CN113877964B - 一种用于提升钢轨的强韧性的方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种用于提升钢轨的强韧性的方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯在线初轧，钢坯在线初轧包括以下步骤：(1)第一阶段初轧：在连铸成型后，待钢坯表面温度冷却至850‑950℃时，对钢坯实施第一道次上下面轧制，压缩比为1.05‑1.25，轧制速度为0.6‑1.0m/min；(2)第二阶段初轧：待钢坯表面温度冷却至550‑750℃时，对钢坯实施第二道次上下面轧制，压缩比为1.05‑1.15，轧制速度为1.4‑2.8m/s；(3)第三阶段初轧：将钢坯翻转90°，待钢坯表面温度冷却至320‑500℃时，对钢坯实施第三道次上下面轧制，压缩比为1.10‑1.25，轧制速度为1.8‑3.8m/s。本发明的方法制得的钢轨的强韧性显著提高，产品获得更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能，适用于重载铁路。

Description

一种用于提升钢轨的强韧性的方法

技术领域

本发明涉及一种钢轨生产方法，更具体地讲，涉及一种用于提升钢轨的强韧性的方法。

背景技术

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，铁路运输速度的提升，对钢轨生产和品质提出了更高的要求。钢轨强韧性综合提升一直是各科研院所及钢轨生产厂家亟待解决的技术问题。众所周知，金属材料强度和韧塑性是一对性能矛盾体，强度高时，一般韧塑性低，反之亦然。所以，面对国内外高速重载铁路的发展，钢轨强韧化成为了各生产厂家和专家学者的研究热点之一。

金属材料强度是在给定的条件(温度、应力、应变等)下材料达到给定的变形量所需要的应力，或材料发生破坏的应力；韧性是断裂过程的能量参量，是材料强度和塑性的综合表现，是材料在外加载荷作用下从变形到断裂全过程吸收能量的能力，所吸收的能量越大，则断裂韧性越高。目前，晶粒细化是提高金属强韧化的有效方法，金属晶粒变细后，强韧性综合提升。

目前国内外钢轨强韧化主要采用以下方法：一是细晶强化。它是常温下一种有效的材料强化手段，细化晶粒可以提高钢轨材料的强度，其原因在于晶界对位错的阻滞作用；二是微合金强化。主要是通过添加一定量的合金，比如Cr、Mo、V、Ti、Nb、Co、Cu、Ni、B、N、Al和Zr等元素，通过控制溶解和析出，进而提高钢轨材料的强韧性；三是形变强化。钢轨材料具有加工硬化的性能，形变后流变应力得到提高。形变强化是因为钢轨材料在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，促使位错运动越来越困难；四是控轧控冷和轧后直接淬火。该方法是把钢坯加热到奥氏体化温度后，做短时间保温均匀组织，获得细小的奥氏体晶粒，随即进行在线快速轧制，利用终轧余热对关注部位进行强制冷却，最终获得晶粒尺寸细小的钢轨材料。

目前，各钢轨制造商为提高钢轨强韧性指标，获得良好的钢轨服役性能，主要通过钢轨材料微合金化、控轧控冷技术应用、在线热处理技术应用以及表面处理等方法进行，从而达到提升钢轨强韧性的控制目的。

CN110578041A、发明名称为《添加稀土Ce及Nb元素的耐腐蚀超细珠光体》的专利申请中公开了一种耐腐蚀超细珠光体钢轨的成分配比，通过添加适量的Ce及Nb元素达到细化组织的作用，该专利仅通过微合金化处理，并未涉及钢轨轧制前铸坯状态以及加热工艺。CN104032222B、发明名称为《纳米珠光体钢轨的制备方法》的专利申请中公开了一种钢内部组织为100％珠光体，且珠光体平均片厚度间距为60nm左右的钢轨，通过微合金化+控轧控冷+去应力回火处理，从而达到细化组织效果，该专利仅通过化学元素添加，辅以热处理方法，并未对钢轨轧制前铸坯进行预轧制处理，以及加热工艺的适度配合来综合调控组织细化程度。CN1884606A、发明名称为《一种超细珠光体高强度轨道钢及其制备方法》的专利申请中提供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以及钢轨轧制前铸坯的状态以及原始奥氏体晶粒状态等。

