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的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于贝氏体钢轨的热处理技术领域，具体是涉及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。
【背景技术】
[0002] 我国重载铁路年运输量已经超亿吨，其中两条运煤重载铁路干线朔黄铁路年运煤 量超2亿吨、大秦铁路的年运煤量运煤量超4亿吨。火车轴重也不断提高，朔黄铁路轴重30 吨重载列车试验成功。随着铁路运量的提高，抗拉强度980MPa级珠光体钢轨的严重伤损已 经成为铁运输量提高的瓶颈。选择1200MPa级以上的低合金高强度贝氏体钢轨，成为了近 十年来重载铁路钢轨开发的主要方向。
[0003] 在低合金高强度贝氏体钢轨技术领域，先后有多达十余项专利获得了授权，具 体如下：发明专利号：02158853. 8,抗磨损、高强韧性准贝氏体钢轨及其制造方法。发 明专利号：200510047907. 4，具有优异的抗疲劳性能的贝氏体组织的钢轨及其生产方 法。发明专利号=2011104191837,一种高强度贝氏体钢轨及其热处理工艺。发明专利号： 2011100778921，一种耐腐蚀贝氏体钢轨。发明专利号：98112095. 4,高速准高速铁路道盆 高性能耐磨钢及其制作方法。发明专利号=2009100635812, 一种超高强度贝氏体钢轨用钢 及其制造方法。发明专利号：02158852. X，抗磨损、高强韧性准贝氏体道岔钢轨及其生产工 艺。发明专利号：200610012673. 4,铁路辙叉专用含钨贝氏体锻钢及其制造方法。发明专 利号：99800029. 9,具有高抗表面疲劳伤损性和高耐磨性的贝氏体钢钢轨。发明专利号： 94101720. 6,具优异的耐滚动疲劳伤损性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法。
[0004] 上述专利技术均采用了中C高Si高Mn合金体系中添加 Cr、Mo、Ni以及V、Nb等合 金微合金元素的无碳贝氏体钢的技术路线。目的是希望仅采用热乳生产就能获得空冷条件 下贝氏体微观组织，从而获得高强度和高塑韧性能。然而无碳贝氏体的的核心特征依然是 上贝氏体中的板条贝氏体铁素体和残余奥氏体的结构形貌特征。经过学者的研究通过Si、 Mn、Mo的合金含量的调控，抑制了贝氏体铁素体板条的过分长大同时，使准贝氏体中残余奥 氏体数量尺寸得到有效控制，微观观察是近似于非等轴铁素体形貌，但是部分奥氏体却以 马氏体相变的形式存在，更加深入微观分析表明，准贝氏体依然具有板条贝氏体铁素体形 貌，即所谓的形成了新型的Si-Mn-Mo系列非典型的准贝氏体钢，这种贝氏体依然不能完全 摆脱板条贝氏体铁素体相貌特征，即上贝氏体组织特征，然而随着Mn、Mo含量的增加却增 加了钢轨截面局部马氏体组织数量增加的可能性不能得到有效控制，目前文献公布的准贝 氏体钢中均含有少量的马氏体组织，这种混合组织钢轨在实际应用中效果并不十分理想。
[0005] 在具体的实际生产和应用表明，所谓的热乳空冷贝氏体钢轨均需要乳后的回火处 理，以利于降低贝氏体钢本身固有的高残余应力，来保证钢轨服役性能的稳定性。即便如 此，检测分析表明贝氏体钢轨的残余应力依然高于珠光体钢轨。同时由于钢轨型钢截面变 化大，以及贝氏体组织对冷却条件敏感的特点，实际热乳生产中贝氏体钢轨，无论是无碳贝 氏体还是准贝氏体钢轨因其高硅锰含量，钢轨不同部位冷速的不一致会明显造成成分偏 析、局部产生马氏体组织或残余奥氏体粗大化，残余应力过高，时效特征明显，钢轨通体性 能不一致、截面性能变化大的特点十分突出，在受到外界力作用时如轮轨接触摩擦等条件 下，局部微观组织和性能出现剧烈变化，而发生断轨、剥离、鱼鳞伤等现象。其结果是上道服 役寿命出现好坏参半现象，使贝氏体钢轨的推广一直受到限制。稳定和延长贝氏体钢轨的 服役寿命已成为贝氏体钢轨开发的重点。
