一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法与流程

本发明涉及钢轨热处理技术领域，具体涉及一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法。

背景技术：

钢轨作为铁路交通的重要组成部分，其使用性能对于保障行车安全与铁路运营效率显得尤为重要。随着经济发展，重载铁路运量的不断提升，轮轨间的接触条件愈为恶劣，钢轨侧磨和剥离掉块等伤损日益严重，而传统珠光体型钢轨已不能满足当前使用需求。过共析钢轨最早由日本研究人员研发，其具有较高碳含量及渗碳体密度，而较大的碳含量可以使得其在热处理之后获得很高的强度和硬度，且渗碳体密度的提高使其抗滚动接触疲劳性能及耐磨损性能提升，可在大运量重载线路及小半径路线上使用。但是随着碳含量的增多会导致晶界处网状渗碳体的析出，微裂纹易于在渗碳体处形成并沿着连续网状不断扩展，对钢轨的力学性能产生不良影响。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法，采用本发明提供的热处理方法能够有效地减少过共析钢轨中有害组织网状渗碳体的析出，提高过共析钢轨的力学性能。

为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

本发明提供了一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法，包括以下步骤：

将轧态或热处理态过共析钢轨加热到900℃以上，进行保温，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨先以第一冷却速度冷却至等温温度，等温30～50s；然后以第二冷却速度冷却至终冷温度400℃以下；再自然冷却至室温；所述等温温度为600～630℃；所述第一冷却速度和第二冷却速度独立为8～10℃/s。

优选地，所述第一冷却速度和第二冷却速度相同。

优选地，所述轧态或热处理态过共析钢轨的碳含量为0.94～1.00wt.％。

优选地，以质量百分比计，所述轧态或热处理态过共析钢轨的化学成分包括：c0.94～1.00％，si0.45～0.80％，mn0.75～1.25％，p≤0.015％，s≤0.010％，cr+nb+ni0.625％，余量为铁。

本发明提供了一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法，包括以下步骤：将轧态或热处理态过共析钢轨加热到900℃以上，进行保温，得到奥氏体化钢轨；将所述奥氏体化钢轨先以第一冷却速度冷却至等温温度，等温30～50s；然后以第二冷却速度冷却至终冷温度400℃以下；再自然冷却至室温；所述等温温度为600～630℃；所述第一冷却速度和第二冷却速度独立为8～10℃/s。本发明先将轧态或热处理态过共析钢轨加热到900℃以上，使得原材料中不均匀分布和粒度不均的碳化物完全固溶，充分奥氏体化；本发明先以8～10℃/s的速度冷却至600～630℃，并在该温度下等温30～60s，能够有效细化珠光体片层间距，避免出现网状渗碳体；接着以8～10℃/s的速度冷却至终冷温度400℃以下。实施例结果表明，采用本发明提供的热处理方法能够有效减少过共析钢轨网状渗碳体析出，提高过共析钢轨的力学性能，硬度为396～415hb，抗拉强度为1312～1437mpa，屈服强度为800～911mpa，延伸率为12.24～16.80％，断面收缩率为20.79～25.70％。

另外，本发明提供的热处理方法简便易操作，适宜工业化应用。

附图说明

图1为本发明实施例热处理方法的示意图；

图2-a为对比例1制备得到的试样的金相组织图；

图2-b为对比例2制备得到的试样的金相组织图；

图2-c为对比例3制备得到的试样的金相组织图；

图2-d为对比例4制备得到的试样的金相组织图；

图2-e为实施例1制备得到的试样的金相组织图；

图2-f为实施例2制备得到的试样的金相组织图；

图2-g为实施例3制备得到的试样的金相组织图；

图3-a为对比例1拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-b为对比例2拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-c为对比例3拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-d为对比例4拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-e为实施例1拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-f为实施例2拉伸断口的微观sem形貌图；

图3-g为实施例3拉伸断口的微观sem形貌图。

具体实施方式

本发明提供了一种减少过共析钢轨网状渗碳体析出的热处理方法，包括以下步骤：

将轧态或热处理态过共析钢轨加热到900℃以上，进行保温，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨先以第一冷却速度冷却至等温温度，等温30～50s；然后以第二冷却速度冷却至终冷温度400℃以下；再自然冷却至室温；所述等温温度为600～630℃；所述第一冷却速度和第二冷却速度独立为8～10℃/s。

本发明将轧态或热处理态过共析钢轨加热到900℃以上，优选为900℃。进行保温，得到奥氏体化钢轨。在本发明中，所述轧态或热处理态过共析钢轨的碳含量优选为0.94～1.00wt.％，更优选为0.95～0.96wt.％。本发明对所述轧态或热处理态过共析钢轨的具体组成没有特殊的限定，采用本领域所熟知的过共析钢轨即可。在本发明的具体实施例中，按重量百分比计，所述轧态或热处理态过共析钢轨的化学成分包括：c0.94～1.00％，si0.45～0.80％，mn0.75～1.25％，p≤0.015％，s≤0.010％，cr+nb+ni0.625％，余量为铁。在本发明中，所述轧态或热处理态过共析钢轨的初始温度优选为室温，由所述轧态或热处理态过共析钢轨的室温温度升至900℃的升温速率优选为10℃/s。本发明通过在900℃以上保温，能够使得轧态或热处理态过共析钢轨充分奥氏体化。在本发明的具体实施例中，在900℃以上的保温时间优选为900s。

