用于热处理成型轧坯的方法及装置 |
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申请号 | CN95109955.8 | 申请日 | 1995-07-07 | 公开(公告)号 | CN1123331A | 公开(公告)日 | 1996-05-29 |
申请人 | 福斯特·阿尔帕钢轨股份有限公司; | 发明人 | 格奥尔格·斯卡维茨; 皮特·波伊斯特纳; 艾尔弗雷德·莫泽; | ||||
摘要 | 本 发明 涉及用于成型轧坯,特别是 铁 轨 热处理 的方法及装置。为了改善其应用性能,在塑性成型期间在至高1100℃但至少750℃的 温度 上使轧坯直线化,在冷却的第一步,用局部均匀冷却强度进行冷却至一温度特别是在 合金 Ar3以上5到120℃,在第二步中以长轴局部相同但从剖面看周边上不同的强度以长轴方向从轧坯中去除热量,在这里将增强的冷却强度分配至高 质量 浓度区,在这个区域不含 马 氏体的精细珠光体颗粒形成,在这之后发生至室温的冷却。 | ||||||
权利要求 | 1.一种用于热处理成型轧坯、特别是轨道或铁轨的方法,在 铁基材料的γ范围冷却期间伴有从成型表面部分的增加的热排 出,在这里在所期望的横断面上发生向具有增加的强度、特别是 增加耐磨性及增加的硬度的精细珠光体颗粒之转变,特别是在铁 轨的头部,而且如果需要,在冷至室温的过程,特别是跟随着在更 剧烈冷却剖面区域中的结构转变之后,通过由热引起的轧坯特别 是铁轨的弯曲造成的变形或弯曲在垂直于长轴的方向被减少,最 好基本被防止,而且取得在相反弯曲压力之下增强的刚性及疲劳 强度,这种方法的特征在于轧坯,特别是铁轨在最大1100℃,最好 是最大900℃但最少750℃的平均温度下,在其塑性成形期间沿其 纵向被校正成直线,以其校直状态被移动成横向方向并保持在那 里,在冷却轧坯或铁轨的第一步中,允许以同样的局部冷却强度, 最好是基本通过静止空气中的辐射平均冷却到860℃以下温度, 最好大约820℃,特别是在合金的Ar3温度之上5到120℃,其中 在冷却的第二步中,热的排去是从长轴方向以局部基本相同,但从 剖面看周边上不同的强度从轧坯中进行的,而且在成型轧坯的周 边的至少一个区域的冷却强度是增加的,在这里将较大冷却强度 分配到具有大的剖面对圆周比率的区域或具有相对表面的大体积 部分或具有高物质浓度的区域,和/或那些具有轧坯局部高温的区 域,以这种方式增加冷却速度的区域被带入转换温度,在这个冷却 条件下,形成没有马氏体的精细珠光体颗粒结构,在接下来的步骤 中,以同样的局部冷却强度例如在静止空气中进行至室温的冷 却。 |
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说明书全文 | 本发明涉及一种热处理成型轧坯(profiled rolling stock)特别是 轨道或铁轨的方法,在铁基体材料γ范围内的冷却期间,型面表面部 分的热排出增加,在这里向具有增大的强度,特别是及增加的耐磨性 增加的硬度的精细珠光体颗粒的转变发生在所希望的剖面区域,特 别是在铁轨的头部区,如果需要,在冷却至室温时,特别是跟随着在 更剧烈冷却的剖面中的结构转变,通过由热引起的轧坯特别是铁轨 的与长轴垂直的扭曲而造成的变形或弯曲被减少,较好地是基本被 防止,取得在反向抗弯强度下增加的刚性及疲劳强度。