制造具有高强度底座的T型轨的方法与流程

本发明涉及钢轨，并且更具体地涉及t型轨。具体地，本发明涉及具有高强度底座的t型轨及其制造方法。

背景技术：

头部硬化的t型轨已经在美国和世界各地的货运和客运服务应用两者中开发和使用。这些轨已经提供了改进的机械性能，例如更高的屈服强度和拉伸强度。这已经给予这些t型轨头部改进的抗疲劳性、耐磨性并最终使其具有更长的使用寿命。

随着负载的增加以及轨紧固件变得更为刚性，轨底座变得越来越受关注。底座现在必须承受更高的塑性变形和伴随的疲劳损伤。目前还没有用于具有增加的底座强度/硬度的钢轨的工业范围的标准规范。在所有应用中使用具有“轧制”底座的轨。因此，在本领域中确实需要底座的强度/硬度比目前常规可用的更高的t型轨。

技术实现要素：

本发明涉及一种制造具有高强度/高硬度底座的t型轨的方法以及通过该方法制造的t型轨。该方法可以包括以下步骤：在约700℃与800℃之间的温度下提供碳钢t型轨；以及在如下冷却速率下冷却钢t型轨，如果冷却速率绘制在具有xy坐标的曲线图上，其中x轴表示以秒为单位的冷却时间且y轴表示钢t型轨的底座的表面的以℃为单位的温度，则冷却速率保持在以下之间的区域中：

由连接xy坐标(0s，800℃)，(80s，675℃)，(110s，650℃)和(140s，663℃)的上线限定的上冷却速率边界曲线；以及

由连接xy坐标(0s，700℃)，(80s，575℃)，(110s，550℃)和(140s，535℃)的下线限定的下冷却速率边界曲线。

碳钢t型轨可以具有按重量百分比计包含以下的arema标准化学组合物：碳：0.74至0.86；锰：0.75至1.25；硅：0.10至0.60；铬：最大0.30；钒：最大0.01；镍：最大0.25；钼：最大0.60；铝：最大0.010；硫：最大0.020；磷：最大0.020；以及主要为铁的其余物。

碳钢t型轨可以替选地具有按重量百分比计包含以下的组合物：碳：0.84至1.00；锰：0.40至1.25；硅：0.30至1.00；铬：0.20至1.00；钒：0.04至0.35；钛：0.01至0.035；氮：0.002至0.0150；以及为铁和残留物的其余物。

碳钢t型轨还可以具有按重量百分比计包含以下的组合物：碳：0.86至0.9；锰：0.65至1.0；硅：0.5至0.6；铬：0.2至0.3；钒：0.04至0.15；钛：0.015至0.03；氮：0.005至0.015；以及为铁和残留物的其余物。

t型轨可以具有底座部，所述底座部具有完全珠光体显微组织。并且所述底座部在距t型轨底座底面9.5mm的深度处具有至少350hb的平均布氏硬度。

从0秒至80秒的冷却速率可以具有在约1.25℃/秒与2.5℃/秒之间的范围内的平均值。此外，从80秒至110秒的冷却速率可以具有在约1℃/秒与1.5℃/秒之间的范围内的平均值。最后，从110秒至140秒的冷却速率可以具有在约0.1℃/秒与0.5℃/秒之间的范围内的平均值。

提供碳钢t型轨的步骤还可以包括以下步骤：在约1600℃至约1650℃的温度下通过依次添加锰、硅、碳、铬，随后以任何顺序或组合添加钛和钒以形成熔融物来形成钢熔融物；对熔融物进行真空脱气以进一步去除氧气、氢气和其他潜在有害气体；将熔融物铸造成方坯；将铸造的方坯加热至约1220℃；在初轧机上采用多道次将方坯轧制成“轧制的”方坯；将轧制的方坯放入到再加热炉中；将轧制的方坯再加热至约1220℃以提供均匀的轨轧制温度；对轧制的方坯进行除氧化皮；使轧制的方坯依次穿过粗轧机、中间粗轧机和精轧机以产生成品钢轨，所述精轧机具有1040℃的输出精轧温度；在高于约900℃时对成品钢轨进行除氧化皮，以在成品钢轨上获得均匀的二次氧化物；以及将成品轨空气冷却至约700℃至800℃。

冷却钢轨的步骤可以包括用水冷却轨140秒。用水冷却钢轨的步骤可以包括用水喷射射流冷却钢轨。构成水喷射射流的水可以被保持在8℃至17℃之间的温度。用水喷射射流冷却钢轨的步骤可以包括将水射流定向在轨头部的顶部、轨头部的侧面和轨的底座处。用水喷射射流冷却钢轨的步骤可以包括使钢轨穿过包括水喷射射流的冷却室。

冷却室可以包括两个区段，并且每个区段中的水流速可以根据每个区段中的冷却要求而变化。在冷却室的第一/入口区段中可以施加最大量的水，产生足够快的冷却速率以抑制先共析渗碳体的形成并在低于700℃下开始珠光体转变。冷却室的第一/入口区段中的水流速可以在15m³/hr至40m³/hr之间，并且冷却室的第二/最后区段中的水流速可以在5m³/hr至30m³/hr之间。在用水冷却轨140秒的步骤之后，冷却钢轨的步骤还可以包括在空气中将轨冷却至环境温度的步骤。

附图说明

图1是t型轨的底座部分的示意图，并且具体地示出了t型轨底座上的测量其硬度的位置；

图2描绘了t型轨的截面部分和用于冷却t型轨的水喷射射流；

图3绘制了本发明的8个轨的冷却曲线；

图4绘制了以℃为单位的轨头部温度相对于自进入单个轨的冷却室起的时间的关系，并且示出了指示本发明的冷却包络线的顶部边界和底部边界的虚线。

具体实施方式

本发明涉及用于制造具有高强度/硬度底座的t型轨的钢组合物和加速底座冷却的组合。

可用于本发明方法的轨的组合物

arema钢轨

在本发明方法中有用的t型轨的钢组合物是arema标准化学钢轨。该arema标准组合物包含(按重量％计)：

碳：0.74至0.86；

锰：0.75至1.25；

硅：0.10至0.60；

铬：最大0.30

钒：最大0.01

镍：最大0.25

钼：最大0.60

铝：最大0.010

硫：最大0.020

磷：最大0.020

以及为铁和残留物的其余物。

替选组合物

可以形成本发明的t型轨的第二组合物按重量％计为以下组合物，其中铁为主要其余物：

碳0.84至1.00(优选0.86至0.9)

锰0.40至1.25(优选0.65至1.0)

硅0.30至1.00(优选0.5至0.6)

铬0.20至1.00(优选0.2至0.3)

钒0.04至0.35(优选0.04至0.15)

钛0.01至0.035(优选0.015至0.03)

氮0.002至0.0150(优选0.005至0.015)

其余物为铁和残留物。

碳对于实现高强度轨性能是关键的。碳与铁结合形成碳化铁(渗碳体)。碳化铁有助于高硬度并赋予轨钢高强度。通过高的碳含量(高于约0.8重量％c，可选地高于0.9重量％)，较高体积分数的碳化铁(渗碳体)继续形成，高于常规共析(珠光体)钢的碳含量。在新钢中应用较高碳含量的一种方法是通过加速冷却(底座硬化)并抑制在奥氏体晶界上形成有害的先共析渗碳体网络。如下所述，较高碳含量还避免了通过正常脱碳在轨表面处形成软铁素体。换言之，钢具有足够的碳以防止钢的表面变成亚共析。大于1重量％的碳含量会产生不期望的渗碳体网络。

锰是钢液的脱氧剂，并以硫化锰的形式添加以固定硫，从而防止形成脆性且对热延展性有害的硫化铁。锰还通过延缓珠光体转变成核而有助于珠光体的硬度和强度，从而降低转变温度并减小层间珠光体间距。高含量的锰会在凝固过程中产生不期望的内部偏析和使性质退化的显微组织。在示例性实施方式中，将锰从常规的头部硬化钢组合物含量降低以将连续冷却转变(cct)图的“前端”移动至更短的时间，即曲线向左移动。通常，在“前端”附近形成更多的珠光体和下转变产物(例如，贝氏体)。根据示例性实施方式，初始冷却速率被加速以利用这种移动，冷却速率被加速以在前端附近形成珠光体。在较高的冷却速率下操作头部硬化工艺促进更细(且更硬)的珠光体显微组织。使用本发明的组合物，可以在较高的冷却速率下进行底座硬化而不发生不稳定性。因此，锰保持在低于1％以减少偏析并防止不期望的显微组织。锰含量优选保持在约高于0.40重量％，以通过形成硫化锰来固定硫。高硫含量会产生高含量的硫化铁并导致脆性增加。

硅是钢液的另一种脱氧剂，是珠光体中铁素体相的强力固溶强化剂(硅不与渗碳体结合)。硅还通过改变奥氏体中碳的活性来抑制在原奥氏体晶界上形成连续的先共析渗碳体网络。硅优选以至少约0.3重量％的含量存在以防止渗碳体网络形成，并且以不大于1.0重量％的含量存在以避免在热轧期间脆化。

铬在珠光体的铁素体和渗碳体相中提供固溶强化。

钒在转变期间与过量的碳和氮结合形成钒碳化物(碳氮化物)，以提高硬度并强化珠光体中的铁素体相。钒有效地与铁竞争碳，从而防止形成连续的渗碳体网络。碳化钒细化奥氏体粒径，并起到破坏奥氏体晶界处形成连续先共析渗碳体网络的作用，特别是在本发明实践的硅含量存在的情况下。钒含量低于0.04重量％产生不足以抑制连续渗碳体网络的碳化钒析出物。高于0.35重量％的含量会不利于钢的延伸率性能。

