CN107988565A - 一种高强韧性高淬透性高速车轴钢及其热处理方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强韧性高淬透性高速车轴钢，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2≥630MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于‑40℃；所述钢的化学成分包括B，所述B以重量百分比计为0.0008～0.0025％。同时本发明还提供所述钢的制备方法。本发明充分发挥各元素在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织。采用两次淬火+高温回火热处理可以获得均匀的细晶奥氏体晶粒及Nb微合金纳米第二相增强的马氏体组织，实现高强度、高韧性和高淬透性的优异匹配，最终使高速车轴具有良好的抗冲击、抗疲劳等服役性能、优异的强韧性匹配和良好的淬透性。

Description

一种高强韧性高淬透性高速车轴钢及其热处理方法
技术领域
本发明涉及铁路车轴用钢技术领域，尤其涉及一种细晶粒、高强韧性和高淬透性的高速车轴钢及其热处理方法。
背景技术
车轴是轨道交通列车服役条件最苛刻的部件之一，承受列车几乎全部自重和负荷。随着我国高速铁路的投入运行，列车速度进一步提高，使得车轴动载荷不断增加，对车轴的安全性和可靠性带来了很大的挑战，对车轴材料的性能提出了更高的要求。由于各国国情和技术思路不同，世界各铁路发达国家高速铁路的车轴材料主要分为两大类：优质中碳钢和高强度合金钢。如日本新干线高速铁路车轴普遍采用碳素钢材质(S38C)，采用的是表面中频淬火热处理工艺，工艺复杂，对设备和人员的工艺控制水平要求高；欧洲高速铁路车轴材料则大多采用低合金结构钢(如EA4T)，含Cr 0.90-1.20wt.％、Mo 0.15-0.30wt.％，通过传统的调质热处理方式即可获得相应组织和性能，但由于这种钢合金含量较低，大截面车轴存在淬透性不足的问题，车轴截面组织和性能不均匀，影响其整体性能；欧洲高铁车轴材料少部分选用30NiCrMoV12中合金结构钢，钢中含Cr 0.60～1.00wt.％、Ni 2.70～3.30wt.％、Mo 0.40～0.60wt.％、V0.08～0.13wt.％，此类钢种淬透性好、可油淬、硬度高、耐腐蚀性能好，但是造价较高。根据我国目前钢坯冶炼水平以及车轴生产企业实际热处理工艺装备情况，国产化高速动车组车轴的研制开发优先选用了合金化调质热处理的技术路线。中国专利201410532111.7提供了一种车轴钢，在EA4T钢化学成分的基础上，通过添加Nb0.015～0.060wt.％、B0.0008～0.0050wt.％，来提高钢的淬透性，但由于未采取有效措施来固定钢中的N，部分B会与富余N结合生成BN，使得其提高淬透性的作用达不到预期效果，同时，BN析出尺寸较大，也易导致钢的晶粒尺寸不均匀，降低车轴的使用性能。
发明内容
鉴于以上分析，本发明旨在提供一种细晶粒、高韧性和高淬透性的含铌硼高速列车车轴用钢。在化学成分上，采用中低C、以Cr、Ni为主的合金化设计，采用高Nb、微V、Mo协同的多元复合微合金化思路，重点在于C、Nb、V、Mo、Cr元素的合理匹配，充分发挥其在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织，另外利用固溶的B保证车轴钢的淬透性不因晶粒细化和NbC析出而降低，使车轴钢具有高强度、高韧性、高淬透性等综合力学性能，从而具备良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一种高强韧性高淬透性高速车轴钢，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2≥630MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃；所述钢的化学成分包括B，B以重量百分比计为0.0008～0.0025％。
进一步地，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.24～0.32％，Si：0.20～0.40％，Cr：0.90～1.20％，Mn：0.60～0.90％，V：0.00～0.06％，Nb：0.08～0.12％，，Ni：0.50～1.50％，Mo：0.20～0.30％，Alt：0.020～0.040％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％，N：<0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于12μm。
本发明还提供一种所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，锻轧后空冷，进行热处理，获得高强韧性高淬透性高速车轴钢。
进一步地，锻轧的加热温度为1150～1250℃，终锻和终轧温度不低于850℃
为避免锻轧时奥氏体发生分解相变，终锻和终轧温度不低于850℃，锻轧后空冷，采用两次淬火+高温回火热处理可以获得细小的奥氏体晶粒和优异的强韧性匹配。
进一步地，所述热处理具体为，锻轧后的钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴钢。
进一步地，进行第一次淬火热处理的温度为900～950℃，加热保温时间为10～60min。
进一步地，进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为30～120min。