[0006] 综上所述，需要开发一种组织稳定性、强韧性，耐疲劳性能更高的下贝氏体组织钢 轨。下贝氏体具有以下组织结构特征：①下贝氏体的空间形态呈双凸透镜状，与试样磨面相 交呈片状或针状。②在奥氏体晶界上形成，但更多的是在奥氏体晶粒内部形成。③下贝氏 体中铁素体的亚结构为位错，其位错密度比上贝氏体中铁素体的高。下贝氏体的铁素体内 含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。相比较而言下贝氏体 中的残余奥氏体无论数量和尺寸均少于或小于上贝氏体中含量。下贝氏体的强度较高，韧 性也较好，而上贝氏体的强度低，韧性很差，且随贝氏体形成温度的降低，强度和韧性逐步 提高，塑性和韧性也同样随着形成温度的降低而提高。下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒量 也较多，所以碳化物对下贝氏体的贡献也较大。由于上贝氏体铁素体条彼此平行排列成束， 条与条之间位向差很小，好像是一个晶粒，而下贝氏体铁素体片彼此之间位向差很大。即上 贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体的，加之上贝氏体的碳化物呈连续状分布于铁素 体条间，导致了上贝氏体性能相对较差。
[0007] 因此，开发以下贝氏体为主的贝氏体钢轨的生产技术，真正能发挥其高强度、高韧 性和长寿命特点是本发明的重点。然而，获得下贝氏体的生产工艺控制较为复杂，很难通过 合金体系调控的方法获得。实验表明通过添加合金元素 Ni、V、Nb来稳定残余奥氏体和降低 残余应力的效果并不明显，因此需要通过热处理工艺措施获得。本发明开发出细晶下贝氏 体钢轨的生产工艺，并在重载铁路实际铺轨应用，取得了良好的耐滚动疲劳的效果。
【发明内容】
[0008] 本发明目的是提供一种贝氏体钢轨合金体系及其贝氏体钢轨的热处理方法以及 贝氏体钢轨。该工艺的生产特点是，有效控制奥氏体组织的细化及元素和微观组织的偏析 和不均现象，以利于冷却相变后获得细小的均匀的下贝氏体组织。生产热处理工艺上，保证 有效控制钢轨完全发生下贝氏体组织的相变，从而获得高性能的贝氏体钢轨。因此，在贝氏 体钢轨热乳生产后，需要进行二次热处理工，即本发明采用正火+调质两次热处理工艺路 线，有效降低了成分偏析的残余应力、细化了贝氏体组织、分解细化和稳定化了残余奥氏体 微观组织，消除了少量马氏体组织，使钢轨截面的微观组织和硬度更加均匀，全尺寸钢轨的 各项性能稳定在窄幅波动范围内。从而大幅提高了钢轨的服役性能。
[0009] 本发明的技术方案如下：
[0010] 本发明一方面提供了一种贝氏体钢轨的合金体系，其特征在于：所述的合金体 系的成分以质量百分比计如下：C :0· 22~0· 27 ;Si :1· 65~L 85 ;Mn :1· 60~L 80 ;Cr : L 30 ~L 90 ;Mo :0· 25 ~0· 85 ;Ni :0· 25 ~0· 95 ;V :0· 040 ~0· 060 或 Nb :0· 020 ~0· 040、 P :彡0. 015、S :彡0. 015 ;余量为Fe和不可避免的杂质元素；其中对杂质元素进行严格控 制：（1)气体含量：钢水[H]彡 2. Oppm，铸坯[H]彡 I. 5ppm，[0]彡 25ppm，[N]彡 70ppm ; (2) 残余元素 ：Al 彡 0· 006%，Cu 彡 0· 15%，Sn 彡 0· 010%，Sb 彡 0· 010%。