得到奥氏体化钢轨后，本发明将所述奥氏体化钢轨先以第一冷却速度冷却至等温温度，等温30～50s；然后以第二冷却速度冷却至终冷温度400℃以下；再自然冷却至室温。

在本发明中，所述第一冷却速度为8～10℃/s，优选为8～9℃/s。在本发明中，所述等温温度为600～630℃，优选为600～610℃；所述等温时间为30～50s，优选为30～40s。本发明先以8～10℃/s的速度冷却至600～630℃，并在该温度下等温30～50s，能够细化珠光体片层间距，避免出现网状渗碳体。

在本发明中，所述第二冷却速度为8～10℃/s，优选为8～9℃/s。本发明以8～10℃/s的速度冷却至终冷温度400℃以下，冷却至该温度以下的作用是避免珠光体的长大。

在本发明中，所述第一冷却速度和第二冷却速度优选相同，作用是避免网状渗碳体的析出以及细化珠光体的片层间距，提高过共析钢的力学性能。在本发明中，所述冷却过程优选在淬火冷却装置中进行，采用的冷却介质优选为水雾混合气。

在本发明的具体实施例中，所述热处理方法的示意图如图1所示，详细的热处理过程见实施例1～3。

采用本发明所述热处理方法得到的过共析钢轨中珠光体片层间距为110～134.5nm，渗碳体片厚度为17.6～25.8nm，渗碳体百分比为44.22～48.13％，并且晶界处并未明显的发现网状渗碳体的析出。本发明得到的过共析钢轨抗拉强度为1312～1437mpa，屈服强度为800～911mpa，延伸率为12.24～16.80％，断面收缩率为20.79～25.70％，硬度为396～415hb。

下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

按重量百分比计，实施例中采用的为轧态过共析钢轨或热处理态过共析钢轨，化学成分为：c0.94～1.00％，si0.45～0.80％，mn0.75～1.25％，p≤0.015％，s≤0.010％，cr+nb+ni0.625％，余量为铁。

实施例1

将轧态过共析钢轨(温度为室温)加热至900℃，保温900±30s至充分奥氏体化，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨以7.8±0.5℃/s的速度冷却至600±12℃，等温30±4s；然后继续以7.8±0.5℃/s的速度冷却至400±15℃，最后自然冷却至室温，得到过共析钢轨。

实施例2

将轧态过共析钢轨(温度为室温)加热至900℃，保温900±25s至充分奥氏体化，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨以9.6±0.3℃/s的速度冷却至600±5℃，等温30±2s；然后继续以9.6±0.3℃/s的速度冷却至400±25℃，最后自然冷却至室温，得到过共析钢轨。

实施例3

将轧态过共析钢轨(温度为室温)加热至900℃，保温900±30s至充分奥氏体化，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨以8.2±0.6℃/s的速度冷却至630±16℃，等温32±2s；然后继续以8.2±0.6℃/s的速度冷却至400±6℃，最后自然冷却至室温，得到过共析钢轨。

对比例1

以轧态过共析钢轨为对比例1。

对比例2

以热处理态过共析钢轨为对比例2。

对比例3

将轧态过共析钢轨(温度为室温)加热至900℃，保温900±36s至充分奥氏体化，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨以4.9±0.3℃/s的速度冷却至630±18℃，等温30±6s；然后继续以4.9±0.3℃/s的速度冷却至400±2℃，最后自然冷却至室温，得到过共析钢轨。

对比例4

将轧态过共析钢轨(温度为室温)加热至900℃，保温900±27s至充分奥氏体化，得到奥氏体化钢轨；

将所述奥氏体化钢轨以5±0.6℃/s的速度冷却至630±16℃，等温60±2s；然后继续以5±0.6℃/s的速度冷却至400±18℃，最后自然冷却至室温，得到过共析钢轨。

