CN112410648A - 一种高致密珠光体组织钢轨及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及钢轨制备技术领域，公开了一种高致密珠光体组织钢轨及其制备方法。该方法包括转炉冶炼或电炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制、在线热处理和后处理；在线热处理包括将终轧后的钢轨空冷至780‑840℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，钢轨轨头冷却速率控制在2.8‑3.8℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.6‑3.2℃/s，钢轨轨头冷却温度降至450‑520℃时空冷至室温。本发明制备的高致密珠光体组织钢轨的强韧性指标显著提高，具有优异的抗磨损、抗接触疲劳性能，适用于重载铁路。

Description

一种高致密珠光体组织钢轨及其制备方法

技术领域

本发明涉及钢轨制备技术领域，具体涉及一种高致密珠光体组织钢轨及其制备方法。

背景技术

铁路的高速化、重载化发展对钢轨材料及其服役性能提出了更加苛刻要求。钢轨作为铁路的走行部件，其质量的优劣、性能的高低严重制约着运输效率和行车安全，伴随铁路运输能力的提升，钢轨服役环境愈加苛刻、复杂，各类伤损突出，部分小半径曲线路段钢轨同时出现过快磨耗、剥离掉块等伤损，影响了铁路运输的发展突破。

目前，各钢轨制造商为适应线路的变化，未来主要通过发展高致密珠光体钢轨和贝氏体钢轨。而具备高致密珠光体组织结构，主要通过合理化成分配比、钢轨在线热处理的方法，通过向奥氏体化钢轨的轨头部位喷吹压缩空气或水雾混合气的方式使轨头部位快速冷却，以获得较细的微观组织，从而实现耐磨损、抗接触疲劳性能同步改善的目的。

从改善钢轨微观组织角度来讲，国内外钢轨制造尚未出现通过对连铸后的高温铸坯实行初次在线轧制，通过充分细化凝固组织，获得较细的原始奥氏体基因的报道，如中国专利CN104087836B《钒铬微合金化超细珠光体钢轨》中均是为获取超细珠光体组织，其制造工艺主要通过加速冷却方式实现这一目的，并未涉及具体元素配比以及加热炉加热精准控制。

从在线热处理过程看，国内外鲜有冷却喷嘴多角度分布及冷却介质分段控制对钢轨性能影响的研究报道。如日本JFE申报的专利CN101646795B《耐磨损性和耐疲劳损伤性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法》中规定了一种内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，将钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850-950℃，接着，以1.2-5℃/秒的冷却速度，将钢轨头部的表层从珠光体相变开始温度以上的温度快速冷却至400-650℃。该专利仅规定了钢轨热处理不同阶段的冷却起始与终止温度及相应的冷速范围，并未涉及具体的冷却方式。中国专利CN104087836B《钒铬微合金化超细珠光体钢轨》中规定了一种超细珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，对终轧后带有余热的钢轨的轨头部位施加水雾混合气进行加速冷却，冷速为4.0～8.0℃/s，当轨头表层温度降至500～550℃时停止施加水雾混合气，并采用压缩空气进行加速冷却，冷速为1.5～3.5℃/s，当轨头表层温度低于400℃时停止加速冷却，空冷至室温。该专利仅对钢轨轨头实施了加速冷却，并未涉及轨头侧面、下颚处传热行为对细化组织的影响。中国专利CN1884606A《一种超细珠光体高强度轨道钢》中规定了一种超细珠光体钢轨的制备方法，其仅通过加热+热轧方式实现细化珠光体，并未涉及在线热处理工序。

可见，现有技术中针对细化珠光体钢轨主要集中在钢轨热处理和多道次轧制工序控制，并未涉及成分控制、加热炉精准控制、热处理控制在内的全流程精准控制。

发明内容

本发明的目的是为了克服现有技术存在的对细化珠光体钢轨主要集中在钢轨热处理和多道次轧制工序控制，并未涉及成分控制、加热炉精准控制、热处理控制在内的全流程精准控制的问题，提供一种高致密珠光体组织钢轨及其制备方法，该方法制备的钢轨轨头平均珠光体片层间距可达70nm，奥氏体晶粒细化程度优于国内重载线既用钢轨，钢轨耐磨性能得到明显提高。