[0011] 通常贝氏体钢轨的生产工艺是，钢轨热乳后或热乳空冷到室温后重新加热到 850-950°C奥氏体化，然后控制冷却速度以较快冷却速度通过珠光体铁素体相变温区（大 约在550-700°C之间），其冷却速度大于0. 3°C /s，目的是避免发生铁素体珠光体相变。然 后控制冷却速度以小于5°C /s，冷却到200°C后空冷到室温，该阶段控制冷速的目的是尽量 使相变发生在贝氏体冷却速度控制区间，而不是由于过快冷速产生马氏体。为了稳定微观 组织和残余奥氏体，消除残余应力，还需要在300-400°C区间进行回火处理。上述贝氏体钢 轨生产的复杂性就是需要配合乳钢生产实际节奏，不断调整乳后冷却速度，同时由于钢轨 的截面变化，不可能使钢轨的截面冷却速度一直，导致截面硬度分布不均，并且边角局部和 内部成分偏析地方很容易产生马氏体组织或局部晶粒异常现象从而导致贝氏体钢轨性能 的恶化，最终影响钢轨的使用性能。
[0012] 上述贝氏体钢轨的合金体系的马氏体相变温度为320°C，下贝氏体形成温度 360°C以下。为了保证热处理贝氏体钢轨中微观组织不产生马氏体组织或铁素体珠光体组 织，钢轨淬火终止温度控制320°C _360°C之间，然后长时间等温相变处理。即在调质淬火过 程中控制钢轨冷却温度在马氏体想变温度以上和下贝氏体相变温度以下温度区间。残余奥 氏体的稳定控制，贝氏体组织中残余内应力的消除是贝氏体钢轨保证运行寿命的关键。因 此需要长时间的正火和退火处理。
[0013] 本发明另一方面还提供了一种使用上述合金体系制备的贝氏体钢轨的热处理方 法，其特征在于，所述的热处理方法具体如下：
[0014] 正火+调整处理：正火温度为900-940°C奥氏体温区加热，炉内保温超过8小时， 出炉空冷到室温；
[0015] 淬火：在Ac3+50~70°C奥氏体（约830-900°C )温区范围内保温7小时后，水冷 直接淬火至马氏体相变温度以上320-350°C之间；
[0016] 等温相变：然后在320-350°C将钢轨堆垛放入保温坑保温处理，进行超过5小时等 温相变处理；
[0017] 回火调质处理：等温相变处理后将贝氏体钢轨进行回火处理，回火温度为 320-370 °C，保温超过9小时后空冷至室温。
[0018] 本发明另一方面还提供了 一种采用上述贝氏体钢轨的热处理方法制备得到 的贝氏体钢轨，所述的贝氏体钢轨性能满足以下指标：屈服强度Rpa2>1240MPa ;抗拉强 度RniMSOOMPa;延伸率A% >15 ;冲击功Aku室温>110J;面缩率Z % >50 ;疲劳断裂韧性 Klc>90MPam1/2,钢轨截面硬度控制在39-42HRC。
[0019] 针对无碳贝氏体钢轨的显微组织一般由板条铁素体和第二相组成，第二相包括碳 化物、马氏体或者是残余奥氏体，即所谓的无碳贝氏体钢。以及要获得相变温度一般低于 350°C的针状下贝氏体片组织。其合金元素的作用和控制范围如下：
[0020] 碳：碳是马氏体相变中产生间隙固溶强化和碳化物沉淀强化的元素，并且是钢获 得高强度的主要元素。当碳含量大于〇. 45%，容易生成硬而脆的高碳马氏体相，在滚动表面 容易产生剥落和其它分层。而碳含量小于〇. 15%时就很难获得贝氏体组织所需的强度，碳 含量太低，对耐磨性起重要作用的硬碳化物就很难在滚动摩擦中形成。因此，该系钢碳含量 通常在0. 15%~0. 45%之间。此外，碳还能增加钢的冷脆性和时效敏感性。
[0021] 硅：能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度。使贝氏体相变区右移，固溶强 化贝氏体，提高贝氏体钢轨的耐磨性。硅可以抑制渗碳体的析出，当硅的加入量足够时，在 一定冷速时在贝氏体相变过程中，随着贝氏铁素体的形成，碳向其相邻的过冷奥氏体处富 集，