一种含钒高速列车车轴用钢.pdf

摘要
申请专利号：	CN201410532091.3	申请日：	2014.10.11
公开号：	CN104264065A	公开日：	2015.01.07
当前法律状态：	实审	有效性：	审中
法律详情：	实质审查的生效IPC(主分类):C22C 38/54申请日:20141011\|\|\|公开
IPC分类号：	C22C38/54; C21D9/28; C21D1/18; C21D1/28	主分类号：	C22C38/54
申请人：	马钢（集团）控股有限公司; 马鞍山钢铁股份有限公司
发明人：	苏世怀; 孙维; 杜松林; 汪开忠; 于文坛; 许兴
地址：	243000 安徽省马鞍山市雨山区九华西路8号
优先权：
专利代理机构：	马鞍山市金桥专利代理有限公司 34111	代理人：	奚志鹏
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内容摘要

本发明提供了一种含钒高速列车车轴用钢，其化学成分的质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，V：0.02~0.10，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。

权利要求书

权利要求书
1. 一种含钒高速列车车轴用钢，其特征在于，其化学成分的质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，V：0.02~0.10，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。

2. 如权利要求1所述的含钒高速列车车轴用钢，其特征在于，采用上述成分制备的车轴力学性能为：屈服强度Rp0.2≥589MPa，抗拉强度Rm≥ 754MPa，延伸率A≥21%，断面收缩率Z≥68%，-40℃纵向冲击吸收功KV2≥181J，表面光滑试样的疲劳极限RfL≥380MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥304MPa，RfL/RfE≤1.63。

