一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢及生产的车轮、车轮热处理方法 |
|||||||
| 申请号 | CN202410113300.4 | 申请日 | 2024-01-26 | 公开(公告)号 | CN117966044A | 公开(公告)日 | 2024-05-03 |
| 申请人 | 马鞍山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 刘学华; 姚三成; 张建; 陈刚; 赵海; 国新春; 程方波; | ||||
| 摘要 | 本 发明 提供了一种具有良好强韧匹配的中 碳 钢 车轮 钢及生产的车轮、车轮 热处理 方法，成分：C 0.49～0.55％、Si 0.30～0.60％、Mn 0.70～1.20％、Cr 0.26～0.35％、Al 0.020～0.040％、Ni 0.15～0.25％、P≤0.015％、S≤0.010％，其余为Fe及不可避免的杂质元素，且满足0.75≤C+Si/4+Cr/5+Mn/6+Ni/10≤1.00。设计匹配的热处理方法，有效克服了强韧匹配矛盾关系，使车轮具备良好的综合 力 学性能，经济性好，不影响正常生产节奏，便于实施。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢，其特征在于，所述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢包括以下质量百分比成分： |
||||||
| 说明书全文 | 一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢及生产的车轮、车轮热处理方法 技术领域背景技术[0002] 20世纪90年代后，铁路车轮材料、工艺基本定型。一方面，细珠光体‑少量铁素体型铁路车轮因其优良的耐磨性、易切削性和热稳定性等优点，一直被世界各国和地区广泛使用。另一方面，当前铁路车轮普遍采用“整体加热+踏面连续喷淬+整体回火”进行热处理；其中，踏面连续喷淬采用大水量直接喷射车轮踏面表面，是决定车轮轮辋组织与性能的关键工序。 [0003] ER7车轮广泛用于(准)高速列车，执行标准BS EN 13262《铁路应用—轮对和转向架—车轮—产品要求》，其材质为中低碳素钢，性能特点为中等强度+高韧性。良好的车轮服役表现，首当其冲是车轮要具备较好的耐磨性能，而车轮的耐磨性与其硬度关系密切。较高的硬度能有效降低车轮的磨损速率，改善全寿命周期内车轮的磨耗稳定性。因此，出于延长车轮使用寿命及降低运营成本的考量，业内越来越多的客户都希望车轮能具备较高的硬度。同时，对于(准)高速车轮而言，又要求具备较高的断裂韧性，以期在服役过程中获得较高的疲劳裂纹扩展阻力。由于韧性与强度之间的竞争关系，在显著提高车轮硬度的同时，还能保证足够的断裂韧性，难度较大。因此，突破既有碳素钢车轮强韧匹配的局限，深度挖掘车轮的极致性能，是现阶段开发新一代(准)高速车轮的重点和难点。 [0004] 经检索，2020年8月7日公开的公开号为CN 111500925 A的专利，公开了中国发明专利“一种耐磨性及强韧性匹配良好的中碳车轮钢及其热处理方法及车轮的制备方法”，包括以下重量百分比的化学成分：C 0.49～0.52％、Si 0.20～0.40％、Mn 0.50～0.80％、P≤0.020％、S≤0.015％、V 0.08～0.12％、Als0.008～0.030、N 0.0050～0.0010％、Cr 0.15～0.28％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；其通过控制V、Al、N元素含量，并采用弱喷+强喷的复合热处理工艺，提高了车轮耐磨性及轮辋强韧性匹配。但该发明采用V微合金化设计，属于微合金化低合金钢，且热处理工艺复杂。 [0005] 2019年9月27日公开的公开号为CN 110284069 A的专利，公开了一种中碳车轮钢及其热处理方法及车轮的制备方法，所述中碳车轮钢包括以下重量百分比的化学成分：C 0.48～0.52％、Si 0.20～0.40％、Mn0.60～0.80％、P≤0.020％、S≤0.015％、Mo 0.09～ 0.12％、Cr 0.15～0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，其在轮辋韧性水平基本相当的前提下，能够显著提高车轮轮辋强度。但该发明采用高Mo含量设计，除非显著增加投料重，否在有存在非珠光体层的风险。 发明内容[0006] 本发明的目的在于提供一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢，在成分设计上，本发明摈弃单纯添加合金元素来提高车轮的硬度，而是采用合金元素的少量添加及热处理工艺调整，有效克服了强韧匹配矛盾关系，使车轮具备良好的综合力学性能，经济性好，不影响正常生产节奏，便于实施。 [0007] 本发明还有一个目的在于提供一种车轮，采用上述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢生产获得，生产的车轮用于设计时速320公里动车组。 [0008] 本发明最后一个目的在于提供一种车轮的热处理方法，采用上述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢生产车轮，根据成分设计匹配的热处理工艺，热处理工艺简单，同时保证车轮具备良好的综合力学性能，具有良好强韧匹配性，经济性好。 [0009] 本发明具体技术方案如下: [0010] 一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢,包括以下质量百分比成分： [0011] C 0.49～0.55％、Si 0.30～0.60％、Mn 0.70～1.20％、Cr 0.26～0.35％、Al0.020～0.040％、Ni 0.15～0.25％、P≤0.015％、S≤0.010％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。 [0012] 所述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢的成分满足：Ti≤0.003％、Als0.017～‑40.035％、N(100～150)×10 ％。 [0013] 所述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢的成分还满足：0.75≤C+Si/4+Cr/5+Mn/6+Ni/10≤1.00，式中，各元素所指数值＝该元素在钢中的含量×100。这些元素是影响强度和硬度的关键元素，对此作出限定的目的是，稳定获得本发明车轮所能达到的强度和硬度，同时兼顾断裂韧性，确保良好的强韧匹配，如低于0.75则强度和硬度达不到设计要求，高于1.00则会使强度和硬度过高，牺牲断裂韧性。 [0014] 本发明设计思路如下： [0015] C元素：C是对车轮硬度贡献最大的元素之一，提高车轮钢中的C含量，可显著提高车轮的硬度，从而改善耐磨性能，但其含量过高则会降低车轮的塑韧性。一种用于设计时速320公里的高硬度中碳钢车轮，需同时兼顾耐磨和塑韧性能，应采用中C含量设计，因此将C的范围确定为0.49～0.55％。 [0016] Si元素：添加Si元素通过固溶强化可提高车轮的强硬度，同时使车轮钢的相变点Ac3提高，有助于改善车轮的抗热损伤性能，但过高的Si会增加车轮钢的热加工敏感性和脆性，因此将Si的范围确定为0.30～0.60％。 [0018] Cr元素：Cr是钢中较为廉价有益元素，适量添加便能提高过冷奥氏体的稳定性，使转变温度降低、过冷度增大，具有显著细化珠光体片层间距的效果，但如果Cr含量过高，则会显著降低铁素体体积分数，对塑韧性不利，因此将Cr的范围确定为0.26～0.35％。 [0019] Ni元素：Ni的主要作用是提高基体组织的韧性，细化珠光体片层间距，同时对铁素体也有较好的强化作用。Ni和Cr的配合使用更是可以提高车轮轮辋内部组织的强韧性。但Ni含量超0.25％，轧钢加热时钢坯的氧化铁皮不易被清除，因此将Ni的范围确定为0.15～0.25％。 [0020] Al元素：Al作为钢中主要的脱氧剂，以酸溶铝Als和不溶铝两种形式存在于钢中，Als相当于钢中的合金元素，而不溶铝形成氧化铝夹杂物。本发明同时限定Al和Als，限定整体和部分目的是为了控制钢的洁净度，兼顾保证合金化程度。溶解在基体中的Als能与N结合形成AlN第二相，因其较好的热稳定性，具有显著的钉扎晶界的作用，在热加工时能有效阻碍奥氏体晶粒的长大与粗化。当Al含量低于0.020％时，AlN析出驱动力不足，高于0.040％时又有形成Al2O3脆性夹杂物的风险，恶化钢的性能，因此将Al的范围确定为0.020～0.040％，将Als的范围确定为0.017～0.035％。 [0021] N元素：溶解在钢中的N与Als有效结合形成热稳定性较好的AlN粒子，偏聚在晶界上，在热加工时起钉扎晶界的作用，阻碍晶粒长大。理论上，N含量越高，AlN粒子的析出驱动力越大，AlN粒子数量更多、尺寸更细小、分布更均匀。合理的Al×N值对晶粒细化作用明显，而过高的N含量则会形成皮下“针眼”等连铸缺陷。综合考虑炼钢时控N工艺的稳定性，将本‑4发明中的氮含量定为(100～150)×10 ％。 [0022] Ti元素：因Ti与Al都是氮化物形成元素，对于碳素钢成分体系，严格控制Ti的含量，可避免其与Al形成竞争关系，保证Als与N的有效结合，促进AlN粒子的形成，以达到细化晶粒的效果，从而在显著提高车轮强硬度的同时还能保证较高的断裂韧性。因此，本发明结合目前的炼钢工艺水平对Ti的上限进行了限定。 [0023] 本发明提供的一种车轮，采用上述具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢生产获得。 [0024] 本发明提供的一种车轮的热处理方法，包括加热、踏面喷淬、回火。 [0025] 所述加热，将毛坯车轮整体加热，均热温度为870～920℃，总加热时间2.5～3.5h，均温段保持时间1.25～1.75h。 [0026] 所述加热具体为：将辗轧成形的毛坯车轮装入环形加热炉，逐段升温至870～920℃并保温一定时间，进行充分奥氏体化；本发明较常规均热温度高30～50℃。较高的均热温度能提高原奥氏体晶粒的均匀性，延迟过冷奥氏体的转变，从而在冷却相变时获得较高的稳定性和较大的过冷度，从而有利于获得更为细小的珠光体片间距。但均热温度不能过高，否则会导致晶粒的长大、粗化，对车轮的性能不利。加热中，控制总加热时间2.5～3.5h，具体时间根据装炉量、布料方式、加热炉实际状况等因素而定，均温段保持时间1.25～1.75h。 [0027] 所述踏面喷淬，在踏面喷淬前，不开启冷却水，车轮先在空气中进行60～90s的空转，车轮转动角速度70～80°/s，再进行踏面喷淬。其目的是实现“高温加热、低温开淬”的效果，即通过与空气的流动散热，降低车轮轮辋的整体蓄热量，使温度在过冷奥氏体区(即保证最低温度仍处于相变临界温度Ar3以上)实现小幅度降低，踏面次表层及轮辋内部接受更内层传热的热流密度因而降低，产生“预冷效应”。车轮空转结束后，再启动踏面喷淬。 [0028] 所述踏面喷淬在卧式淬火台进行。 [0029] 所述踏面喷淬，采用踏面连续喷淬方式进行冷却，喷淬过程中车轮自旋转； [0030] 所述踏面喷淬，喷淬的时间为350～500s，较长的喷淬时间可以降低车轮的整体蓄热量，减少热处理后轮辋的回温，控制喷淬结束后车轮踏面表面温度低于70℃，确保轮辋部位整个磨耗到限区内完成珠光体组织转变。 [0031] 所述踏面喷淬采用连续大流量的循环水喷射车轮踏面，淬火台总水流量为每小时120～140吨，相比于以往淬火台总水流量，将总水流量提高到每小时120吨以上，虽然水流量已达到峰值，并不能起到增强冷却而达到提高硬度的目的，但却能减少喷淬结束后的回温，减少“自回火”效应所带来的硬度损失。 [0032] 所述踏面喷淬，淬火台沿周向均布有6个箱式喷枪，每个喷枪出水流量均等，出水速度5～7m/s。 [0033] 所述喷淬过程中车轮自旋转，车轮转动角速度55～65°/s。 [0034] 踏面喷淬后，将车轮经链板床传输至环形回火炉，进行回火处理。 [0036] 所述回火处理，回火温度为460～500℃，回火时间4～6h。 [0037] 所述车轮的生产方法，包括以上热处理方法，具体包括以下工艺流程： [0039] 本发明生产的车轮室温状态的显微组织为珠光体+少量铁素体，整个磨耗工作区(即从成品车轮的踏面表面到距踏面35mm的区域内)显微组织中的铁素体体积分数为7％～12％，珠光体片间距150～180nm，珠光体球团尺寸10.0～13.5μm，晶粒度≥7.5级。 [0040] 本发明生产的车轮车轮轮辋距踏面5mm处的硬度≥300HB、距踏面35mm处的硬度≥275HB；轮辋抗拉强度950～980MPa、屈服强度560～600MPa、断后伸长率15.0～18.0％；室温 1/2 冲击功Ku5单值≥25J；‑20℃冲击功Kv2单值≥12J；轮辋断裂韧性单值≥80MPa·m 、均值 1/2 ≥85MPa·m ；辐板抗拉强度730～780MPa；断后伸长率A≥20.0％。 [0041] 对于碳素钢系列的车轮而言，仅通过热处理工艺调整来显著提高车轮的硬度远远不够，且目前车轮的冷却水流量已达到峰值，珠光体相变强化存在极限，只有通过成分的合金化添加才能达到目的。但用于设计时速320公里动车组用车轮，同时又要求具备较高的断裂韧性，以期在服役过程中获得较高的疲劳裂纹扩展阻力。由于韧性与强度之间的竞争关系，在显著提高车轮硬度的同时，还能保证足够的断裂韧性，难度较大。 [0042] 为实现车轮钢高的强韧匹配，本发明在传统ER7车轮的成分基础上，通过C、Si、Mn等元素的优化，同时提高Cr、Ni等元素的含量，提高过冷奥氏体的稳定性，增大冷却相变阶段的过冷度，获得较为细小的珠光体片间距，并以AlN粒子钉扎晶界为目标，对Ti、Als、N等含量加以严格控制，促进Als与N有效结合形成AlN第二相，因其较好的热稳定性，具有显著的钉扎晶界的作用，在热加工时能有效阻碍奥氏体晶粒的长大与粗化，从而在获得高硬度的同时还具备较好的断裂韧性。 [0043] 与此同时，在热处理工艺端也做了相应改进，比如适当提高淬火加热温度、增大冷却水流量、降低“自回火”效应等措施，在获得较为细小的珠光体片间距，尽可能减少因“自回火”效应所带来的硬度损失。本发明为获得较高的过冷奥氏体稳定性而采用较高的均热温度，对于一般车轮钢来说，这么高的温度下奥氏体晶粒会发生长大、粗化，但本发明同时采用高Al、N的添加，并尽可能低的控制Ti含量，有效促进AlN粒子的形成，钉扎晶界从而提高奥氏体晶粒粗化的临界温度，实现本发明高温加热条件下晶粒组织不会发生粗化的效果；若Al、N、Ti控制不当，则无法保证高温下晶粒不会长大、粗化。 [0044] 此外，在喷淬前增设空冷预冷却，实现奥氏体区低过冷(即保证最低温度仍处于相变临界温度Ar3以上)，产生“预冷效应”，而后再与长时间的喷淬冷却相互叠加，提高700～500℃范围内的平均有效冷却速度，进一步提高获得较高硬度水平的潜力，显著改善车轮轮辋的强韧匹配。 [0045] 本发明基于过冷奥氏体稳定性控制及第二相晶界钉扎理论，结合热处理工艺调整，克服了传统ER7车轮强韧匹配的局限性，实现了车轮综合力学性能的显著提升。较传统ER7车轮本发明生产的车轮能使车轮的硬度提高10％以上，同时不降低断裂韧性，有利于改善全寿命周期内车轮的磨耗稳定性与抗疲劳裂纹扩展性能；本发明方案摈弃单纯添加合金元素来提高车轮的硬度，采用合金元素的少量添加及热处理工艺调整，有效克服了强韧匹配矛盾关系，使车轮具备良好的综合力学性能，经济性好，不影响正常生产节奏，便于实施。附图说明 [0046] 图1为实施例1车轮的原奥氏体晶粒形貌； [0047] 图2为对比例1车轮的原奥氏体晶粒形貌； [0048] 图3为实施例1与对比例1车轮喷淬冷却阶段的温降及链板床传输过程中的温升情况； [0049] 图4为实施例1车轮的显微组织； [0050] 图5为对比例1车轮的显微组织； [0051] 图6为实施例1‑3与对比例1‑3车轮轮辋的断面硬度和断裂韧性； [0052] 图7为实施例2车轮的显微组织； [0053] 图8为对比例2车轮的显微组织； [0054] 图9为实施例3车轮的原奥氏体晶粒形貌； [0055] 图10为对比例3车轮的原奥氏体晶粒形貌； [0056] 图11为实施例3车轮的显微组织； [0057] 图12为对比例3车轮的显微组织； [0058] 图13为实施例3车轮的珠光体球团尺寸的EBSD分析； [0059] 图14为对比例3车轮的珠光体球团尺寸的EBSD分析。 具体实施方式[0060] 为进一步了解本发明的内容，结合附图及实施例对本发明作详细描述。 [0061] 实施例1‑实施例3 [0062] 一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮钢，包括表1所示的成分及含量。 [0063] 对比例1‑对比例3 [0064] 传统ER7车轮钢，包括表1所示的成分及含量。 [0065] 利用各实施例和对比例的钢生产车轮，包括以下工艺流程：电炉熔炼→LF炉精炼→RH真空处理→圆坯连铸→缓冷处理→切锭下料→轧前加热→开坯锻造、辗轧→落垛缓冷→热处理→后续机加工。 [0066] 以实施例1钢生产车轮的热处理方法，包括整体加热→踏面喷淬→链板床传输→整体回火，具体操作步骤包括： [0067] S1，下料轧制获得外径940mm的毛坯车轮，将毛坯车轮装入环形加热炉，逐段升温至870±10℃(均热目标温度为870℃)，并保温1.75h，总加热时间3.5h，充分奥氏体化后，出炉采用机械手转运至卧式淬火台。 [0068] S2，车轮在喷淬前，不开启冷却水，先在空气中进行60s的空转，车轮转动角速度70°/s，随后采用踏面连续喷淬方式冷却，喷淬过程中车轮一定速度自旋转，具体冷却制度为：踏面喷淬的时间为350s，较长的喷淬时间可以降低车轮的整体蓄热量，减少热处理后轮辋的回温，控制喷淬结束后车轮踏面表面温度低于70℃，确保轮辋部位整个磨耗到限区内完成珠光体组织转变；设定淬火台总水流量为每小时120吨，较高的总水流量供给虽不能起到增强冷却而达到提高硬度的目的，但却能减少喷淬结束后的回温，减少“自回火”效应所带来的硬度损失；淬火台沿周向均布有6个箱式喷枪，每个喷枪出水流量均等，出水速度 5.5m/s，此过程中车轮转动角速度55°/s。 [0069] S3，喷淬结束后，通过链板床经10min将车轮传输至环形回火炉前，同时传输过程中通过强制吹风控制轮辋整体回温不超过400℃，减少“自回火”效应，保证片层状珠光体不发生变形、破碎等，入回火炉，设定回火温度为500±10℃(均热目标温度为500℃)，回火时间4h。 [0070] 以对比例1钢生产车轮的热处理方法，热处理工序具体操作步骤包括： [0071] S1，将轧制获得的毛坯车轮装入环形加热炉，逐段升温至840±10℃(均热目标温度为840℃)，较实施例1低30℃，并保温1.5h。 [0072] S2，充分奥氏体化后，出炉采用机械手转运至卧式淬火台，直接采用踏面连续喷淬方式冷却，喷淬过程中车轮以角速度55°/s自旋转，踏面喷淬的时间为240s，设定淬火台总水流量为每小时114吨，其它控制措施同实施例1。 [0073] S3，喷淬结束后，进行回火处理，回火制度同实施例1。 [0074] 实施例1与对比例1车轮的原奥氏体晶粒形貌如图1‑图2所示。可见，相比于对比例1车轮，在870℃较高的加热温度下，实施例1车轮的晶粒度未发生明显长大，保持在8.5级，细小均匀的晶粒是获得良好强韧匹配的必要条件。 [0075] 实施例1与对比例1车轮喷淬冷却阶段的温降及链板床传输过程中的温升情况如图3所示。可见，实施例1车轮整体回温为300℃左右，低于对比例1车轮100℃以上。较低的回温能减少“自回火”效应，保证片层状珠光体不发生变形、破碎等。 [0076] 实施例1与对比例1车轮的显微组织如图4‑图5所示。可见，实施例1与对比例1车轮的显微组织均为细珠光体+少量铁素体。