃时，以3.0～6.0℃/s的冷却温度冷却至650℃。这主要是针对本发明碳含量达到0.90％的特有的钢轨，在自然冷却条件下，奥氏体相区将优先析出先共析渗碳体且通常沿晶界分布，这类硬质二次渗碳体虽有利于提高钢轨的硬度和耐磨损性能，但对钢轨的韧塑性和抗裂纹萌生与扩展能力等有显著的损害作用。因此，要尽量消除此类先共析渗碳体。在本发明钢轨中，先共析渗碳体优先析出的温度在700～820℃之间。因此，在650～800℃温度区间施加3.0～6.0℃/s的加速冷却能够有效抑制先共析渗碳体沿晶界析出。其次，该温度范围内钢轨表层即将开始相变或已经发生相变，而轨头心部尚未开始。如果直接采用该冷速范围冷却钢轨，则在局部正偏析部位易形成贝氏体、马氏体等异常组织。

因此，当轨头顶面中心温度降至650℃后，冷速在原有基础上降低到1.0～5.0℃/s，则开始进行第二阶段的冷却。

从冷却工艺对性能影响的角度看，由于钢轨自奥氏体相区即开始了轨头全断面加速冷却，此时，相变前整个轨头断面的温度差已显著减少，即使在相变时适当降低冷速，也不会最终影响室温下钢轨轨头断面的强韧综合性能。采用上述工艺的钢轨继续加速冷却至450～480℃后空冷至室温，并经后续矫直、探伤、加工等工序获得成品钢轨。

下面将通过实施例对本发明的具体实施方式做进一步的解释说明，但不表示将本发明的保护范围限制在实施例所述范围内。

实施例1～6用本发明方法制造过共析钢轨

实施例1～6所用的过共析钢轨钢坯的化学成分如下表1所示：

表1过共析钢轨钢坯的化学成分表(％)

将如上表所示的钢坯均轧制为75kg/m钢轨，按下列方式进行冷却：

a、钢轨轧制

将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；

b、第一阶段冷却

待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为650℃；

c、第二阶段冷却

继续喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度为480℃后，空冷至室温。

实施例1～6的冷却速度如下表2所示。

表2不同方法对冷却速度的要求

对比例1～6采用现有方法制备过共析钢轨

对比例1～6所采用的钢坯组成成分同实施例1～6，对比例1的钢坯为实施例1，依此类推，相互对应。

对比例1～6采用现有的冷却方式进行，只对轨头顶面和轨头两侧面喷吹冷却介质，冷却至轨头表层≤480℃后，空冷至室温。

对比例1～6设置的冷却速度如表3所示：

表3不同方法对冷却速度的要求

将实施例和对比例处理后的钢轨空冷至室温，分别在钢轨的轨头表层下方10mm、30mm处取d₀＝10mm、l₀＝5d₀圆形双肩拉伸试样，根据GB/T>p0.2、R_m、A、Z，在相同部位取10mm×10mm×55mm夏比U型冲击试样，根据GB/T>

表4不同方法制备的钢轨力学性能(轨头表层下方10mm)

表5不同方法制备的钢轨力学性能(轨头表层下方30mm)

由上述实施例和对比例可知：本发明选取了具有相同化学成分、采用本发明所述热处理工艺的实施例和现有热处理工艺的对比例进行对比。实施例采用两阶段加速冷却方式，两个阶段均对“轨头顶面+两侧面+轨头两侧下颚”进行轨头全断面冷却。其中，第一阶段采用平均冷速3.0～6.0℃/s，第二阶段平均冷速1.0～5.0℃/s。相比之下，现有工艺采用冷速3.0～6.0℃/s的轨头顶面+两侧面的单一热处理方式。表4和表5中对比结果表明，本发明所述工艺下轨头表层下方10mm内的强度、硬度、韧性及塑性均略高于对比例；更重要的是，轨头表层下方30mm处的强韧性能明显高于现有热处理技术，可见增加轨头下颚加速冷却能够整体提高轨头部位的强韧综合性能，有效延长同等条件下钢轨的服役寿命。

本发明提供了一种耐磨损过共析钢轨及其生产方法，在相同成分及生产工艺下，采用该方法可使钢轨获得更加优异的强韧性指标和耐磨损性能，产品适用于对耐磨损性能要求较高的重载铁路。