说明书

说明书一种含钒高速列车车轴用钢
技术领域
本发明属于车轴钢领域，尤其涉及高速列车车轴用合金结构钢及其热处理工艺技术领域。
背景技术
车轴是车辆行走部分的关键零件，承受着车辆的自重和负荷，在车辆运行和停车时还承受冲击力和制动力，在高速和重载的状态下受力情况就更为复杂，是铁路建设的三大关键零件（重轨、车轴和车轮）之一，火车轴属于超大型轴对称阶梯状轴类零件，其最大直径为200mm左右，长度达2200mm左右。
随着我国高速铁路的投入运行，火车速度进一步提高，作为铁路列车关键部件之一的高速车轴是铁路列车重要的走行部件，其质量直接关系到高速铁路运行安全。高速列车车轴要保证在所规定的使用条件下，具有足够的安全性、可靠性和长使用寿命，这就对车轴材料相关技术提出了更高的要求。高速列车车轴承受着源自车体及轨道的各种载荷，其中主要是旋转弯曲载荷和扭转载荷。据统计资料，在这些失效形式中，裂纹引起的失效占全部失效车轴的90%以上，裂纹引起的车轴失效形式最终表现为疲劳断裂，疲劳断裂是一个裂纹产生、扩展导致断裂的过程，其疲劳破坏直接危及运输安全。因此，对车轴钢材而言，主要是保证其良好的强度（特别是弯扭复合疲劳强度）及韧性。影响钢材疲劳性能的因素主要有：钢的洁净度、钢的成分和组织、钢的表面状态及尺寸效应、钢的耐腐蚀性等。
世界各铁路发达国家都非常重视高速车轴的研究工作，从材料、设计、生产、热处理和运用维护等方面不断改善。由于各国的国情和技术观点不同，选用的车轴材料也不相同。目前，国内外高速车轴用钢大致可分为3类：优质碳素结构钢、中合金结构钢、高合金结构钢。
（1）优质碳素结构钢。日本采用普通碳素钢（S38C）加表面中频淬火热处理工艺，相比欧洲采用合金钢加调质处理热处理工艺而言，日本高速车轴原材料成本低，但热处理工艺复杂，热处理工艺参数控制精度要求高。
（2）中合金结构钢。欧洲高速车轴材料大多采用中合金结构钢（如EA4T），通过采用强化处理方法来提高车轴的强韧性指标，热处理工艺简单。但EA4T钢只含Cr0.90~1.20%、Mo0.15~0.30%，钢的淬透性不是太好，对于大截面车轴来说，存在淬不透的问题，导致车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标。中国专利201210555924.9提供了一种车轴钢，其成分为C：0.38~0.44，Si：0.17~0.37，Mn：0.60~0.80，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：0.90~1.20，Mo：0.15~0.30，Ni：0.10~0.25，V：0.07~0.2，Cu：0.08~0.2，Als：0.02~0.05。采用该专利生产的大截面车轴来也存在淬不透的问题。
（3）高合金结构钢。部分欧洲高速车轴材料选用30NiCrMoV12等高合金结构钢，钢中含Cr0.60~1.00%、Ni2.70~3.30%、Mo0.40~0.60%、V0.08~0.13%，该类钢种有很多优点诸如淬透性好、可油淬、变形小、硬度高、屈强比高、耐腐蚀性能好等等，但是造价比较高。
发明内容
为克服现有技术存在的问题，本发明提供一种含钒高速列车车轴用钢并利用微量V、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，在少量增加成本的前提下，显著提高高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出低成本高性能的高速列车车轴用钢。
为解决上述技术问题，本发明提供一种含钒高速列车车轴用钢，其化学成分的质量百分比（wt％）为：C：0.25~0.32，Si：0.15~0.40，Mn：0.60~0.90，P：≤0.015，S：≤0.010，Cr：1.00~1.20，Mo：0.20~0.35，Ni：0.15~0.30，V：0.02~0.10，Cu：0.10~0.30，B：0.0008~0.0050，Als：0.010~0.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
本发明钢以多元少量的合金化原则进行了成分设计。
（1）碳：C是主要强化元素，对钢的强度、塑性和韧性有很大影响，C过高会引起钢的塑性和韧性的降低。为保证钢的塑性和韧性， C含量应适当降低，损失的强度则由其它合金元素和微合金元素来弥补。综合考虑，高速车轴钢的C含量范围应在0.25%~0.32%为宜。
（2）硅：Si是固溶强化作用最明显的元素，同时也是对韧性损失最大的元素。车轴钢强度水平要求不是太高，从综合性能考虑，不采用Si作为主要强化元素，因此Si含量控制在一般较低的水平，以不超过0.4%为宜，范围考虑在0.15%~0.40%。
（3）锰：Mn主要起固溶强化作用。与Si不同的是Mn在1.0%含量以内，其对韧性并无损害，但随着Mn含量的进一步增加，钢的韧性逐渐降低。因此高速车轴钢设计Mn含量以不超过1.0%为宜，范围可控制在0.60%~0.90%。
（4）铬：Cr能够增加钢的淬透性，促使淬火及回火后工件整个截面上获得较均匀的组织。范围可控制在0.90%~1.20%。
（5）钼：Mo能够显著的提高钢的淬透性和热强性，防止回火脆性；同时，Mo能使钢的晶粒细化，提高钢的强韧性，但Mo的成本较高。综合考虑，范围可控制在0.15%~0.30%。
（6）镍：Ni具有细化钢的组织、改善钢的低温性能的作用，并具有固溶强化、提高淬透性作用，但其价格昂贵。综合考虑，范围可控制在0.15~0.30%。
（7）铜：Cu在固溶强化、提高淬透性方面与Ni相似；同时，在钢中加入铜还可提高钢的抗疲劳性能，因为细小的 Cu 沉淀阻滞了疲劳的初期阶段脉状结构的形成，并且铜析出物具有良好的塑性，可阻碍疲劳裂纹的扩展，从而提高钢的疲劳强度；另外，Cu还有一定的提高钢耐蚀性作用，钢中加入0.1%Cu即可显著提高其耐蚀性。但Cu含量过高，钢在加热轧制或锻造过程中容易引起热脆。综合考虑，范围可控制在0.15~0.30%。
（8）钒：V是强的碳氮化物形成元素之一。添加微量V即可产生显著的沉淀强化作用，同时由于其特有的细化晶粒作用，可以使钢保持细晶粒组织，从而弥补了由于沉淀强化带来的塑性和韧性的损失，可以保证钢具有良好的综合力学性能；同时，V可提高钢的回火稳定性，同时改善钢的冲击韧性及回火脆性。但其价格昂贵。综合考虑，V的范围可控制在0.02%~0.10%。
（9）硼：当钢中含有微量的（0.0008~0.005％）硼时，钢的淬透性可以显著提高，对于C含量为0.25~0.32%的中碳合金结构钢，加硼后其最大淬透直径可提高50%以上。对于大截面中合金车轴用结构钢，存在淬不透的问题，导致车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标，因此需要通过硼合金化来进一步提高其淬透性。同时，硼合金化成本低，且硼对钢的淬裂敏感性影响很小。
本发明含钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+高温回火热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。
本发明关键的热处理工艺步骤如下：
（1）正火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至880~930℃保温，保温时间按1.2~1.7min/mm计算，随后空冷至室温。经正火后不仅细化了晶粒, 而且改善了组织的不均匀性, 为随后的最终热处理做好组织准备。
（2）淬火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至860~910℃保温，保温时间按1.5~2.0min/mm计算，随后进行水冷至室温。
（3）回火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50~100℃/h的速度加热至620~680℃保温，保温时间按2～2.5min/mm计算，随后空冷至室温。经过回火，可获得均匀细密回火索氏体+下贝氏体的金相组织，从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。
采用本发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺工艺参数生产的含钒高速列车车轴用钢，测定钢材的纵向力学性能可达到：Rp0.2≥589MPa，Rm≥754MPa，A≥21%，Z≥68%，-40℃纵向冲击吸收功KV2≥181J，表面光滑试样的疲劳极限RfL≥380MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE≥304MPa，RfL/RfE≤1.63。钢材的晶粒度大于等于8.5级。高速列车车轴“正火+淬火+高温回火”热处理后钢的组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在70~90%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在40~60%。
与现有技术相比，本发明优点是：通过采用微量V、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到具有均匀细密索氏体+下贝氏体金相组织的高速车轴钢组织状态，开发出了屈服强度大于580MPa的高速车轴钢，在少量增加成本的前提下，显著提高了高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高了高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出了低成本高性能的高速列车车轴用钢。
具体实施方式
以下的实施例用于阐述本发明，但本发明的保护范围并不仅限于以下实施例。
本发明含钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火+淬火+高温回火热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。
本发明含钒高速列车车轴用钢的熔炼化学成分、主要热处理工艺参数与性能的实施例如下：
热处理工艺步骤及参数为：
（1）正火：以50~100℃/h的速度加热至880℃~930℃保温，保温时间240~300min，随后空冷至室温。
（2）淬火：以50~100℃/h的速度加热至860~910℃保温，保温时间300~400min，随后水冷至室温。
（3）回火：以50~100℃/h的速度加热至620~680℃保温，保温时间400~500min，随后空冷至室温。
最大直径为Φ200mm、长度达2200mm高速列车车轴的熔炼化学成分质量百分比（wt％）见表1，高速列车车轴经过以上热处理后的性能指标见表2。
表1  高速列车车轴钢的熔炼化学成分质量百分比（wt％）
序号CSiMnPSCrMoNiCuBVAls10.250.270.780.0100.0041.150.210.300.270.00250.090.04820.280.300.850.0120.0081.100.270.170.150.00180.070.01130.300.340.800.0080.0031.060.150.270.250.00470.020.03640.320.220.730.0060.0051.010.290.220.220.00080.050.027
表2  高速列车车轴热处理后性能指标