另外，如CN101818312A、JP2005256022-A等专利在技术上通过轧制后结合热处理技术来提高钢轨强韧性，并未涉及钢轨轧制前铸坯预处理以及加热工艺。从在线热处理技术应用看，现有技术均通过对钢轨轨头或者全廓形部位采用强制冷却的不同方法进行。如日本JFE申报的CN101646795B、发明名称为《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》的专利申请中公开了一种内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其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℃。该专利仅公开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，并未提及钢轨轧制前铸坯的状态以及原始奥氏体晶粒状态；CN104087836B、发明名称为《钒铬微合金化超细珠光体钢轨》的专利申请中公开了一种超细珠光体钢轨的制造方法，其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，同时也未提及钢轨轧制前铸坯的状态以及原始奥氏体晶粒状态。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种用于提升钢轨的强韧性的方法。

为了实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

本发明提供了一种用于提升钢轨的强韧性的方法，所述方法包括炉料经过转炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯在线初轧，

其中，钢坯在线初轧包括以下步骤：

(1)第一阶段初轧：在连铸成型后，待钢坯表面温度冷却至850-950℃时，对钢坯实施第一道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.25，轧制速度为0.6-1.0m/min；

(2)第二阶段初轧：待钢坯表面温度冷却至550-750℃时，对钢坯实施第二道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.15，轧制速度为1.4-2.8m/s；

(3)第三阶段初轧：将钢坯翻转90°，待钢坯表面温度冷却至320-500℃时，对钢坯实施第三道次上下面轧制，压缩比为1.10-1.25，轧制速度为1.8-3.8m/s。

进一步地，待初轧后的钢坯冷却后，采用步进式加热炉对冷却后的钢坯进行加热，依次经历预热段、加热段和均热段，其中，

均热段温度为1120-1180℃，均热段时间为16-28min，钢坯在加热炉内的总时间为150-210min。

进一步地，对初轧后的钢坯进行加热之后，通过万能轧线将钢坯轧成钢轨形状，其中，

开轧温度为1050-1100℃，终轧温度为900-950℃。

进一步地，将钢坯轧制成60-75kg/m的钢轨。

进一步地，钢坯轧制成钢轨形状后，将终轧后有余热的钢轨踏面强制冷却至480-550℃。

进一步地，钢轨踏面的冷却速度为1.4-5.2℃/s。

进一步地，钢坯轧制成钢轨形状后，将终轧后有余热的钢轨的轨底强制冷却至380-450℃。

进一步地，轨底的冷却速度为1.0-2.2℃/s。

进一步地：钢轨的化学成分包括C:0.77-1.20质量％、Si：0.15-0.85质量％、Mn：0.20-0.90质量％、Cr：0.005-0.020质量％，V：0.01-0.05质量％，P≤0.030质量％，S≤0.025质量％，其余为Fe、残余元素以及一般杂质。

进一步地，将钢轨空冷至室温，并且经大冷床、矫直、探伤和加工工序制成成品钢轨。

与现有技术相比，本发明的有益技术效果为：

本发明对连铸后的钢坯进行的在线预轧制的工艺进行改进，使得铸坯在加热前获得致密的心部凝固组织和细小的原始奥氏体晶粒，预轧制工艺基于细化铸坯心部组织+细晶强化+低温均热，并且结合适宜的在线轧制和在线热处理技术，获得细小的组织结构，制得的钢轨的强韧性指标显著提高，产品获得更加优异的抗磨损、抗接触疲劳性能，适用于重载铁路。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，对本发明实施例进一步详细说明。

本发明提供一种用于提升钢轨的强韧性的方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯在线初轧，

其中，钢坯在线初轧包括以下步骤：

(1)第一阶段初轧：在连铸成型后，待钢坯表面温度冷却至850-950℃时，对钢坯实施第一道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.25，轧制速度为0.6-1.0m/min。本领域技术人员应当了解的是，压缩比指的是钢坯轧制前的断面面积与轧制后的断面面积之比(下同)。

当钢坯表面温度低于850℃时，钢坯心部液相已完全凝固，当钢坯表面温度超过950℃时，钢坯心部钢液容量过大，因此将温度范围控制为850-950℃。在该温度区间实施第一道次预轧制，当压缩比小于1.05时，实施效果不明显，钢坯心部变形量太小，凝固前沿枝晶未彻底打碎，当压缩比大于1.25时，钢坯容易产生热裂纹，后续产品存在潜在危险，因此将第一道次上下面轧制过程中的压缩比控制为1.05-1.25。第一道次轧制速度比较低，适配铸坯连铸拉速，所以轧制速度为0.6-1.0m/min。