钛与氮结合形成氮化钛析出物，该氮化钛析出物在钢的加热和轧制期间钉扎奥氏体晶界，从而防止过度的奥氏体晶粒生长。这种晶粒细化对于在高于900℃的精轧温度下在轨的加热和轧制期间限制奥氏体晶粒生长是重要的。晶粒细化提供延展性和强度的良好组合。钛含量高于0.01重量％有利于拉伸延伸率，产生超过8％例如8％至12％的延伸率值。钛含量低于0.01重量％会将延伸率平均值降低至低于8％。钛含量高于0.035重量％会产生大的tin颗粒，其对于限制奥氏体晶粒生长是无效的。

氮对与钛结合形成tin析出物是重要的。在电炉熔融过程中通常存在天然存在量的氮杂质。可能期望向组合物中添加额外的氮以使氮含量高于0.002重量％，其通常是足以允许氮与钛结合形成氮化钛析出物的氮含量。通常，不需要高于0.0150重量％的氮含量。

第二组合物是过共析的，具有较高体积分数的渗碳体以增加硬度。锰被有意减少，以防止在焊接t型轨时形成下转变产物(贝氏体和马氏体)。增加硅含量以提供更高的硬度并有助于抑制在原奥氏体晶界处形成先共析渗碳体网络。稍高的铬是为了增加更高的硬度。钛的添加与氮结合形成在奥氏体相中沉淀的亚微观氮化钛颗粒。这些tin颗粒在加热循环期间钉扎奥氏体晶界以防止晶粒生长，从而产生更细的奥氏体粒径。钒的添加与碳结合形成在珠光体转变期间沉淀的亚微观碳化钒颗粒，并产生强的硬化效果。钒随硅的添加以及加速冷却抑制先共析渗碳体网络的形成。

图1是t型轨的底部的示意图。该图示出了t型轨底座上的位置，其中在本文中测量并报告了这些位置的硬度(如本文所用，术语硬度是指布氏硬度)。位置f和h在底座的边缘附近，而位置g位于底座的中心点。对距底座底面9.5mm深度的材料进行测试。

由arema标准化学钢制成的未处理的轧制的t型轨的底座的平均中心点(g)硬度约为320。

在表1中示出了经历本发明方法的几种样品钢轨在点f、g和h处的硬度以及平均值。

表1

对于底座上的所有点，本发明的轨的平均底座硬度超过350(优选360)。本发明的轨的平均中心点(g)硬度超过370，其中一些轨甚至超过380。因此，本发明的轨的平均底座硬度超过现有技术合金的中心点硬度40个点。甚至更好的是，现有技术的轨与本发明的轨的平均中心点硬度的比较，本发明的轨硬度高整整50个点。

在未加工钢轨的制造中，可以在足够高以保持钢处于熔融状态的温度范围内进行炼钢。例如，该温度可以在约1600℃至约1650℃的范围内。合金元素可以以任何特定顺序添加到钢水中，但期望安排添加顺序以保护某些元素例如钛和钒不被氧化。根据一个示例性实施方式，首先添加作为锰铁的锰以对钢液脱氧。接着，以硅铁的形式添加硅以进一步对钢液脱氧。然后添加碳，随后添加铬。在倒数第二和最后步骤中分别添加钒和钛。在添加合金元素之后，可以对钢进行真空脱气，以进一步去除氧气和其他潜在有害气体例如氢气。

一旦脱气，可以在三流连铸造机中将钢液铸造成方坯(例如，370mm×600mm)。铸造速度可以设定为例如低于0.46m/s。在铸造期间，通过覆盖物保护钢液免受氧气(空气)的影响，该覆盖物包括陶瓷管，该陶瓷管从钢包的底部延伸到中间包(将钢水分配到下面的三个模具中的保持容器)中并从中间包的底部延伸到每个模具中。钢液可以在铸造模具中的同时被电磁搅拌以增强均化，并由此使合金偏析最小化。

在铸造之后，将铸造的方坯加热至约1220℃并在初轧机上以多道次(例如，15道次)轧制成“轧制的”方坯。轧制的方坯被“热”放入到再加热炉中并再加热至1220℃以提供均匀的轨轧制温度。在除氧化皮之后，轧制的方坯可以在粗轧机、中间粗轧机和精轧机上以多道次(例如，10道次)轧制成轨。精轧温度期望地约为1040℃。轧制的轨可以在高于约900℃时再次除氧化皮以在底座硬化之前在轨上获得均匀的二次氧化物。该轨可以被空气冷却至约700℃至800℃。

