一种高韧性贝氏体钢轨及其生产方法与流程

1.本发明涉及钢轨生产技术领域，尤其涉及一种高韧性贝氏体钢轨及其生产方法。


背景技术：

2.我国铁路正处于高速发展阶段，随着客运专用线路的增加，现有的客货混运线路已逐渐减少客车运行，转为以货运为主，同时货运专用线路也在向重载化发展，货运线路的整体趋势是向运量高、轴重大、行车密度高的方向发展。这一趋势对钢轨在线路上的服役性能和服役寿命提出了更高要求，只有提升钢轨的质量与性能，才能够保证铁路货运的高效率和高安全。
3.目前国内外客货混运线路和货运专用线路为提升钢轨的服役性能和服役寿命，主要采用高性能热处理珠光体钢轨，但现有的热处理珠光体钢轨研发虽然逐步提高了钢轨的强度、硬度，但钢轨的韧性并未得到相应的提升，在重载线路特别是小半径曲线段，钢轨由于轮轨摩擦、车轮冲击等原因导致的接触疲劳及后续的裂纹、剥离掉块已成为影响钢轨服役寿命的重大问题之一。
4.近年来，国内外钢轨生产企业针对珠光体钢轨在接触疲劳方面存在的问题，开始研发贝氏体钢轨，期待其既具有贝氏体钢高韧性、高抗接触疲劳性能，同时又具有珠光体钢优秀的强硬度和耐磨耗性能。
5.目前国内外多家钢轨生产企业已经就贝氏体钢轨及其生产方法开展多种研究，包括贝氏体钢轨的成分设计、冶炼、轧制、热处理、回火热处理等工序，并针对其中的关键技术开展了专利申请，涉及的主要相关专利技术具体如下：
6.专利cn 104087852a《一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法》中公开了一种高强度贝氏体钢轨及其生产方法，其钢轨化学成份按重量百分比包括：c：0.15％～0.30％、si：1.00～1.80％、mn：1.50％～2.50％、cr：0.20～0.60％、mo：0.05～0.10％、，余量为fe和不可避免的杂质，该专利采用在线热处理方法，在钢轨轨头踏面自然冷却至450～500℃时采用3.0～5.0℃/s的冷却速度对钢轨轨头进行加速冷却至220～300℃，已获得具有优良耐磨损性能的无碳化物贝氏体 少量马氏体 少量残余奥氏体复相钢。但该专利热处理所采用在线热处理方法较为粗糙，未规定钢轨各位置的详细冷却工艺，难以获得符合重载铁路用贝氏体钢轨的轨头断面硬度等性能，同时其生产的钢轨内部应力未得到充分消除、钢轨的全断面冲击韧性未能够进一步优化，在服役过程中易产生裂纹及剥离掉块，影响钢轨的使用寿命。
7.专利cn 106435367a《一种贝氏体钢轨及其制备方法》中公开了一种贝氏体钢轨及其制备方法，其钢轨以重量计，轨头上圆角部位的显微组织中的贝氏体铁素体片条的含量大于等于90％，且所述贝氏体铁素体片条的宽度为0.3～0.8μm，薄膜状残余奥氏体的含量小于等于5％，且所述薄膜状残余奥氏体的宽度小于0.1μm，马氏体的含量小于等于5％，具有优良的强韧性和较低的轨底中心残余应力。但该专利中所公开的贝氏体钢轨采用在线热处理后直接回火的工艺，钢轨在开始回火时温度较高，钢轨轨头内部相变可能仍未完成，此
时直接开始回火热处理易导致钢轨成品中贝氏体转变不完全，残余奥氏体 马氏体组织较多，对钢轨的全断面冲击韧性有负面影响，且回火热处理后再进行钢轨的矫直工序易导致已降低的轨底残余应力再次升高，对钢轨的服役安全性有较大的负面影响，钢轨在服役过程中有断裂的可能性。
8.专利cn 110468347a《一种高强韧性贝氏体钢轨及其制造方法》中公开了一种高强韧性贝氏体钢轨及其制造方法，其钢轨的成分按重量百分比：c：0.20～0.30％、si：1.00～1.80％、mn：1.80～2.80％、p：≤0.025％、s：≤0.015％、cr：0.50～1.00％、mo：0.40～0.70％、nb：0.02～0.08％、v：0.05～0.10％、ti：0.003～0.020％、o≤0.0005％、n：0.0030～0.0060％，余量为fe和不可避免的杂质，通过冶炼-连铸-再加热-轧制-回火工序，获得的贝氏体钢轨的抗拉强度≥1350mpa、屈服强度≥1150mpa、断后伸长率≥14％、断面收缩率≥50％、常温冲击吸收功≥70j，硬度≥410hbw。但该专利所公开的贝氏体钢轨采用热轧空冷后回火热处理工艺，其所获得的贝氏体钢轨综合力学性能较差，在长期服役过程中耐磨耗、抗接触疲劳性能预期将低于热处理贝氏体钢轨。