续表2  高速列车车轴热处理后性能指标
序号表面光滑试样的疲劳极限RfL/MPa表面带有缺口试样的疲劳极限RfE /MPaRfL/RfE晶粒度/级组织13833121.239.0回火索氏体+贝氏体23803221.188.5回火索氏体+贝氏体33843041.269.0回火索氏体+贝氏体43863111.249.0回火索氏体+贝氏体

资源描述

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1、(10)申请公布号 CN 104264065 A(43)申请公布日 2015.01.07CN104264065A(21)申请号 201410532091.3(22)申请日 2014.10.11C22C 38/54(2006.01)C21D 9/28(2006.01)C21D 1/18(2006.01)C21D 1/28(2006.01)(71)申请人马钢（集团）控股有限公司地址 243000 安徽省马鞍山市雨山区九华西路8号申请人马鞍山钢铁股份有限公司(72)发明人苏世怀孙维杜松林汪开忠于文坛许兴(74)专利代理机构马鞍山市金桥专利代理有限公司 34111代理人奚志鹏(54) 发明名称。

2、一种含钒高速列车车轴用钢(57) 摘要本发明提供了一种含钒高速列车车轴用钢，其化学成分的质量百分比（wt）为：C：0.250.32，Si：0.150.40，Mn：0.600.90，P：0.015，S：0.010，Cr：1.001.20，Mo：0.200.35，Ni：0.150.30，V：0.020.10，Cu：0.100.30，B：0.00080.0050，Als：0.0100.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在7090%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在4060%。(51)I。

