耐延迟断裂性能优异的含硼贝氏体钢轨及其生产方法

摘要

本发明提供耐延迟断裂性能优异的含硼贝氏体钢轨及其生产方法，该钢轨成分按重量百分比计如下：C]：0.18％‑0.26％；[Si]：1.30％‑1.70％；[Mn]：1.75％‑2.15％；[Cr]：0.30％‑0.70％；[Mo]：0.15％‑0.40％，[P]≤0.020％，[S]≤0.010％，[B]：0.0006％‑0.0015％，[Ti]：0.01％‑0.03％，[H]：≤0.00017％，其余为铁及不可避免杂质元素；生产方法包括炼—连铸—铸坯加热—热轧—热处理，所述热处理为钢轨热轧以后空冷至700℃±60℃或600℃±60℃，之后以0.5℃/s‑4℃/s的冷速冷却到300℃±40℃，随后空冷至室温。应用本发明生产的贝氏体钢轨经在线热处理就可以在铁路上应用，并且钢的耐延迟断裂性能得到提升。

说明书

技术领域

本发明属于金属加工领域，尤其涉及一种具有优异耐延迟断裂性能的含硼贝氏体钢轨。

背景技术

从上世纪70年代至今，贝氏体钢轨的开发已经有近50年的历史。贝氏体钢轨由于其优异的应用性能而被誉为二十一世纪的钢轨。截至目前，贝氏体钢轨的应用还是很有限的，这主要受制于贝氏体钢轨的性价比较低、生产技术还无法满足大规模工业化生产的要求。

目前公开的贝氏体钢轨化学成分范围过宽，给钢轨产品质量控制带来困难。试验研究表明：在钢轨热轧后连续空冷的条件下，贝氏体组织一般由奥氏体高、中、低温转变产物构成，当钢的化学成分范围过于宽泛时，上述高、中、低温组织构成比例及尺度将发生更大变化，因此会引起产品性能发生较大的波动，不利于产品质量的稳定，更不利于焊接质量的控制。

贝氏体钢轨强度已经达到高强(1200MPa)或超高强(1400MPa)钢级别，对高强钢而言，耐延迟断裂能力随着强度的提高而下降，因此一般情况下高强度贝氏体钢轨的耐延迟断裂性能低于珠光体钢轨，具体体现在延伸率偏低、疲劳裂纹扩展速率偏高等。因此提高贝氏体钢轨的耐延迟断裂能力，提高钢对既有冶金流程控制水平的工艺适应性，是成功生产贝氏体钢轨必须要解决的问题。延迟断裂一般是由钢中的残氢比较高造成的，因此，提高钢的耐延迟断裂性能主要通过控制残氢量来实现，但是将残氢量控制在0.0001％以下给钢的冶金生产带来较大压力。

发明《具有高抗表面疲劳损伤性和高耐磨性的贝氏体钢钢轨》(申请号：99800029.9)公开了的贝氏体钢轨化学成分为“碳0.15％-0.45％，硅0.1％-2.00％，锰0.20％-3.00％，铬0.20％-3.00％，再加上一种或多种从下列元素组中选择的元素：钼0.01％-1.00％，铜0.05％-0.50％，镍0.05％-4.00％，钛0.01％-0.05％，钒0.01％-0.30％，铌0.005％-0.05％，硼0.0001％-0.0050％，镁0.0010％-0.0100％，钙0.0010％-0.015％。”虽然含硼，但化学成分范围均很宽泛，给钢轨产品质量控制带来困难。该发明限定了钢中碳化物的组织特征“一种具有良好抗表面疲劳损伤和耐磨性的贝氏体钢轨钢，至少部分含有贝氏体组织，其特征在于其长轴处于100nm～1000nm之间的碳化物在所述贝氏体组织一给定断面上所占的总面积为该断面的10％～50％之间。”

发明《改进的无碳化物贝氏体钢及其生产方法》(申请号：96192013.0)公开的贝氏体钢的化学成分包括C0.05-0.50％，Si和/或Al 1.00-3.00％，Mn0.50-2.50％，Cr0.25-2.50％，Ni0-3.00％，S0-0.025％，W0-1.00％，Mo0-1.00％，Cu0-3％，Ti0-0.10％，V0-0.50％，和B0-0.005％，Fe余和伴随的杂质。虽然含硼，但化学成分范围很宽泛，给钢轨产品质量控制带来困难。该发明也未提出具体的工艺参数，对于生产工艺仅提出“从其轧制温度在空气中连续自然冷却该钢轨至室温，或加速冷却该钢轨至室温”。