9.专利cn 110951943a《一种贝马复相钢轨及其热处理方法》中公开了一种贝马复相钢轨及其热处理方法，其钢轨合金体系为c-si-mn-cr-ni-mo系，其化学成份按重量百分比包括：c：0.15～0.30％、si：0.70～1.20％、mn：1.80～2.50％、cr：0.60～1.20％、ni≤0.70％、mo：0.15～0.60％、nb≤0.06％、v≤0.15％、al≤0.004％、re≤30ppm、p≤0.025％、s≤0.015％、n≤0.0080％、o≤0.0020％，余量为fe和不可避免的杂质，在轧制之后对钢轨进行在线热处理及回火热处理，获得的贝氏体钢轨的抗拉强度≥1420mpa、断后伸长率≥15％、断面收缩率≥55％、常温冲击≥110j，踏面硬度为hbw420～440，钢轨轨底的残余应力值在250mpa以下，钢轨轨头横断面硬度分布均匀为hrc43～47，具有较高的具有高的强韧性匹配。但该专利中所公开的贝氏体钢轨成分体系复杂，且必需添加价格昂贵的nb、re等元素成分，生产成本较高，且其在线热处理过程中两个加速冷却阶段冷却速度相差较多，工艺复杂、控制困难，不利于其大规模推广使用，同时该专利未对钢轨的全断面冲击韧性提出具体要求，在实际应用中轨腰、轨底等部分可能在列车行驶时的冲击力长期作用下出现裂纹或断裂等情况，降低其在重载铁路应用过程中的安全系数。
10.目前的贝氏体钢轨及其生产方法的相关专利中，大部分专利所公布的贝氏体钢轨虽然具有较好的强度、韧性，但对钢轨全断面冲击韧性的研究较为粗糙，对轨腰、轨底部分的冲击韧性未提出明确要求，未考虑到钢轨在列车冲击下可能出现的轨腰、轨底出现裂纹乃至断裂导致断轨的情况出现，其得到的贝氏体钢轨距离实际重载线路应用水平仍有一定差距，且化学成分体系、生产工艺均较为复杂，难以推动贝氏体钢轨的实际线路应用。
11.基于此，现有技术仍然有待改进。


技术实现要素：

12.为解决上述技术问题，本发明实施例提出一种高韧性贝氏体钢轨及其生产方法，以解决现有技术的贝氏体钢轨不能满足实际应用的技术问题。
13.一方面，本发明实施例所公开的一种高韧性贝氏体钢轨的生产方法，包括如下步骤：
14.步骤一 在线热处理：待终轧后钢轨轨顶面温度在第一预定温度时，以预定的冷却
速度分别对钢轨轨顶面、轨头两上圆角、轨头两侧面进行冷却处理，至轨顶面温度为第二预定温度后放置在冷床上，空冷至室温；
15.步骤二 回火热处理：将冷却至室温后的钢轨放置于第三预定温度的稳定温度环境下进行回火热处理，回火热处理后将钢轨冷却至室温。
16.进一步地，步骤一中，以预定的冷却速度分别对钢轨轨顶面、轨头两上圆角、轨头两侧面进行冷却处理时，控制轨头两侧面的冷却速度大于钢轨轨顶面和轨头两上圆角的冷却速度。
17.进一步地，所述预定的冷却速度为2.0-5.0℃/s。
18.进一步地，步骤一中，所述第一预定温度为680～800℃，所述第二预定温度为240-320℃；
19.和/或，
20.步骤二中，所述第三预定温度为200-350℃。
21.进一步地，步骤二中，所述温度温度环境为在设定温度的
±
15℃的范围内。
22.进一步地，所述终轧后钢轨中，以重量百分比计，c:0.15～0.32％、si:0.50～2.00％、mn:1.50～3.00％、cr:0.40～1.20％、mo:0.10～0.60％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，余量为fe和不可避免的杂质；
23.其中，含ni时ni:0.05～0.50％，含v时v:0.05～0.20％，含nb时nb:0.001～0.020％。
24.或者，所述终轧后钢轨中，以重量百分比计，c:0.18～0.25％、si:1.10～1.70％、mn:1.60～2.40％、cr:0.60～1.10％、mo:0.25～0.50％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，余量为fe和不可避免的杂质。
25.其中，含ni时ni:0.25～0.45％，含v时v:0.05～0.15％，含nb时nb:0.002～0.012％。
26.进一步地，冷却处理时的冷却介质为水雾、压缩空气、压缩空气与水雾混合物中的一种。
27.另一方面，本发明实施例还公开了一种高韧性贝氏体钢轨，钢轨轨头的室温夏比冲击吸收功＞100j，轨腰、轨底的室温夏比冲击吸收功均＞90j。
28.进一步地，钢轨的抗拉强度＞1400mpa，延伸率≥12％，轨顶面硬度为440～475hbw。