测试例1

将实施例1～3和对比例1～4制备得到的试样经砂纸打磨抛光后，用3％硝酸酒精腐蚀，然后利用金相显微镜观察显微组织，所得结果见图2-a～2-g。其中图2-a为对比例1，图2-b为对比例2，图2-c为对比例3，图2-d为对比例4，图2-e为实施例1，图2-f为实施例2，图2-g为实施例3。由图2-a～2-g可以看出，对比例1轧态组织由片层间距较大的珠光体组织组成，在显微镜下就看能到清晰的片层结构，同时晶界处能够看到网状渗碳体的分布，如箭头所示；经工厂热处理的对比例2过共析钢轨的珠光体组织虽较轧态有所细化，但是仍然很粗大，在显微镜下仍能看到明显的片层间距，同时晶界处仍有少量的网状渗碳体析出；对比例3和对比例4的珠光体片层间距仍然较粗大，显微镜下部分区域仍然能看到珠光体的片层间距。而实施例1～3的珠光体片层间距相较对比例1～4细化明显，显微镜下已经基本看不到珠光体的片层结构，另外晶界处已观察不到明显的网状渗碳体析出。

利用截线法对对比例3～4和实施例1～3的sem照片中珠光体的片层间距进行统计并取平均值，利用软件测量渗碳体含量，所得结果见表1。

表1珠光体片层间距和渗碳体含量

从表1可以看出，随着等温时间从30s增加至60s，相变时间变长，珠光体片层间距增大，渗碳体含量减小。在等温温度和等温时间一定的前提下，冷却速度的提高会使过冷度增大，相变驱动力增大，使珠光体片层间距减小。但是当冷速达到一定值时，片层间距又出现小幅增大，这是由于珠光体相变为扩散型相变，冷却速度的提高虽然提高了过冷度，但是降低了碳原子的扩散速率，二者综合作用最终使得珠光体片层间距小幅增大。

测试例2

依据gb/t228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，在gnt300电子式万能试验机上分别进行室温拉伸实验，拉伸速率为0.6mm/min，测试实施例1～3和对比例1～4制备的试样的抗拉强度、屈服强度、延伸率和断面收缩率；然后利用硬度计依据gb/t231.1-2018《金属材料布氏硬度试验第1部分：试验方法》测定各个试样的布氏硬度。检测结果见表2。

表2力学性能测试结果

由表2可以看出，经过热处理后的过共析钢轨硬度较轧态和热处理态均有提升，影响最大的就是等温温度，在相同的等温时间都为30s时，600℃等温硬度较630℃等温有较大幅度的提升，这是由于等温温度低，珠光体片层间距细化程度更大，同时硬相渗碳体所占百分含量也较大；随着冷速的增快，过共析钢轨硬度变化均程“折线形”，8℃/s冷速时出现峰值，10℃/s冷速下的硬度均比5℃/s冷速高，这种硬度的变化与珠光体片层间距的变化相一致，表明细化的珠光体片层间距能够有效提高硬度；通过对比600℃等温中两种等温时间所对应的硬度可知，等温时间越长，过共析钢轨的硬度越低，这是因为过长的等温时间导致了珠光体的长大，使得其片层间距增大；实施例1达到最大硬度415hb，较轧态提升36.1％，较热处理态提升20.3％。

测试例3

实施例1～3和对比例1～4制备的试样拉伸断口的微观sem形貌如图3-a～3-g所示。其中，图3-a为对比例1拉伸断口的微观sem形貌图，图3-b为对比例2拉伸断口的微观sem形貌图，图3-c为对比例3拉伸断口的微观sem形貌图，图3-d为对比例4拉伸断口的微观sem形貌图，图3-e为实施例1拉伸断口的微观sem形貌图，图3-f为实施例2拉伸断口的微观sem形貌图，图3-g为实施例3拉伸断口的微观sem形貌图。对比例1～4(图3-a、3-b、3-c、3-d)均是由解理面、河流花样及撕裂棱以及部分的二次裂纹组成，这种断裂类型属于明显的解理断裂，解理断裂是一种脆性断裂。而实施例3(图3-g)的解理面明显变小，撕裂棱变短并且数量增多，同时观察到了一定数量的韧窝，但是韧窝尺寸较小并且深度较浅，所以该断裂方式属于准解理断裂，仍属于脆性断裂。实施例1(图3-e)和实施例2(图3-f)微观断面出现大量撕裂韧窝，表面呈蜂窝状，并且相比于实施例3，韧窝的尺寸和深度均有所增加，这种断裂属于韧性断裂。从图3-a～3-g可知，轧态断口属脆性断裂，而热处理态则从脆性断裂逐渐转变为韧性断裂。

由以上实施例和对比例可以看出，经热处理后的过共析钢轨显微组织较轧态有明显变化。随着等温温度降低、等温时间的减小，珠光体片层间距逐渐减小；随着冷速加快，珠光体片层间距先大幅减小后小幅增大；经热处理后的过共析钢轨力学性能较轧态和热处理态均有所提高；等温温度越低，硬度、抗拉强度越高；等温时间越短，硬度、抗拉强度越高。轧态断口属脆性断裂，热处理态则为韧性断裂。随着冷速的提升、等温温度降低、等温时间减少，断裂类型从脆性断裂过渡为韧性断裂。说明采用本发明提供的热处理方法能够有效细化珠光体的片层间距，同时避免晶界出现网状渗碳体，有利于改善过共析钢轨的力学性能。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。