一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴及其热处理方法和生产方法 |
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| 申请号 | CN202410055895.2 | 申请日 | 2024-01-15 | 公开(公告)号 | CN117904536A | 公开(公告)日 | 2024-04-19 |
| 申请人 | 马鞍山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 于文坛; 余亚东; 宫彦华; 毛亚男; 万志健; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，包括以下化学成分：C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Nb、V、Cu、Ca、La、[N]、Al；其具有良好的抗疲劳性能及优异的低温韧性，表面光滑试样的疲劳极限RfL≥450MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥380MPa，‑40℃纵向冲击功KV2≥130J，‑40℃横向冲击功KV2≥110J，‑60℃纵向冲击功KV2≥110J，‑60℃横向冲击功KV2≥90J，‑80℃纵向冲击功KV2≥80J，‑80℃横向冲击功KV2≥60J，能够在‑60℃以上低温环境下运行的50t轴重货运车辆上进行应用。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.46～0.53％，Si：0.55～0.70％，Mn：0.45～0.60％，Cr：1.20～ |
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| 说明书全文 | 一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴及其热处理方法和生产方法 技术领域背景技术[0002] 在国内外货物流通过程中，铁路货车运输仍是非常重要的组成部分，轴重是货运车辆上每根轴平均分担的载重重量，轴重是衡量货车载重能力的最重要指标，而增大轴重则是提高铁路货运效率的最有效、最经济的手段。但轴重提升也受到一定条件的制约，一是线路条件，比如高原地区、山区的高架铁路和铁路桥就制约了货车的载重量，第二则是车轴的安全承载能力。 [0003] 随着货用列车轴重的增加，车轴在整体热处理后存在着强韧性配合较低等缺陷。根据相关标准进行大轴重车轴设计及强度校核，车轴的运行安全性与缺口敏感系数q值(q＝RfL/RfE)及车轴的规格有较大的关系，为了确保安全性，目前均采用增加规格的方法进行轴型设计，但是无限制的增加车轴规格会导致列车自重增加，车轴生产成本偏高，影响列车的行车安全，这些均在实际应用中受到了限制。 [0004] 从运行环境温度来看，货用列车运行的环境最低温度达到‑60℃以下，这对材料是极其严格的考验，现有技术中目前并无‑60℃大轴重车轴的相关研究，也没有‑60℃大轴重车轴材料的技术指标，尤其是低温韧性指标。如果能够设计出一种全新的车轴材料，使其在低温下的韧性水平能够达到珠光体‑铁素体钢车轴材料在常温下的韧性水平，则既能确保其低温服役安全性，又能确保50t轴重货运列车的安全性。 [0005] 因此新一代具有良好抗疲劳性能的1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴必须解决以下技术问题：(1)车轴轻量化结构设计问题；(2)重载车轴材料和性能设计问题。因此，迫切需要开发一种经济型耐寒高强高韧及长疲劳寿命的新材质货用列车大轴重车轴。 发明内容[0006] 为解决上述技术问题，本发明提供了一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，其具有良好的抗疲劳性能及优异的低温韧性，表面光滑试样的疲劳极限RfL≥450MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥380MPa，‑40℃纵向冲击功KV2≥130J，‑40℃横向冲击功KV2≥110J，‑60℃纵向冲击功KV2≥110J，‑60℃横向冲击功KV2≥90J，‑80℃纵向冲击功KV2≥80J，‑80℃横向冲击功KV2≥60J，能够在‑60℃以上低温环境下运行的50t轴重货运车辆上进行应用。 [0007] 本发明还提供了一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的热处理方法及生产方法。 [0008] 本发明采取的技术方案如下： [0009] 一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.46～0.53％，Si：0.55～0.70％，Mn：0.45～0.60％，Cr：1.20～1.40％，Ni：1.65～1.85％，Mo：0.45～0.55％，Nb：0.020～0.050％，V：0.20～0.30％，Cu：0.40～0.60％，Ca： 0.002～0.005％，La：0.010～0.020％，P≤0.010％，S≤0.008％，T[O]≤0.0010％，[N]： 0.015～0.020％，Al：0.040～0.050％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。 [0010] 优选为包括以下重量百分比的化学成分：C：0.48～0.52％，Si：0.60～0.70％，Mn：0.50～0.60％，Cr：1.25～1.35％，Ni：1.70～1.80％，Mo：0.48～0.52％，Nb：0.030～ 0.040％，V：0.22～0.28％，Cu：0.45～0.55％，Ca：0.003～0.004％，La：0.012～0.018％，P≤0.008％，S≤0.006％，T[O]≤0.0008％，[N]：0.016～0.019％，Al：0.042～0.048％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。 [0011] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足临界淬火厚度HI≥107.5，HI＝25.4×1/2×[(0.54×C)×(1.00+0.69×Si)×(1.00+3.41×Mn)×(1.00+1.99×(Cr+V))×(1.00+0.353×(Ni+Cu))×(1.00+2.98×Mo)]。 [0012] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足耐蚀性指数I≥6.8，I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P‑7.29×Cu×Ni‑9.10×Ni× 2 P‑33.39×Cu。 [0013] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足Rm的预测值Y≥1200，Y＝9.8×(100C‑100(C‑0.4)/3+10Si+25Mo+30Mn+6Ni+20Cr+60V)。 [0014] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的金相组织为回火索氏体和贝氏体，其中回火索氏体的体积百分数为90～93％，贝氏体的体积百分数为7～10％，车轴0到40mm近表面的回火索氏体含量为100％。 [0015] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的抗拉强度≥1200MPa、屈服强度≥850MPa；‑40℃纵向冲击功KV2≥130J，‑40℃横向冲击功KV2≥110J；‑60℃纵向冲击功KV2≥110J，‑60℃横向冲击功KV2≥90J；‑80℃纵向冲击功KV2≥80J，‑80℃横向冲击功KV2≥60J；表面光滑试样的疲劳极限RfL≥450MPa；表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥380MPa；缺口敏感指数RfL/RfE≤1.20。 [0016] 本发明还提供了所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的热处理方法，包括以下步骤： [0018] 2)性能热处理，包括两相区淬火、双液亚温淬火和中温回火。 [0019] 步骤1)中，所述去应力退火具体为：将车轴按照加热速度为100～120℃/h加热至温度580～640℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按3min/mm计算，炉冷。车轴在锻造后，在冷却过程中因表面和心部冷却速度不同造成内外温差会产生残余内应力，这种内应力和后续工艺因素产生的内引力叠加，使车轴在后续性能热处理中畸变或开裂。为了消除这种内应力需进行内应力退火处理，同时内应力退火还可以降低硬度，提高尺寸稳定性。 [0020] 步骤1)中，所述组织均匀化正火具体为：将车轴以加热速度为180～220℃/h加热至温度960～1000℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按0.8～1.2min/mm计算，空冷。正火的实质是完全奥氏体化加伪共析转变，正火因为转变温度更低，经正火后不仅细化了晶粒,而且改善了组织的不均匀性,为随后的最终性能热处理做好组织准备。对于含有V、Cr、Nb等碳化物形成元素的合金车轴，为了使正火过程中碳化物充分溶解，必须采用更高的加热温度，因此本发明正火温度设定为960～1000℃。 [0021] 步骤2)中，所述两相区淬火具体为：将车轴以加热速度为160～190℃/h加热至温度740～780℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，按0.9～1.1min/mm计算，随后进行水冷至150℃以下空冷至室温。