本发明涉及钢轨材料，具体地，涉及一种贝氏体钢轨及其制备方法。
背景技术：
铁路的轴重和运量的不断提升，对钢轨的服役性能提出了更高要求，年运量超过2亿吨的重载铁路特别是小曲线半径路段已成为钢轨伤损的重灾区，钢轨服役寿命通常不超过3年，部分线路条件苛刻路段甚至不足一年，与相邻的直线段及大半径曲线路段难以匹配，钢轨频繁更换不仅大幅增加线路养护成本和工人的劳动强度，同时伤损快速发展对行车安全也带来严重隐患。传统珠光体材质的钢轨历经一百多年的发展，性能已接近极限，若进一步提高钢轨的综合性能则需要贝氏体组织来实现。
目前应用于钢轨领域的贝氏体钢的相关研究已较为深入，例如CN105385938A公布了一种合金体系及其贝氏体钢轨的热处理方法以及贝氏体钢轨，采用了如下化学成分(质量百分比)：0.22％-0.27％C、1.65％-1.85％Si、1.60％-1.80％Mn、1.30％-1.90％Cr、0.25％-0.85％Mo、0.25％-0.95％Ni、0.04％-0.06％V或0.02％-0.04％Nb，余量为Fe和不可避免的杂质。同时，对钢中的杂质元素及气体元素含量也进行了明确规定：P≤0.015％、S≤0.015％、铸坯[H]≤1.5ppm、[O]≤25ppm、[N]≤70ppm、Al≤0.006％、Cu≤0.15％、Sn≤0.010％、Sb≤0.010％。钢轨轧后采用正火+调整处理：正火温度900-940℃奥氏体化保温时间＞8h后出炉空冷至室温；在Ac3+50～70℃范围内保温7h后，直接水冷淬火至马氏体相变温度以上320-350℃之间；然后在320-350℃将钢轨堆垛放入保温坑中保温处理，保温时间＞5h；最后，在320-370℃范围内保温＞9h进行回火处理后继续空冷至室温，进而获得成品钢轨。采用该方法生产的钢轨具有优良的强韧综合性能。研究表明，该生产方法尽管对钢轨的性能有益，但钢中的合金元素如Ni、V、Nb含量较高，导致钢轨的生产成本大幅增加；同时，在后续处理步骤中采用了水冷淬火，由于钢轨特别是轨头部位表层及心部冷速不同，将导致钢轨弯曲，残余应力大幅增加，即使通过后续等温及回火处理也无法获得理想的应力指标；此外，由于采用一次正火、一次淬火、一次等温处理及一次回火处理，钢轨的生产周期显著延长且能源消耗成本增加。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种贝氏体钢轨及其制备方法。该贝氏体钢轨具有优良的强韧性能和服役安全性，适用于大轴重、高密度重载铁路小曲线半径路段和线路条件复杂路段。
为了实现上述目的，本发明提供一种贝氏体钢轨，其中，以该贝氏体钢轨的重量为基准，该贝氏体钢轨的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重量％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重量％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重量％，
获得所述贝氏体钢轨的钢坯的化学成分需要满足以下条件：以所述钢坯的重量为基准，所述钢坯含有0.20-0.30重量％的C，1.40-1.60重量％的Si，1.85-2.05重量％的Mn，1.00％-1.25重量％的Cr，0.30％-0.50重量％的Mo，0.07％-0.09重量％的V，并满足3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。
本发明的发明人在研究中发现，影响钢轨服役安全的主要包含以下因素：一是贝氏体钢轨显微组织中的残余奥氏体的含量和马氏体组织的含量；残余奥氏体在室温下是亚稳相，在外加应力或温度作用下将向更稳定的马氏体组织转变，而马氏体组织属于脆性组织，在轮轨多向应力反复作用下易萌生裂纹，当裂纹进一步扩展至临界长度后易导致钢轨脆断，危及行车安全。因此，降低钢轨中马氏体组织的含量对避免钢轨脆断有显著益处。然而，轧后空冷至室温的钢轨将不可避免地获得马氏体组织。因此，如果在钢轨温度降低至室温前进行等温处理，使原本形成马氏体的区域尽可能多的获得贝氏体组织，则可有效解决马氏体组织的含量问题。与此同时，对钢中形成的残余奥氏体也应通过成分及工艺的调整，使其尽可能获得薄膜状且是富碳程度更高的亚稳相，此时在外加应力作用下向马氏体组织转变的几率和能力将大幅降低；通过残余奥氏体与马氏体组织的协同控制，可有效提高钢轨的服役安全性。