CN110029279B - 一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢及其制备方法 - Google Patents
一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢及其制备方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明公开了一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢及其制备方法,其化学成分质量分数为C0.07~0.12%,Mn:0.50~1.00%,Si:0.15~0.35%,P≤0.020%,S≤0.01%,Ni:0.20~0.50%,Cr:0.30~0.80%,Cu:0.2~0.05%,Ti:0.015~0.025%,Nb:0.01‑0.04%,V:0~0.07%,Ca:0.001‑0.002%。其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分冶炼、浇铸后,经1200℃加热后,热加工至所需尺寸,再控制冷却。钢的显微组织为铁素体+珠光体,屈服强度390MPa~460MPa,抗拉强度520MPa~620MPa,断后伸长率≥20%,‑40℃V型缺口冲击功≥120J,钢的碳当量CEQ≤0.35%,抗裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%。所述钢种具有成本低、综合力学性能优异、易焊接、耐腐蚀等特点。
Description
技术领域
本发明公开了一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢及其制备方法,属于金属材料领域,所述钢种能够满足高铁轻量化、高寒地区服役、易焊接和耐腐蚀的需求。
背景技术
随着我国铁路的第六次大提速,中国已经迈进了高速铁路时代。高速列车转向架用钢要求不仅具有一定的强度和较高的韧性,同时还应具有良好的焊接性能、抗疲劳性能和耐腐蚀性能。目前所用的转向架用钢如Q345系列和S355钢强度低,低温韧性较差,且高铁转向架钢材目前多采用欧洲标准。因此,开发自主知识产权的新型高速列车转向架用钢具有十分现实的意义。
中国发明专利CN 105063485 A中355MPa级低温韧性厚板钢采用低碳(%C≤0.14%)、铌钒微合金化,严格控制磷硫含量,采用TMCP工艺,最终获得屈服强度≥365MPa,抗拉强度≥500MPa,-60℃的Charpy横向冲击功≥100J。另外,中国发明专利CN 104498827 A中355MPa级大线能量焊接用钢采用低碳(%C≤0.10%)和低碳当量,适量添加Nb、Ti,提高再结晶区轧制阶段压下率,优化TMCP工艺,控制终冷温度,获得屈服强度≥355MPa,抗拉强度≥510MPa,延伸率≥20%,-40℃的1/4处和心部常规冲击功均值≥200J。上述两种方法都存在钢中含碳、锰元素含量较高、工艺较繁琐等缺点。
发明内容
本发明涉及一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢,满足高铁轻量化、高寒地区服役、易焊接和耐腐蚀的需求。
一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢,其化学成分质量分数为C0.07~0.12%,Mn:0.50~1.00%,Si:0.15~0.35%,P≤0.020%,S≤0.01%,Ni:0.20~0.50%,Cr:0.30~0.80%,Cu:0.2~0.5%,Ti:0.015~0.025%,Nb:0.01-0.04%,V:0~0.07%,Ca:0.001-0.002%。其余为Fe和不可避免的杂质。
如上所述一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢的制备方法,制备步骤如下:按照上述化学成分进行冶炼、浇铸,将铸坯加热到1150-1220℃完全奥氏体化后,再进行轧制,粗轧终轧温度≥1020℃,精轧开轧温度≤950℃,精轧终止温度800~880℃,轧后采用5~10℃/s的速度冷却至550~650℃,然后空冷或缓慢冷却至室温。
本发明钢的显微组织为铁素体+珠光体,屈服强度390MPa~460MPa,抗拉强度520MPa~620MPa,断后伸长率≥20%,-40℃条件下的V型缺口冲击功≥120J,韧脆转变温度达到-60℃。钢的碳当量CEQ≤0.35%,抗裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%。
采用390MPa级高铁转向架用钢,可以提升钢板的力学性能,满足极寒天气高铁的使用需求;还可以采用合金和微合金化方法,提升钢的耐工业大气和滨海大气腐蚀能力,使转向架寿命满足车辆与车辆寿命周期一致,大幅度减少车辆维护成本。考虑390MPa级高铁转向架用钢的强度级别,以及需要的低温服役性能、耐蚀性能和焊接性能。在成分设计中考虑如下元素及其影响:
C:C是间隙强化元素,对钢的间隙强化作用显著。加在亚共析钢中会使钢中渗碳体析出,增大钢材在腐蚀环境下的微区电位差,对钢的耐腐蚀性能不利。同时C影响钢的焊接性能、冲压性能和冲击韧性等。
Cu:Cu在钢中既是固溶强化元素,在含量较高时会产生析出强化效果。在钢中加入0.2%~0.4%的Cu时,无论在乡村大气、工业大气或海洋大气中,都具有较普碳钢优越的耐腐蚀性能。Cu能在钢的表面及锈层中的富集,能促使钢阳极钝化,Cu还能在基体与锈层之间形成以Cu、P为主要成分的阻挡层,它与基体结合牢固,因而具有较好的保护作用。另外,Cu有抵消钢中S的有害作用的明显效果,钢中S含量愈高,合金元素Cu降低腐蚀速率的相对效果愈显著,一般认为这是由于Cu和S生成难溶的硫化物所致。
P:P是间隙强化元素,但是会降低钢材的低温韧性。P也是提高钢耐大气腐蚀性能最有效的合金元素之一,一般P含量在0.08%~0.15%时耐腐蚀性最佳。当P与Cu联合加入钢中时,显示出更好的复合效应。在大气腐蚀条件下,钢中的P是阳极去极化剂,它在钢中能加速钢的均匀溶解和Fe2+的氧化速率,有助于在钢表面形成均匀的α-FeOOH锈层,促进生成非晶态羟基氧化铁FeOx(OH)3-2x致密保护膜,从而增大了电阻,成为腐蚀介质进入钢基体的保护屏障,使钢内部免遭大气腐蚀。当P形成PO43-时还起到缓蚀的作用。
Cr:Cr是固溶强化元素,其固溶强化能力较Mn稍低,对材料韧性影响不明显。Cr能在钢表面形成致密的氧化膜,提高钢的钝化能力。耐候钢中Cr含量一般为0.4~1.0%(最高1.3%)。当Cr与Cu同时加入钢中时,效果尤为明显。有研究指出Cr含量提高利于细化α-FeOOH,当锈层/金属界面的α-FeOOH中Cr含量超过5%时,能有效抑制腐蚀性阴离子,特别是Cl-的侵入;同时,添加Cr元素还可以阻止干湿交替过程中,干燥时Fe3+向Fe2+的转化,从而提高钢的耐候性。但在Cl-含量较高的地区,添加Cr元素被认为是有害的。
Mn:对耐腐蚀性的影响还没有一致认识,较多学者认为Mn能提高钢对海洋大气的耐腐蚀性,但对在工业大气中的耐腐蚀性没有什么影响。耐候钢中Mn含量一般为0.5%~2%。
Si:Si是置换固溶强化元素,有利与提高钢材的屈服极限和强度。与其它元素如Cu、Cr、P、Ca配合使用可改善钢的耐候性,较高的Si含量有利于细化α-FeOOH,从而降低钢整体的腐蚀速率。
Ni:是一种比较稳定的元素,Ni合金化还有利于提高钢材的低温冲击韧性。加入Ni能使钢的自腐蚀电位向正方向变化,增加了钢的稳定性。大气暴露试验表明,当Ni含量在4%左右时,能显著提高海滨耐候钢的抗大气腐蚀性能。
Al:Al是置换固溶强化元素,也可以与钢中的N形成AlN析出物,产生一定程度上的细晶强化和沉淀强化效果。Al主要在内锈层的尖晶石氧化物(Fe3O4)中,形成稳定的尖晶石型复杂氧化物(FeAl2O4),使锈层具备阳离子选择性抑制Cl-的侵入。Si-Al合金化是近年来用于开发低成本的耐候钢。
S:对耐候性起不良作用,作为残余元素其含量被控制在小于0.04%以下。
Ca:微量Ca加入耐候钢中不仅可以显著改善钢的整体耐大气腐蚀性能,而且可以有效避免耐候钢使用时出现的锈液流挂现象。在耐候钢中加入微量Ca,使腐蚀界面的碱性增大,降低其侵蚀性,促进锈层转化为致密、保护性好的α-FeOOH。W.T.Jeong[34]等人指出,Ca与Si复合使用后效果更佳。
Nb:Nb元素可改变锈层形态,提高腐蚀电位,降低钢的腐蚀速率。研究表明,钢材经固溶铌处理后,在海洋性大气腐蚀环境下的抗蚀能力会得到提高。一般均选择添加Nb作为主要的微合金元素来细化晶粒并提高强度。有研究表明,Nb可显著抑制超级马氏体不锈钢13Cr中Mo和Cr的析出,防止贫Mo、贫Cr区的出现,提高钢的抗点蚀能力。
Ti:钢中加Ti,Ti可和C、N形成碳氮化物,在钢材热轧过程中析出,细化奥氏体晶粒,达到析出强化目的,同时,Ti还会与钢中的S形成化合物,于高温下析出,避免形成MnS而降低耐蚀性能。此外,Ti的共存还会减小α-FeOOH晶体的尺寸。
V:V或VN合金化可有效降低耐候钢的腐蚀速率,使其具有优良抗点蚀性能,让腐蚀在钢基体表面更加均匀进行,提高锈层的电荷传导电阻,增强绝缘性能。对VN合金化耐候钢的锈层分析发现,α-FeOOH含量较高,α-FeOOH/γ-FeOOH数值较大,这再一次说明VN合金化有利于生成热力学稳定的锈层。另外,V具有沉淀强化和细晶强化作用,在VN合金化的低碳钢中,高温析出的VN颗粒显示了良好的沉淀强化和细晶强化作用,两项加和对屈服强度贡献率高达70%以上。
众多的合金元素,可以满足钢材不同的性能需求,但真正发挥好这些合金的作用,同时兼顾合金成本、后续加工性能等因素,有众多的合金化组合方式。在考虑上述因素后,结合高强化、高寒地区服役高韧性、加工过程中易焊接和服役过程中耐腐蚀的需求,开发出一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢。
本发明的有益效果:
1) 一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢比现有的S355和Q345级钢,在屈服强度上提高一个级别,可提升高铁的轻量化指标,降低车辆运行能耗。