3、nt.Cl.权利要求书1页说明书4页(19)中华人民共和国国家知识产权局(12)发明专利申请权利要求书1页说明书4页(10)申请公布号 CN 104264065 ACN 104264065 A1/1页21. 一种含钒高速列车车轴用钢，其特征在于，其化学成分的质量百分比（wt）为：C：0.250.32，Si：0.150.40，Mn：0.600.90，P：0.015，S：0.010，Cr：1.001.20，Mo：0.200.35，Ni：0.150.30，V：0.020.10，Cu：0.100.30，B：0.00080.0050，Als：0.0100.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成。

4、分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在7090%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在4060%。2. 如权利要求1所述的含钒高速列车车轴用钢，其特征在于，采用上述成分制备的车轴力学性能为：屈服强度Rp0.2589MPa，抗拉强度Rm 754MPa，延伸率A21%，断面收缩率Z68%，-40纵向冲击吸收功KV2181J，表面光滑试样的疲劳极限RfL380MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE304MPa，RfL/RfE1.63。权利要求书CN 104264065 A1/4页3一种含钒高速列车车轴用钢技术领域0001 本。

5、发明属于车轴钢领域，尤其涉及高速列车车轴用合金结构钢及其热处理工艺技术领域。背景技术0002 车轴是车辆行走部分的关键零件，承受着车辆的自重和负荷，在车辆运行和停车时还承受冲击力和制动力，在高速和重载的状态下受力情况就更为复杂，是铁路建设的三大关键零件（重轨、车轴和车轮）之一，火车轴属于超大型轴对称阶梯状轴类零件，其最大直径为200mm左右，长度达2200mm左右。0003 随着我国高速铁路的投入运行，火车速度进一步提高，作为铁路列车关键部件之一的高速车轴是铁路列车重要的走行部件，其质量直接关系到高速铁路运行安全。高速列车车轴要保证在所规定的使用条件下，具有足够的安全性、可靠性和长使用寿命，这。

6、就对车轴材料相关技术提出了更高的要求。高速列车车轴承受着源自车体及轨道的各种载荷，其中主要是旋转弯曲载荷和扭转载荷。据统计资料，在这些失效形式中，裂纹引起的失效占全部失效车轴的90%以上，裂纹引起的车轴失效形式最终表现为疲劳断裂，疲劳断裂是一个裂纹产生、扩展导致断裂的过程，其疲劳破坏直接危及运输安全。因此，对车轴钢材而言，主要是保证其良好的强度（特别是弯扭复合疲劳强度）及韧性。影响钢材疲劳性能的因素主要有：钢的洁净度、钢的成分和组织、钢的表面状态及尺寸效应、钢的耐腐蚀性等。0004 世界各铁路发达国家都非常重视高速车轴的研究工作，从材料、设计、生产、热处理和运用维护等方面不断改善。由于各国的国。

7、情和技术观点不同，选用的车轴材料也不相同。目前，国内外高速车轴用钢大致可分为3类：优质碳素结构钢、中合金结构钢、高合金结构钢。0005 （1）优质碳素结构钢。日本采用普通碳素钢（S38C）加表面中频淬火热处理工艺，相比欧洲采用合金钢加调质处理热处理工艺而言，日本高速车轴原材料成本低，但热处理工艺复杂，热处理工艺参数控制精度要求高。0006 （2）中合金结构钢。欧洲高速车轴材料大多采用中合金结构钢（如EA4T），通过采用强化处理方法来提高车轴的强韧性指标，热处理工艺简单。但EA4T钢只含Cr0.901.20%、Mo0.150.30%，钢的淬透性不是太好，对于大截面车轴来说，存在淬不透的问题，导致。

8、车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标。中国专利201210555924.9提供了一种车轴钢，其成分为C：0.380.44，Si：0.170.37，Mn：0.600.80，P：0.015，S：0.010，Cr：0.901.20，Mo：0.150.30，Ni：0.100.25，V：0.070.2，Cu：0.080.2，Als：0.020.05。采用该专利生产的大截面车轴来也存在淬不透的问题。0007 （3）高合金结构钢。部分欧洲高速车轴材料选用30NiCrMoV12等高合金结构钢，钢中含Cr0.601.00%、Ni2.703.30%、Mo0.400.60%、V0.080.13。