29.进一步地，以重量百分比计，c:0.15～0.32％、si:0.50～2.00％、mn:1.50～3.00％、cr:0.40～1.20％、mo:0.10～0.60％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，余量为fe和不可避免的杂质；
30.其中，含ni时ni:0.05～0.50％，含v时v:0.05～0.20％，含nb时nb:0.001～0.020％。
31.或者，以重量百分比计，c:0.18～0.25％、si:1.10～1.70％、mn:1.60～2.40％、cr:0.60～1.10％、mo:0.25～0.50％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，余量为fe和不可避免的杂质。
32.其中，含ni时ni:0.25～0.45％，含v时v:0.05～0.15％，含nb时nb:0.002～0.012％。
33.采用上述技术方案，本发明至少具有如下有益效果：
34.本发明得到的高韧性贝氏体钢轨，具有优秀的轨腰、轨底室温冲击韧性，通过控制钢轨化学成分、在线热处理工艺和回火热处理工艺的方法，在无需大量添加多种微合金元素的情况下即可获得全断面均具有高韧性的贝氏体钢轨，其轨头室温夏比冲击吸收功＞100j，轨腰、轨底室温夏比冲击吸收功＞90j；由此，本发明所述的贝氏体钢轨能够有效降低重载线路的高强度轮轨冲击接触疲劳伤损出现几率，有效降低轨腰、轨底在列车冲击下生成裂纹或发生断裂导致断轨的可能性，能够有效提升钢轨的服役性能和服役寿命，提高列车运行安全性，同时本技术提供的高韧性贝氏体钢轨生产方法简单、易操作，利于其在重载线路的大规模推广应用。
附图说明
35.为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
36.图1为本发明一实施例所公开的一种钢轨全断面冲击韧性测量位置图。
具体实施方式
37.为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。
38.需要说明的是，本发明实施例中所有使用“第一”和“第二”的表述均是为了区分两个相同名称非相同的实体或者非相同的参量，可见“第一”“第二”仅为了表述的方便，不应理解为对本发明实施例的限定，后续实施例对此不再一一说明。
39.在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
40.本发明一些实施例公开了一种高韧性贝氏体钢轨，该钢轨轨头的室温夏比冲击吸收功＞100j，同时该钢轨具有优秀的轨腰、轨底室温冲击韧性，其轨腰、轨底的室温夏比冲击吸收功均＞90j。以重量百分比计，化学成分为：c:0.15～0.32％、si:0.50～2.00％、mn:1.50～3.00％、cr:0.40～1.20％、mo:0.10～0.60％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，含ni时ni:0.05～0.50％、含v时v:0.05～0.20％、含nb时nb:0.001～0.020％，余量为fe和不可避免的杂质。钢轨的抗拉强度＞1400mpa，延伸率≥12％，轨顶面硬度为440～475hbw。
41.一些优选的实施例中，以重量百分比计，钢轨的化学成分为：c:0.18～0.25％、si:1.10～1.70％、mn:1.60～2.40％、cr:0.60～1.10％、mo:0.25～0.50％、p:≤0.020％、s:≤0.015％，以及ni、v、nb中的至少一种，含ni时ni:0.25～0.45％、含v时v:0.05～0.15％、含nb时nb:0.02～0.12％，余量为fe和不可避免的杂质。
42.以下详细说明本发明中所述钢轨主要化学元素含量的限定理由。
43.c是贝氏体钢轨中使钢轨获得良好综合力学性能的最重要、最廉价的基体强化型元素。当c含量＜0.15％时，在本发明所述生产工艺下，无法保证钢轨具有合适的强硬度、无法保证钢轨的耐磨损性能和抗接触疲劳性能；当c含量＞0.30％时，在本发明所述生产工艺下，不利于贝氏体铁素体的形成和长大，钢轨的强度指标过剩而韧塑性过低，影响钢轨的疲劳性能，对钢轨的安全使用有不利影响；因此，本发明中的碳含量限定在0.15～0.32％。