二是钢轨的残余应力。研究表明，钢轨经轧制与矫直后，轨头及轨底部位分布拉应力、轨腰部位为压应力，当钢轨残余应力较大时，由于轨腰厚度小，属于钢轨全断面较为薄弱的部位，在轨头、轨底应力作用下易产生轨腰劈裂，严重危机行车安全。尽管钢轨贝氏体钢轨具有较高的断裂韧性和较低的裂纹扩展速率，但目前尚无证据表明，其能够抵消较大残余应力的有害作用。因此，降低钢轨的残余应力是贝氏体钢轨需重点解决的问题。本发明通过贝氏体铁素体片条、薄膜状残余奥氏体与马氏体组织的协同控制，不仅可以获得具有优良的强韧性能的贝氏体钢轨，还可达到降低残余应力的作用。
本发明还提供了上述贝氏体钢轨的制备方法，该方法包括：将保温处理后的钢坯进行轧制得到余热钢轨，待余热钢轨的踏面中心在空气中冷却至轨头踏面的中心温度为350-370℃后，将所得余热钢轨置于375-405℃下回火4-8h，然后在空气中冷却至室温。
本发明提供的贝氏体钢轨具有优良的强韧性能，并且，相比于轧后冷却至室温的钢轨，采用等温处理的钢轨轨底中心残余应力可至少降低10％，即本发明提供的贝氏体钢轨还具有优良的服役安全性。
本发明的其它特征和优点将在随后的具体实施方式部分予以详细说明。
附图说明
附图是用来提供对本发明的进一步理解，并且构成说明书的一部分，与下面的具体实施方式一起用于解释本发明，但并不构成对本发明的限制。在附图中：
图1是本发明的实施例1的贝氏体钢轨的轨头上圆角部位在透射电镜下观察得到的一个视场的微观结构图。
具体实施方式
以下对本发明的具体实施方式进行详细说明。应当理解的是，此处所描述的具体实施方式仅用于说明和解释本发明，并不用于限制本发明。
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。
根据本发明的第一方面，本发明提供了一种贝氏体钢轨，其中，以该贝氏体钢轨的重量为基准，该贝氏体钢轨的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重量％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重量％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重量％，
获得所述贝氏体钢轨的钢坯的化学成分需要满足以下条件：以所述钢坯的重量为基准，所述钢坯含有0.20-0.30重量％的C，1.40-1.60重量％的Si，1.85-2.05重量％的Mn，1.00％-1.25重量％的Cr，0.30％-0.50重量％的Mo，0.07％-0.09重量％的V，并满足3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。
为了使贝氏体钢轨中的薄膜状残余奥氏体和马氏体组织更好地发挥协同作用使得贝氏体钢轨具有更优良的强韧性能和服役安全性，优选情况下，以该贝氏体钢轨的重量为基准，所述贝氏体铁素体片条的含量为91-95重量％，薄膜状残余奥氏体的含量为2-5重量％，马氏体的含量为2-5重量％。
为了获得上述贝氏体钢轨的钢坯原料的化学成分需要满足以下条件，以所述钢坯的重量为基准，所述钢坯含有0.20-0.30重量％的C，1.40-1.60重量％的Si，1.85-2.05重量％的Mn，1.00％-1.25重量％的Cr，0.30％-0.50重量％的Mo，0.07％-0.09重量％的V，余量为Fe和不可避免的杂质，并满足3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。
优选情况下，所述钢坯还包括P和S，以所述钢坯的重量为基准，所述P的含量为0.010-0.016重量％，所述S的含量为0.001-0.005重量％。
以下说明本发明所述钢坯主要化学元素的含量限定在上述范围的原因。
碳(C)是贝氏体钢获得良好强韧性匹配和综合力学性能最重要的元素。当碳的含量低于0.20重量％时，无法充分发挥强化作用，导致钢轨的强硬度过低，无法满足重载条件下的服役性能；当碳的含量低于0.30重量％时，在本发明所述方法下，钢的强度指标过高而韧塑性过低，不利于钢轨的使用安全性。因此，本发明将碳的含量限定为0.20-0.30重量％。
