CN104264066A - 一种含铌钒高速列车车轴用钢 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种含铌钒高速列车车轴用钢,其化学成分的质量百分比(wt%)为:C:0.25~0.32,Si:0.15~0.40,Mn:0.60~0.90,P:≤0.015,S:≤0.010,Cr:1.00~1.20,Mo:0.20~0.35,Ni:0.15~0.30,V:0.02~0.04,Nb:0.015~0.040,Cu:0.10~0.30,B:0.0008~0.0050,Als:0.010~0.050;采用上述成分制备的车轴热处理后,晶粒度大于等于8.5级,组织为回火索氏体+贝氏体,其中,车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%,车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
Description
技术领域
本发明属于车轴钢领域,尤其涉及高速列车车轴用合金结构钢及其热处理工艺技术领域。
背景技术
车轴是车辆行走部分的关键零件,承受着车辆的自重和负荷,在车辆运行和停车时还承受冲击力和制动力,在高速和重载的状态下受力情况就更为复杂,是铁路建设的三大关键零件(重轨、车轴和车轮)之一,火车轴属于超大型轴对称阶梯状轴类零件,其最大直径为200mm左右,长度达2200mm左右。
随着我国高速铁路的投入运行,火车速度进一步提高,作为铁路列车关键部件之一的高速车轴是铁路列车重要的走行部件,其质量直接关系到高速铁路运行安全。高速列车车轴要保证在所规定的使用条件下,具有足够的安全性、可靠性和长使用寿命,这就对车轴材料相关技术提出了更高的要求。高速列车车轴承受着源自车体及轨道的各种载荷,其中主要是旋转弯曲载荷和扭转载荷。据统计资料,在这些失效形式中,裂纹引起的失效占全部失效车轴的90%以上,裂纹引起的车轴失效形式最终表现为疲劳断裂,疲劳断裂是一个裂纹产生、扩展导致断裂的过程,其疲劳破坏直接危及运输安全。因此,对车轴钢材而言,主要是保证其良好的强度(特别是弯扭复合疲劳强度)及韧性。影响钢材疲劳性能的因素主要有:钢的洁净度、钢的成分和组织、钢的表面状态及尺寸效应、钢的耐腐蚀性等。
世界各铁路发达国家都非常重视高速车轴的研究工作,从材料、设计、生产、热处理和运用维护等方面不断改善。由于各国的国情和技术观点不同,选用的车轴材料也不相同。目前,国内外高速车轴用钢大致可分为3类:优质碳素结构钢、中合金结构钢、高合金结构钢。
(1)优质碳素结构钢。日本采用普通碳素钢(S38C)加表面中频淬火热处理工艺,相比欧洲采用合金钢加调质处理热处理工艺而言,日本高速车轴原材料成本低,但热处理工艺复杂,热处理工艺参数控制精度要求高。
(2)中合金结构钢。欧洲高速车轴材料大多采用中合金结构钢(如EA4T),通过采用强化处理方法来提高车轴的强韧性指标,热处理工艺简单。但EA4T钢只含Cr0.90~1.20%、Mo0.15~0.30%,钢的淬透性不是太好,对于大截面车轴来说,存在淬不透的问题,导致车轴截面显微组织和性能不均匀,影响了高速车轴的整体性能指标。中国专利201210555924.9提供了一种车轴钢,其成分为C:0.38~0.44,Si:0.17~0.37,Mn:0.60~0.80,P:≤0.015,S:≤0.010,Cr:0.90~1.20,Mo:0.15~0.30,Ni:0.10~0.25,V:0.07~0.2,Cu:0.08~0.2,Als:0.02~0.05。采用该专利生产的大截面车轴来也存在淬不透的问题。
(3)高合金结构钢。部分欧洲高速车轴材料选用30NiCrMoV12等高合金结构钢,钢中含Cr0.60~1.00%、Ni2.70~3.30%、Mo0.40~0.60%、V0.08~0.13%,该类钢种有很多优点诸如淬透性好、可油淬、变形小、硬度高、屈强比高、耐腐蚀性能好等等,但是造价比较高。
发明内容
为克服现有技术存在的问题,本发明提供一种含铌钒高速列车车轴用钢并利用微量V、Nb、B及少量Ni、Cu复合合金化原理,结合对热处理工艺优化,在少量增加成本的前提下,显著提高高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性,进而显著提高高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性,使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效,从而生产出低成本高性能的高速列车车轴用钢。
为解决上述技术问题,本发明提供一种含铌钒高速列车车轴用钢,其化学成分的质量百分比(wt%)为:C:0.25~0.32,Si:0.15~0.40,Mn:0.60~0.90,P:≤0.015,S:≤0.010,Cr:1.00~1.20,Mo:0.20~0.35,Ni:0.15~0.30,V:0.02~0.04,Nb:0.015~0.040,Cu:0.10~0.30,B:0.0008~0.0050,Als:0.010~0.050,其余为铁和残余的微量杂质;采用上述成分制备的车轴热处理后,晶粒度大于等于8.5级,组织为回火索氏体+贝氏体,其中,车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%,车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