本发明进一步涉及用于成型轧坯特别是轨道或铁轨的热处理的 装置,它的基本组成为至少一个用于轧坯在辊道的辅助设备,一轧坯 定位装置及一冷处理区,还有用于轧坯表面局部高强度热排出的装 置及用于将轧坯冷却至室温的最后冷却区,以及存放、横向运输、停 止及操作装置。 最后本发明涉及成型轧坯特别是轨道或铁轨,其组成为至少具 有局部珠光体颗粒结构的轨道头部,轨道基座及轨道头部与轨基座 间的轨腰(web)。 成型轨坯特别是轨道或铁轨主要以铁基合金而制造,其含量重 量比为0.4到1.0%间的C,0.1到1.2%间的Si,0.5到3.5%间 Mn,如果需要再有至多1.5%的Cr,以及在低于1%浓度的其它合 金元素,其余是铁及在制造过程中发生的杂质。根据通常的尺寸,例 如30到100kg/m(千克/米)的重量以及由此得出的铁轨剖面与周 长之比,在轧坯在静止空气中从转化热量,冷却的过程中例如在冷床 或类似装置上时,发生颗粒从奥氏体向粗珠光体结构的转化,由于 慢速冷却可能会有铁氧体部分产生。以前提到的具有上述结构的材 料具有范围在250HB到350HB的硬度。 运输量的增加及轴向较大负荷,还有对于铁轨在实际应用中耐 用性的改进的需求已导致大量的关于增加材料强度及耐磨性的建 议。在这个过程中通过使用关于热处理及/或合金技术的措施取得 更具有优势或具有400HB硬度的及以上所述改进的材料特性是可 能的。 然而由于许多原因形成无冲击或多种长度只是其中之一原因, 在这一领域铁轨应易于焊接,结果仅由于焊接问题关于用于增加材 料硬度或强度还有耐用性的合金技术的措施可主要施加在一小范围 并且目的在于当钢的成分相配合的热处理(德国专利申请DE— C3446794,欧洲专利申请EP—B—0187904,EP—B—0186373)。出 于经济原因,这样的方法也不能在大范围上证明其自己。 为增加铁轨有用的特性以及以上述材料中形成的转换部分,用 回火处理来提供精细珠光体结构对于本领域中受过训练的人来说是 可能的并是已知的。在这个过程中建立用于从奥氏体化温度冷却下 来的适当的冷却条件或冷却速度是重要的。例如欧洲专利申请EP —B—0293002为此目的建议,在一初始高冷却强度后在约530℃上 进行几乎是等温的结构转换。从德国已刊出的待审查专利申请DE —0S2820784进一步可知,在沸腾水中进行确定成分的铁轨的硬化 并通过添加剂及调整步骤取得所希望的冷却强度来建立精细珠光体 结构状态。 与奥地利专利AT—PS—323224相一致,也已建议用确定的冷 却参数如10到20℃/S之间的冷却速度冷却到不超过550℃的温 度,从所选合金中生产具有均匀精细珠光体结构的铁轨。然而,上述 步骤具有共同缺点即,依据轧坯型面的物质浓度,该表面的均匀冷却 强度能引起在靠近表面区域上不同的冷却速度及结构形式,并且经 常需要采取精巧的预防措施来防止不希望的局部结构形式或材料特 性,特别是最初由弯曲而受压的铁轨部分的过硬及脆性。 在许多场合已提出了在铁轨的剖面上与各个应力相一致以定向 方式(directed manner)提供多相微结构。例如从德国专利申请DE —C—3006695,已知的方法,与其相一致通过冷却铁轨,从轧制热中 引起整个剖面的转换,在这之后用感应加热及接下来的硬化使铁轨 的头部再次奥氏体化。与WO94/02652相一致,进一步提出在一特 别设定的冷却强度的冷却媒体中将铁轨头部冷却至450到550℃的 表面温度并以此方式在那里产生精细珠光体颗粒。一个用于铁轨的 悬挂硬化的装置与德国专利申请DE—C—4003363相一致是适于这 样处理的。 然而,在成型轧坯的剖面上的非均匀冷却可导致在室温下的弯 曲或与直线性偏离。为避免这种缺陷,已提出(德国专利申请DE— A—4237991)在冷床上传递或冷却悬挂的铁轨,最好是头冲下,然而 在剖面上的多相颗粒结构的定向形成在这里几乎是不可能的。 至今所知的所有方法及装置具有共同的缺点即虽然它们披露了 在有限的领域中的解决方法或考虑在成型轧坯的制造中导致所希望 目标的各个方法步骤,以一种满意的方式克服所有问题,但没有显示 出与具有高质量且具有特殊完成特性的长效轧道(longterm rail)的 经济生产的连系。 本发明试图在这个领域提供解决方法,其目的是在去除已知生 产类型的缺点同时,列举新颖方法,通过这个方法可生产具有特别优 势的有用特性的成型轧坯。本发明的进一步目的是使得可以获得特 别用于执行该方法的装置并为最高压力设计轧坯特别是铁轨。 在与这些种类相一致的一种方法中该目标是在这样的条件下获 得的,即轧坯特别是铁轨在至多1100℃最好是至多900℃但至少为 750℃的平均温度以及在其塑性成形过程中在其长轴方向被校成直 线,以其校直状态运动进横向方向并固定在那里,在轧坯或铁轨冷 却的第一步中,允许最好基本是通过在静止空气中辐射来均匀冷却 至低于860℃的温度最好是820℃,特别是以同样局部冷却强度冷 却至合金的Ar3温度之上5到120℃。在冷却的第二步,热量在前轴 方向以一强度从轧坯中排出,这个强度从长轴看局部基本相同,但从 剖面看在周边上不同且在成型轧坯的周边上的,至少一个区域中冷 却强度是增加的,这里较大的冷却强度被分配到那些带有大的剖面 对周长比率或以相对于表面较大部分体积或一高物质浓度的区域 和/或具有局部高的轧坯温度的区域,冷却速度以这种方式增加的 区域被带到转换温度,在这个冷却条件下形成不含马氏体的珠光体 颗粒。然后在一接下来的步骤,以同样局部冷却强度进行至室温的冷 却,例如在静止空气中。在塑性成形过程中发生轧坯的直线校正是 很重要的,它的进行是在750℃到1100℃温度范围内。已经发现低于 750℃的温度可导致部分的弹性弯曲带有与直线校正的偏离,结果 导致了铁轨长轴方向上不均匀的冷却强度。在大多数场合,高于 1100℃的轧坯温度引起奥氏体的生长或粗颗粒的形成,由此,材料特 性最终受到负面的影响。在直线校正的轧坯基础上已发现对于在长 轴方向均匀生成的剖面精细珠光体区的形成,将轧坯固定并允许其 在第一冷却步骤中以同样的局部冷却强度均匀冷却至低于860℃的 温度是重要的。在这个过程中,一方面可以在长轴方向补偿温度分 布的局部不均匀性,这种不均性可能是由于其部分支撑在横向运输 装置上引起的,另一方面可以在成型轧坯的剖面上提供轴对称或中 心对称温度分布并且以这种方式其直线性是稳定化的。进行冷却至 合金的Ar3温度之上5到120℃温度的补偿是特别有优势的,以便 为在剖面部分中颗粒向粗细珠光体结构形态的部分转变提供优化条 件。在这种场合,Ar3温度是这样的温度在这个温度上合金的γ坐标 网(grid)转换成c坐标网是以3℃/min的冷却速度开始的。 以一种长轴方向基本相同但从剖面看在圆周上不同的热排出强 度的轧坯冷却本身已知。然而,当轧坯的物质浓度相对应分配表面 被增加冷却强度的区域是重要的。与直线校正,对称温度分布的补 偿冷却及设定及冷却区域的分配相联系,可以保持冷却速度,其在轧 坯的剖面区不同,但在长轴方向基本相同。在这种联系中,设定冷却 速度的值是重要的,以这个值通过本身已知的措施轧坯的所选区域 被带到转换温度。如在图3所看到的,它是已知成分的合金的时间一 温度转换曲线而且对本领域受到的人来说是已知的,在从Ar3温度 高速率冷却的过程中,例如曲线c和d,在颗粒中形成马氏体。由此 材料的硬度增大但大量失去了弹性并增加了断裂倾向而且所打算的 应用不再可能。低冷却速度如曲线h的速率,产生了粗珠光体软颗 粒结构。因而设定足够高的局部冷却速率是重要的,以便在每种场 合在转换中马氏体的生成被防止而在增加冷却强度的区域生成精细 珠光体颗粒。跟随着完全的颗粒转变,以同样的局部冷却强度将轧 坯带到室温以便减少或基本防止轧坯弯曲。如果热处理的进行是 在至少750℃最高1050℃的最后段压(tapping)期间跟随着具有1. 8到8%最好是2到5%的变形度的轧坯热压成形以热压成形热来 完成的话,这是具有特殊的优势。如果转变发生在温度范围770℃ 到1050℃范围,那么具有1.8到8%变形度或剖面减少率的最后形 变引起具有优势的奥氏体颗粒精细化。已示出少于1.8转换率引起 特别粗壮颗粒或在适当位置的颗粒生成,但大于8%的转换率引起 中央或内部区域的大的温度增加,显然这是由于所释放的转换能 量,由此,可引起局部颗粒的不均匀性及发生质量上的减少。 关于在冷却至室温后接受基本直线校正或轴向校正的轧坯及特 别是关于在相反弯曲压力下具有增强的刚性及疲劳强度的铁轨,如 果在冷却的第二步中冷却强度在成型轧坯的周边的二个或更多区域 中增加是具有很大优点的。由此措施,由于更精细的珠光体颗粒结 构,可取得在靠近表面的剖面的几个区域材料的硬度和强度增加。在 轧坯的弯曲压力的场合,在这里远离中心颗粒(neutral grain)或零 线的剖面区域示出了最大压力,现在有可能实现这些圆周区域中的 至少二个具有增强的强度。已发现对铁轨来说已可以在基础区域增 加材料的破碎韧性(fracture toughness)。 比较好的方式,具有最大质量浓度的轧坯部分如铁轨头部在一 浸渍过程或通过被浸在—冷却液中被冷却,同时,比较小的冷却强度 如压缩空气或空气一水喷溅从具有较小质量浓度的轧坯部分如铁轨 基座去除热量,这些试图用增加冷却来提供。以这种方式进行下去 可以抵消轧坯内部高度紧张状态及热弯曲的形成。 为了防止在前面提到的铁基上的合金中有缺点的马氏体形成并 取得合金中精细珠光体颗粒结构,如果冷却强度的程度及特别是用 于浸渍冷却的冷却液成分的这样一种方式设定是有优势的,即温度 范围在800℃到450℃,特别是靠近浸渍部分表面的区域冷却是以 1.6到2.4℃/S来取得最好是约20℃/S。因为经济原因这个冷却速 度较好,因为当已取得所需质量的轧制产品时,第二步骤中的较短 冷却时间是需要的并以这种方式取得大量的产量。 为了将弯曲减到最低,已显示出如果具有象现在那样的T形剖 面和成型轧坯如铁轨的基座,在轨腰相对的区域或表面以较高强度 最好是压缩空气或空气—水混合物的方式来冷却是比较具有优势 的。在这个过程已发现,如果位于与增加冷却强度的轨腰相对的表 面区域关于轨腰轴基本对称且横向被限制则关于长效特性的改进特 别具有优势。 如果进一步试图防止成型轧坯的剖面区域增强冷却强度,这些 区域相对于质量浓度或轨腰连接是末端的,和/或试图防止这些区域 增加的热排出或至少简短的加热它们可以在轧坯边缘内提供相同或 减少材料强度的颗粒,令人惊奇的是这降低了断裂危险,特别是在轧 制材料尖锐和/或连续改变压力的场合。 如果在成型轧制表面特别铁轨表面的冷却强度以这种方式来设 定γ颗粒转换在冷却过程中发生的区域基本被实施到与中心平面平 行对称和/或平行,最好与重心同心或与剖面重心线相同心,则可能 取得这种形状的特别强度。 为了获取在长轴方向基本完全均匀的局部冷却强度以及维持进 入冷却媒介的热传导稳定,可与本发明一致提供在冷却期间轧坯在 长轴方向相对冷却液容器或浸渍箱的移动,轧坯的一部分相对剖面 浸进浸箱中的冷却液和/或至少在轧坯的一部分浸进冷却液的时间 内冷却液的充填伴有振荡或使其振动。已发现这些措施确实改进了 所获得质量的均匀性。 前面所述类型用于在生产具有特殊特性的成型轧坯时整体解决 问题的装置与本发明相一致呈现的特色在于在辅助过的辊道具有轧 坯定位装置,其本身已知,以及用于在其塑性成形期间成型轧坯的直 线或轴向校直定位装置,还具有用于一横向运输装置,它用于轧坯在 辅助区到冷处理区在基本与其轴垂直的直线或轴向校直定位传输, 在这个冷处理区放置一已知的装置,它通过在浸渍箱中冷却液以及 固定和操作装置来硬化轧坯特别是铁轨头部,还放置一可控附加冷 却装置用于轧坯的至少一个另外区域,如铁轨的基座的更强冷却,其 特色还在于最后冷却区域对于轧坯冷却到室温有一支架。 已发现直线或轴向校直定位是重要的,特别是与相对成型轧坯 的剖面或部分区域部分进行的热处理相关的热处理。通过在其全长 或部分区域上防止弯曲,可以从轴向方向保持预定的冷却条件或保 持轧坯的冷却强度均匀,结果沿型面的壁的强度或硬度差被消除。 研究表明与冷却剂源壁的不同距离和/或与喷溅冷却轴的不同距离 可引起硬度和强度值的过度成比例偏差。 在定位过程中,通过适当装置使轧坯经受塑性成形来防止弹性 回复到可能的部分弯曲形状进一步来说是重要的。为了避免以后直 线化的必要,很重要的是以轴同排列定位的方向将成型轧坯用过直 线横向运输带入冷却区域。除此之外,在冷却区域提供操作装置,通 过这个装置,轧坯的传递、固定、浸渍进冷却液槽或部分区域硬化以 及传递到最后冷却区域是可能的。在这个过程中,提供至少一个附 加冷却装置以用于另一剖面区的加强冷却。 在本发明的另一个发展中,附加冷却装置可与轧坯相对相放且 其冷却强度可控,以便可以设定与此方法相对应的另一个局部热交 换,这是很有优势的。 一个实施例也是具有优势的,在这里附加冷却装置具有形成局 部冷却装置流动的部分这部分在轧坯的长轴或轴向方向基本不间断 并在横向方向受到限制,如果需要,具有用于防止从冷却表面的表面 增加的热排出。通过这一步骤,可以形成明显的受限冷却区并从强 化热排出过程除去邻近区域或在它们中产生较小的材料硬度,在这 里在另一实施例相一致,附加冷却装置作为可调压力或喷溅冷却装 置来设计。 如果轧坯在长轴方向在冷却液体中相对浸渍箱和/或相对附加 冷却装置可相对移动,或者如果装置放在浸渍箱上和/或在冷却液本 身内,用这种方式冷却液可湍流移动和/或设定到振动,则成型轧坯 的长轴方向在硬度和强度值的均匀性可进一步增加。已发现在冷却 媒介和工件之间的相对运动以及振荡运动或压力波动使得局部冷却 强度均等并产生优势化的热处理条件。 