硅(Si)作为钢中的主要添加元素通常以固溶形式存在于铁素体中，能够提高组织强度。当硅的含量低于1.40重量％时，对于贝氏体钢，一方面固溶量偏低导致强化效果不明显，另一方面将无法有效抑制碳化物析出，获得薄膜状残余奥氏体组织，进而无法获得本发明的具有特定组织的贝氏体钢，不能实现本发明的目的；当硅的含量高于1.60重量％时，将充分抑制碳化物的析出，代之以较多的残余奥氏体出现，同时易产生表面缺陷，无法确保列车运行的平顺性。因此，本发明将硅的含量限定为1.40-1.60重量％。
锰(Mn)能够显著降低贝氏体组织开始转变温度，是贝氏体钢中获得细化的贝氏体铁素体片条的重要添加元素。当锰的含量低于1.85重量％时，对贝氏体钢的积极作用难以达到；当锰的含量高于2.05重量％时，将增加钢轨的偏析以及室温条件下马氏体组织的不利，钢轨的疲劳性能以及服役安全性能显著降低。因此，本发明将锰的含量限定为1.85-2.05重量％。
铬(Cr)作为中等碳化物的形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，铬能均匀钢中碳化物的分布，减小碳化物尺寸，从而改善钢轨的耐磨损性能。当铬的含量低于1.00重量％时，形成的碳化物硬度及比例较低，且以片状形式聚集，不利于提高钢轨的耐磨损性能和韧性降低；当铬的含量高于1.25重量％时，钢中马氏体比例将显著提高，钢轨的服役的安全性难于保障。因此，本发明将铬的含量限定为1.00-1.25重量％。
钼(Mo)对于降低热轧空冷条件下贝氏体组织的开始转变温度具有极为显著的效果，并且有利于稳定和强化贝氏体组织。当钼的含量低于0.30重量％时，难以达到上述效果；当钼的含量高于0.50重量％时，贝氏体组织转变效率将显著降低，无法在冷却过程中获得理想的贝氏体组织。因此，本发明将钼的含量限定为0.30-0.50重量％。
钒(V)作为晶粒细化元素添加到钢中可进一步细化贝氏体铁素体片条，同步提高钢轨的强硬度与韧塑性指标。当钒的含量低于0.07重量％时，晶粒细化效果不显著，钢轨的强韧综合性能较低；当钒的含量高于0.09重量％时，将恶化钢轨的冲击韧性，不利于钢轨获得更高的耐接触疲劳性能。因此，将钒的含量限定为0.07-0.09重量％。
为确保本发明所述的贝氏体钢轨获得更优的服役性能，本发明的发明人发现获得所述贝氏体钢轨的钢坯中的Mn+Cr的重量百分比需满足3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。原因是，Mn和Cr在贝氏体钢中有相似的作用，在轧后空冷条件下，当Mn+Cr＜3.1重量％时，钢中贝氏体铁素体片条比例不足90重量％，钢轨的韧塑性指标大幅降低；当Mn+Cr＞3.3重量％时，一方面钢轨硬度过高，另一方面将导致钢轨局部严重偏析，难以确保钢轨中贝氏体组织及性能的均匀性。因此，本发明将Mn+Cr的重量百分比限定为3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。
本发明提供的具有特定组织的上述贝氏体钢轨具有良好的强韧性和优异的安全服役性。
根据本发明的第二方面，本发明还提供了上述贝氏体钢轨的制备方法，该方法包括：将保温处理后的钢坯进行轧制得到余热钢轨，待余热钢轨的踏面中心在空气中冷却至轨头踏面的中心温度为350-370℃后，将所得余热钢轨置于375-405℃下回火4-8h，然后在空气中冷却至室温。
根据本发明的方法，以所述钢坯的重量为基准，所述钢坯含有0.20-0.30重量％的C，1.40-1.60重量％的Si，1.85-2.05重量％的Mn，1.00％-1.25重量％的Cr，0.30％-0.50重量％的Mo，0.07％-0.09重量％的V，并满足3.1重量％≤Mn+Cr≤3.3重量％。
根据本发明的方法，上述组成的钢坯可以通过本领域的常规方法获得，例如将含有上述化学成分的钢水经转炉或电炉冶炼、LF炉精炼、RH或VD真空处理后连铸为一定断面尺寸的连铸坯，然后将该连铸坯送至步进式加热炉中加热保温，将钢坯轧制为所需断面的余热钢轨。
根据本发明的方法，所述保温条件以将钢坯加热至适于轧制的温度为准，例如将钢坯加热至1200-1300℃并保温3h以上，优选情况下，将钢坯加热至1200-1300℃并保温3-5h。
根据本发明的方法，可以采用孔型法或万能法将所述保温处理后的钢坯进行轧制得到余热钢轨。对所述轧制的条件没有特别的限定，优选情况下，将上述钢坯轧制成单重为43-75kg/m的断面钢轨。