第一次淬火温度选择较高温度900～950℃进行奥氏体化，目的是消除锻造或轧制的不均匀组织，同时使V、Nb等部分回溶和均匀化，较短时间10～60min的保温是为了抑制奥氏体晶粒和已析出MX粒子(M：V、Nb，X：C,N)粒子的粗化，快速冷却是为了得到马氏体/贝氏体组织，同时抑制MX在冷却高温段析出。
在第一次淬火获得较均匀的细小马氏体组织基础上，第二次淬火温度选择较低温度850-900℃进行二次奥氏体化，主要是获得更多的纳米MX粒子，并降低奥氏体晶粒粗化倾向，保温时间由此也可以延长至120min，最终获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。
进一步地，回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。
进一步地，其特征在于，所述淬火介质为水、水雾或油。
本发明各元素的作用及配比依据如下：
碳：最主要的强化元素和提高淬透性的元素之一，为保证足够的强度和淬透性，C含量必须在0.24wt.％以上；但C含量高于0.32wt.％时，会显著降低钢的塑性和韧性，因此本发明控制C含量为0.24～0.32wt.％。
硅：固溶强化作用显著、但损害韧性也显著的合金元素，同时也是钢中主要的脱氧元素。因此，本发明主要利用其脱氧作用，控制Si含量为较低水平，为0.20～0.40wt.％。
锰：脱氧脱硫的有效元素，同时也是保证淬透性的元素。但与Si类似，Mn含量超过0.90wt.％时会显著降低钢的韧性，Mn含量过低则不能有效脱氧脱硫和保证钢的淬透性。因此，本发明控制Mn含量为0.60～0.90％。
铬：本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。当Cr溶于渗碳体形成(Fe,Cr)3C合金渗碳体时，能起到细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。因此，本发明控制Cr含量为0.90～1.20wt.％。
镍：提高钢材韧性最有效的合金元素，综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同，本发明钢中Ni的含量控制在0.50～1.50wt.％。
钼：本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量低于0.20，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。因此，本发明控制Mo含量0.20～0.30wt.％。
铌：本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的Nb微合金化，首先在凝固时可以充分与N结合析出碳氮化物，降低B与N结合形成BN，以确保B的提高淬透性的作用；其次，在锻轧前均热和热处理时，析出Nb(C,N)细化奥氏体晶粒；再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的Nb-B易在晶界偏聚，推迟奥氏体相变，改善钢的淬透性。过低的Nb以上综合作用不明显。因此，本发明钢Nb含量控制在0.08～0.12wt.％。
加B合金钢中额外添加Al、Ti或Nb等强氮化物形成元素来固定N，避免BN的析出，但Al含量过高时，与O结合形成Al2O3夹杂物，其尺寸一般较大且很难控制，极易成为疲劳裂纹源，显著降低车轴的疲劳性能；TiN由于析出温度较高，很容易长成比较大的尺寸(微米级)，且形态上具有尖锐棱角，对钢的韧性和疲劳性能十分不利；合金钢中Nb通常在晶界析出细小的碳氮化物，可以钉扎晶界，细化奥氏体晶粒尺寸，提高钢的强度和韧性。因此，通过高Nb、B协同的复合微合金化，可以在保证车轴钢强韧性的同时有效改善其淬透性。
硼：偏聚到晶界提高晶界强度，提高淬透性。B含量低于0.0008wt.％时以上作用不明显，高于0.0025wt.％时作用增加不明显。本发明钢中的B含量控制在0.0008～0.0025wt.％。
钒：本发明钢为中低碳合金钢，采用微量的V微合金化，在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)，产生沉淀强化作用，同时奥氏体中部分固溶的V可以改善淬透性。本发明钢V含量控制在0.00～0.06wt.％，过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。
铝：Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用，含量低于0.020wt.％，以上作用不明显。本发明钢中的Al含量控制在0.020～0.040wt.％。
氮：当钢中有Nb、V、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的Nb、V、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.005wt.％。
氧：O易形成氧化物夹杂，是高速车轴钢的杂质元素，对韧性、塑性不利，严重降低疲劳性能。本发明钢控制O含量低于0.0015％。
磷：本发明钢将P作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。
硫：本发明钢将S作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。
本发明有益效果如下：