为了实现上述目的，本发明一方面提供了一种高致密珠光体组织钢轨的制备方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理和后处理；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为30-80min，炉内温度为540-700℃；加热阶段的加热时间为100-160min，炉内温度为950-1150℃；均热阶段的均热时间为30-50min，炉内温度为1150-1225℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至780-840℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在2.8-3.8℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-3.2℃/s，钢轨轨头冷却温度降至450-520℃时钢轨空冷至室温。

优选地，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

更优选地，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

优选地，轧制过程中，将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。

优选地，在线热处理过程中，将钢轨轨头冷却速率控制在2.9-3.4℃/s。

优选地，在线热处理过程中，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-2.2℃/s。

优选地，在线热处理过程中，钢轨轨头冷却温度降至477-485℃时钢轨空冷至室温。

优选地，所述后处理包括矫直、探伤和加工。

本发明另一方面提供了一种前文所述的方法制备的高致密珠光体组织钢轨，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

优选地，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

本发明提供的高致密珠光体组织钢轨的制备方法，在相同成分及轧制工艺下，通过对终轧后余热钢轨轨头和下颚进行热处理，可使钢轨的强韧性指标显著提高，得到的成品钢轨具有更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能，适用于重载铁路。

附图说明

图1是实施例和对比例中磨损取样和测试示意图；

图2是实施例和对比例中接触疲劳取样和测试示意图。

具体实施方式

以下结合附图对本发明的具体实施方式进行详细说明。应当理解的是，此处所描述的具体实施方式仅用于说明和解释本发明，并不用于限制本发明。

在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。

本发明一方面提供了一种高致密珠光体组织钢轨的制备方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理和后处理；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为30-80min，炉内温度为540-700℃；加热阶段的加热时间为100-160min，炉内温度为950-1150℃；均热阶段的均热时间为30-50min，炉内温度为1150-1225℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至780-840℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在2.8-3.8℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-3.2℃/s，钢轨轨头冷却温度降至450-520℃时钢轨空冷至室温。

本发明通过对钢轨成分控制、对加热炉加热进行精准控制、对热处理进行控制，可使钢轨的强韧性指标显著提高，成品钢轨获得更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能。

该发明采用的有机聚合物淬火剂溶于水形成溶液，其冷却能力介于水、油类淬火剂之间，最为重要的是其可根据稀释程度来实现不同冷却需要。同时，该类淬火介质具有无毒、无烟、无异味、不燃烧、无腐蚀，冷却速度范围宽、淬火性能优于水雾和油类。

在本发明所述的方法中，如无特别说明，各个操作所使用的设备均可以为本领域常规使用的设备。

在本发明所述的方法中，为了得到目标钢轨，炉料经过转炉或电炉冶炼后得到含有目标钢轨所含化学成分的钢液，然后经过无铝脱氧、LF精炼后尽可能降低钢中S含量，再经过RH真空处理或VD真空处理将钢水成分微调至目标范围内。

在本发明所述的钢轨中，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

在优选实施方式中，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

为了得到抗磨损、抗接触疲劳性能优异的高致密珠光体组织钢轨，需要合理控制钢液中各化学元素的含量范围，以下将详述本发明控制主要元素含量范围的理由。

C是珠光体钢轨提高强硬度与耐磨损性能，促进珠光体转变最重要、最廉价的元素，对于应用于客货混运铁路或重载铁路的钢轨来说，在本发明条件下，当C含量＜0.55％时，钢轨经热处理后强度和硬度较低，难以满足钢轨的磨耗需求；当C含量＞1.2％时，经热处理后钢轨的强度和硬度过高；同时，还将析出晶界先共析渗碳体，恶化钢轨的韧塑性。因此，C含量限定在0.55-1.2％。

Si作为钢中的固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度。同时，可抑制先共析渗碳体析出，从而提高钢轨的韧塑性。在本发明条件下，当Si含量＜0.35％时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.65％时，将损失钢轨的韧塑性特别是抵抗裂纹扩展性能。因此，Si含量限定在0.35-0.65％。