44.si在贝氏体钢中的主要作用是作为固溶强化元素，提高铁素体基体硬度，改善钢的强度和硬度，同时能够抑制碳化物或渗碳体形成。当si含量＜0.50％时，无法实现抑制碳化物、渗碳体形成的作用，不能得到具有高韧塑性的无碳化物贝氏体组织；当si含量＞2.00％时，碳化物析出被过分抑制，导致组织中出现过多的残余奥氏体相，降低钢轨的强度。因此，本发明中的si含量限定在0.50～2.00％。
45.mn能够有效降低贝氏体组织转变开始温度，主要起相变强化作用。当mn含量＜1.50％时，不能有效降低钢轨中贝氏体组织转变开始温度；当mn含量＞3.00％时，易产生高偏析区域，导致马氏体等异常组织出现，同时影响钢轨的焊接性能。因此，本发明中的mn含量限定在1.50～3.00％。
46.cr是能够显著提高贝氏体钢淬透性的合金元素；同时，cr能与钢中的碳形成碳化物，并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。当cr含量＜0.40％时，其形成的碳化物比例较低，且加入合金元素提高的淬透性不足以得到具有合适性能的贝氏体钢轨；当cr含量＞1.20％时，钢轨的淬透性过高，易使钢轨生产有害和马氏体组织，对钢轨安全使用有不利影响。因此，本发明中的cr含量限定在0.40～1.20％。
47.mo是能够有效推迟珠光体转变，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的元素。当mo含量＜0.10％时，其强化作用不明显；当mo元素含量＞0.60％时，贝氏体组织转变效率降低，在加速冷却过程中难于获得理想的贝氏体组织。因此，本发明中的mo含量限定在0.10～0.60％。
48.p和s均为钢轨中无法完全除去的杂质元素。p会在钢轨组织晶界处偏聚，严重降低钢轨的韧性；s在钢中易形成mns夹杂，对钢轨耐磨耗性能和耐接触疲劳性能有害。因此，本发明中的p含量需控制在0.020％以下；s含量需控制在0.015％以下。
49.ni在贝氏体钢中可以提高铁素体基体硬度，同时能够提升钢的淬透性。当ni含量＜0.05％时，其效果较小，无法起到硬度提升作用；当ni含量＞0.50％时，会降低钢中铁素体相的韧塑性，导致钢轨的抗接触疲劳性能降低。因此，本发明中的n含量限定在0.05～0.50％。
50.v在珠光体钢中为沉淀强化元素，在钢轨冷却过程中形成碳氮化物，可以细化贝氏体铁素体晶粒大小，提高贝氏体钢的强硬度和韧塑性。当v含量＜0.05％时，其晶粒细化强化作用较小，无法有效提高钢轨性能；当v含量＞0.20％时，其提高钢轨强度、硬度的作用能力降低，同时沉淀强化作用过强会导致钢中存在过多析出相，对钢轨的冲击韧性有负面作用。因此，本发明中的v含量限定在0.05～0.20％。
51.nb在贝氏体钢中主要起到增加贝氏体转化过程中形核数量、细化贝氏体组织的作用。当nb含量低于0.001％时，其细化晶粒作用不明显；当nb含量＞0.020％时，其含量已超过所能提供的细晶强化作用极限，继续提高nb含量亦无作用。因此，本发明中的nb含量限定在0.001～0.020％。
52.上述的高韧性贝氏体钢轨可采用如下的生产方法制备，依次包括：转炉冶炼、lf炉精炼、rh真空处理、连铸获得钢坯、对钢坯进行轧制、在线热处理、加工及回火热处理几个步骤。
53.具体地，在线热处理步骤中：待终轧后钢轨轨顶面温度在680～800℃之间时，以2.0～5.0℃/s的冷却速度对钢轨轨顶面、轨头两上圆角、轨头两侧面进行加速冷却处理，至轨顶面温度为240～320℃后放置在冷床上，空冷至室温；回火热处理中：将冷却至室温后的钢轨放置于200～350℃稳定温度环境下进行回火热处理，处理时间为6～8小时，回火热处理后将钢轨冷却至室温。
54.其中，该钢轨在在线热处理工序中，钢轨轨顶面、轨头两上圆角、轨头两侧面采用不同的冷却速度，轨头两侧面的冷却速度大于钢轨轨顶面和轨头两上圆角。在线热处理工序中所采用冷却介质为水雾、压缩空气、压缩空气与水雾混合物中的至少一种。稳定温度环境获得方法可以为电加热或煤气加热中的任意一种，稳定温度环境指将温度波动控制在预定范围内，可控制在指定温度的
±
15℃以内较佳。若回火热处理过程中，环境温度不稳定，容易导致钢轨的性能不稳定，尤其容易导致钢轨断面硬度出现异常、无法获得稳定降低的硬度梯度，同时容易导致定尺钢轨通长性能一致性降低，易出现钢轨通长表面硬度极差增大的情况。