在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例1车轮的铁素体体积分数为11.7±0.2％，对比例1车轮的铁素体体积分数为13.1±0.3％，两者相差不大。但在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例1车轮的珠光体片间距为171～179nm、平均珠光体片间距为176nm，珠光体球团尺寸10.0～10.5μm、平均珠光体球团尺寸为10.3μm，而对比例1车轮的珠光体片间距为193～204nm、平均珠光体片间距为199nm，珠光体球团尺寸12.6～14.3μm、平均珠光体球团尺寸为13.4μm，两者相差较大，较细小的珠光体片间距、珠光体球团尺寸是获得高硬度、高断裂韧性的主要原因。 [0077] 按照BS EN 13262《铁路应用—轮对和转向架—车轮—产品要求》，在成品车轮轮辋及辐板相应位置处取拉伸试验试样、夏比冲击试样，分别按照GB/T [0078] 228.1《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》、GB/T 229《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行室温拉伸试验和系列温度摆锤冲击试验。实施例1与对比例1车轮轮辋及辐板的拉伸力学性能、轮辋的系列温度冲击性能见表2‑表3。可见，较对比例1车轮，在塑性、冲击功指标不降低的同时，实施例1车轮能获得较高的强度性能。 [0079] 按照BS EN 13262《铁路应用—轮对和转向架—车轮—产品要求》，在成品车轮轮辋及辐板相应位置处取轮辋断面硬度试样、断裂韧性紧凑拉伸试样(沿周向均布6块)，分别按照GB/T 231.1《金属材料布氏硬度试验第1部分：试验方法》、GB/T 4161‑2007《金属材料平面应变断裂韧性KIC试验方法》进行硬度试验和断裂韧性试验。实施例1与对比例1车轮轮辋断面硬度及断裂韧性如图6所示。实施例1车轮的5mm、35mm处的硬度分别为(304±3)HB、1/2 (277±2)HB，断裂韧性为(94±4)MPa·m ,而对比例1车轮的5mm、35mm处的硬度分别为 1/2 (279±5)HB、(244±3)HB，断裂韧性为(96±3)MPa·m ,可见，相比于传统ER7车轮，采用本发明方案在获得较高轮辋断面硬度的同时，还能具备较高的断裂韧性，强韧匹配良好。 [0080] 以实施例2钢生产车轮的热处理方法，参照实施例1。不同的是： [0081] S1步骤均热目标温度为890℃，保温1.5h，总加热时间3.0h； [0082] S2步骤的空气中空转时间为75s，车轮转动角速度为75°/s，而喷淬时间为420s，车轮转动角速度为60°/s； [0083] S3步骤的均热目标温度为480℃，回火时间5h。 [0084] 以对比例2钢的热处理工序步骤参照对比例1，不同的是： [0085] S1步骤的均热目标温度为860℃，保温1.25h； [0086] S2步骤的喷淬时间为270s，车轮转动角速度为60°/s。 [0087] S3步骤同实施例2。 [0088] 实施例2与对比例2钢生产的车轮的显微组织如图7‑图8所示。可见，实施例2与对比例2车轮的显微组织均为细珠光体+少量铁素体。在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例2车轮的铁素体体积分数为10.3±0.3％，对比例2车轮的铁素体体积分数为12.5±0.3％，两者相差不大。但在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例2车轮的珠光体片间距为163～167nm、平均珠光体片间距为165nm，珠光体球团尺寸11.1～12.0μm、平均珠光体球团尺寸为11.5μm，而对比例2车轮的珠光体片间距为185～192nm、平均珠光体片间距为188nm，珠光体球团尺寸13.3～15.6μm、平均珠光体球团尺寸为14.6μm，两者相差较大，较细小的珠光体片间距、珠光体球团尺寸是获得高硬度、高断裂韧性的主要原因。 [0089] 参照实施例1及对比例1，对实施例2及对比例2车轮进行进行室温拉伸、系列温度摆锤冲击、硬度和断裂韧性试验。相关结果见表2‑表3及图6。实施例2车轮的5mm、35mm处的1/2 硬度分别为(311±4)HB、(285±4)HB，断裂韧性为(89±5)MPa·m ,而对比例2车轮的5mm、 1/2 35mm处的硬度分别为(283±6)HB、(252±6)HB，断裂韧性为(87±4)MPa·m ,可见，相比于传统ER7车轮，采用本发明方案在获得较高轮辋断面硬度的同时，还能具备较高的断裂韧性，强韧匹配良好。 [0090] 以实施例3钢生产车轮的热处理方法，参照实施例1，不同的是： [0091] S1步骤的均热目标温度为920℃，保温1.25h，总加热时间2.5h； [0092] S2步骤的空气中空转时间为90s，车轮转动角速度为80°/s，而喷淬时间为500s，车轮转动角速度为65°/s； [0093] S3步骤的均热目标温度为460℃，回火时间6h。 [0094] 以对比例3钢生产车轮的热处理方法，参照对比例1，不同的是： [0095] S1步骤的均热目标温度为880℃，保温1.0h； [0096] S2步骤的喷淬时间为300s，车轮转动角速度为65°/s。 [0097] S3步骤同实施例3。 [0098] 实施例3与对比例3车轮的原奥氏体晶粒形貌如图9‑图10所示。可见，在880℃的高温下对比例3车轮的晶粒出现了局部长大、粗化，平均晶粒度为6.0级，而在920℃的高温下实施例3车轮的晶粒未发生明显的局部异常长大现象，平均晶粒度为7.5级。 [0099] 实施例3与对比例3车轮的显微组织如图11‑图14所示。可见，实施例3与对比例3车轮的显微组织均为细珠光体+少量铁素体。在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例3车轮的铁素体体积分数为8.3±0.4％，对比例3车轮的铁素体体积分数为9.9±0.3％，两者相差不大。但在距踏面35mm处的轮辋内部，实施例3车轮的珠光体片间距为155～163nm、平均珠光体片间距为159nm，珠光体球团尺寸11.9～13.3μm、平均珠光体球团尺寸为12.8μm，而对比例3车轮的珠光体片间距为179～190nm、平均珠光体片间距为185nm，珠光体球团尺寸14.5～16.4μm、平均珠光体球团尺寸为15.7μm，两者相差较大。根据图13和图14也可以看出，实施例3车轮的珠光体球团尺寸均匀性也较优于对比例3车轮。较细小的珠光体片间距、珠光体球团尺寸是获得高硬度、高断裂韧性的主要原因。 [0100] 参照实施例1及对比例1，对实施例3及对比例3车轮进行进行室温拉伸、系列温度摆锤冲击、硬度和断裂韧性试验。相关结果见表2‑表3及图6。实施例3车轮的5mm、35mm处的1/2 硬度分别为(316±7)HB、(289±5)HB，断裂韧性为(85±3)MPa·m ,而对比例3车轮的5mm、 1/2 35mm处的硬度分别为(287±5)HB、(256±3)HB，断裂韧性为(80±4)MPa·m ,可见，相比于传统ER7车轮，采用本发明方案在获得较高轮辋断面硬度的同时，还能具备较高的断裂韧性，强韧匹配良好。 [0101] 表1实施例与对比例车轮的主要化学组分(wt％) [0102] [0103] [0104] (续表1) [0105] [0106] 表2实施例与对比例车轮的拉伸力学性能 [0107] [0108] 表3实施例与对比例车轮轮辋的系列温度冲击性能 [0109] [0110] 以上画下划线的为不满足本发明要求的数据。 [0111] 上述参照实施例1‑实施例3、对比例1‑对比例3及图1‑图12对一种具有良好强韧匹配的中碳钢车轮及其制备方法作了详细描述，仅仅为说明性的而非限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此，在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