(2)第二阶段初轧：在第二阶段初轧之前，对钢坯进行热切，然后待钢坯表面温度冷却至550-750℃时，对钢坯实施第二道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.15，轧制速度为1.4-2.8m/s。

当钢坯表面温度低于550℃时，钢坯心部晶粒已经长大，当钢坯表面温度超过750℃时，钢坯心部晶核形核不彻底，因此将温度范围控制为550-750℃。在该温度区间实施第二道次预轧制，当压缩比小于1.05时，实施效果不明显，钢坯心部变形量太小，晶粒碾碎效果不明显，当压缩比大于1.15时，钢坯容易产生热裂纹，后续产品存在潜在危险，因此将第二道次上下面轧制过程中的压缩比控制为1.05-1.15。当轧制速度小于1.4m/s时，变形速率太小，轧制作用不明显，当轧制速度大于2.8m/s时，轧制速度太大，容易出现钢坯轧裂，因此将轧制速度控制为1.4-2.8m/s。

(3)第三阶段初轧：将钢坯翻转90°，待钢坯表面温度冷却至320-500℃时，对钢坯实施第三道次上下面轧制，压缩比为1.10-1.25，轧制速度为1.8-3.8m/s。

当钢坯表面温度低于320℃时，钢坯心部已完成相变，当钢坯表面温度超过500℃时，钢坯心部相变未开始，因此将温度范围控制为320-500℃。在该温度区间实施第三道次预轧制，当压缩比小于1.10时，实施效果不明显，钢坯心部变形量太小，细化晶粒效果不明显，当压缩比大于1.25时，钢坯容易产生热裂纹，后续产品存在潜在危险，因此将第三道次上下面轧制过程中的压缩比控制为1.10-1.25。当轧制速度小于1.8m/s时，变形速率太小，晶粒细化效果不明显，当轧制速度大于3.8m/s时，轧制速度太大，容易出现钢坯轧裂，因此将轧制速度控制为1.8-3.8m/s。

待初轧后的钢坯冷却后，将满足上述预轧制处理要求的铸坯放入步进式加热炉内进行加热，依次通过预热段、加热段和均热段对初轧后的钢坯进行加热，其中，均热段温度为1120-1180℃，均热段时间为16-28min，钢坯在加热炉内的总时间为150-210min。

在均热阶段，若均热段时间小于16min或均热段温度大于1180℃，则易导致钢坯表面和心部组织不均匀，伴随出现钢坯表层晶粒粗大，心部未能完全奥氏体均匀化，从而降低了钢轨机械性能，同时在高温下还增加了钢轨脱碳概率。若均热段时间大于28min或均热段温度小于1120℃时，则既增加了钢轨脱碳概率，又容易引起高温力学性能降低，钢坯组织不均匀，增加轧机负荷。因此，均热段温度为1120-1180℃，均热段时间为16-28min。

此外，为了保障铸坯完全奥氏体化且组织均匀，同时结合轧钢节奏的最优化设计，当钢坯在加热炉内的总时间小于150min时，钢坯奥氏体化不彻底，当钢坯在加热炉内的总时间大于210min时，钢坯易出现过烧或烧裂的风险，因此将钢坯在加热炉内的总时间控制为150-210min。

在对初轧后的钢坯进行加热之后，通过万能轧线将钢坯轧成钢轨形状，其中，开轧温度为1050-1100℃，终轧温度为900-950℃。

钢坯出加热炉后，经历高温除磷，因此温度有所降低，当开轧温度小于1050℃时，显著增加了轧机的负载，同时钢轨材料的流动性明显降低，不利于轧制控制。当开轧温度大于1100℃时，钢轨烧损严重，因此将开轧温度控制为1050-1100℃。当终轧温度小于900℃时，轧制过程耗时大，耗能多，钢轨产品性能降低，当终轧温度大于950℃时，每个道次钢轨烧损明显增大，因此将终轧温度控制为900-950℃。在一优选实施例中，将钢坯轧制成60-75kg/m的钢轨。

在钢坯轧制成钢轨形状之后，将终轧后有余热的钢轨踏面强制冷却至480-550℃，将轨底强制冷却至380-450℃，钢轨踏面的冷却速度为1.4-5.2℃/s，轨底的冷却速度为1.0-2.2℃/s。

若钢轨踏面冷却至低于480℃，则会出现异常组织，若钢轨踏面冷却至高于550℃，则影响钢轨踏面的性能。若轨底冷却至低于380℃，则会出现异常组织，若轨底冷却至高于450℃，则轨底容易弯曲，因此，将钢轨踏面强制冷却至480-550℃，将轨底强制冷却至380-450℃。