发明《铁道辙叉专用超高韧可焊接空冷鸿康贝氏体钢》(申请号：98124899.3)公开的贝氏体钢化学成分“(Wt％)C0.10-0.6，Si≤2.65，Mn0.50-3.20，Cr0.20-2.80，Ni≤3.50，Mo≤2.00，余下是Fe，并且在其基础成分上加入一种或二种以上的下列元素(Wt％)：Nb≤0.20、V≤0.20，Ti≤0.20，Re≤0.10，B≤0.008。”生产工艺为850℃～1000℃奥氏体化后空冷，≤650回火成材。该发明热轧空冷后需回火处理，生产工艺复杂，难以保证钢轨质量稳定性。

上述三个发明开的内容化学成分范围宽泛，贝氏体钢轨化学成分范围过宽，给钢轨产品质量控制带来很大困难。在钢轨热轧后连续空冷的条件下，贝氏体组织一般由奥氏体高、中、低温转变产物构成，当钢的化学成分范围过于宽泛时，上述高、中、低温组织构成比例及尺度将发生更大变化，因此会引起产品性能发生较大的波动，不利于产品质量的稳定，更不利于焊接质量的控制。

发明内容

本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种具有优异耐延迟断裂性能的含硼贝氏体钢轨，贝氏体钢轨经在线热处理后强韧性均优于热轧贝氏体钢轨，不经后续回火处理，就可以在铁路上应用。

本发明的目的是这样实现的：

将钢的化学成分范围限制在合理的范围之内；加入合金元素实现全断面贝氏体组织的目的，但是合金总量不宜过高，过高则增加成本且增加钢中析出过多的马氏体的倾向和元素偏析的倾向，钢韧塑性恶化或性能波动严重，合金总量过低则无法得到全断面均为贝氏体组织的贝氏体钢轨；进一步将硼元素限制在：0.0006-0.0015％范围内，避免了硼元素对冲击韧性的不利影响，同时钢的耐延迟断裂性能得到提升，钢残氢的上限可以提高至0.00017％。因此本发明提出的合金元素范围更精确。

设计成分范围之内的贝氏体钢轨经在线热处理后强韧性均优于热轧贝氏体钢轨，不经后续回火处理，就可以在铁路上应用。

一种耐延迟断裂性能优异的含硼贝氏体钢轨及其生产方法，该钢轨的成分按重量百分比计如下：[C]：0.18％-0.26％；[Si]：1.30％-1.70％；[Mn]：1.75％-2.15％；[Cr]：0.30％-0.70％；[Mo]：0.15％-0.40％，[P]≤0.020％，[S]≤0.010％，[B]：0.0006％-0.0015％，[Ti]：0.01％-0.03％，[H]：≤0.00017％，其余为铁及不可避免的杂质元素。

本发明成分设计理由如下:

碳是最有效的强化元素，因此在工程上能够接受的前提下，其含量越高成本越低，因此应尽量提高其含量，但是不宜超过0.26％，若超过0.26％则钢中马氏体所占比例过高，钢的韧塑性均会受到影响；同时其含量不宜低于0.18％，否则需要增加其它合金元素的含量来强化钢基体，合金成本过高则钢种没有竞争力，碳含量在此范围内，实现了强韧性的良好匹配。

硅一般作为强化铁素体的元素加入钢内，在本钢中，它主要起到抑制ε-碳化物或渗碳体析出的作用，未析出碳化物的由于碳的偏聚而使奥氏体转变温度低于室温，以残余奥氏体的形式保留下来。以往典型的贝氏体分为上贝氏体和下贝氏体，其中均含有在不同部位析出的渗碳体，渗碳体会致使钢的韧塑性显著降低，因此低碳贝氏体钢在工程上的应用很少，仅超低碳贝氏体得到应用。随着硅元素的加入，贝氏体钢中的渗碳体析出得到抑制，连续冷却得到的无碳化物贝氏体钢韧塑性明显提高。硅含量低于1.30％，则无法实现抑制渗碳体析出的目的，硅含量高于1.70％，钢中残余奥氏体量增加而碳含量过低，残余奥氏体的稳定性降低，钢的韧塑性同样降低。

锰元素是比较典型的廉价的、置换型固溶强化元素，在本钢中，主要起到了相变强化的作用，因此为了降低钢的合金成本，加入量比较大。加入量低于1.75％，则需要增加其他贵重合金元素的含量，因此高于1.75％是比较经济的，但是加入量也不宜高于2.15％，加入量过高则元素偏析的趋势加大，另一方面组织性能尤其是韧塑性将发生明显降低。