本发明钢以多元少量的合金化原则进行了成分设计。
(1)碳:C是主要强化元素,对钢的强度、塑性和韧性有很大影响,C过高会引起钢的塑性和韧性的降低。为保证钢的塑性和韧性, C含量应适当降低,损失的强度则由其它合金元素和微合金元素来弥补。综合考虑,高速车轴钢的C含量范围应在0.25%~0.32%为宜。
(2)硅:Si是固溶强化作用最明显的元素,同时也是对韧性损失最大的元素。车轴钢强度水平要求不是太高,从综合性能考虑,不采用Si作为主要强化元素,因此Si含量控制在一般较低的水平,以不超过0.4%为宜,范围考虑在0.15%~0.40%。
(3)锰:Mn主要起固溶强化作用。与Si不同的是Mn在1.0%含量以内,其对韧性并无损害,但随着Mn含量的进一步增加,钢的韧性逐渐降低。因此高速车轴钢设计Mn含量以不超过1.0%为宜,范围可控制在0.60%~0.90%。
(4)铬:Cr能够增加钢的淬透性,促使淬火及回火后工件整个截面上获得较均匀的组织。范围可控制在0.90%~1.20%。
(5)钼:Mo能够显著的提高钢的淬透性和热强性,防止回火脆性;同时,Mo能使钢的晶粒细化,提高钢的强韧性,但Mo的成本较高。综合考虑,范围可控制在0.15%~0.30%。
(6)镍:Ni具有细化钢的组织、改善钢的低温性能的作用,并具有固溶强化、提高淬透性作用,但其价格昂贵。综合考虑,范围可控制在0.15~0.30%。
(7)铜:Cu在固溶强化、提高淬透性方面与Ni相似;同时,在钢中加入铜还可提高钢的抗疲劳性能,因为细小的 Cu 沉淀阻滞了疲劳的初期阶段脉状结构的形成,并且铜析出物具有良好的塑性,可阻碍疲劳裂纹的扩展,从而提高钢的疲劳强度;另外,Cu还有一定的提高钢耐蚀性作用,钢中加入0.1%Cu即可显著提高其耐蚀性。但Cu含量过高,钢在加热轧制或锻造过程中容易引起热脆。综合考虑,范围可控制在0.15~0.30%。
(8)铌:Nb对车轴钢的强韧化效果主要表现为晶粒细化、析出强化和相变强化。Nb在钢中以置换溶质原子存在,Nb原子比铁原子尺寸大,易在位错线上偏聚,对位错攀移产生强烈的拖曳作用,使再结晶形核受到抑制,对再结晶具有强烈的阻止作用,提高了奥氏体的再结晶温度,从而达到细化奥氏体晶粒的目的,晶粒细化不仅能提高钢材的强韧性,而且改善钢材的低温性能。但其价格昂贵。综合考虑,Nb的范围可控制在0.015%~0.040%。
(9)钒:V是强的碳氮化物形成元素之一。添加微量V即可产生显著的沉淀强化作用,同时由于其特有的细化晶粒作用,可以使钢保持细晶粒组织,从而弥补了由于沉淀强化带来的塑性和韧性的损失,可以保证钢具有良好的综合力学性能;同时,V可提高钢的回火稳定性,同时改善钢的冲击韧性及回火脆性。但其价格昂贵。综合考虑,V的范围可控制在0.02%~0.04%。
(10)硼:当钢中含有微量的(0.0008~0.005%)硼时,钢的淬透性可以显著提高,对于C含量为0.25~0.32%的中碳合金结构钢,加硼后其最大淬透直径可提高50%以上。对于大截面中合金车轴用结构钢,存在淬不透的问题,导致车轴截面显微组织和性能不均匀,影响了高速车轴的整体性能指标,因此需要通过硼合金化来进一步提高其淬透性。同时,硼合金化成本低,且硼对钢的淬裂敏感性影响很小。
本发明含铌钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为:电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+高温回火热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。
本发明关键的热处理工艺步骤如下:
(1)正火:将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至900~950℃保温,保温时间按1.2~1.7min/mm计算,随后空冷。经正火后不仅细化了晶粒, 而且改善了组织的不均匀性, 为随后的最终热处理做好组织准备。
(2)淬火:将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至880~930℃保温,保温时间按1.5~2.0min/mm计算,随后进行水冷至室温。
(3)回火:将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含铌钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至620~680℃保温,保温时间按2~2.5min/mm计算,随后空冷至室温。经过回火,可获得均匀细密回火索氏体+下贝氏体的金相组织,从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。