9、%，该类钢种有很多优点诸如淬透性好、可油淬、变形小、硬度高、屈强比高、耐腐蚀性能好等等，但是造价比较高。说明书CN 104264065 A2/4页4发明内容0008 为克服现有技术存在的问题，本发明提供一种含钒高速列车车轴用钢并利用微量V、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，在少量增加成本的前提下，显著提高高速列车车轴用钢的淬透性、耐腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出低成本高性能的高速列车车轴用钢。0009 为解决上述技术问题，本发明提供一种含钒高速列车车轴用钢，其化学。

10、成分的质量百分比（wt）为：C：0.250.32，Si：0.150.40，Mn：0.600.90，P：0.015，S：0.010，Cr：1.001.20，Mo：0.200.35，Ni：0.150.30，V：0.020.10，Cu：0.100.30，B：0.00080.0050，Als：0.0100.050，其余为铁和残余的微量杂质；采用上述成分制备的车轴热处理后，晶粒度大于等于8.5级，组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在7090%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在4060%。0010 本发明钢以多元少量的合金化原则进行了成分设计。0011 （1）碳：C是主要强化元素。

11、，对钢的强度、塑性和韧性有很大影响，C过高会引起钢的塑性和韧性的降低。为保证钢的塑性和韧性， C含量应适当降低，损失的强度则由其它合金元素和微合金元素来弥补。综合考虑，高速车轴钢的C含量范围应在0.25%0.32%为宜。0012 （2）硅：Si是固溶强化作用最明显的元素，同时也是对韧性损失最大的元素。车轴钢强度水平要求不是太高，从综合性能考虑，不采用Si作为主要强化元素，因此Si含量控制在一般较低的水平，以不超过0.4%为宜，范围考虑在0.15%0.40%。0013 （3）锰：Mn主要起固溶强化作用。与Si不同的是Mn在1.0%含量以内，其对韧性并无损害，但随着Mn含量的进一步增加，钢的韧性逐。

12、渐降低。因此高速车轴钢设计Mn含量以不超过1.0%为宜，范围可控制在0.60%0.90%。0014 （4）铬：Cr能够增加钢的淬透性，促使淬火及回火后工件整个截面上获得较均匀的组织。范围可控制在0.90%1.20%。0015 （5）钼：Mo能够显著的提高钢的淬透性和热强性，防止回火脆性；同时，Mo能使钢的晶粒细化，提高钢的强韧性，但Mo的成本较高。综合考虑，范围可控制在0.15%0.30%。0016 （6）镍：Ni具有细化钢的组织、改善钢的低温性能的作用，并具有固溶强化、提高淬透性作用，但其价格昂贵。综合考虑，范围可控制在0.150.30%。0017 （7）铜：Cu在固溶强化、提高淬透性方面与。

13、Ni相似；同时，在钢中加入铜还可提高钢的抗疲劳性能，因为细小的 Cu 沉淀阻滞了疲劳的初期阶段脉状结构的形成，并且铜析出物具有良好的塑性，可阻碍疲劳裂纹的扩展，从而提高钢的疲劳强度；另外，Cu还有一定的提高钢耐蚀性作用，钢中加入0.1%Cu即可显著提高其耐蚀性。但Cu含量过高，钢在加热轧制或锻造过程中容易引起热脆。综合考虑，范围可控制在0.150.30%。0018 （8）钒：V是强的碳氮化物形成元素之一。添加微量V即可产生显著的沉淀强化作用，同时由于其特有的细化晶粒作用，可以使钢保持细晶粒组织，从而弥补了由于沉淀强化带来的塑性和韧性的损失，可以保证钢具有良好的综合力学性能；同时，V可提高钢的回。

14、火稳定性，同时改善钢的冲击韧性及回火脆性。但其价格昂贵。综合考虑，V的范围可控制在0.02%0.10%。0019 （9）硼：当钢中含有微量的（0.00080.005）硼时，钢的淬透性可以显著提高，对说明书CN 104264065 A3/4页5于C含量为0.250.32%的中碳合金结构钢，加硼后其最大淬透直径可提高50%以上。对于大截面中合金车轴用结构钢，存在淬不透的问题，导致车轴截面显微组织和性能不均匀，影响了高速车轴的整体性能指标，因此需要通过硼合金化来进一步提高其淬透性。同时，硼合金化成本低，且硼对钢的淬裂敏感性影响很小。0020 本发明含钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉。