两相区淬火目的主要是当加热至Ac1以上逆转变奥氏体刚开始形核时，由于温度不高，原子扩散不活跃，晶界迁移缓慢，奥氏体并不会迅速长大，而是以细小的晶粒存在，在随后的淬火过程中就会形成细小的板条或块状马氏体组织，从而达到细化晶粒的效果。 [0022] 步骤2)中，所述双液亚温淬火具体为：将车轴以加热速度为170～200℃/h加热至温度840～870℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，按0.9～1.1min/mm计算，随后进入碱溶液中进行冷却，冷却40～50s转入油槽继续进行冷却，冷至150℃以下空冷至室温。这样可以满足车轴在高温区冷速达到临近冷速，在珠光体和贝氏体转变区等奥氏体最不稳定区域快速冷却，以防止其分解，在马氏体转变时缓慢冷却，降低奥氏体转变成马氏体时的组织应力，避免车轴产生畸变和开裂。同时又保证获得细小的板条状马氏体组织。 [0023] 进一步地，所述碱溶液为质量浓度10％的NaOH水溶液。 [0024] 步骤2)中，所述中温回火具体为：将上述车轴以加热速度为130～160℃/h加热至温度640～670℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按1.4～1.6min/mm计算，随后水冷至室温，避免钢的第二回火脆性。回火温度优选为630～660℃区间时，马氏体位相逐渐消失，位错密度下降，碳化物充分析出球化，此时组织形态强度较低，塑韧性明显增加。经过回火，可获得均匀细密的回火索氏体+贝氏体的金相组织，从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。 [0025] 进行热处理的毛坯车轴的最大直径为265mm～275mm、最大长度为2100～2300mm。 [0026] 本发明还提供了所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→热处理→车轴外圆粗车加工→中心深孔加工→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤，其中，热处理采用本发明所述的热处理方法进行。 [0027] 本发明提供的1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分中，各成分的作用及控制如下： [0028] C：C元素是钢获得高的强度、硬度所必需的。50t轴重以下车轴中的C含量较高。高的C含量虽然对钢的强度、硬度等有利，但对钢的塑性和韧性极为不利，且使屈强比降低、脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。因此适当降低钢中的C含量，改善钢的塑韧性，但过低的C含量会影响钢的强度，结合HI值的要求及其他元素的添加，综合考虑，将其控制在0.46～0.53％。进一步优选为0.48～0.52％。 [0029] Si：Si是钢中主要的脱氧元素，具有很强的固溶强化作用，但Si含量过高将使钢的塑性和韧性下降，C的活性增加，促进钢在锻造和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向，并且使冶炼困难和易形成夹杂物，恶化钢的抗疲劳性能。综合考虑，控制Si含量为0.55～0.70％，进一步优选为0.60～0.70％。 [0030] Mn是钢中主要合金化元素，脱氧和脱硫的有效元素，Mn具有提高钢中奥氏体稳定性、提高钢的淬透性和强度。但淬火钢回火时，Mn和P有强烈的晶界共偏聚倾向，促进回火脆性，恶化钢的韧性，综合考虑，控制Mn含量在0.45～0.60％。进一步优选为0.50～0.60％。 [0031] Cr：Cr能够有效地提高钢的淬透性和回火抗力，以获得所需的高强度；同时Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制和热处理过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能。但含量过高会恶化钢的韧性，综合考虑，控制Cr含量为1.20～1.40％。进一步优选为1.25～1.35％。 [0032] Ni：钢中主要合金化元素，Ni能提高钢的强度及韧性，在低温化境下强化晶界，是获得高韧性和低温韧性必不可少的合金元素，并降低冲击韧性转变温度，Ni可提高钢的淬透性、耐蚀性和保证钢在低温下的韧性，综合考虑，控制Ni含量为1.65～1.85％。进一步优选为1.70～1.80％。 [0033] Mo：Mo是置换式固溶体合金元素，固溶于奥氏体中时能提高钢的淬透性，同时提高回火抗力及防止回火脆性。Mo含量过低则上述作用有限，Mo含量过高，则上述作用饱和，且提高钢的成本。综合考虑，控制Mo含量为0.45～0.55％。进一步优选为0.48～0.52％。 [0034] Nb：Nb是非常有效的细化晶粒的微合金化元素，Nb在钢中的特点就是提高奥氏体的再结晶温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，以提高钢的强塑性。本发明钢中还利用Nb的碳化物较稳定的作用，能将碳固定而促使铬、钼等合金元素更多地溶入固溶体，促进高温时固溶强化。