Mn可以和Fe形成固溶体，提高铁素体和奥氏体的强度。同时，Mn又是碳化物形成元素，进入渗碳体后可部分替代Fe原子，增加碳化物的硬度，最终增加钢的硬度。在本发明条件下，当Mn含量＜0.30％时，强化效果甚微；当Mn含量＞0.88％时，钢中碳化物硬度过高，韧塑性明显降低；同时高Mn易产生系列偏析问题，显著影响钢轨性能。因此，Mn含量限定在0.3％-0.88％之间。

V和Cr作为配比处理元素，V在钢中能够形成细小、均匀、高度弥散的碳化物和氮化物颗粒，这些化合物在550-600qC范围内比较稳定，因而能有效地提高钢的持久强度和抗持久能力；Cr能均匀钢中碳化物分布，减小碳化物尺寸，改善钢轨的耐磨损性能。V和C的亲和力比Cr大，能阻碍Cr元素从固溶体向碳化物中迁移，避免和减少固溶体中Cr的贫化，进一步提高钢的强化效果。当V和Cr的重量比低于0.55时，易产生Cr的析出，难以发挥强化效果；当V和Cr的重量比高于0.85时，钢的淬透性得不到保障，影响钢轨次表面硬度。因此，V和Cr的重量比限定在0.55-0.88之间。

Nb在钢中的主要作用通过析出的Nb碳氮化物细化奥氏体晶粒，并通过在轧后冷却过程生成的碳氮化物产生析出强化，在提高钢轨硬度的同时，还可提高钢轨的韧塑性。同时Nb对防止焊接接头软化也有益处。当Nb含量低于0.02％时，含Nb碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当Nb含量＞0.05％时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，Nb含量限定在0.02％-0.05％。

在本发明所述的方法中，钢液中还含有少量的P和S。P和S是有害元素，它们能使钢的塑性和韧性下降，因此含量越少越好。

当钢液连铸成钢坯后，需要将钢坯放入加入炉中加热。为了提高钢轨的抗磨损、抗接触疲劳性能，需要合理优化加热过程。在优选实施方式中，所述加热炉为步进式加热炉。

在本发明所述方法中，钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段。

在具体实施方式中，预热阶段的预热时间可以为30min、40min、50min、60min、70min或80min；炉内气氛温度可以为540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃、640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃或700℃。

在具体实施方式中，加热阶段的加热时间可以为100min、110min、120min、130min、140min、150min或160min；炉内温度可以为950℃、960℃、970℃、980℃、990℃、1000℃、1100℃或1150℃。

在具体实施方式中，均热阶段的均热时间可以为30min、32min、34min、36min、38min、40min、42min、44min、46min、48min或50min，炉内温度可以为1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃或1225℃。

在本发明所述的方法中，钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。在具体实施方式中，可以将钢坯在线轧制成60kg/m、62kg/m、64kg/m、66kg/m、68kg/m、70kg/m、72kg/m、74kg/m或75kg/m的钢轨。

钢坯轧制后，将有余热的钢轨进行在线热处理，具体包括对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂；对钢轨下颚进行压缩空气冷却。

在具体实施方式中，可以将终轧后有余热的钢轨空冷至780℃、790℃、800℃、810℃、820℃、830℃或840℃后开始对钢轨轨头和钢轨下颚进行冷却。

在具体实施方式中，在线热处理过程中，钢轨轨头冷却速率可以控制在2.8℃/s、2.9℃/s、3℃/s、3.1℃/s、3.2℃/s、3.3℃/s、3.4℃/s、3.5℃/s、3.6℃/s、3.7℃/s或3.8℃/s。

在优选实施方式中，在线热处理过程中，将钢轨轨头冷却速率控制在2.9-3.4℃/s。

在具体实施方式中，在线热处理过程中，钢轨下颚冷却速率可以控制在1.6℃/s、1.8℃/s、2℃/s、2.2℃/s、2.4℃/s、2.6℃/s、2.8℃/s、3℃/s或3.2℃/s。

在优选实施方式中，在线热处理过程中，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-2.2℃/s。

在具体实施方式中，在线热处理过程中，钢轨轨头冷却温度可以降至450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、510℃或520℃时钢轨空冷至室温。

在优选实施方式中，在线热处理过程中，钢轨轨头冷却温度降至477-485℃时钢轨空冷至室温。

在本发明所述的在线热处理中，对轨头实施压缩气剂混合气冷却时，当冷却速度小于2.8℃/s时，钢轨踏面及以下部位(轮轨接触区域)难以形成细化的珠光体组织，在该过冷度下次表面温度难以传递出来，易产生片层较大的珠光体组织；当冷却速度大于3.8℃/s时，虽然能使钢轨次表面热量得以充分释放，组织得到显著细化，但在该过冷度范围内，在上述区域内极易产生马氏体或者贝氏体相变，造成组织异常风险，综上，钢轨轨头压缩气剂混合气冷却速度控制在2.8-3.8℃/s之间。对于钢轨轨头下颚实施压缩空气冷却，主要用以辅助轨头冷却，促使轨头心部热量传递至轨头下侧，显著降低钢轨心部过冷度，用以实现轮轨接触区域的组织充分细化，而采用压缩空气作为冷却介质，可实现不同的冷却需要，当下颚冷却速度小于1.6℃/s时，基本难以实现轨头心部热量朝下侧的传递，未起到降低心部过冷度的效果，当下颚冷却速度大于3.2℃/s时，由于轨腰结合处断面尺寸较窄，热量补充不足，致使过冷度较大，易在轨腰结合处形成异常组织，所以，钢轨下颚部位实施的压缩空气冷却速率控制在1.6-3.2℃/s之间。

采用本发明所述的在线热处理过程，当钢轨加速冷却至477-485℃后，轨头相变已完成，继续空冷至室温，并经后处理工序获得成品钢轨。

在本发明所述的方法中，所述后处理包括本领域的常规操作。在具体实施方式中，所述后处理可以包括矫直、探伤和加工。

本发明另一方面提供了一种前文所述的方法制备的高致密珠光体组织钢轨，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

在优选实施方式中，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

采用本发明所述的方法制备的钢轨具有更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能。

以下将通过实施例对本发明进行详细描述，但本发明的保护范围并不仅限于此。

实施例1

本发明用于说明高致密珠光体组织钢轨的制备方法。

炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理、矫直、探伤和加工；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为50min，炉内温度为610℃；加热阶段的加热时间为100min，炉内温度为1000℃；均热阶段的均热时间为40min，炉内温度为1175℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至820℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在3.4℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在2.2℃/s，钢轨轨头冷却温度降至477℃时钢轨空冷至室温；

RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.79重量％的C、0.46重量％的Mn、0.38重量％的Si、重量比为0.6的V和Cr、0.02重量％的Nb、0.007重量％的P、0.003重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。

实施例2

炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理、矫直、探伤和加工；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为30min，炉内温度为700℃；加热阶段的加热时间为130min，炉内温度为950℃；均热阶段的均热时间为30min，炉内温度为1225℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至780℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在3℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.8℃/s，钢轨轨头冷却温度降至480℃时钢轨空冷至室温；

RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.82重量％的C、0.78重量％的Mn、0.45重量％的Si、重量比为0.58的V和Cr、0.04重量％的Nb、0.009重量％的P、0.004重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。

实施例3

炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理、矫直、探伤和加工；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为80min，炉内温度为540℃；加热阶段的加热时间为160min，炉内温度为1150℃；均热阶段的均热时间为50min，炉内温度为1150℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至840℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在2.9℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.6℃/s，钢轨轨头冷却温度降至485℃时钢轨空冷至室温；

RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.84重量％的C、0.68重量％的Mn、0.41重量％的Si、重量比为0.62的V和Cr、0.03重量％的Nb、0.01重量％的P、0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。

实施例4

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨轨头冷却速率控制在3.8℃/s。

实施例5

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨下颚冷却速率控制在3.2℃/s。

实施例6

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨轨头冷却温度降至520℃时钢轨空冷至室温。

对比例1

按照实施例1的方法实施，不同的是，在线热处理过程中，只对钢轨轨头进行冷却，冷却速率速率控制在3.5℃/s，钢轨轨头冷却温度降至522℃时钢轨空冷至室温。

对比例2

按照实施例2的方法实施，不同的是，在线热处理过程中，只对钢轨轨头进行冷却，冷却速率速率控制在3.3℃/s，钢轨轨头冷却温度降至530℃时钢轨空冷至室温。

对比例3

按照实施例3的方法实施，不同的是，在线热处理过程中，只对钢轨轨头进行冷却，冷却速率速率控制在2.8℃/s，钢轨轨头冷却温度降至537℃时钢轨空冷至室温。

对比例4

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨轨头冷却速率控制在2.2℃/s。

对比例5

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨下颚冷却速率控制在3.6℃/s。

对比例6

按照实施例1的方法实施，不同的是，钢轨轨头冷却温度降至550℃时钢轨空冷至室温。

测试例

将实施例和对比例中得到的钢轨空冷至室温，在TB/T2344-2012标准位置取D0＝10mm、l0＝5d0圆形双肩拉伸试样，根据GB/T228.1分别检测Rm、A，同时进行珠光体片层检验；分别截取钢轨轨头部位硬度试样，在距离轨头表层12mm、25mm的上侧圆角及顶面中心部位根据GB/T 230.1测定布氏硬度；按照图1-2所示位置进行磨损、接触疲劳试验取样，其中磨损试验要求：接触应力600MPa(赫兹应力)，滑差10％，无润滑(干磨)环境下进行；接触疲劳试验要求：接触应力1.4GPa，滑差20％，润滑(油)环境下进行；按照TB/T2344-2012标准位置取断裂韧性KIC试样并在-20℃下开展检测。实施例与对比例采用相同的测试部位与测试方法，结果如表1所示。

表1

由表1的结果可以看出，在相同化学成分、冶炼及轧制工艺下，轧后热处理方式的不同对钢轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明中的方法，钢轨标准位置强度、硬度指标进一步提高的同时保持良好的韧塑性；钢轨轨头踏面下方25mm处珠光体片层间距更细，各硬度梯度下的硬度值更高；采用本发明方法生产的钢轨显微组织更加致密，同等条件下具有更高的耐磨性能和抗接触疲劳性能；基于细晶强化原理钢轨的断裂韧性KIC也获得了进一步提升。

综上所述，本发明提所述的高致密珠光体组织钢轨的生产方法，在相同成分及轧制工艺下，通过对终轧后余热钢轨轨头和下颚进行热处理，使钢轨的强韧性指标显著提高，成品钢轨获得更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能，适用于重载铁路。

以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于此。在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，包括各个技术特征以任何其它的合适方式进行组合，这些简单变型和组合同样应当视为本发明所公开的内容，均属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高致密珠光体组织钢轨的制备方法，其特征在于，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯入加热炉加热、高压水除磷、钢坯在线轧制成钢轨、在线热处理和后处理；

钢坯入加热炉加热包括预热阶段、加热阶段和均热阶段，其中，预热阶段的预热时间为30-80min，炉内温度为540-700℃；加热阶段的加热时间为100-160min，炉内温度为950-1150℃；均热阶段的均热时间为30-50min，炉内温度为1150-1225℃；

在线热处理包括将终轧后有余热的钢轨空冷至780-840℃，然后对钢轨轨头进行压缩气剂混合气冷却，所述压缩气剂混合气包含空气和有机聚合物类淬火剂，钢轨轨头冷却速率控制在2.8-3.8℃/s；对钢轨下颚进行压缩空气冷却，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-3.2℃/s，钢轨轨头冷却温度降至450-520℃时钢轨空冷至室温。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，轧制过程中，将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在线热处理过程中，将钢轨轨头冷却速率控制在2.9-3.4℃/s。

6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在线热处理过程中，钢轨下颚冷却速率控制在1.6-2.2℃/s。

7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在线热处理过程中，钢轨轨头冷却温度降至477-485℃时钢轨空冷至室温。

8.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述后处理包括矫直、探伤和加工。

9.权利要求1-8中任意一项所述的方法制备的高致密珠光体组织钢轨，其特征在于，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.55-1.2重量％的C、0.3-0.88重量％的Mn、0.35-0.65重量％的Si、重量比为0.55-0.85的V和Cr、0.02-0.05重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

10.根据权利要求9所述的钢轨，其特征在于，以所述钢轨的总重量为基准，所述钢轨的化学成分包括0.79-0.84重量％的C、0.46-0.78重量％的Mn、0.38-0.45重量％的Si、重量比为0.58-0.62的V和Cr、0.02-0.04重量％的Nb、余量的Fe和不可避免的杂质。

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