一種利用含稀土La元素的納米貝氏體材料制造鋼軌的方法以及鋼軌的制作方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明設及鋼軌的制造方法及其鋼軌，尤其設及利用含稀±La元素的納米貝氏體 材料制造鋼軌的方法及其鋼軌。
【背景技術】
[0002] 隨著高速鐵路在世界范圍內(nèi)的蓬勃發(fā)展，對高速鐵路鋼軌的綜合性能提出日趨苛 刻的要求。貝氏體鋼軌是我國根據(jù)鐵路發(fā)展需要和自身資源特色開發(fā)的新一代超高強度鋼 軌，因獨特的成分設計而具備超高強度(可達1500M化），其成分特色是鋼中加入Mn、Cr、Mo、 Ni等合金，提高貝氏體空冷澤透性，抑制碳化物析出，使C固溶，運樣可對強度產(chǎn)生最大貢 獻;其空冷自硬化特性可實現(xiàn)鋼軌的超短工藝流程生產(chǎn)，從而具有增加效益、節(jié)約能源、減 少污染等一系列優(yōu)點，使其成為高速鐵路鋼軌更新?lián)Q代的新鋼種。
[0003] 但是隨著強度的不斷增加，貝氏體鋼軌的初性略顯不足，W及環(huán)境中的氨元素進 入鋼軌中導致的延遲斷裂等問題，大大削弱了貝氏體鋼軌在強度性能方面的優(yōu)勢，強度與 初性的突出矛盾成為急需解決的研究難題;而且鋼中加入較多的昂貴合金元素 Mo、Ni，導致 生產(chǎn)過程中的能耗增加，加大鋼材使用后的回收難度，不利于提高經(jīng)濟效益W及環(huán)境的保 護。此外，由于微合金貝氏體鋼軌成分復雜，加之鋼軌自身的斷面特點，其冷卻過程轉變組 織復雜多樣，微觀組織演變規(guī)律尚不明確，結果較難得到理想的強初配比優(yōu)良的貝氏體組 織，致使鋼軌在使用初期便出現(xiàn)了軌裂，同時伴有剝離掉塊現(xiàn)象。
[0004][0005][0006][0007][000引公開號為CN101613830B的專利申請介紹了一種熱社貝氏體鋼軌及生產(chǎn)工藝，其成 分設計中采用復合式方法加入師、V、Ti，因 Nb、V、Ti屬于強碳化物形成元素，其未溶的強碳 化物硬質(zhì)相較粗大，容易成為疲勞裂紋源，降低沖擊初性。
[0009][0010][0011] 上述專利所設及貝氏體鋼軌中存在W下各種技術問題：貝氏體鋼軌中添加較多昂 貴合金Mo、Ni合金；貝氏體鋼軌的強度與初性、延伸性很難同時匹配，換軌頻繁；鋼軌的制 造、加工工藝及后序熱處理工序繁雜，過程不易控制，不利于節(jié)能減排等等;運些因素大大 限制了貝氏體鋼軌的推廣應用。
[0012] 不斷提高的冶煉技術水平使鋼的潔凈度越來越高，稀±在潔凈鋼中的微合金化作 用被發(fā)現(xiàn)和采納。但是目前針對稀±在含Mn、Cr等合金的空冷貝氏體鋼軌中的應用還未見 相關專利及報道。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0013] 基于上述技術背景，本發(fā)明提供了一種含稀±La元素的納米貝氏體材料制造鋼軌 的方法W及依據(jù)該方法制造出的鋼軌，其組織為帶有微李晶板條及高密度位錯的納米級貝 氏體精細板條，鋼軌具有優(yōu)良強初性配比。
[0014] 本發(fā)明提供了一種含稀±13元素的納米貝氏體鋼軌制備方法，包含如下步驟：
[0015] 冶煉工藝:其中包括:1)脫氧脫硫步驟，對所述納米貝氏體鋼軌的材料基體進行脫 氧脫硫，W便純凈的材料組織;2)元素添加步驟，在所述純凈的材料組織中，添加的元素和 含量重量百分比計分別為:碳C:0.18%-0.30%，儘Mn:1.4%-1.8%，娃51:0.8%-1.0%，銘 Cr。. 0%，鋼Mo: 0.25-0.32 %，銅La: 0.0050%-0.0 l5 %，其余為鐵化及雜質(zhì)，合金元素車孟、 娃、銘和鋼的總量滿足關系：3.0 <Mn+Si+化+Mo < 3.82% ;3)精煉步驟，對于元素添加后得 到的所述材料組織進行真空脫氣處理，然后連鑄成巧，隨后社制成鋼軌；
[0016] 社制步驟:將鑄巧加熱至1200°C-125(rC，粗社孔型社制的開巧溫度為1180°C，萬 能精社的終社溫度范圍為960°C-98(rC ; W及
[0017] 冷卻步驟：W分階段控制冷卻方式，對社制后的所述鋼軌進行冷卻:首先利用所述 社制后的余熱，將所述鋼軌快冷至860°C;在860°C-45(rC溫度區(qū)間，冷卻速度小于5TVS; 450°C -250°C溫度區(qū)間，冷卻速度小于2 °C /S; 250°C后空冷至室溫。
[001引在本發(fā)明中，鋼中加入稀±La元素，La能夠增強MnXr、Mo等合金元素的澤透性，大 大提高強化效果，結合熱社過程中的形變強化、稀±抑制再結晶細化晶粒作用、貝氏體相變 過程中的控制冷卻及稀±細化貝氏體板條作用，可將貝氏體鐵素體板條細化至72nm~ 95nm，亞片條細化至50nm W下。
[0019] 本發(fā)明的發(fā)明人經(jīng)過深入微觀結構觀察，發(fā)現(xiàn)在本發(fā)明的鋼的貝氏體鐵素體板條 內(nèi)部存在兩種亞結構:2nm-5nm的超細李晶板條及高密度位錯，二者分別起到了顯著的形變 細晶強化及位錯強化效果，運對貝氏體鋼軌的高強初性能做出了突出貢獻，同時促成了硬 度的迅速增加，耐磨性也隨之提高，運與稀±促進位錯生成及提高位錯密度的研究報道相 符。同時發(fā)現(xiàn)，本發(fā)明鋼中貝氏體鐵素體板條間存在殘余奧氏體(RA),能夠吸收部分沖擊功 并使疲勞裂紋尖端純化，大大改善初性;因稀±La的加入，使其比例可控制在1%-5%，并呈 現(xiàn)細條狀，而非粗大塊狀，使本發(fā)明鋼中的RA機械穩(wěn)定性強，外力作用下不易誘發(fā)馬氏體轉 變，保證了鐵軌使用中的可靠性及安全性。
[0020] 本發(fā)明鋼中添加稀±La后，能有效提高鋼的澤透性，提高強化效果;社制過程中稀 ±抑制再結晶、細化晶粒；貝氏體形核及其長大過程中稀±細化貝氏體鐵素體板條;稀±促 進貝氏體板條內(nèi)位錯的生成;稀±影響殘余奧氏體數(shù)量及其形貌;稀±在貝氏體鋼中可起 到變質(zhì)夾雜物及凈化晶界等作用，上述稀±作用使本發(fā)明鋼中即使不添加昂貴合金Ni元 素，也能保證本發(fā)明鋼抗拉強度不低于1500MPa，室溫下的沖擊功不低于80J，硬度可達 480皿，同時使鋼軌兼具優(yōu)異的耐磨性、抗疲勞性能及硬度。
[0021] 本發(fā)明鋼的合金設計特點是利用稀±與合金元素的運種優(yōu)勢互補作用及稀±自 身在貝氏體鋼中的獨特作用，降低合金成本，且稀±的抑制再結晶作用可提高萬能精社的 終社溫度至96(TC-98(rC的較寬范圍，使鋼軌在工業(yè)化生產(chǎn)中更容易實現(xiàn)本發(fā)明采用的分 階段控制冷卻工藝，省去繁雜的熱處理工藝，提高了本發(fā)明鋼種的生產(chǎn)工藝適應性。本發(fā)明 制造成本低廉、工藝簡單，便于大規(guī)模生產(chǎn)，同時利于節(jié)能減排，可實現(xiàn)資源的經(jīng)濟型和可 循環(huán)利用性。
[0022] 此外，在社制工藝中，粗社孔型社制的開巧溫度為118(TC，因稀±La抑制社制過程 中的再結晶，實現(xiàn)在未再結晶區(qū)社制，增加未再結晶奧氏體晶界、形變帶和位錯李晶等晶體 缺陷，提高形核率，細化晶粒，運樣便可將萬能精社的終社溫度提高至960°C-98(rC范圍內(nèi)， 降低設備消耗，同時保證有效利用社后余熱實現(xiàn)控制冷卻，提高鋼軌強度，利于節(jié)能環(huán)保。 在冷卻工藝中，首先利用社后余熱，快冷至86(TC，進一步細化高溫細小的奧氏體晶粒;為避 免鋼軌因橫斷面冷卻不均勻而產(chǎn)生較大彎曲變形、增加矯直應力，860°C-45(rC溫度區(qū)間的 冷卻速度應小于5 °C/S，運樣可提高鋼軌平直度，確保本發(fā)明鋼軌使用安全性;450°C-250°C 溫度區(qū)間發(fā)生貝氏體轉變，為促進生成高比例納米貝氏體板條，獲得最佳強初性能，冷卻速 度應控制在0.8°C/S-1.5°C/S范圍內(nèi)，同時為避免生成馬氏體，冷卻速度須小于2°C/S;250 °(：后空冷至室溫。
[0023] 進一步地，本發(fā)明所述的含稀±La元素的納米貝氏體鋼軌制備方法，中，在所述冷 卻步驟中，在所述450-250°C溫度區(qū)間，所述冷卻速度控制在0.8°C/S-1.5°C/S范圍內(nèi)。通過 將冷卻速度控制在0.8°C/S-1.5°C/S范圍內(nèi)，能夠促進生成高比例納米貝氏體板條，獲得最 佳強初性能。
[0024] 進一步地，本發(fā)明所述的含稀±La元素的納米貝氏體鋼軌制備方法，中，在所述冶 煉步驟中，所述納米貝氏體材料中含有的憐P、硫S、銅CuW及侶Al的含量W重量百分比計 為:憐P < 0.015%，硫S含0.008 %，銅Cu < 0.10 %，侶Al < 0.02%，能夠使納米貝氏體鋼軌所 用鋼為潔凈鋼，保證稀±1曰更多地固溶于基體中。
[0025] 本發(fā)明另一方面提供了一種利用權利要求1至3中任一項所述的利用含稀±La元 素的納米貝氏體材料制造鋼軌的方法所制造的鋼軌，所述鋼軌的組織為納米級貝氏體結 構，所述貝氏體結構的組織體積分數(shù)為95% W上，所述貝氏體結構的鐵素體板條寬度為 7化m~95nm，亞片條細化至50nmW下，存在于板條間的薄膜狀奧氏體的比例為1%-5%，所 述貝氏體結構的貝氏體鐵素體板條內(nèi)存在微細李晶及高密度位錯，所述微細李晶的板條的 尺寸為2nm-5nm，所述高密