CN110468632B - 一种用于直线-曲线过渡段的钢轨及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种用于直线‑曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB。该钢轨能有效减缓在直线过渡到曲线或者曲线过渡到直线的过渡段上容易出现的磨耗过快、疲劳裂纹和剥离掉块等缺陷，显著提高钢轨使用寿命和行车安全。

Description

一种用于直线-曲线过渡段的钢轨及其生产方法

技术领域

本发明涉及钢轨生产领域，尤其涉及一种用于直线-曲线过渡段的钢轨及其生产方法。

背景技术

我国铁路建设目前进入了跨越式发展时期，而随着普速铁路运行朝着高速重载方向发展，钢轨磨耗和疲劳伤损等问题显著增多，严重影响了钢轨使用寿命和行车安全。普速铁路通常是客货混运，列车速度和轴重变化大，轮轨受力复杂多变，特别是在曲线路段，由于曲线段车轮和钢轨接触点位于轨角，接触面积小，轮轨作用应力大，很容易产生磨耗和伤损。

研究和使用经验表明，高强度热处理钢轨能显著减缓钢轨磨耗和伤损等问题，铁路总公司已明确规定在曲线路段应采用高强度热处理钢轨，而在直线段，由于轮轨接触关系稳定，接触点位于钢轨踏面中心位置，接触面较大，轮轨作用力相对较小，普通的热轧钢轨即可满足使用需要，而且根据实践使用经验，高强度热处理钢轨在直线段使用，轮轨难以有效磨合形成共形关系，反而会导致踏面裂纹迅速扩展，形成剥离掉块等缺陷。因此，目前普速铁路中普遍是直线段采用热轧钢轨，曲线段采用高强度热处理钢轨的铺设方式，实际使用效果较好。

但是从直线过渡到曲线或者曲线过渡到直线的过渡段上，钢轨容易出现使用缺陷。由于过渡段上的轮轨接触位置是从轨角逐渐移动到踏面，或者是从踏面逐渐移动到轨角，在这一特殊区段上，如果使用热轧钢轨，其连接曲线段的一端会因为轮轨接触在轨角，应力过大，钢轨硬度偏低，导致出现严重的磨耗；而如果使用高强度热处理钢轨，其连接直线段的一端会因为轮轨接触始终在踏面，热处理钢轨硬度较高，轮轨难以有效磨合形成共形接触，接触应力长期处于较高的水平，踏面容易形成疲劳裂纹和剥离掉块等缺陷。这一难题一直困扰着铁路部门，严重影响了列车行车安全和我国铁路快速发展。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是提供一种用于直线-曲线过渡段的钢轨及其生产方法，以克服上述现有技术中的不足。

本发明解决上述技术问题的技术方案如下：一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB。

在上述方案中，相邻两个硬度区的布氏硬度值的差值小于50HB。

在上述方案中，第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区以轨头横截面的中轴线为对称面进行分布。

在上述方案中，钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.68％～0.82％、Si：0.40％～0.85％、Mn:0.75％～1.10％、V:0.08％～0.15％、Cr:0.08％～0.20％、B:0.002％～0.006％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

在上述方案中，钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.70％～0.81％、Si：0.60％～0.80％、Mn:0.80％～1.05％、V:0.09％～0.14％、Cr:0.08％～0.15％、B:0.0025％～0.0055％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

一种用于直线-曲线过渡段的钢轨的生产方法，包括以下工序：转炉冶炼、LF精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制、加速冷却、保温和矫直依次进行，其中，加速冷却时，开始冷却温度为750℃～900℃，第1硬度区的冷却速率为0.1℃/s～2℃/s，第2硬度区的冷却速率为2℃/s～5℃/s，第3硬度区的冷却速率为5℃/s～8℃/s，待第1硬度区的温度降低至150℃～280℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h～2h，随后空冷至室温。

在上述方案中，加速冷却时，开始冷却温度为750℃～850℃，第1硬度区的冷却速率为0.1℃/s～1.5℃/s，第2硬度区的冷却速率为2.5℃/s～4℃/s，第3硬度区的冷却速率为5.5℃/s～7℃/s，待第1硬度区的温度降低至150℃～250℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h～2h，随后空冷至室温。

在上述方案中，加速冷却的冷却介质为压缩空气和/或水雾混合气。

在上述方案中，第1硬度区的冷却介质为8KPa～16KPa的压缩空气，第2硬度区的冷却介质为12KPa～20KPa的压缩空气配合90L/h～150L/h的水量混合喷出的水雾混合气，第3硬度区的冷却介质为30KPa～55KPa的压缩空气配合130L/h～220L/h的水量混合喷出的水雾混合气。