与本发明一致的铁轨,特别是与以前提到的方法之一一致所产 生的铁轨,它可以在以上描述的装置中产生,其特征在于在其剖面铁 轨在其头部的上部区域显示了很大的材料强度和硬度值,这个值在 轨腰的下端部及基座的圆周部分被减少,其特征还在于基座的底部 中的中心区域与圆周部分及轨腰相比具有增加的材料硬度值,这里 如果与剖面型面的主轴或铁轨剖面的垂直轴对称来设置基本相同的 材料硬度值,可取得特别均匀的质量特性。这样的铁轨显示出改进 的应用特性甚至在所增加的要求如高轴向负荷和/或高频率使用和/ 或小范围直线弯曲的情况下。 本发明将通过只示出一个实施例的图来得到详细描述。示出的 有: 图1铁轨热处理的过程; 图2在剖面中的铁轨; 图3铁轨材料的时间—温度转换曲线图。 在图1示意性示出的是成型轧坯,如铁轨通过例如(未示出)可 运动的震动台(pumper)或类似物放置在辊台21上的辅助区A上。 然后通过校直装置22及23来进行直线校直,这里也可校直竖立曲 线的定心型校直装置(centering type)是具有优势的。跟随着轧坯1 的校直,在冷却区B有一个向支架2的横向运输及用固定装置24进 入操作系统的放置,在这里在运动期间的固定必须是以这样的方式 进行即没有向长轴横向的弯曲。在一本身已知的方式中,通过固定 装置24轧坯或铁轨1部分浸入浸渍箱38的冷却液体37中。这里铁 轨1的表面与浸渍箱壁的距离在其长度的二边相等大是重要的。为 了强化轧坯表面的冷却强度特别是为了使其均匀化,以一种有优势 的方式,轧坯1可以在长轴方向以例如0.5到5米的量在浸渍箱38 或冷却媒介37中移动。也可以在冷却媒介37中或在浸渍箱上使用 振荡发生器(未示出),它引起冷却媒介以例如100到800/分的频率 振荡,这有优势地影响了冷却强度。 可在轧坯一平坦部分可以是铁轨1的基座13上或与之相连放 置一附加冷却装置3。这样一个附加冷却装置可以有一水源和一空 气源并形成一个被引导到轧坯或铁轨基座表面部分的喷溅31。为了 向圆周部分132提供减少的冷却强度并形成只在轧坯或铁轨基座 区域的中央区131形成一增强材料硬度区,例如用一抽吸装置提供 冷却媒体的去除是有优势的。 在轧坯冷却之后,特别是铁轨1被浸入冷却媒介37而且特别是 其一部分放在与媒介相对的地方并经过喷溅31,在低于引起精细珠 光体的材料强度的转换温度之下,如与图3一致大约500℃在与曲 线f一致的冷却率之下,铁轨可被放在最后冷却区的支架25上以 便冷至室温。 如图2所代表的,与本发明一致的铁轨1具有三个不同颗粒结 构或硬度的区域,这里过渡区域具体在是连续的。精细珠光体区111 硬度值在340至390HB,可能达到425HB,被提供在铁轨头11内 并造成向减少的硬度如300到340HB区域的向下过渡。在腰部连 接12,在实际应用中它必须有大的韧度,由此已提供在280到 320HB的硬度值。较粗结构或薄片形成以及硬度值与轨腰12相同 在280到300HB的珠光体颗粒在铁轨基座13的圆周区132提供。 用这种颗粒实施例及减少硬度值的材料特性在大范围防止断裂或断 开的开始。然而,材料强度及硬度值增加在300到300HB及更多的 区域131形成在基座13底部的中心。如已确定的,在铁轨剖面的材 料机械特性与本发明一致的分布特别是在困难的条件下引起稳定性 及优势的长期特性。 |