本发明提供一种本申请发明了一种新型的Cr-Ni-Mo-Nb-B-V高速车轴用钢，采用新型中低C、高Nb、B、Mo、微V复合微合金化、较高Cr、Ni合金设计，重点在于C、Nb、V、Mo、Cr元素的合理匹配：控制V的含量以产生沉淀强化作用，同时改善淬透性；钢中较高含量的Nb可以使几乎所有的N都被Nb(C，N)所占用，保证B仍处于固溶态，显著推迟奥氏体相变，从而明显提高钢的淬透性；添加适中的Cr，细化晶粒和渗碳体，显著提高钢的淬透性，改善材料组织的均匀性，使材料的强韧性得到提高；另外利用固溶的B保证车轴钢的淬透性不因晶粒细化和NbC析出而降低；采用较高的Nb微合金化，提高淬透性的作用、细化奥氏体晶粒并改善钢的淬透性；综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同作用选择合适的Ni含量；本发明充分发挥其在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织。
本发明采用两次淬火+高温回火热处理可以获得均匀的细晶奥氏体晶粒及Nb微合金纳米第二相增强的马氏体组织，实现高强度、高韧性和高淬透性的优异匹配，最终使高速车轴具有良好的抗冲击、抗疲劳等服役性能、优异的强韧性匹配和良好的淬透性。
本发明所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于12μm，屈服强度Rp0.2≥630MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及具体实施方式中所特别指出的方法来实现和获得。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步说明，本发明的实施例可用于阐释本发明的原理。
本发明涉及一种高强韧性高淬透性高速车轴钢，所述钢的化学成分包含C、Si、Cr、Mn、V、Nb、B、Ni、Mo、Alt、P、S、O和N，以及Fe和不可避免的杂质。
优选地，C含量为0.24～0.32wt.％，碳是最主要的强化元素和提高淬透性的元素之一，为保证足够的强度和淬透性，C含量必须在0.24wt.％以上；但C含量高于0.32wt.％时，会显著降低钢的塑性和韧性。
优选地，控制Si含量为较低水平，为0.20～0.40wt.％，硅是固溶强化作用显著、但损害韧性也显著的合金元素，同时也是钢中主要的脱氧元素。本发明主要利用其脱氧作用。
优选地，Mn含量为0.60～0.90％，锰是脱氧脱硫的有效元素，同时也是保证淬透性的元素。但与Si类似，Mn含量超过0.90wt.％时会显著降低钢的韧性，Mn含量过低则不能有效脱氧脱硫和保证钢的淬透性。
优选地，Cr含量为0.90～1.20wt.％，本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。当Cr溶于渗碳体形成(Fe,Cr)3C合金渗碳体时，能起到细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。
优选地，Ni的含量控制在0.50～1.50wt.％，其目的是为了提高钢材韧性，同时综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同。
优选地，本发明控制Mo含量0.20～0.30wt.％，本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量低于0.20，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。
优选地，Nb含量控制在0.08～0.12wt.％，本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的Nb微合金化，首先在凝固时可以充分与N结合析出碳氮化物，降低B与N结合形成BN，以确保B的提高淬透性的作用；其次，在锻轧前均热和热处理时，析出Nb(C,N)细化奥氏体晶粒；再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的Nb-B易在晶界偏聚，推迟奥氏体相变，改善钢的淬透性，过低的Nb以上综合作用不明显。本发明通过高Nb、B协同的复合微合金化，可以在保证车轴钢强韧性的同时有效改善其淬透性。
优选地，本发明钢中的B含量控制在0.0008～0.0025wt.％，偏聚到晶界提高晶界强度，提高淬透性。B含量低于0.0008wt.％时以上作用不明显，而高于0.0025wt.％时作用增加不明显。
优选地，本发明钢V含量控制在0.00～0.06wt.％，本发明钢为中低碳合金钢，采用微量的V微合金化，在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)，产生沉淀强化作用，同时奥氏体中部分固溶的V可以改善淬透性。过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。
优选地，本发明钢中的Al含量控制在0.020～0.040wt.％，Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用，含量低于0.020wt.％，以上作用不明显。
优选地，当钢中有Nb、V、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的Nb、V、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.005wt.％。
优选的，本发明中杂质元素含量为，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％。
本发明所涉及的高韧性高速车轴用钢采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，加热温度为1150～1250℃，为避免锻轧时奥氏体发生分解相变，终锻和终轧温度不低于850℃，锻轧后空冷，采用两次淬火+高温回火热处理可以获得细小的奥氏体晶粒和优异的强韧性匹配。本发明钢均由真空感应炉冶炼，其中1#～5#为实施例钢，对比钢为按照EA4T标准设计的试验钢。