本发明的有益效果是：该钢轨经过快速冷却后，轨头的横断面上具有一定梯度的硬度分布，能满足直线-曲线过渡段复杂的轮轨接触关系对钢轨的硬度要求，该钢轨能有效减缓在直线过渡到曲线或者曲线过渡到直线的过渡段上容易出现的磨耗过快、疲劳裂纹和剥离掉块等缺陷，显著提高钢轨使用寿命，减少维护费用，提高行车安全；同时本发明还提供了该钢轨的生产方法，利用轧后余热，对钢轨轨头不同部位采用不同冷速的加速冷却，获得不同硬度梯度分布的钢轨，该生产方法简单，可操作性强，易于推广应用。

附图说明

图1为本发明所述钢轨轨头硬度区分布示意图；

图2为本发明钢轨滚动接触磨损试验示意图；

图3为本发明钢轨磨损试样取样位置示意图。

具体实施方式

以下结合附图对本发明的原理和特征进行描述，所举实例只用于解释本发明，并非用于限定本发明的范围。

实施例1

如图1所示，一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB，形成一定的硬度分布梯度，第1、2、3硬度区沿纵向方向分布在整根钢轨上。

实施例2

如图1所示，一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区、所述第2硬度区和所述第3硬度区以轨头横截面的中轴线为对称面进行分布，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB，形成一定的硬度分布梯度，第1、2、3硬度区沿纵向方向分布在整根钢轨上。

优选的，第1硬度区的布氏硬度值为310HB～335HB，第2硬度区的布氏硬度值为335HB～370HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～405HB。

实施例3

如图1所示，一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区、所述第2硬度区和所述第3硬度区以轨头横截面的中轴线为对称面进行分布，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB，形成一定的硬度分布梯度，第1、2、3硬度区沿纵向方向分布在整根钢轨上。

优选的，第1硬度区的布氏硬度值为310HB～335HB，第2硬度区的布氏硬度值为335HB～370HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～405HB，相邻两个硬度区的布氏硬度值的差值小于50HB，这是为了保证钢轨横断面硬度有一定的梯度分布，满足直线-曲线过渡段使用要求，第3硬度区硬度较高，是为了提高钢轨耐磨性，避免轨角接触应力过大，导致出现严重的磨耗；第1硬度区硬度较低，是为了使轮轨有效磨合形成共形接触，降低接触应力，减少接触裂纹和剥离掉块缺陷，而第2硬度区是第1硬度区和第3硬度区之间的过渡段，使轮轨接触点能平稳过渡。

实施例4

如图1所示，一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区、所述第2硬度区和所述第3硬度区以轨头横截面的中轴线为对称面进行分布，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB，形成一定的硬度分布梯度，第1、2、3硬度区沿纵向方向分布在整根钢轨上。

优选的，第1硬度区的布氏硬度值为310HB～335HB，第2硬度区的布氏硬度值为335HB～370HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～405HB，相邻两个硬度区的布氏硬度值的差值小于50HB，这是为了保证钢轨横断面硬度有一定的梯度分布，满足直线-曲线过渡段使用要求，第3硬度区硬度较高，是为了提高钢轨耐磨性，避免轨角接触应力过大，导致出现严重的磨耗；第1硬度区硬度较低，是为了使轮轨有效磨合形成共形接触，降低接触应力，减少接触裂纹和剥离掉块缺陷，而第2硬度区是第1硬度区和第3硬度区之间的过渡段，使轮轨接触点能平稳过渡。

钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.68％～0.82％、Si：0.40％～0.85％、Mn:0.75％～1.10％、V:0.08％～0.15％、Cr:0.08％～0.20％、B:0.002％～0.006％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

优选的，钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.70％～0.81％、Si：0.60％～0.80％、Mn:0.80％～1.05％、V:0.09％～0.14％、Cr:0.08％～0.15％、B:0.0025％～0.0055％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

在实施例1、实施例2、实施例3或实施例4中第1硬度区的宽度为30mm～40mm，第2硬度区是指从第1硬度区的边界至轨角处R13圆弧弧顶的位置，第3硬度区是指从第2硬度区的边界至下颚处R2圆弧弧顶的位置，根据直线-曲线过渡段轮轨接触特点，确保在曲线段时，轮轨接触点在第3硬度区，曲线向直线过渡时，轮轨接触点在第2硬度区，而在直线段时，轮轨接触点在第1硬度区。

各合金元素的作用和机理：

C是提高钢轨强度和硬度的最基本最廉价的强化元素，是形成珠光体和碳化物的主要元素，一般来说，随着钢中C含量的增加，钢的强度和硬度增加，而塑性和韧性随之下降，在实际设计成分时，要根据具体技术要求确定C含量范围，C含量过低，珠光体结构中的片层渗碳体的密度得不到保证，钢轨基础强度和硬度不足，影响使用效果；而C含量过高，一方面会使得钢轨硬度过高，会加速疲劳裂纹扩展，同时也会使焊接性能下降，因此，本发明将C含量控制在0.68％～0.82％。

Si能抑制钢中的渗碳体形成，促进铁素体转变，并且通过固溶在铁素体中，起到固溶强化作用，提高铁素体基体硬度，从而提高钢的强度和硬度，Si可以减少钢在摩擦发热时的氧化作用，提高钢的冷变形硬化率，提高钢的耐磨性。而当钢中Si含量大于0.8％时，容易出现局部偏析，而且也会导致钢轨焊接性能下降，因此Si含量控制在0.40％～0.85％。

Mn对铁素体有固溶强化作用，可以提高铁素体强度，也是碳化物形成元素，进入渗碳体后可部分代替Fe原子，提高钢的强度和硬度，同时Mn也是良好的脱氧剂和脱硫剂，可减弱S引起的脆性，并且可以降低钢的临界冷却速度，提高淬透性。但是Mn含量增加会大幅降低钢的焊接性能，粗化晶粒尺寸，并增加形成白点和铸坯偏析的敏感性。因此Mn含量控制在0.75％～1.10％。

V是沉淀强化元素，在热轧钢轨冷却过程中与C、N结合，形成V(CN)x的沉淀物，提高钢轨的强度和硬度，同时也能在钢轨焊接加热过程中，阻止晶粒长大，细化奥氏体晶粒。而V在室温下溶解度很低，一般认为，当V含量＜0.15％，沉淀强化效果较为明显，再增加V含量，钢轨强度硬度进一步增高的同时，韧性会大幅下降，而当V含量过低，析出相的强化作用就不明显。因此，V含量控制在0.08％～0.15％。

Cr可与α-Fe形成置换固溶体，起到固溶强化作用，同时Cr又是强烈的碳化物形成元素，使得钢的C曲线右移，能显著提高钢轨的强度及淬透性，显著提高钢轨热处理后的硬度，但是Cr含量增加又会降低钢的塑性和韧性，因此Cr含量控制在0.08％～0.20％。

B容易在奥氏体晶界上偏聚，减少结晶中心形核的几率，从而使铁素体的形核率下降，有效推迟奥氏体-珠光体转变，从而提高钢的淬透性，钢中加入微量的B，即可显著提高钢轨的淬透性，同时B形成碳、氮化物偏聚在晶界上，细化奥氏体晶粒的同时起到沉淀强化的作用，提高钢轨耐磨性能和屈服强度，但是B含量超过0.007％时，容易引起钢轨脆性增加，而且B与O、N亲和力很强，易形成非金属夹杂，因此B含量控制在0.002％～0.006％。

P、S一般认为是钢中的有害残余元素，会大幅增加钢的裂纹敏感性，同时会提高钢的低温脆性转变温度，降低钢的低温冲击性能，因此，在不影响钢轨性能的前提下，要求P、S含量越低越好，按照目前钢轨相关标准要求，将其控制在≦0.025％的水平。

实施例5

一种用于直线-曲线过渡段的钢轨的生产方法，包括以下工序：转炉冶炼、LF精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制、加速冷却、保温和矫直依次进行，其中，加速冷却时，开始冷却温度为750℃～900℃，第1硬度区的冷却速率为0.1℃/s～2℃/s，第2硬度区的冷却速率为2℃/s～5℃/s，第3硬度区的冷却速率为5℃/s～8℃/s，待第1硬度区的温度降低至150℃～280℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h～2h，随后空冷至室温。

钢轨的转炉冶炼和连铸过程没有特别的限定，按照常规的转炉冶炼和连铸方法进行即可。连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时成型的钢坯应进行缓冷处理。

铸坯加热和轧制过程没有特别的限定，按照常规的铸坯加热和轧制方法进行即可，例如，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，保温时间150min～260min，开轧温度1080℃～1150℃，终轧温度860℃～920℃。

优选的，加速冷却时，开始冷却温度为750℃～850℃，第1硬度区的冷却速率为0.1℃/s～1.5℃/s，第2硬度区的冷却速率为2.5℃/s～4℃/s，第3硬度区的冷却速率为5.5℃/s～7℃/s，待第1硬度区的温度降低至150℃～250℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h～2h，随后空冷至室温。

通过对轧后钢轨进行加速冷却，增加奥氏体向珠光体转变的过冷度，从而获得片层间距更加细小的珠光体，提高钢轨的硬度，这是目前钢轨热处理工艺的基本原理，而通过三个硬度区采用不同的冷却速率进行加速冷却，在一定的成分范围内，可以使三个硬度区获得不同的硬度，热处理后的保温处理，主要是因为轨头各区域冷速不一致，会产生一定的温度内应力，影响钢轨使用，保温处理主要是消除温度内应力。

加速冷却的冷却介质为压缩空气和/或水雾混合气，优选的，第1硬度区的冷却介质为8KPa～16KPa的压缩空气，第2硬度区的冷却介质为12KPa～20KPa的压缩空气配合90L/h～150L/h的水量混合喷出的水雾混合气，第3硬度区的冷却介质为30KPa～55KPa的压缩空气配合130L/h～220L/h的水量混合喷出的水雾混合气。通过压缩空气和水雾混合气的组合，可以提高冷却速度的控制精度，同时可以尽可能缩小相邻两个冷却流场的相互干扰。

钢轨的矫直过程没有特别的限定，按照常规的钢轨矫直方法进行即可，例如，采用平立复合矫直工艺，矫直温度应≤80℃。在本发明所限定的冷却速度范围内，钢轨轨头的室温金相组织为细片状珠光体和少量铁素体，能满足铁路使用要求。

应用例1

一种用于直线-曲线过渡段的钢轨的生产方法，包括以下工序：

S100、按照常规的方法进行转炉冶炼、LF精炼、真空处理、连铸，例如转炉炉渣碱度控制在2.5～4.5；出钢水1/4左右时，随钢流加入硅、锰、钒等合金和增碳剂，钢水出至3/4时，合金、增碳剂全部加入；LF炉处理时间应大于40min；RH真空度≤100Pa，纯真空处理时间应不低于15min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时连铸成的钢坯应进行缓冷处理，钢坯化学成分如表1中1#试样所示；

S200、将S100中得到的钢坯送入步进梁加热炉中加热并保温，加热温度1200℃～1300℃，保温时间150min～260min；随后用万能轧机轧制成钢轨，开轧温度1080℃～1150℃，终轧温度860℃～920℃；

S300、将S200中得到的钢轨，对轨头的三个硬度区采用不同的冷却速率进行加速冷却，开始冷却温度为820℃，第1硬度区的冷却速率为0.8℃/s；第2硬度区的冷却速率为3℃/s；第3硬度区的冷却速率为6℃/s，待第1硬度区的温度降低至200℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h，随后空冷至室温得到钢轨产品；

S400、将S300中得到的钢轨进行矫直，得到钢轨成品。

应用例2-5

按照应用例1的方法进行，所不同的是，冶炼得到钢坯的化学成分分别按照表1中的2-5#试样所示，轧后加速冷却的具体工艺参数分别按照表2中的2-5#试样所示。

对比例1

按照应用例1的钢坯成分和生产方法进行，所不同的是，轧制成钢轨之后不进行加速冷却处理，而是直接自然空冷至室温，得到普通的热轧钢轨。

对比例2-3

分别按照应用例2-3的钢坯成分和生产方法进行，所不同的是，对轧后钢轨轨头进行加速冷却，整个轨头部分的冷却速度相同，冷却至室温，具体的工艺参数如表2中的7-8#试样所示，得到普通的热处理钢轨。

表1应用例的化学成分

表2应用例和对比例的工艺参数和布氏硬度

按照TB/T 2344-2012标准规定的方法测定应用例和对比例钢轨的布氏硬度分布情况，见表2，可以看出，应用例1-5所得到的钢轨轨头布氏硬度控制稳定，呈现良好的硬度梯度分布，对比例1-3所得到的钢轨轨头布氏硬度控制均匀。

为了验证本发明所得钢轨在直线-曲线过渡段良好的使用性能，采用M-2000型滚动接触磨损试验机，在相同试验条件下对应用例和对比例钢轨进行接触疲劳磨损试验，试验通过圆柱试样相对滚动，测量磨损失重量和观察试样表面的疲劳裂纹情况，试验示意图如图2所示。

上试样分别取自应用例和对比例钢轨的第1、2、3硬度区，取样位置如图3所示，下试样为布氏硬度350HB的车轮钢。

同时，为了模拟直线-曲线过渡段中不同部位的轮轨接触应力，对不同区域的试样施加不同大小的法向载荷，第1硬度区试样施加法向载荷为150N，模拟21t轴重列车通过直线的接触应力水平；第3硬度区试样施加法向载荷为300N，模拟21t轴重列车通过弯曲半径为800m的曲线时的接触应力水平，第2硬度区试样施加法向载荷为200N，模拟直线到曲线或者曲线到直线过渡段的接触应力水平。

试验条件如下：

试样尺寸：厚度8mm，内径10mm，外径20mm；

试验载荷：150N、200N、300N；

试验环境：室温环境；

转速：上试样180r/min，下试样200r/min；

滑差率：10％；

对磨总转数：3×105次。

接触疲劳磨损试验结果见表3。

表3应用例和对比例的接触疲劳磨损试验结果

在接触疲劳磨损试验中，应用例1-5所得到的钢轨均表现良好，表面基本未观察到疲劳裂纹，磨损失重量也控制在较稳定和均匀的范围。

而对比例1的钢轨，轨头硬度与热轧钢轨基本相当，在第1硬度区，轮轨接触点在踏面，接触应力较小，基本无裂纹，但是在第2、3硬度区，随着轮轨接触点从踏面向轨角移动，接触应力逐渐变大，而由于钢轨硬度较低，导致了严重的磨耗，这从磨损失重量也可以看出来。

对比例2的钢轨，虽然进行了热处理，但是硬度提升有限，磨损情况与对比例1基本一致。

对比例3的钢轨，轨头硬度整体较高，在第3硬度区上，未出现严重磨损，但是在第1、2硬度区上，由于轮轨难以有效磨合，接触区塑性变形的金属不易被磨耗掉，很容易形成疲劳裂纹，最终形成剥离掉块。

所以，可以看出，本发明所得的钢轨能有效减缓直线-曲线过渡段上容易出现的磨耗过快、疲劳裂纹和剥离掉块等缺陷，提高钢轨使用寿命和行车安全。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (4)

1.一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，其特征在于，包括钢轨，所述钢轨从轨头至下颚的区域具有三个硬度区，分别为第1硬度区、第2硬度区和第3硬度区，其中，第1硬度区分布在轨头踏面中间位置，第2硬度区分布在第1硬度区边界至轨角的位置，第3硬度区分布在第2硬度区边界至轨头下颚的位置，第1硬度区的布氏硬度值为305HB～340HB，第2硬度区的布氏硬度值为340HB～375HB，第3硬度区的布氏硬度值为375HB～410HB；相邻两个硬度区的布氏硬度值的差值小于50HB；

生产方法，包括以下工序：

转炉冶炼、LF精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制、加速冷却、保温和矫直依次进行，其中，加速冷却时，开始冷却温度为750℃～850℃，第1硬度区的冷却速率为0.1℃/s～1.5℃/s，第2硬度区的冷却速率为2.5℃/s～4℃/s，第3硬度区的冷却速率为5.5℃/s～7℃/s，待第1硬度区的温度降低至150℃～250℃时，停止加速冷却，将钢轨进行保温处理，保温时间1h～2h，随后空冷至室温，加速冷却的冷却介质为压缩空气和/或水雾混合气；第1硬度区的冷却介质为8KPa～16KPa的压缩空气，第2硬度区的冷却介质为12KPa～20KPa的压缩空气配合90L/h～150L/h的水量混合喷出的水雾混合气，第3硬度区的冷却介质为30KPa～55KPa的压缩空气配合130L/h～220L/h的水量混合喷出的水雾混合气。

2.根据权利要求1所述的一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，其特征在于，所述第1硬度区、所述第2硬度区和所述第3硬度区以轨头横截面的中轴线为对称面进行分布。

3.根据权利要求1所述的一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，其特征在于，所述钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.68％～0.82％、Si：0.40％～0.85％、Mn:0.75％～1.10％、V:0.08％～0.15％、Cr:0.08％～0.20％、B:0.002％～0.006％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

4.根据权利要求3所述的一种用于直线-曲线过渡段的钢轨，其特征在于，所述钢轨中各成分的质量百分比为：C：0.70％～0.81％、Si：0.60％～0.80％、Mn:0.80％～1.05％、V:0.09％～0.14％、Cr:0.08％～0.15％、B:0.0025％～0.0055％、P:≤0.025％、S:≤0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质。

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