采用本发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺工艺参数生产的含铌钒高速列车车轴用钢,测定钢材的纵向力学性能可达到:Rp0.2≥576MPa,Rm≥729MPa,A≥21%,Z≥68%,-40℃纵向冲击吸收功Kv2≥185J,表面光滑试样的疲劳极限RfL≥368MPa,表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥296MPa,RfL/RfE≤1.24。车轴钢材的晶粒度大于等于8.5级。高速列车车轴“正火+淬火+高温回火”热处理后钢的组织为回火索氏体+贝氏体,其中,车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%,车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
与现有技术相比,本发明优点是:通过采用微量V、Nb、B及少量Ni、Cu复合合金化原理,结合对热处理工艺优化,用细晶强化、析出强化和相变强化机制,得到具有均匀细密索氏体+下贝氏体金相组织的高速车轴钢组织状态,开发出了屈服强度为450MPa级的高速车轴钢,在少量增加成本的前提下,显著提高了高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性,进而显著提高了高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性,使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效,从而生产出了低成本高性能的高速列车车轴用钢。
具体实施方式
以下的实施例用于阐述本发明,但本发明的保护范围并不仅限于以下实施例。
本发明含铌钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为:电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+高温回火热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。
本发明含铌钒高速列车车轴用钢的熔炼化学成分、主要热处理工艺参数与性能的实施例如下:
热处理工艺步骤及参数为:
(1)正火:以50~100℃/h的速度加热至900-950℃保温,保温时间240-340min,随后空冷至室温。
(2)淬火:以50~100℃/h的速度加热至880-930℃保温,保温时间300-400min,随后水冷至室温。
(3)回火:以50~100℃/h的速度加热至620-680℃,保温时间400-500min,随后空冷至室温。
最大直径为Φ200mm、长度达2200mm高速列车车轴的熔炼化学成分质量百分比(wt%)见表1,高速列车车轴经过以上热处理后的性能指标见表2。
表1 高速列车车轴钢的熔炼化学成分质量百分比(wt%)
表2 高速列车车轴热处理后性能指标
续表2 高速列车车轴热处理后性能指标
Claims (2)
1. 一种含铌钒高速列车车轴用钢,其特征在于,其化学成分的质量百分比(wt%)为:C:0.25~0.32,Si:0.15~0.40,Mn:0.60~0.90,P:≤0.015,S:≤0.010,Cr:1.00~1.20,Mo:0.20~0.35,Ni:0.15~0.30,V:0.02~0.04,Nb:0.015~0.040,Cu:0.10~0.30,B:0.0008~0.0050,Als:0.010~0.050,其余为铁和残余的微量杂质;采用上述成分制备的车轴热处理后,晶粒度大于等于8.5级,组织为回火索氏体+贝氏体,其中,车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%,车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
2. 如权利要求1所述的含铌钒高速列车车轴用钢,其特征在于,采用上述成分制备的车轴力学性能为:屈服强度Rp0.2≥576MPa,抗拉强度Rm≥ 729MPa,延伸率A≥21%,断面收缩率Z≥68%,-40℃纵向冲击吸收功KV2≥185J,表面光滑试样的疲劳极限RfL≥368MPa,表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥296MPa,RfL/RfE≤1.24。
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
C06 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
C10 | Entry into substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |
Application publication date: 20150107 |
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RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |