本发明专利技术具体涉及一种高强韧性珠光体钢轨。一种高强韧性珠光体钢轨，化学成分满足：C：0.75-0.84％、Si0.3-0.8％、Mn0.5-1.5％、V0.04-0.12％、Ti0.004-0.02％，0.1％≤V+10Ti≤0.25％，[N]≤30ppm，P≤0.02％、S≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质；制备时控制轧制工序中的工艺：开始轧制温度1120-1180℃，终轧温度840-880℃，最后两道次的断面缩小率6-12％，终轧后以≤2℃/s的冷速冷却至600℃以下，继续空冷至室温。采用该方法制造的钢轨珠光体晶粒显著细化，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥14％，具有良好的强韧综合性能。
【技术实现步骤摘要】
【专利摘要】本专利技术具体涉及一种高强韧性珠光体钢轨。一种高强韧性珠光体钢轨，化学成分满足：C：0.75-0.84％、Si0.3-0.8％、Mn0.5-1.5％、V0.04-0.12％、Ti0.004-0.02％，0.1％≤V+10Ti≤0.25％，≤30ppm，P≤0.02％、S≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质；制备时控制轧制工序中的工艺：开始轧制温度1120-1180℃，终轧温度840-880℃，最后两道次的断面缩小率6-12％，终轧后以≤2℃/s的冷速冷却至600℃以下，继续空冷至室温。采用该方法制造的钢轨珠光体晶粒显著细化，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥14％，具有良好的强韧综合性能。【专利说明】
本专利技术涉及一种钢轨，更具体地讲，涉及。
技术介绍
铁路的快速发展对钢轨的服役性能提出了更高要求，特别是大运量、大轴重的重 载铁路，钢轨的过快磨耗导致提前下道已成为影响铁路运输效率的重要因素，为提高耐磨 损等综合性能，在钢轨生产过程中一般采用合金化、热处理或两者相结合的方式。然而，强 硬度的提高将导致珠光体钢轨原本较低的韧塑性进一步降低，特别是在碳含量提高的情况 下，即使采用热处理工艺发挥强烈的细晶强化效应，钢轨的延伸率仍呈现降低的趋势，限制 了珠光体钢轨向更高碳含量、更高耐磨损性能方向的发展。研究表明，传统珠光体钢轨研究 主要集中在化学成分、热处理工艺方面，对于钢轨的轧制过程对显微组织与力学性能指标 的影响有所忽视。在珠光体钢轨综合性能向前进一步发展已十分艰难的情况下，在满足轧 制条件的前提下通过对轧制过程精细化控制，并配合相应的化学成分、乳后冷却工艺研究， 钢轨在保持相同强度级别的条件下韧塑性特别是延伸率将显著提高，满足铁路运输用钢轨 长寿化及服役安全性需求。
技术实现思路
本专利技术的目的在于提供一种高强韧性珠光体钢轨，所得珠光体钢轨强度和韧性均 较优。 本专利技术的技术方案： 本专利技术提供一种高强韧性珠光体钢轨， 该钢轨化学成分满足如下要求：C :0. 75 % -0. 84 %、Si :0. 30 % -0. 80 %、 Μη :0· 50 % -1. 50 %、V :0· 04 % -0· 12 %、Ti :0· 004 % -0· 02 %，且满足 0· 10 % 彡V+10Ti彡0· 25%，彡30ppm，P彡0· 020%、S彡0· 008%，余量为Fe和不可避免的杂 质； 并且，在制备所述高强韧性珠光体钢轨时控制其轧制工序中的以下工艺条件：钢 轨开始轧制温度1120_1180°C，终轧温度840-880°C，乳制最后两道次的钢轨断面缩小率 6% -12%，终轧后钢轨以彡2. 0°C /s的冷速冷却至600°C以下，再继续空冷至室温。 终轧后钢轨以< 2. 0°C /s的冷速冷却至600°C以下采用压缩空气作为冷却介质。 终轧后钢轨以< 2. 0°C /s的冷速在冷床静置冷却至600°C以下。 所述钢轨的断面为50-75kg/m。 专利技术人在研究过程中发现，若达到细化奥氏体晶粒并最终获得性能优良的钢轨产 品，需对钢坯的化学成分、加热及保温温度、开轧温度、终轧温度、最后两道次轧制量以及余 热钢轨在冷床空冷过程进行统一协调控制，才能最终实现高性能钢轨的生产。 首先，详细说明本专利技术钢轨中主要元素含量的限定理由。 C是珠光体钢轨提高强硬度、促进珠光体转变最重要、最廉价的元素，当C含量 < 0. 75%时，在本专利技术生产工艺下强度、硬度指标过低，无法保证钢轨所需的耐磨损性能； 当C含量> 0. 84%时，即使终轧后采用< 2. 0°C /s的加速冷却，在晶界处仍将析出微量二 次渗碳体，恶化钢轨的韧塑性；因此，C含量限定在0. 75% -0. 84%。 Si作为钢中的固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度。当Si含 量< 0. 30%时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量> 0. 80%时，将降低钢轨的韧 塑性，恶化钢轨的横向性能，不利于钢轨的使用安全。因此，Si含量限定在0. 30% -0. 80%。 Μη可以和Fe形成固溶体，提高铁素体和奥氏体的强度。同时，Μη又是碳化物 形成元素，进入渗碳体后可部分替代Fe原子，增加碳化物的硬度，最终增加钢的硬度。当 Μη含量<0.50 %时，强化效果不显著，仅能通过固溶强化使钢的性能略微提高；当Μη含 量> 1.50%时，钢中碳化物硬度过高，韧塑性明显降低；同时，Μη在钢对碳的扩散影响 显著，即使空冷条件下，Μη偏析区域仍可能产生Β、Μ等异常组织。因此，Μη含量限定在 0· 50% -1. 50%之间。 V处于室温条件下时，在钢中的溶解度很低，而在热轧过程中如存在于奥氏体晶界 或其它区域，以细化颗粒状的钒碳氮化物形式析出，或与钢中的Ti复合析出，抑制奥氏体 晶粒的生长，从而达到细化晶粒提高性能的目的。当V含量低于0. 04%时，含V碳氮化物析 出有限，难以发挥强化效果；当V含量> 0. 12%时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧 塑性。因此，V含量限定在0.04%-0.12%。 Ti在钢中的主要作用是细化加热、乳制及冷却时奥氏体晶粒，最终增加钢轨的延 伸率和刚度，是本专利技术重要的添加元素之一。当Ti含量< 0. 004%时，在钢轨中形成的碳 化物数量极为有限；当Ti含量> 0. 02%时，一方面由于Ti是强碳氮化物形成元素，产生 的TiC偏多将使钢轨硬度过高；另一方面，TiC偏多将偏聚富集形成粗大碳化物，不仅降低 韧塑性，还使得钢轨在冲击载荷作用下接触面易于开裂并导致断裂。因此，Ti含量限定在 0. 004% -0. 02%之间。 下面详述V、Ti元素含量之和满足0. 10%彡V+10Ti彡0. 25%的原因：V、Ti在钢中 与C、N等亲和力以及形成碳化物的数量和形态有明显区别，但形成碳氮化物细化奥氏体晶 粒的作用是相似的。以V为例，N含量较低的钢中，固溶于铁素体基体的V含量超过50%， 而N含量较高的钢中，固溶于钢中的V约为20 %，剩余70 %均已钒碳氮化物的形式析出。在 本专利技术中，单独添加 V或Ti对性能的改善均不显著，如添加0. 10 %的V的同时不添加 Ti钢 轨强度仍能够达lOOOMPa但延伸率一般低于12 %，而单独添加 Ti微合金化，钢轨的强度无 法达到lOOOMPa要求，通过多次筛选，认为V、Ti含量之和满足0. 10%彡V+10Ti彡0. 25% 时能够达到本专利技术所述目的。 在本专利技术中N含量限定在30ppm以内，主要是为了抑制粗大的含V、Ti的氮化物粗 化，从而达到形成细小弥散的碳化物抑制奥氏体晶粒长大的目的。 S在钢中主要以MnS夹杂物形成引起钢的脆性以及纵横向性能的差异，当S含量 < 0. 008%时，钢质纯净度较高，可有效避免车轮应力作用下在夹杂物及其形成的空洞处形 成缺陷，进而影响钢轨的服役性能。 本专利技术的有益效果： 采用该方法制造的钢轨珠光体晶粒显著细化，抗拉强度> lOOOMPa，延伸率 > 14本文档来自技高网...
【技术保护点】
一种高强韧性珠光体钢轨，其特征在于，该钢轨化学成分满足如下要求：C：0.75％‑0.84％、Si：0.30％‑0.80％、Mn：0.50％‑1.50％、V：0.04％‑0.12％、Ti：0.004％‑0.02％，且满足0.10％≤V+10Ti≤0.25％，[N]≤30ppm，P≤0.020％、S≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质；并且，在制备所述高强韧性珠光体钢轨时控制其轧制工序中的以下工艺条件：钢轨开始轧制温度1120‑1180℃，终轧温度840‑880℃，轧制最后两道次的钢轨断面缩小率6％‑12％，终轧后钢轨以≤2.0℃/s的冷速冷却至600℃以下，再继续空冷至室温。
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：韩振宇，邹明，陶功明，郭华，李大东，邓勇，
申请(专利权)人：攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司，
类型：发明
国别省市：四川;51
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