一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢及其热处理方法

摘要

一种超细晶粒超高强韧性的高速车轴钢，所述车轴钢包括均匀的细晶奥氏体晶粒及Nb微合金纳米第二相增强的马氏体组织，所述奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸在10μm以下；所述车轴钢的化学成分以重量百分比计包含Nb：0.00～0.06％和V：0.16～0.30％。同时本发明还提供所述钢的热处理方法。本发明充分发挥各元素在车轴钢中的作用，并采用两次淬火+高温回火热处理，最终使高速车轴具有良好的抗冲击、抗疲劳等服役性能、优异的强韧性匹配和良好的淬透性。本发明所车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸在10μm以下，屈服强度Rp0.2≥900MPa，抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥15％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥100J，韧脆转变温度低于‑80℃。

权利要求

1.一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢包括均匀的细晶奥氏体晶粒及Nb微合金纳米第二相增强的马氏体组织，所述奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸在10μm以下；所述车轴钢的化学成分以重量百分比计包含Nb：0.00～0.06％和V：0.16～0.30％；

所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.24～0.32％、Si：0.20～0.40％、Cr：0.60～

1.00％、Mn：0.40～0.70％、V：0.16～0.30％、Nb：0.00～0.06％、Ni：2.70～3.30％、Mo：0.40～0.60％、Alt：0.010～0.040％、P：<0.010％、S：<0.010％、O：<0.0015％、N：<0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸具体为8μm～10μm。

3.根据权利要求1所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2≥910MPa，抗拉强度Rm≥1040MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥100J，韧脆转变温度低于-85℃。

4.根据权利要求3所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，其特征在于，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2为915～925MPa，抗拉强度Rm为1043～1055MPa，延伸率A为21.5％～23％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2为106～110J，韧脆转变温度为-95～-87℃。

5.一种权利要求1-4中任一项所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢的热处理方法，其特征在于，采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，加热温度为1150～1250℃，锻轧后空冷，进行热处理，获得超细晶粒超高强韧性高速车轴钢；

锻轧后的钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴钢，其中进行第一次淬火热处理的温度为920～950℃，加热保温时间为60～180min；进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为10～120min；

回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。

6.根据权利要求5所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢的热处理方法，其特征在于，所述淬火介质为水、水雾或油。

7.根据权利要求6所述超细晶粒超高强韧性高速车轴钢的热处理方法，其特征在于，其中，正火、淬火和回火加热炉可以是普通加热炉、真空加热炉或气氛保护加热炉，终锻和终轧温度不低于850℃。

说明书

一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢及其热处理方法

技术领域

[0001] 本发明涉及铁路车轴用钢技术领域，尤其涉及一种超细晶粒超高强韧性的高速车轴钢及其热处理方法。

背景技术

[0002] 车轴是轨道交通列车服役条件最苛刻的部件之一，承受列车几乎全部自重和负荷。目前我国高速列车的最高运行速度已经突破时速350公里，并正在向时速400公里以上的目标发展。进一步提速到时速400公里以上将对车轴材料提出更高的性能要求，要保证具有足够的安全性、可靠性和长使用寿命。疲劳断裂是导致车轴失效的主要形式，因此，车轴材料需具有高强度、高韧性，以及两者的优异匹配，可以有效阻碍疲劳裂纹的萌生及扩展，来保证车轴较高的疲劳强度和足够长的使用寿命。由于各国国情和技术思路不同，世界各铁路发达国家高速铁路的车轴材料主要分为两大类：优质中碳钢和高强度合金钢。如日本新干线高速铁路车轴普遍采用碳素钢材质(S38C)，采用的是表面中频淬火热处理工艺，工艺复杂，对设备和人员的工艺控制水平要求高；欧洲高速铁路车轴材料则大多采用低合金结构钢(如EA4T)，通过传统的调质热处理方式即可获得相应组织和性能，但由于这种钢合金含量较低，大截面车轴存在淬透性不足的问题，车轴截面组织和性能不均匀，影响其整体性能；欧洲高铁车轴材料少部分选用30NiCrMoV12中合金结构钢，钢中含Cr  0.60～1.00wt.％、Ni 2.70～3.30wt.％、Mo 0.40～0.60wt.％、V 0.08～0.13wt.％，此类钢种淬透性好、可油淬、硬度高、耐腐蚀性能好。根据我国目前钢坯冶炼水平以及车轴生产企业实际热处理工艺装备情况，国产化高速动车组车轴的研制开发优先选用了合金化调质热处理的技术路线。

发明内容

[0003] 鉴于以上分析，本发明旨在提供一种超细晶粒超高韧性的含铌钒高速列车车轴用钢。在化学成分上，采用中低C、以Ni、Cr为主的合金化设计，以微Nb、高V、Mo协同的多元复合微合金化思路，重点在于C、Nb、V、Mo、Ni元素的合理匹配，充分发挥其在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织，使车轴钢具有高强度、高韧性、高淬透性等综合力学性能，从而具备良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。

[0004] 本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

[0005] 一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，所述车轴钢包括均匀的细晶奥氏体晶粒及Nb微合金纳米第二相增强的马氏体组织，所述奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸在10μm以下；所述车轴钢的化学成分以重量百分比计包含Nb：0.00～0.06％和V：0.16～0.30％。

[0006] 进一步地，所述钢的化学成分以重量百分比计为，C：0.24～0.32％、Si：0.20～0.40％、Cr：0.60～1.00％、Mn：0.40～0.70％、V：0.16～0.30％、Nb：0.00～0.06％、Ni：2.70～3.30％、Mo：0.40～0.60％、Alt：0.010～0.040％、P：<0.010％、S：<0.010％、O：<
0.0015％、N：<0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。

[0007] 进一步地，所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸具体为8μm～10μm。

[0008] 进一步地，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2≥910MPa，抗拉强度Rm≥1040MPa，延伸率A≥20％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥100J，韧脆转变温度低于-85℃。

[0009] 进一步地，所述车轴钢的屈服强度Rp0.2为915～925MPa，抗拉强度Rm为1043～1055MPa，延伸率A为21.5％～23％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2为106～110J，韧脆转变温度为-95～-87℃。

[0010] 本发明还提供一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢的热处理方法，采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，加热温度为1150～1250℃，锻轧后空冷，进行热处理，获得超细晶粒超高强韧性高速车轴钢。

[0011] 进一步地，锻轧后的钢在淬火介质中进行两次淬火热处理后，再进行回火处理，获得所述车轴钢，其中进行第一次淬火热处理的温度为920～950℃，加热保温时间为60～180min；进行第二次淬火热处理的温度为850～900℃，加热保温时间为10～120min。

[0012] 第一次淬火温度选择较高温度920～950℃进行奥氏体化，目的是消除锻造或轧制的不均匀组织，同时使V、Nb等部分回溶和均匀化，较短时间60～180min的保温是为了抑制奥氏体晶粒和已析出MX(M：V、Nb，X：C,N)粒子的粗化，快速冷却是为了得到马氏体/贝氏体组织，同时抑制MX在冷却高温段析出。

[0013] 在第一次淬火获得较均匀的细小马氏体组织基础上，第二次淬火温度选择较低温度850-900℃进行二次奥氏体化，主要是获得更多的纳米MX粒子，并降低奥氏体晶粒粗化倾向，保温时间由此也可以延长至120min，最终获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。

[0014] 进一步地，回火处理的温度为620～680℃，保温时间3～8小时，回火后空冷到室温。

[0015] 进一步地，所述淬火介质为水、水雾或油。

[0016] 进一步地，其中，正火、淬火和回火加热炉可以是普通加热炉、真空加热炉或气氛保护加热炉，终锻和终轧温度不低于850℃。

[0017] 为避免锻轧时奥氏体发生分解相变，终锻和终轧温度不低于850℃，锻轧后空冷，采用两次淬火+高温回火热处理可以获得细小的奥氏体晶粒和优异的强韧性匹配。

[0018] 钢的强化机制包括：细晶强化、固溶强化、析出强化、位错及亚结构强化等，其中细晶强化在提高强度的同时，还能提高韧性或保持韧性和塑性基本不下降，而其他强化手段，在强度提高的同时韧性下降，因此细晶强化可以保证钢的使用安全性和可靠性。钢只有获得超细晶组织才能在强度大幅提高后具有良好的强韧性匹配，而超细晶组织一般要求其晶粒尺寸小于10μm。

[0019] 本发明各元素的作用及配比依据如下：

[0020] 碳：最主要的强化元素和提高淬透性的元素之一，为保证足够的强度和淬透性，C含量必须在0.24wt.％以上；但C含量高于0.32wt.％时，会显著降低钢的塑性和韧性，因此本发明控制C含量为0.24～0.32wt.％。

[0021] 硅：固溶强化作用显著、但损害韧性也显著的合金元素，同时也是钢中主要的脱氧元素。因此，本发明主要利用其脱氧作用，控制Si含量为较低水平，为0.20～0.40wt.％。

[0022] 锰：脱氧脱硫的有效元素，同时也是保证淬透性的元素。但与Si类似，Mn含量过高会显著降低钢的韧性，Mn含量过低则不能有效脱氧脱硫和保证钢的淬透性。因此，本发明控制Mn含量为0.40～0.70％。

[0023] 铬：本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。当Cr溶于渗碳体形成(Fe,Cr)3C合金渗碳体时，能起到细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。因此，本发明控制Cr含量为0.60～1.00wt.％。

[0024] 镍：提高钢材韧性最有效的合金元素，综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同，本发明钢中Ni的含量控制在2.70～3.30wt.％。

[0025] 钼：本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量低于0.40wt.％，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。因此，本发明控制Mo含量0.40～0.60wt.％。

[0026] 钒：本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的V微合金化，首先可以在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)细化奥氏体晶粒，其次在热处理再加热时析出大量(V,Mo)(CN)纳米第二相细化再加热奥氏体的晶粒尺寸。再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的V改善淬透性，同时在高温回火过程中大量析出，占用钢中一部分C，形成大量的、以V、C和Mo为主的纳米第二相，而不是较大颗粒的渗碳体，从而获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。本发明钢V含量控制在0.15～0.30wt.％，过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。过低的V，以上综合作用不明显。

[0027] 铌：本发明钢为中低碳合金钢，采用Nb微合金化，其主要作用是协同V、Mo、N等在高温共析出控制锻轧前加热和锻轧时的奥氏体晶粒尺寸。微Nb、高V复合添加后，明显提高MC相析出温度，考虑与N、V的协同匹配，本发明钢的Nb含量控制为0.00～0.06wt.％，如N、V含量任一含量高，即N含量为0.006～0.008wt.％或V含量为0.23～0.30wt.％时，Nb含量控制在0.04wt.％以下，甚至不添加；如N、V含量低，即N含量<0.005wt.％或V含量为0.15～0.23wt.％时，Nb含量控制在0.04-0.06wt.％。过高的Nb含量会导致Nb的碳氮化物析出温度升高从而粗化，不利于对奥氏体晶粒的细化。

[0028] 铝：Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用，含量低于0.020wt.％，以上作用不明显。本发明钢中的Al含量控制在0.020～0.040wt.％。

[0029] 氮：当钢中有Nb、V、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的Nb、V、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.008wt.％。

[0030] 氧：O易形成氧化物夹杂，是高速车轴钢的杂质元素，对韧性、塑性不利，严重降低疲劳性能。本发明钢控制O含量低于0.0015％。

[0031] 磷：本发明钢将P作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。

[0032] 硫：本发明钢将S作为杂质元素控制，含量<0.010wt.％。

[0033] 本发明有益效果如下：

[0034] 钢只有获得超细晶组织才能在强度大幅提高后具有良好的强韧性匹配，而超细晶组织一般要求其晶粒尺寸小于10μm。本发明提供一种具有超细晶组织的新型Cr-Ni-Mo-Nb-V高速车轴用钢，采用中低碳、Cr、Ni合金化设计，利用高V微合金纳米第二相提高强度，以微Nb、高V、Mo协同的复合微合金化细化加热奥氏体晶粒，经热处理后，可以获得晶粒尺寸小于10μm的超细晶奥氏体晶粒及马氏体组织，实现高强度和高韧性的优异匹配，满足时速400公里以上高速列车车轴的服役要求。

[0035] 本发明的重点在于C、Nb、V、Mo、Ni元素的合理匹配，充分发挥其在车轴钢中的作用，获得晶粒细小且以马氏体为主的显微组织，使车轴钢具有高强度、高韧性、高淬透性等综合力学性能，从而具备良好的抗冲击和抗疲劳等服役性能。

[0036] 本发明所述车轴钢的组织中奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸在10μm以下，屈服强度Rp0.2≥900MPa，抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥15％，5mm缺口室温纵向冲击吸收功KU2≥100J，韧脆转变温度低于-80℃。

[0037] 本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及具体实施方式中所特别指出的方法来实现和获得。

具体实施方式

[0038] 下面结合实施例对本发明作进一步说明，本发明的实施例可用于阐释本发明的原理。

[0039] 一种超细晶粒超高强韧性高速车轴钢，所述车轴钢的化学成分包含C、Si、Cr、Mn、V、Nb、Ni、Mo、Al、P、S、O和N，余为Fe和不可避免的杂质。

[0040] 优选的，C的含量为0.24～0.32％，这是由于碳含量过高会引起钢的塑性和韧性的显著降低，为保证钢的塑性和韧性，C含量应适当降低，损失的强度则主要由Nb、V、Mo微合金纳米第二相来弥补。

[0041] 优选地，Si的含量为0.20～0.40％，硅元素具有显著的固溶强化作用，但硅也具有损害韧性的作用，本发明主要利用其脱氧作用，为了不损害钢的任性，需要将Si含量控制较低水平。

[0042] 优选地，Cr：0.60～1.00％，本发明钢中添加适中的Cr不仅能够显著提高钢的淬透性，还能改善材料组织的均匀性。当Cr溶于渗碳体形成(Fe,Cr)3C合金渗碳体时，能起到细化晶粒和渗碳体的作用，从而得到均匀细小的淬火晶粒和回火组织，使材料的强韧性得到提高。但过量的Cr与C容易形成Cr7C3等碳化物，损坏钢的韧性、塑性。

[0043] 优选地，Mn：0.40～0.70％，锰是脱氧脱硫的有效元素，同时也是保证淬透性的元素。但与Si类似，Mn含量过高会显著降低钢的韧性，Mn含量过低则不能有效脱氧脱硫和保证钢的淬透性。

[0044] 优选地，V：0.16～0.30％，本发明钢为中低碳合金钢，采用较高的V微合金化，首先可以在锻轧时析出(V,Mo)(C,N)细化奥氏体晶粒，其次在热处理再加热时析出大量(V,Mo)(CN)纳米第二相细化再加热奥氏体的晶粒尺寸。再次，热处理再加热奥氏体中相当部分固溶的V改善淬透性，同时在高温回火过程中大量析出，占用钢中一部分C，形成大量的、以V、C和Mo为主的纳米第二相，而不是较大颗粒的渗碳体，从而获得均匀细小的奥氏体晶粒及其相变组织。本发明钢V含量控制在0.15～0.30wt.％，过高的V含量会导致VC析出温度过高、析出量过多、粒子尺寸容易粗大，不利于细化奥氏体晶粒，对车轴钢的强度、韧性等不利。过低的V，以上综合作用不明显。

[0045] 优选地，Nb：0.00～0.06％，本发明钢为中低碳合金钢，采用Nb微合金化，其主要作用是协同V、Mo、N等在高温共析出控制锻轧前加热和锻轧时的奥氏体晶粒尺寸。微Nb、高V复合添加后，明显提高MC相析出温度，考虑与N、V的协同匹配，本发明钢的Nb含量控制为0.00～0.06wt.％，如N、V含量任一含量高，即N含量为0.006～0.008wt.％或V含量为0.23～0.30wt.％时，Nb含量控制在0.04wt.％以下，甚至不添加；如N、V含量低，即N含量<
0.005wt.％或V含量为0.15～0.23wt.％时，Nb含量控制在0.04-0.06wt.％。过高的Nb含量会导致Nb的碳氮化物析出温度升高从而粗化，不利于对奥氏体晶粒的细化。

[0046] 优选地，Ni：2.70～3.30％，本发明中镍是提高钢材韧性的合金元素，综合合金成本及其与其他合金元素在强韧性、淬透性方面的协同，本发明钢中Ni的含量控制在2.70～3.30wt.％。

[0047] 优选地，Mo：0.40～0.60％，本发明通过Mo、Nb、V复合微合金化获得细小的奥氏体晶粒、显著的纳米第二相沉淀强化效应和高的回火抗力，从而可以获得细晶的、高韧性的高温回火组织。此外，Mo与Cr、Ni等合金元素及C、V的合理配比，在细小奥氏体晶粒状态下可以获得良好的淬透性。Mo含量低于0.40wt.％，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高回火抗力的作用过剩，将提高钢的合金和回火热处理工艺成本。

[0048] 优选地，Alt：0.010～0.040％，Al是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用，含量低于0.020wt.％，以上作用不明显。本发明钢中的Al含量控制在0.020～0.040wt.％。

[0049] 优选地，N：<0.008％，当钢中有Nb、V、Al等存在时，N会与它们形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大。本发明钢的Nb、V、Al等含量设计允许N含量的控制范围为<0.008wt.％。

[0050] 优选地，本发明中杂质元素的含量分别为，P：<0.010％、S：<0.010％、O：<0.0015％、，其余为Fe和不可避免的杂质。

[0051] 本发明所涉及的高韧性高速车轴用钢采用转炉、电炉或真空感应炉冶炼，炉外精炼后连铸或模铸，铸坯经开坯后进行车轴锻轧，加热温度为1150～1250℃，为避免锻轧时奥氏体发生分解相变，终锻和终轧温度不低于850℃，锻轧后空冷，采用两次淬火+高温回火热处理可以获得细小的奥氏体晶粒和优异的强韧性匹配。

[0052] 下面给出五个具体的实施例，其中1#～5#为实施例钢，对比钢为按照30NiCrMoV12标准设计的试验钢，化学成分如表1所示。本发明钢均由真空感应炉冶炼，实施例钢与对比钢经冶炼、浇铸、锻轧后，加工成标准室温拉伸试样(L0＝5d0,d0＝5mm)、夏比缺口冲击试样(10mm×10mm×55mm)、以及金相试样(10mm×10mm×20mm)。拉伸试样、冲击试样和金相试样在真空炉中加热至930℃，保温2h，随后空冷，然后再在真空炉中加热至880℃，保温1h，油淬。回火处理时的回火温度为675℃，保温时间4h，回火后空冷至室温。拉伸试样和冲击试样加工成最终尺寸，并按照国标进行相应试验，其力学性能指标在表2中列出，金相试样再经研磨、抛光，并经饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法测得原奥氏体晶粒度，结果如表2所示。表1-2中，Rp0.2为屈服强度，Rm为抗拉强度，A为断后延伸率，KU2为室温5mm缺口纵向冲击吸收功。

[0053] 表1化学成分(wt.％)

[0054]

[0055] 表2回火时力学性能

[0056]

[0057]

[0058] 热处理后获得回火马氏体组织，实施例1#～5#钢均获得抗拉强度1000MPa以上、室温冲击功100J以上的良好综合力学性能，韧脆转变温度达到-85℃以下，且得到均匀细小的奥氏体晶粒，平均尺寸为8-10μm，较对比钢具有更优异强韧性匹配。

[0059] 以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。