根据本发明的方法，上述轧制后，将所述余热钢轨置于空气中冷却，当余热钢轨的踏面中心在空气中冷却至轨头踏面的中心温度为350-370℃后，将所得余热钢轨置于375-405℃下回火4-8h。
当所得余热钢轨的回火的温度高于405℃，钢轨温度接近脆性转变区温度，此时钢轨在回火炉中的降温速度远低于空气中，导致钢轨在405℃以上的温度停留时间过长，钢轨的强度及冲击韧性将大幅降低。显微组织检验也证实，原本应保留至室温的片条状贝氏体铁素体此时出现多边形化趋势；如果所得余热钢轨的回火温度低于375℃，钢轨在回火处理后继续冷却至室温时，形成马氏体组织的含量＞5重量％；同时，钢轨的韧塑性指标提升不显著，不利于获得性能优良的贝氏体钢轨。
当回火时间低于4h，钢轨的轨头部位回火处理不充分，钢轨的服役性能易波动；当回火时间高于8h，钢中碳化物析出完成，回火工序目的已达到，继续延长处理时间已无显著益处。
回火处理后，将钢轨取出在空气中冷却即得到成品贝氏体钢轨。
因此，根据本发明的方法，当余热钢轨的轨头踏面的中心温度降至350-370℃时，将钢轨置于375-405℃的回火4-8h。
为了使制备的贝氏体钢轨获得更优良的强韧性和服役安全性能，优选情况下，将所得余热钢轨在385-392℃下回火5-7小时。
本发明优选通过翻钢台架将余热钢轨直立于连续运行的辊道中在空气中静置冷却。
根据本发明的方法，所述回火的装置可以采用本领域中常用的各种能够起到回火作用的装置，例如回火炉。
本发明中，温度采用红外测温仪测得。
以下将通过实施例对本发明进行详细描述。
本发明的实施例A1-A6以及对比例D1-D3中使用的钢坯中含有的化学成分及含量如下表1所示，其余为Fe和不可避免的杂质。
表1
实施例1-6
实施例1-6用于说明本发明提供的贝氏体钢轨的制备方法。
分别将表1中的A1-A6钢坯在经转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理后浇铸为一定断面尺寸的连铸坯后，送至步进式加热炉中加热至1250℃，保温4h，将钢坯轧制为60kg/m的断面钢轨，将所得余热钢轨直立于辊道后在空气中静置空冷，当余热钢轨的踏面中心温度降至表2中的轧后空冷终止温度时，迅速将钢轨置于回火炉中回火，回火温度和时间见表2，后取出继续空冷至室温。
对比例1-3
按照实施例1的方法，不同的是采用的钢坯如表1中的对比例1-3，制备过程中的温度控制参见表2。
表2
测试例
根据以下方法对实施例1-6和对比例1-3制备的钢轨A1-A6和D1-D3进行性能检测，具体地：
按GB/T228.1-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测定钢轨的拉伸性能，测得的Rp0.2(屈服强度)、Rm(抗拉强度)、A％(伸长率)、Z％(断面收缩率)如表3所示；
按GB/T-229/2007方法测定钢轨的冲击性能，测定的常温(25℃)和0℃下钢轨的Aku(冲击功)参见表3；
按TB/T-2344/2012方法测定钢轨的轨底中心残余应力，测定结果见表3；
按GB/T 13298-1991《金属显微组织检验方法》采用TECNAL–G 2-20透射电镜测定钢轨A1的显微组织，结果参见图1；
按照GB/T 13298-1991方法测定贝氏体铁素体片条和马氏体的含量，采用XRD衍射方法测定薄膜状残余奥氏体的含量；以及贝氏体铁素体片条和薄膜状残余奥氏体的宽度通过采用透射电镜，选取至少200个视场，测定其宽度平均值，测定结果见表3。
表1至表3的结果表明，采用本发明的方法可以获得贝氏体铁素体片条的含量大于等于90重量％且片条宽度显著细化、同时残余奥氏体和马氏体的含量均不超过5％的贝氏体精细结构，本发明提供的贝氏体钢轨在获得高强度的同时，韧塑性指标特别是冲击韧性明显高于对比例中的相应的技术指标；同时，贝氏体钢轨的轨底中心残余应力明显低于对比例中的相应的技术指标，由此看出，本发明提供的贝氏体钢轨具有更优良的服役性能和安全性能。
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。
另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合。为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。
此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。