下面给出五个具体实施例，其中1#～5#为实施例钢，对比钢为按照EA4T标准设计的试验钢，化学成分如表1所示。本发明钢均由真空感应炉冶炼，实施例钢与对比钢经冶炼、浇铸、锻轧后，加工成标准室温拉伸试样(L0＝5d0,d0＝5mm)、夏比缺口冲击试样(10mm×10mm×55mm)、金相试样(10mm×10mm×20mm)、端淬试样(Φ25mm×110mm)。拉伸试样、冲击试样和金相试样在真空炉中加热至920℃，保温1h，随后空冷，然后再在真空炉中加热至880℃，保温1h，油淬。回火处理时的回火温度为675℃，保温时间4h，回火后空冷至室温。拉伸试样和冲击试样加工成最终尺寸，并按照国标进行相应试验，其力学性能指标在表2中列出，金相试样再经研磨、抛光，并经饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法测得原奥氏体晶粒度，结果如表2所示。端淬试样经920℃保温0.5h空冷后加工成标准试样，按国标进行端淬试验并测定端淬硬度，距淬火端不同距离的硬度值见表3。热处理后获得回火马氏体组织，实施例1#～5#钢均获得抗拉强度800MPa以上、室温冲击功80J以上的良好综合力学性能，且得到均匀细小的奥氏体晶粒，平均尺寸为9-12μm，淬透性有了明显提高，较对比钢具有更优异强韧性匹配。实施例1-5的化学成分如表1所示，其力学性能指标在表2中列出，金相试样再经研磨、抛光，并经饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法测得原奥氏体晶粒度，结果如表2所示。端淬试样经920℃保温0.5h空冷后加工成标准试样，按国标进行端淬试验并测定端淬硬度，距淬火端不同距离的硬度值见表3。表1-3中，Rp0.2为屈服强度，Rm为抗拉强度，A为延伸率，KU2为室温5mm缺口纵向冲击吸收功。
表1化学成分(wt.％)
表2回火时力学性能
表3淬透性
热处理后获得回火马氏体组织，实施例1#～5#钢均获得抗拉强度800MPa以上、室温冲击功80J以上的良好综合力学性能，且得到均匀细小的奥氏体晶粒，平均尺寸为9-12μm，淬透性有了明显提高，较对比钢具有更优异强韧性匹配。
本发明的目的在于提供一种细晶粒、高韧性和高淬透性的含铌硼高速列车车轴用钢。在化学成分上，采用中低C、以Cr、Ni为主的合金化设计，采用高Nb、微V、Mo协同的多元复合微合金化思路，重点在于C、Nb、V、Mo、Cr元素的合理匹配，充分发挥其在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织，另外利用固溶的B保证车轴钢的淬透性不因晶粒细化和NbC析出而降低，使车轴钢具有高强度、高韧性、高淬透性等综合力学性能，从而具备良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高强韧性高淬透性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2≥630MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥80J，韧脆转变温度低于-40℃；所述钢的化学成分包括B，其中B以重量百分比计为0.0008～0.0025％。
2.根据权利要求1所述高强韧性高淬透性高速车轴钢，其特征在于，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.24～0.32％，Si：0.20～0.40％，Cr：0.90～1.20％，Mn：0.60～0.90％，V：0.00～0.06％，Nb：0.08～0.12％，Ni：0.50～1.50％，Mo：0.20～0.30％，Alt：0.020～0.040％，P：<0.010％，S：<0.010％，O：<0.0015％，N：<0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述高强韧性高淬透性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸小于12μm。
4.一种采用权利要求1-3中任一项所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，锻轧后空冷，进行热处理，获得高强韧性高淬透性高速车轴钢。
5.根据权利要求4所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，锻轧的加热温度为1150～1250℃，终锻和终轧温度不低于850℃。
6.根据权利要求4所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，所述热处理具体为，锻轧后的钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴钢。
7.根据权利要求4所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，进行第一次淬火热处理的温度为900～950℃，加热保温时间为10～60min。
8.根据权利要求4所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为30～120min。
9.根据权利要求4所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。
10.根据权利要求6-9中任一项所述高强韧性高淬透性高速车轴钢的制备方法，其特征在于，所述淬火介质为水、水雾或油。
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