当钢轨踏面的冷却速度小于1.4℃/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。当钢轨踏面的冷却速度大于5.2℃/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。因此，将钢轨踏面的冷却速度控制为1.4-5.2℃/s。当轨底的冷却速度小于1.0℃/s时，钢轨在热处理过程中由于热应力不均，容易导致钢轨向上弯曲，当轨底的冷却速度大于2.2℃/s时，由于轨底较薄，易形成异常组织。因此，将轨底的冷却速度控制为1.0-2.2℃/s。

经过上述步骤后制得的钢轨的化学成分包括C:0.77-1.20质量％、Si：0.15-0.85质量％、Mn：0.20-0.90质量％、Cr：0.005-0.020质量％，V：0.01-0.05质量％，P≤0.030质量％，S≤0.025质量％，其余为Fe、残余元素以及一般杂质。

C是珠光体钢轨中使钢轨提高强硬度与耐磨损性能、促进珠光体转变的最重要、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＜0.77质量％时，钢轨经热处理后强硬度较低，难以满足钢轨的磨耗需求；当C含量＞1.20质量％时，经热处理后钢轨的强硬度过高；同时，还将析出晶界先共析渗碳体，恶化钢轨的韧塑性。因此，将C含量限定为0.77-1.20质量％。

Si作为钢中的固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中用于提高组织的强度。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＜0.15质量％时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.85质量％时，将损失钢轨的韧塑性特别是抵抗裂纹扩展性能。因此，将Si含量限定为0.15-0.85质量％。

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＜0.20质量％时，强化效果甚微；当Mn含量＞0.90质量％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，将Mn含量限定为0.20％-0.90质量％。

Cr作为碳化物形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，Cr能均匀钢中碳化物分布，减小碳化物尺寸，改善钢轨的耐磨性能。当Cr含量＜0.005质量％时，形成的碳化物硬度及比例较低；当Cr含量＞0.020质量％，将会使钢轨生产有害的贝氏体和马氏体组织，无法保证钢轨为珠光体组织，对钢轨安全使用有不利影响。因此，将Cr含量限定为0.005-0.020质量％。

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，使钢轨耐磨性能提高，能够补偿因钢轨脱碳造成的磨损性能降低，同时晶粒细化能够抑制脱碳现象产生。若V元素含量小于0.01质量％，钢轨材料晶粒细化程度不高，对脱碳抑制低；若V元素含量大于0.05质量％，钢轨次表面硬度值不够。因此，将V含量限定为0.01-0.05质量％。

P和S均为钢轨中无法完全除去的杂质元素。P会在钢轨组织晶界处偏聚，严重降低钢轨的韧性；S在钢中易形成MnS夹杂，对钢轨耐磨耗性能和耐接触疲劳性能有害。因此，本发明中的P含量≤0.030质量％；S含量≤0.025质量％。

将钢轨空冷至室温，并且经大冷床、矫直、探伤、加工等后处理工序获得成品钢轨。本领域技术人员应当了解的是，后处理工序为本领域的常规操作。

在下文中，将结合实施例1#-6#具体描述本发明的用于提升钢轨的强韧性的方法。实施例1#-6#以及相应的对比例1#-3#中的钢轨均具有表1中所示的化学成分。表2示出了实施例1#-3#的预轧制工艺参数。表3示出了实施例4#-6#和对比例1#-3#的预轧制工艺参数，还示出了实施例1#-6#和对比例1#-3#在加热炉内的加热工艺参数。表4示出了通过万能轧线将实施例1#-6#和对比例1#-3#的钢坯轧成钢轨形状的工艺参数，以及将实施例1#-6#和对比例1#-3#的钢轨冷却的工艺参数。

表1实施例1#-6#及对比例1#-3#的钢轨的化学成分

表2实施例1#-3#的预轧制工艺参数

表3实施例4#-6#和对比例1#-3#的预轧制工艺参数、实施例1#-6#和对比例1#-3#在加热炉内的加热工艺参数

表4通过万能轧线将实施例1#-6#和对比例1#-3#的钢坯轧成钢轨形状的工艺参数，以及将实施例1#-6#和对比例1#-3#的钢轨冷却的工艺参数

将含有表1中的成分的实施例1#-6#和对比例1#-3#的钢坯进行在线初轧(即，预轧制)制成钢轨，将实施例1#-6#和对比例1#-3#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/T 228.1分别检测抗拉强度(Rm)、断后伸长率(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；并且对待测位置进行磨损、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。本领域技术人员应当了解的是，上述测试过程为本领域的常规操作。实施例1#-6#与对比例1#-3#采用相同的测试部位与测试方法，其机械性能结果详见表5。