2) 一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢的V型缺口-40℃低温冲击功到到120J以上,韧脆转变温度达到-60℃,可满足极寒气候下高铁的安全运行。
3) 本发明390MPa级别高铁转向架构架用钢,其力学性能和焊接性能、耐蚀性能,提升钢的耐工业大气和滨海大气腐蚀能力,使转向架寿命满足车辆与车辆寿命周期一致,大幅度减少车辆维护成本。
4) 本发明的390MPa级别高铁转向架构架用钢,其碳当量CEQ≤0.35%,抗裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%,焊接性能优异。
附图说明
图1是本发明钢种的扫描电镜下观察到的显微组织,为铁素体+少量珠光体。
具体实施方式
一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢,实例钢种的化学成分如表1所示。
将铸坯加热到1150-1220℃完全奥氏体化后,再进行轧制,粗轧终轧温度≥1020℃,精轧开轧温度≤950℃,精轧终止温度800~880℃,轧后采用5 ~15℃/s的速度冷却至550~650℃,然后空冷或缓慢冷却至室温。热加工后钢板的力学性能如表2所示。
各实例钢的盐雾腐蚀速率较09CuPTiRE钢降低20%以上。
表1 实施例钢的化学成分及试验实测力学性能
实施例 | C | Mn | Si | P | S | Ni | Cr | Cu | Nb | Ti | V | Ca |
No.1 | 0.11 | 1.12 | 0.35 | 0.007 | 0.015 | 0.27 | 0.33 | 0.4 | 0.03 | 0.028 | 0.061 | 0.001 |
No.2 | 0.099 | 1.03 | 0.3 | 0.006 | 0.015 | 0.25 | 0.3 | 0.38 | 0.031 | 0.015 | ≤0.01 | 0.001 |
No.3 | 0.086 | 0.96 | 0.18 | 0.006 | 0.016 | 0.19 | 0.46 | 0.41 | 0.025 | ≤0.01 | 0.095 | 0.001 |
No.4 | 0.095 | 0.98 | 0.27 | 0.006 | 0.017 | 0.3 | 0.47 | 0.4 | 0.032 | 0.018 | 0.057 | 0.001 |
No.5 | 0.081 | 1.04 | 0.28 | 0.006 | 0.017 | 0.32 | 0.38 | 0.41 | 0.026 | 0.013 | 0.060 | 0.001 |
No.6 | 0.076 | 0.66 | 0.32 | 0.006 | 0.003 | 0.29 | 0.45 | 0.36 | 0.03 | 0.015 | 0.051 | 0.001 |
表2 实施例钢的热加工工艺及力学性能
Claims (2)
1.一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢,其化学成分质量分数为C:0.07~0.12%,Mn:0.50~1.00%,Si:0.15~0.35%,P≤0.020%,S≤0.01%,Ni:0.20~0.50%,Cr:0.30~0.80%,Cu:0.2~0.5%,Ti:0.015~0.025%,Nb:0.01-0.04%,V:0~0.07%,Ca:0.001-0.002%,其余为Fe和不可避免的杂质;
所述高铁转向架构架用钢采用以下方法进行制备:按所述化学成分进行冶炼、浇铸,将铸坯加热到1150-1220℃完全奥氏体化后,再进行轧制,粗轧终轧温度≥1020℃,精轧开轧温度≤950℃,精轧终止温度800~880℃,轧后采用5~10℃/s的速度冷却至550~650℃,然后空冷或缓慢冷却至室温;
其中,钢的显微组织为铁素体+珠光体,屈服强度390MPa~460MPa,抗拉强度596MPa~620MPa,断后伸长率≥20%,-40℃V型横向缺口冲击功≥120J,韧脆转变温度-60℃,钢的碳当量CEQ≤0.35%,抗裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%。
2.如权利要求1所述的一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢的制备方法,其特征在于,制备步骤如下:
按所述化学成分进行冶炼、浇铸,将铸坯加热到1150-1220℃完全奥氏体化后,再进行轧制,粗轧终轧温度≥1020℃,精轧开轧温度≤950℃,精轧终止温度800~880℃,轧后采用5~10℃/s的速度冷却至550~650℃,然后空冷或缓慢冷却至室温;
钢的显微组织为铁素体+珠光体,屈服强度390MPa~460MPa,抗拉强度596MPa~620MPa,断后伸长率≥20%,-40℃V型横向缺口冲击功≥120J,韧脆转变温度-60℃,钢的碳当量CEQ≤0.35%,抗裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%。
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