55.针对在线热处理工序：在钢轨轨头踏面温度为680～800℃时，钢轨尚未开始贝氏体组织相变，此时开始加速冷却，能够快速降低钢轨轨头表层温度，使轨头心部、轨腰的热量向轨头表层扩散，采用较大冷速加速冷却能够降低钢轨整体温度，在钢轨达到贝氏体组织相变温度时，能够有效控制钢轨整体冷却，易于获得较高的钢轨全断面冲击韧性，因此需将冷却速度控制在2.0～5.0℃之间，直至将钢轨加速冷却至轨顶面表面温度为240～320℃，此时钢轨已完成贝氏体转变，继续加速冷却已无意义，而继续加速冷却会导致大量马氏体异常组织的产生，因此需将此时的钢轨空冷至室温；
56.针对在线热处理工序中轨头两侧面的冷却速度大于钢轨轨顶面和轨头两上圆角：由于钢轨心部距离钢轨轨腰较近，两者之间易发生热传导，为控制二者的温度，使双方都能快速降温，获得较好的贝氏体组织，需针对性调整钢轨轨头两侧面的加速冷却速度，使之能够同时覆盖轨头心部、轨腰，但全部位置的冷却速度均需处于2.0～5.0℃范围内。
57.针对回火热处理工序：贝氏体钢轨的回火热处理保温温度应为200～350℃，在此温度下，回火贝氏体钢轨能够获得较高的强韧性和综合力学性能；若回火温度低于200℃，钢轨的回火效果不明显，难于获得优秀的全断面韧性，若回火温度高于350℃，则钢轨的韧塑性会出现明显降低；贝氏体钢轨的回火热处理时间应为6～8小时，若时间过短，则钢轨回火处理不充分，钢轨的轨腰、轨底冲击韧性波动较大，且内部残余应力消除不充分，当处理时间＞8小时时，钢轨中碳化物已析出完成，延长钢轨回火时间无显著意义。
58.本发明所述的具有优秀轨顶面的贝氏体钢轨的生产方法的完整生产工艺可以为：采用低硫含钒钢水、经转炉或电炉进行冶炼、经lf精炼、rh或vd真空处理、大方坯保护连铸、钢坯加热炉加热、钢坯轧制前高压水除鳞、万能轧机轧制、钢轨在线热处理、步进式冷床室温空气冷却、平立复合矫直、钢轨规格检查、加工线处理、回火热处理、表面检查及入库。
59.以下将通过实施例对本发明进行详细描述，但本发明的范围不局限于此。
60.实施例1～3和对比例1～3对应选用以下编号1～3化学成分的钢轨，具体化学成分
如表1所示。
61.表1
[0062][0063]
实施例1～3对比例1～3热处理工艺参数如表2所示，实施例和对比例的冶炼工艺和轧制工艺之间的差异是可以忽略不计的。
[0064]
表2
[0065][0066]
实施例1～3和对比例1～3的全断面冲击韧性和拉伸性能、轨顶面硬度如表3所示。本发明中采用gb/t 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》中的u2型缺口检验方案，取样位置如图1所示，试样侧面开口，轨头、轨腰、轨底分别各检验4个试样的室温夏比冲击吸收功。
[0067]
表3
[0068][0069]
通过比较实施例和对比例可以看出，本发明所述的实施例在相同的化学成分和冶炼工艺下，对轧制后钢轨的在线热处理和回火热处理方式的不同对钢轨的最终性能将产生显著影响，通过采用本发明所述的方法所获得的钢轨的轨头室温夏比冲击吸收功＞100j，且轨腰、轨底的室温夏比冲击吸收功均＞90j，钢轨具有优秀的全断面冲击韧性；而对比例中全断面冲击韧性存在不满足要求的情况。
[0070]
需要特别指出的是，上述各个实施例中的各个组件或步骤均可以相互交叉、替换、增加、删减，因此，这些合理的排列组合变换形成的组合也应当属于本发明的保护范围，并且不应将本发明的保护范围局限在所述实施例之上。
[0071]
以上是本发明公开的示例性实施例，上述本发明实施例公开的顺序仅仅为了描述，不代表实施例的优劣。但是应当注意，以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子，在不背离权利要求限定的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。根据这里描述的公开实施例的方法权利要求的功能、步骤和/或动作不需以任何特定顺序执行。此外，尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。
[0072]
所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明实施例的思
路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上所述的本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包括在本发明实施例的保护范围之内。