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

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

一种屈服强度390MPa级别高铁转向架构架用钢及其制备方法

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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