虽然此时优选将本发明的冷却工艺直接应用于新制造的钢轨，但当轨仍处于约700℃至800℃时，轨可以冷却至环境温度并稍后再加热至本发明工艺的约700℃至800℃的起始温度。

本发明方法：

在离开轨轧机的最后一个机架后，轨(尽管仍为奥氏体)被送到底座硬化机。在700℃与800℃之间的表面温度下开始，使所述轨穿过如图2所示配置的一系列水喷射喷嘴，图2描绘了t型轨的截面部分和用于冷却t型轨的水喷射射流。

从图2可以看出，水喷射喷嘴配置包括顶头水喷射1、两个侧头水喷射2和底部水喷射3。喷射喷嘴纵向分布在100米长的冷却室中并且该室包含数百个冷却喷嘴。轨以0.5至1.0米/秒的速度移动通过喷射室。为了性能一致性，将水温控制在8℃至17℃内。

在冷却室的两个独立区段中控制水流速；每区段50米长。例如，在处理115e轮廓(115lb/yd)时，针对每个50米区段调节底座喷射水流速以实现适当的冷却速率，从而在t型轨底座中获得精细的珠光体显微组织。图3绘制了当本发明的8个轨连续穿过该室的区段时的冷却曲线。具体地，图3绘制了以℃为单位的轨底座温度相对于自进入室的第一区段起的时间的关系。

本发明的重要部分是控制冷却室的两个独立区段中的冷却速率。这通过精确控制两个区段中的每个区段中的水流量来实现；特别是在每个区段中至底座喷嘴的总流量。对于上面关于图3讨论的本发明的8个轨，在第一个50米区段中至底座喷嘴的水流速为15m³/hr至40m³/hr并且在第二区段中为5m³/hr至30m³/hr。在轨离开最后一区段之后，轨通过空气冷却被冷却至环境温度。水流量的这种分配影响轨底座的硬度水平和硬度深度。图3中的8个轨中的第一个轨的冷却曲线被绘制在图4中以显示水分配的结果。具体地，图4绘制了以℃为单位的轨头部温度相对于自进入单个轨的室的第一区段起的时间的关系。虚线指示本发明的冷却包络线的顶部边界和底部边界。

在第一区段中施加最大量的水，这产生足够快的冷却速率以抑制先共析渗碳体的形成并在低于700℃(在600℃至700℃之间)时开始珠光体转变。珠光体转变的起始温度越低，珠光体层间间距越细，轨的硬度越高。一旦t型轨底座开始转变为珠光体，热通过珠光体转变释放——称为转变热——并且冷却过程急剧减慢，除非施加适当量的水。实际上，表面温度可能变得比以前更热：这被称为再辉。需要受控的高水平的水流量来带走这种过热并且允许珠光体转变继续在低于700℃下发生。在第二区段中的水流量继续从轨表面吸取热。需要这种额外的冷却以获得良好的硬度深度。

如上所述，图5中的虚线表示本发明的冷却包络线和本发明的三种冷却状态。冷却包络线的第一冷却状态跨越进入冷却室中0秒至80秒。在冷却包络线的这种状态下，冷却曲线由冷却上限线和冷却下限线(图4中的虚线)界定。冷却上线从时间t＝0秒、约800℃的温度跨越至t＝80秒、约675℃的温度。冷却下线从时间t＝0秒、约700℃的温度跨越至t＝80秒、约575℃的温度。

冷却包络线的第二冷却状态跨越进入冷却室中80秒至110秒。在冷却包络线的这种状态下，冷却曲线再次由冷却上限线和冷却下限线(图4中的虚线)界定。冷却上线从时间t＝80秒、约675℃的温度跨越至t＝110秒、约650℃的温度。冷却下线从时间t＝80秒、约575℃的温度跨越至t＝110秒、约550℃的温度。

冷却包络线的第三冷却状态跨越进入冷却室中110秒至140秒。在冷却包络线的这种状态下，冷却曲线再次由冷却上限线和冷却下限线(图4中的虚线)界定。冷却上线从时间t＝110秒、约650℃的温度跨越至t＝140秒、约635℃的温度。冷却下线从时间t＝110秒、约550℃的温度跨越至t＝140秒、约535℃的温度。

在冷却包络线的三种冷却状态中，冷却速率分为三个阶段。在阶段1中，该阶段跨越进入冷却室中前80秒，冷却速率在约1.25℃/秒与2.5℃/秒之间，下降至在约525℃与675℃之间的温度。阶段2跨越80秒至110秒，其中冷却速率在1℃/秒与1.5℃/秒之间，下降至在约550℃与650℃之间的温度。阶段3跨越110秒至140秒，其中冷却速率在0.1℃/秒与0.5℃/秒之间，下降至在约535℃与635℃之间的温度。此后，轨被空气冷却至环境温度。

除非另外说明，否则本文提及的所有百分比按重量计。