15、冶炼LF炉精炼RH或VD真空脱气连铸铸坯加热炉加热车轴坯轧制车轴坯锻造毛坯车轴粗车车轴齐端面加工正火+淬火+高温回火热处理车轴外圆精车加工车轴内孔镗削加工外圆磨削探伤。0021 本发明关键的热处理工艺步骤如下：（1）正火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50100/h的速度加热至880930保温，保温时间按1.21.7min/mm计算，随后空冷至室温。经正火后不仅细化了晶粒, 而且改善了组织的不均匀性, 为随后的最终热处理做好组织准备。0022 （2）淬火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50100/h的速度加热至86。

16、0910保温，保温时间按1.52.0min/mm计算，随后进行水冷至室温。0023 （3）回火：将最大直径为200mm左右、长度达2200mm左右的含钒高速列车车轴以50100/h的速度加热至620680保温，保温时间按22.5min/mm计算，随后空冷至室温。经过回火，可获得均匀细密回火索氏体+下贝氏体的金相组织，从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。0024 采用本发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺工艺参数生产的含钒高速列车车轴用钢，测定钢材的纵向力学性能可达到：Rp0.2589MPa，Rm754MPa，A21%，Z68%，-40纵向冲击吸收功KV2181J，表面光滑试样的疲劳极限Rf。

17、L380MPa，表面带有缺口试样的疲劳极限RfE304MPa，RfL/RfE1.63。钢材的晶粒度大于等于8.5级。高速列车车轴“正火+淬火+高温回火”热处理后钢的组织为回火索氏体+贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量约在7090%，车轴1/2半径处回火索氏体含量约在4060%。0025 与现有技术相比，本发明优点是：通过采用微量V、B及少量Ni、Cu复合合金化原理，结合对热处理工艺优化，用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到具有均匀细密索氏体+下贝氏体金相组织的高速车轴钢组织状态，开发出了屈服强度大于580MPa的高速车轴钢，在少量增加成本的前提下，显著提高了高速列车车轴用钢的淬透性、耐。

18、腐蚀性、抗疲劳性和低温韧性，进而显著提高了高速列车车轴用钢的整体性能、寿命和安全性，使高速列车车轴用钢的生产工艺更加简易、高效，从而生产出了低成本高性能的高速列车车轴用钢。具体实施方式0026 以下的实施例用于阐述本发明，但本发明的保护范围并不仅限于以下实施例。0027 本发明含钒高速列车车轴用钢生产工艺流程为：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炉加热车轴坯轧制车轴坯锻造毛坯车轴粗车车轴齐端面加工正火+淬火+高温回火热处理车轴外圆精车加工车轴内孔镗削加工外圆磨削探伤。说明书CN 104264065 A4/4页60028 本发明含钒高速列车车轴用钢的熔炼化学成分、主要热。

19、处理工艺参数与性能的实施例如下：热处理工艺步骤及参数为：（1）正火：以50100/h的速度加热至880930保温，保温时间240300min，随后空冷至室温。0029 （2）淬火：以50100/h的速度加热至860910保温，保温时间300400min，随后水冷至室温。0030 （3）回火：以50100/h的速度加热至620680保温，保温时间400500min，随后空冷至室温。0031 最大直径为200mm、长度达2200mm高速列车车轴的熔炼化学成分质量百分比（wt）见表1，高速列车车轴经过以上热处理后的性能指标见表2。0032 表1 高速列车车轴钢的熔炼化学成分质量百分比（wt）序号C 。

20、Si Mn P S Cr Mo Ni Cu B V Als1 0.25 0.27 0.78 0.010 0.004 1.15 0.21 0.30 0.27 0.0025 0.09 0.0482 0.28 0.30 0.85 0.012 0.008 1.10 0.27 0.17 0.15 0.0018 0.07 0.0113 0.30 0.34 0.80 0.008 0.003 1.06 0.15 0.27 0.25 0.0047 0.02 0.0364 0.32 0.22 0.73 0.006 0.005 1.01 0.29 0.22 0.22 0.0008 0.05 0.027表2 高速列车车轴热处理后性能指标续表2 高速列车车轴热处理后性能指标序号表面光滑试样的疲劳极限RfL/MPa表面带有缺口试样的疲劳极限RfE/MPa RfL/RfE晶粒度/级组织1 383 312 1.23 9.0回火索氏体+贝氏体2 380 322 1.18 8.5回火索氏体+贝氏体3 384 304 1.26 9.0回火索氏体+贝氏体4 386 311 1.24 9.0回火索氏体+贝氏体说明书CN 104264065 A。

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