但过量的Nb的强化作用不再明显，且增加钢的裂纹敏感性。Nb含量控制在0.020～0.050％。进一步优选为0.030～0.040％。 [0035] V含量：V对钢的强韧化效果主要表现为析出强化，首先可以在锻轧时析出V(C,N)细化奥氏体晶粒，其次在热处理再加热时析出大量V(CN)纳米第二相细化再加热奥氏体的晶粒尺寸，过高的V含量会导致V(CN)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，对钢的强度、韧性等不利。过低的V以上综合作用不明显。综合考虑，V含量控制在0.20～0.30％。进一步优选为0.22～0.28％。 [0036] Cu含量：铜也是钢中非碳化物形成元素，能促进奥氏体形成，铜在钢中的溶解度变化大，具有固溶强化和析出弥散强化作用，可提高屈服强度和抗拉强度；同时，钢与表面二次析出的Cu之间的阴极接触，能促使钢的阳极化，并形成保护性较好的锈层，提高钢的耐蚀性，尤其Cu与Ni、Cr、Mo、V等复合作用时显著提高钢材的耐蚀性。Cu与Ni能形成无限固溶体，提高固溶体的熔点，防止钢材表面产生龟裂。Cu含量低于0.40％，Cu发挥的作用小，钢的耐蚀性差，Cu含量高于0.60％，容易使钢表面产生龟裂，综合考虑，Cu含量应控制在0.40～0.60％。进一步优选为0.45～0.55％。 [0037] Ca：Ca具有脱氧脱硫和对非金属夹杂物变性处理的作用，从而改善钢的韧性和抗疲劳性能。Ca含量小于0.002％起不到上述作用，但含量超过0.005％，则加入相当困难，且夹杂物量增多。因而控制Ca含量为0.0020～0.0050％，进一步优选为0.0030～0.0040％。 [0038] La：钢中添加适量的La元素，可使MnS、A12O3等夹杂变质为稀土夹杂，有良好的脱氧、脱硫作用。La元素微小的固态质点提供了异质晶核，或在结晶界面上偏聚，阻碍了晶胞长大，提高钢的常温力学性能。过量的La作用不再明显。La含量控制在0.010～0.020％。进一步优选为La 0.012～0.018％。 [0039] P：P能在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大，所以控制P的含量在0.010％以下。进一步优选为0.008％以下。 [0040] S：钢中不可避免的不纯物，形成MnS夹杂和在晶界偏聚会恶化钢的韧性和抗疲劳性能，因而控制其含量在0.008％以下。进一步优选为0.006％以下。 [0041] T[O]：氧在钢中形成各种氧化物夹杂。在应力的作用下，在这些氧化物夹杂处容易产生应力集中，导致微裂纹的萌生，从而恶化钢的力学性能特别是韧性和抗疲劳性能。因此，在冶金生产中须采取措施尽可能降低其含量。考虑到经济性，控制其含量在0.0010％以下。进一步优选为0.0008％以下。 [0042] [N]：N在钢中与V、Al会形成碳氮化物，可以有效的抑制奥氏体晶粒长大，但过多的N含量会导致钢的韧性和抗疲劳性能恶化，综合考虑，N含量的控制范围为0.015～0.020％。进一步优选为0.016～0.019％。 [0043] Al：除了降低钢液中的溶解氧之外，铝还可以起到细化晶粒的作用。但过多的Al含量一方面还原钢中Ti等有害元素，连铸时还容易二次氧化造成钢水污染，综合考虑，Al含量应控制0.040～0.050％。进一步优选为0.042～0.048％。 [0044] 本发明提供的1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴与45t以下轴重采用的AAR M‑101F相比，适当降低了C元素含量，改善钢的塑韧性，加入微量的Nb、V、N等元素，发挥NbV(CN)析出强化作用，细化晶粒，提高钢的韧性以及屈服强度，从而提高钢的抗疲劳性能以及抗剥离性能；钢中添加Cr、Mo元素，以提高钢的抗氧化性及耐蚀性，同时改善钢的淬透性及回火抗力，增加车轴表面疲劳极限；钢中添加适当Ni、Cu元素，Ni能提高钢的强度及韧性，在低温条件强化晶界，能获得高的低温韧性，并降低冲击韧性转变温度，钢与表面二次析出的Cu之间的阴极接触，能促使钢的阳极化，并形成保护性较好的锈层，提高钢的耐蚀性，同时Cu与Ni能形成无限固溶体，提高固溶体的熔点，防止钢材表面产生龟裂。钢中加入RE、La元素，减少有害杂质元素在晶界的偏聚，改善和强化晶界，促进夹杂物的球化，进一步提高钢的韧性，减少材料的缺口敏感指数。严格控制钢中杂质元素T[O]、P、S等的含量，以进一步提高钢的抗疲劳性能。 [0045] Mn、Si、Ni、Cr、Mo、Cu、V等元素是影响钢的淬透性的主要元素，同时每种元素对钢的淬透性的影响因子不同，本发明目的是使车轴热处理后截面获得抗疲劳性能优异的均匀细粒状渗碳体和多边形化铁素体基体组成的回火索氏体+贝氏体，结合车轴截面最大直径尺寸(￠275mm)以及中心深孔直径尺寸(￠60mm～￠80mm)，该车轴从表面到中心孔内表面最大有效厚度H：≤107.5mm，临界淬火厚度HI＝25.4×1/2×[(0.54C)×(1.00+0.69×Si)×(1.00+3.41×Mn)×(1.00+1.99×(Cr+V))×(1.00+0.353×(Ni+Cu))×(1.00+2.98×Mo)]应≥107.5。 [0046] 同时为了使车轴具有较好的耐蚀性，需要保证钢的耐蚀指数(I)，根据各种元素对车轴腐蚀性的影响因子，其中Cr能够在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力。Cu能够提高钢的耐蚀电位，显著提高耐蚀性，通过有效元素的合理匹配形成耐蚀公式，设定该钢耐蚀性指数I：≥6.8，I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P‑7.29×Cu×2 Ni‑9.10×Ni×P‑33.39×Cu。 [0047] 随着列车运行轴重的提升，车轴疲劳寿命要求呈指数倍数增长。和45t以下轴重车7 轴疲劳性能要求循环周次10不断裂相比，50t轴重车轴疲劳寿命要求提高1个数量级，即疲 8 7 劳性能要求循环周次10 不断裂，对于高周10疲劳，其疲劳强度比RfL/Rm≈0.50，而对于超 8 高周10疲劳，其疲劳强度比RfL/Rm≈0.40。因此，若满足50t轴重车轴要求，抗拉强度Rm应≥ 1200MPa，根据合金元素在钢中的作用，Rm预测值Y＝9.8×(100C‑100(C‑0.4)/3+10Si+25Mo+30Mn+6Ni+20Cr+60V)应≥1200。Y是各元素对调质钢的抗拉强度的影响度进行加权并相加的方式进行评价的指标。 [0048] 上述公式中，各元素所指数值为上述成分对应元素的含量×100； [0049] 本发明提供的1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的热处理方法，与AAR M‑101F车轴采用的正火+回火相比，采用“预备热处理(去应力退火+组织均匀化正火)+性能热处理(两相区淬火+双液亚温淬火+中温回火)”整体调质热处理技术，使车轴整个截面均获得均匀细粒状渗碳体和多边形化铁素体基体组成的回火索氏体+贝氏体，与“珠光体+铁素体相比”获得高硬度高强度的同时，还具有较强的韧性以及较高的屈强比，进一步提高车轴的抗疲劳性能。 [0050] 传统的45t轴重车轴采用实心车轴设计，本发明采用直径尺寸Φ80mm的中心深孔轻量化设计，降低车轴中心有害组织对车轴疲劳性能影响的同时，减少车轴的自重，减轻转向架的簧下重量，降低车轮和铁轨之间的磨损，还可以在转向架不拆解的情况下直接在线定期进行超声波探伤，检查车轴内部缺陷情况，确保轮对的安全性。 [0051] 与现有技术相比，本发明具有以下有益效果： [0052] 采用本发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺参数生产的耐寒货运大轴重车轴，与现有技术相比，具有耐寒、强度高、抗疲劳性能优良的优点。 [0053] (1)可获得1200MPa以上的高强度，其塑性和韧性明显优于商业钢，其疲劳极限要显著高于商业钢，呈现出良好的强度韧性配合及优异的抗疲劳性能。其中：抗拉强度(Rm)≥1200MPa、屈服强度≥850MPa、‑40℃纵向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥130J，‑40℃横向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥110J，‑60℃纵向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥110J，‑60℃横向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥90J，‑80℃纵向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥80J，‑80℃横向冲击功KV2(缺口深度为2mm)≥60J，表面光滑试样的疲劳极限RfL≥450MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥380MPa，缺口敏感指数RfL/RfE≤1.20，应用在50t轴重车轴上，与45t轴重车轴相比，可以在不增加规格的前提下满足安全性能要求，同时具有‑80℃的韧脆转变温度。 [0054] (2)奥氏体晶粒度大于等于10.0级。热处理后钢的组织为金相组织为回火索氏体和贝氏体，其中回火索氏体的体积百分为90～93％，贝氏体的体积百分为7～10％，车轴0到40mm近表面的回火索氏体含量为100％。 [0056] 图1为实施例1中的车轴表面下40mm金相组织，为100％回火索氏体； [0057] 图2为对比例1中的车轴表面下40mm金相组织，为珠光体+铁素铁。 具体实施方式[0058] 本发明提供了一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.46～0.53％，Si：0.55～0.70％，Mn：0.45～0.60％，Cr：1.20～1.40％，Ni：1.65～1.85％，Mo：0.45～0.55％，Nb：0.020％～0.050％，V：0.20～0.30％，Cu： 0.40～0.60％，Ca：0.002～0.005％，La：0.010～0.020％，P≤0.010％，S≤0.008％，T[O]≤ 0.0010％，[N]：0.015～0.020％，Al：0.040～0.050％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。 [0059] 优选为包括以下重量百分比的化学成分：C：0.48～0.52％，Si：0.60～0.70％，Mn：0.50～0.60％，Cr：1.25～1.35％，Ni：1.70～1.80％，Mo：0.48～0.52％，Nb：0.030％～ 0.040％，V：0.22～0.28％，Cu：0.45～0.55％，Ca：0.003～0.004％，La：0.012～0.018％，P≤0.008％，S≤0.006％，T[O]≤0.0008％，[N]：0.016～0.019％，Al：0.042～0.048％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。 [0060] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足临界淬火厚度HI≥107.5，HI＝25.4×1/2×[(0.54×C)×(1.00+0.69×Si)×(1.00+3.41×Mn)×(1.00+1.99×(Cr+V))×(1.00+0.353×(Ni+Cu))×(1.00+2.98×Mo)]。 [0061] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足耐蚀性指数I≥6.8，I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P‑7.29×Cu×Ni‑9.10×Ni× 2 P‑33.39×Cu。 [0062] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的成分满足Rm的预测值Y≥1200，Y＝9.8×(100C‑100(C‑0.4)/3+10Si+25Mo+30Mn+6Ni+20Cr+60V)。 [0063] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的热处理方法，包括以下步骤： [0064] 1)预备热处理，包括去应力退火和组织均匀化正火； [0065] 2)性能热处理，包括两相区淬火、双液亚温淬火和中温回火。 [0066] 步骤1)中，所述去应力退火具体为：将车轴按照加热速度为100～120℃/h加热至温度580～640℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按3min/mm计算，炉冷。 [0067] 步骤1)中，所述组织均匀化正火具体为：将车轴以加热速度为180～220℃/h加热至温度960～1000℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按0.8～1.2min/mm计算，空冷。 [0068] 步骤2)中，所述两相区淬火具体为：将车轴以加热速度为160～190℃/h加热至温度740～780℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，按0.9～1.1min/mm计算，随后进行水冷至150℃以下空冷至室温。 [0069] 步骤2)中，所述双液亚温淬火具体为：将车轴以加热速度为170～200℃/h加热至温度840～870℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，按0.9～1.1min/mm计算，随后进入碱溶液中进行冷却，冷却40～50s转入油槽继续进行冷却，冷至150℃以下空冷至室温。 [0070] 进一步地，所述碱溶液为质量浓度10％的NaOH水溶液。 [0071] 步骤2)中，所述中温回火具体为：将上述车轴以加热速度为130～160℃/h加热至温度640～670℃，在该温度段加热保温时间以最大直径为基准，保温时间按1.4～1.6min/mm计算，随后水冷至室温。 [0072] 所述1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴的生产方法，包括以下步骤：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→热处理→车轴外圆粗车加工→中心深孔加工→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤，其中，热处理采用本发明所述的热处理方法进行。 [0073] 下面结合实施例对本发明进行详细说明。 [0074] 实施例1‑实施例4 [0075] 一种具有良好抗疲劳性能的1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴，其化学成分及重量百分比如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。 [0076] 对比例1‑对比例3 [0077] 一种45t轴重以下服役的重货运车轴，其化学成分及重量百分比如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。 [0078] 表1实施例和对比例熔炼化学成分质量百分比(wt％)及临界淬火厚度(.in)和耐腐蚀指数 [0079] [0080] [0081] 实施例1‑实施例4 [0082] 实施例中的车轴的最大直径为265mm～275mm、最大长度为2100～2300mm。 [0083] 按照以下工艺流程生产：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→去应力退火+组织均匀化正火+两相区淬火+双液亚温淬火+中温回火→车轴外圆粗车加工→中心深孔加工→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤。 [0084] 各实施例的具体热处理工艺过程如下： [0085] 实施例1： [0086] 去应力退火：以120℃/h加热至温度640℃，加热保温时间795min，炉冷至100℃以下。 [0087] 组织均匀化正火：以180℃/h加热至温度1000℃，加热保温时间290min，空冷至200℃以下。 [0088] 两相区淬火：以160℃/h加热至温度780℃，加热保温时间250min，水冷至150℃以下空冷至室温。 [0089] 双液亚温淬火：以200℃/h加热至温度870℃，加热保温时间275min，10％NaOH水溶液冷却40s后转入淬火油中冷至150℃以下，空冷至室温。 [0090] 中温回火：以130℃/h加热至温度660℃，加热保温时间410min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0091] 实施例2： [0092] 去应力退火：以100℃/h加热至温度580℃，加热保温时间825min，炉冷至100℃以下。 [0093] 组织均匀化正火：以220℃/h加热至温度960℃，加热保温时间330min，空冷至200℃以下。 [0094] 两相区淬火：以190℃/h加热至温度740℃，加热保温时间275min，水冷至150℃以下空冷至室温 [0095] 双液亚温淬火：以170℃/h加热至温度840℃，加热保温时间250min，10％NaOH水溶液冷却45s后转入淬火油中冷至150℃以下，空冷至室温。 [0096] 中温回火：以130℃/h加热至温度640℃，加热保温时间420min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0097] 实施例3： [0098] 去应力退火：以110℃/h加热至温度590℃，加热保温时间800min，炉冷至100℃以下。 [0099] 组织均匀化正火：以210℃/h加热至温度970℃，加热保温时间300min，空冷至200℃以下。 [0100] 两相区淬火：以180℃/h加热至温度750℃，加热保温时间290min，水冷至150℃以下空冷至室温 [0101] 双液亚温淬火：以180℃/h加热至温度850℃，加热保温时间260min，10％NaOH水溶液冷却44s后转入淬火油中冷至150℃以下空冷至室温。 [0102] 中温回火：以140℃/h加热至温度640℃，加热保温时间430min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0103] 实施例4： [0104] 去应力退火：以110℃/h加热至温度620℃，加热保温时间810min，炉冷至100℃以下。 [0105] 组织均匀化正火：以190℃/h加热至温度990℃，加热保温时间290min，空冷至200℃以下。 [0106] 两相区淬火：以170℃/h加热至温度770℃，加热保温时间300min，水冷至150℃以下空冷至室温 [0107] 双液亚温淬火：以190℃/h加热至温度860℃，加热保温时间280min，10％NaOH水溶液冷却48s后转入淬火油中冷至150℃以下空冷至室温。 [0108] 中温回火：以150℃/h加热至温度650℃，加热保温时间430min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0109] 其他工艺流程按照常规技术进行。 [0110] 对比例1‑对比例2 [0111] 按照以下工艺流程生产：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+正火+回火→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤。 [0112] 对比例1和对比例2生产的耐寒货运大轴重车轴的热处理工艺均包括两次正火+回火，具体热处理工艺参数均如下所示： [0113] 对比例1： [0115] 正火：以120℃/h加热至温度820℃，加热保温时间280min，风冷至200℃以下； [0116] 回火：以100℃/h加热至温度560℃，加热保温时间420min，风冷至室温。 [0117] 对比例2： [0118] 正火：以110℃/h加热至温度860℃，加热保温时间280min，风冷至200℃以下； [0119] 正火：以120℃/h加热至温度800℃，加热保温时间280min，风冷至200℃以下； [0120] 回火：以100℃/h加热至温度550℃，加热保温时间420min，风冷至室温。 [0121] 对比例3 [0122] 按照以下工艺流程生产：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+回火→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤。 [0123] 对比例3生产的大轴重车轴的热处理工艺均包括正火+淬火+回火，具体热处理工艺参数均如下所示： [0124] 正火：以70℃/h加热至温度870℃，加热保温时间360min，按照400℃/h风冷至200℃以下； [0125] 淬火：以70℃/h加热至温度850℃，加热保温时间390min，水冷至室温； [0126] 回火：以70℃/h加热至温度670℃，加热保温时间560min，按照400℃/h风冷至150℃以下然后空冷至室温。 [0127] 对比例4‑对比例5： [0128] 对比例4～5中的车轴的最大直径为265mm～275mm、最大长度为2100～2300mm。 [0129] 按照以下工艺流程生产：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热→车轴坯轧制→车轴毛坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→去应力退火+组织均匀化正火+两相区淬火+双液亚温淬火+中温回火→车轴外圆粗车加工→中心深孔加工→车轴外圆精车加工→外圆磨削→探伤。 [0130] 各实施例的具体热处理工艺过程如下： [0131] 去应力退火：以100℃/h加热至温度580℃，加热保温时间825min，炉冷至100℃以下。 [0132] 组织均匀化正火：以220℃/h加热至温度960℃，加热保温时间330min，空冷至200℃以下。 [0133] 两相区淬火：以190℃/h加热至温度740℃，加热保温时间275min，水冷至150℃以下空冷至室温 [0134] 双液亚温淬火：以170℃/h加热至温度840℃，加热保温时间250min，10％NaOH水溶液冷却45s后转入淬火油中冷至150℃以下，空冷至室温。 [0135] 中温回火：以130℃/h加热至温度670℃，加热保温时间420min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0136] 对比例5： [0137] 去应力退火：以110℃/h加热至温度620℃，加热保温时间810min，炉冷至100℃以下。 [0138] 组织均匀化正火：以190℃/h加热至温度990℃，加热保温时间290min，空冷至200℃以下。 [0139] 两相区淬火：以170℃/h加热至温度770℃，加热保温时间300min，水冷至150℃以下空冷至室温 [0140] 双液亚温淬火：以190℃/h加热至温度860℃，加热保温时间280min，10％NaOH水溶液冷却48s后转入淬火油中冷至150℃以下空冷至室温。 [0141] 中温回火：以150℃/h加热至温度650℃，加热保温时间430min，水冷至室温，避免二次回火脆性。 [0142] 实施例和对比例中的车轴的性能指标见表2、表3、表4。 [0143] 表2实施例及对比例机械性能及耐蚀性能 [0144] [0145] [0146] 表3实施例及对比例金相组织及车轴断面硬度值及偏差 [0147] [0148] [0149] 上述组织和性能检测方法如下： [0150] 参照GB/T 13299、GB/T 6394、GB/T 228、GB/T 229、GB/T231、GB/T 21143、GB/T 19746、YB/T5345进行性能试验。 [0151] 由以上内容可以看到由于实施例1～4的钢化学成分组成、生产方法均得到适当控制，其化学成分保证了HI≥107.5，I≥6.8，钢的强度、塑性、韧性、抗接触疲劳性能均较好。对比例1、对比例2是化学成分以及热处理工艺不合适，对比例3的热处理工艺不合适。对比例1、对比例2的化学成分以及热处理工艺控制不当，造成钢的强度、截面硬度过低，且抗疲劳性能低。对比例3与实施例2化学成分相同，但热处理工艺不合理导致强度偏低。对比例4化学成分、热处理工艺符合要求，但是Y值不符合强度预测公式要求，所以最终力学能不满足要求，对比例5化学成分、热处理工艺符合要求，但是I值不符合耐蚀性指数公式要求。 [0152] 上述参照实施例对一种1200MPa级寒冷环境下服役的50t轴重货运车轴及其热处理方法和生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，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。 |
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