表5实施例1#-6#和对比例1#-3#的机械性能对比

本发明选取了具有相同化学成分、钢坯采用预轧制处理，加热炉精准控制工艺的6组实施例及相应的对比例进行对比。在实施例中，采用的钢坯预轧制处理、钢坯加热炉工艺参数均为本发明所述方法的工艺参数，相应对比例为本发明所述方法的工艺参数之外的工艺参数。数据对比结果表明，对于具有相同化学成分的钢坯，采用不同于本发明的预轧制处理、加热炉控制工艺对钢轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明方法中的工艺参数制得的钢轨在钢轨标准位置强度、硬度指标进一步提高的同时还保持了良好的韧塑性；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珠光体片层更细，同等条件下具有更高的耐磨性能和抗接触疲劳性能，钢轨的断裂韧性KIC也获得了进一步提升。

综上所述，本发明涉及对连铸后的钢坯进行在线预轧制、以及铸坯加热工艺制定等方面的改进，对铸坯进行在线预轧制技术能使铸坯在加热前获得致密的心部凝固组织和细小的原始奥氏体晶粒，预轧制工艺基于细化铸坯心部组织+细晶强化+低温均热，结合适宜的在线轧制和在线热处理技术，获得细小的组织结构，从而综合提升钢轨材料的强韧性，广泛应用高速重载铁路钢轨。

需要特别指出的是，上述各个实施例中的各个组件或步骤均可以相互交叉、替换、增加、删减，因此，这些合理的排列组合变换形成的组合也应当属于本发明的保护范围，并且不应将本发明的保护范围局限在所述实施例之上。

以上是本发明公开的示例性实施例，上述本发明实施例公开的顺序仅仅为了描述，不代表实施例的优劣。但是应当注意，以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子，在不背离权利要求限定的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。根据这里描述的公开实施例的方法权利要求的功能、步骤和/或动作不需以任何特定顺序执行。此外，尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。

所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明实施例的思路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上所述的本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包括在本发明实施例的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种用于提升钢轨的强韧性的方法，其特征在于，所述方法包括炉料经过转炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯在线初轧，

其中，钢坯在线初轧包括以下步骤：

(1)第一阶段初轧：在连铸成型后，待钢坯表面温度冷却至850-950℃时，对钢坯实施第一道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.25，轧制速度为0.6-1.0m/min；

(2)第二阶段初轧：待钢坯表面温度冷却至550-750℃时，对钢坯实施第二道次上下面轧制，压缩比为1.05-1.15，轧制速度为1.4-2.8m/s；

(3)第三阶段初轧：将钢坯翻转90°，待钢坯表面温度冷却至320-500℃时，对钢坯实施第三道次上下面轧制，压缩比为1.10-1.25，轧制速度为1.8-3.8m/s。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，待初轧后的钢坯冷却后，采用步进式加热炉对冷却后的钢坯进行加热，依次经历预热段、加热段和均热段，其中，

均热段温度为1120-1180℃，均热段时间为16-28min，钢坯在加热炉内的总时间为150-210min。

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，对初轧后的钢坯进行加热之后，通过万能轧线将钢坯轧成钢轨形状，其中，

开轧温度为1050-1100℃，终轧温度为900-950℃。

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

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，钢坯轧制成钢轨形状后，将终轧后有余热的钢轨踏面强制冷却至480-550℃。

6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，钢轨踏面的冷却速度为1.4-5.2℃/s。

7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，钢坯轧制成钢轨形状后，将终轧后有余热的钢轨的轨底强制冷却至380-450℃。

8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，轨底的冷却速度为1.0-2.2℃/s。

9.根据权利要求1-8任一项所述的方法，其特征在于：钢轨的化学成分包括C:0.77-1.20质量％、Si：0.15-0.85质量％、Mn：0.20-0.90质量％、Cr：0.005-0.020质量％，V：0.01-0.05质量％，P≤0.030质量％，S≤0.025质量％，其余为Fe、残余元素以及一般杂质。

10.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，将钢轨空冷至室温，并且经大冷床、矫直、探伤和加工工序制成成品钢轨。