为了减少合金元素偏析的趋势需要将Mn含量控制在2.15％以下，淬透性不足的部分通过加入Cr元素来弥补。

Cr是显著提高钢的淬透性元素，钢中加入适量的Cr,还可提高铁素体电极电位，促使钢的表面形成致密的氧化膜，提高其耐蚀性。Cr含量低，热处理后硬度不足，Cr含量过高，增加合金成本，因此，本发明控制Cr含量0.3％～0.7％范围内。

钼元素是典型的推迟珠光体转变，使贝氏体和珠光体转变C曲线分离，从而使钢易于发生贝氏体转变，是使钢轨全断面在热轧空冷条件下能够得到贝氏体组织的合金元素。为达到上述目的Mo含量应高于0.15％，但在0.40％以下就足够了。

硼：在贝氏体钢中，由于硼在晶界偏聚能够有效抑制先共析铁素体的析出，因此B与Mo复合加入，能够比Mo单独加入更加显著地推迟铁素体和珠光体转变，由于硼元素加入量少且硼铁价格低廉，因此硼元素往往成为贝氏体钢的首选。大量的研究表明，由于硼在晶界偏聚也容易引起冲击韧性的损失，因此当要求较高的冲击韧性时就不加入硼元素了。当硼元素超过0.0015％时，贝氏体钢轨的冲击韧性明显下降，而将硼元素限制在0.0015％以下时，冲击韧性仍保持在较高水平，B＜0.0006％时，对延伸率的提高没有作用，因此，控制[B]：0.0006％-0.0015％。加入了微量的硼元素后，钢的耐延迟断裂性能(延伸率显著提高)得到提升，贝氏体钢轨钢残氢的上限可以提高至0.00017％。

Ti是强氮化物形成元素，钢中进行微量Ti处理后，可以析出微细的TiN和TiCN粒子，阻碍奥氏体晶粒长大，细化晶粒，另一方面Ti可以与N结合，降低BN的形成率，减少了BN的危害，充分发挥固溶B提高淬硬性的作用。Ti含量0.01-0.03％，Ti的固氮效果最佳，钛含量低于0.01％，起不到固氮的作用，钛含量高于0.03％，固氮的同时还会形成粗大的Ti(N、C)非金属夹杂物，降低钢质纯净度。

一种耐延迟断裂性能优异的含硼贝氏体钢轨的生产方法，包括冶炼—连铸—铸坯加热—热轧—热处理，所述热处理为钢轨热轧以后空冷至700℃±60℃或600℃±60℃，之后以0.5℃/s-4℃/s的冷速冷却到300℃±40℃，随后空冷至室温。

钢轨热轧以后空冷至700℃±60℃或600℃±60℃，钢轨热轧空冷已经能够抑制先共析铁素体的析出，因此只要在贝氏体开始转变温度(Bs)以上，根据环境温度(环境温度≤0℃空冷至600℃±60℃，环境温度>0℃空冷至700℃±60℃)将开始快速冷却温度控制在较窄的范围之内，即可以达到限制冷却速度波动的目的。

以0.5℃/s-4℃/s的冷却速度冷却，是因为冷速低于0.5℃/s时，冷速过慢，钢组织中会有较多的中温块型转变发生，这种组织稳定性差，冷速高于4℃/s，钢中马氏体所占比例会激增，会致使钢的断裂力学性能恶化，因此，冷却速度宜控制在0.5-4℃/s之间。

加速冷却终冷温度控制在300℃±40℃，就是为了使加速冷却终止在贝氏体转变温度(Bs-Bf)范围内，300℃±40℃可以进一步使加速冷却终止温度落在比较窄的范围之内，高于340℃还没有开始贝氏体转变或者转变量很少或者中温贝氏体所占比例较高，不利于提高钢的韧性，低于260℃，贝氏体低温组织、甚至马氏体转变所占比例过高，钢的断裂力学性能恶化，对结束加速冷却的温度范围加以限制，即避免了高温转变组织的形成也减少了低温转变组织的形成。所以加速冷却终冷温度控制在300℃±40℃。

上述工艺技术方案将工艺规范限制在一个较窄的且合理的范围之内，从而使开始冷却和终止冷却的组织状态更趋于一致，以得到均匀细小的贝氏体组织，保证钢轨质量稳定。超出该范围则影响组织形态的一致性。

本发明的有益效果在于，设计成分范围之内的贝氏体钢轨经在线热处理就可以在铁路上应用，并且钢的耐延迟断裂性能得到提升。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步的说明。

本发明实施例根据技术方案的组分配比，包括炼—连铸—铸坯加热—热轧—热处理，本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢的性能见表3。

表1本发明实施例钢的成分(wt％)

表2本发明实施例钢的主要工艺参数

表3本发明实施例钢的性能