CN115386799B - 一种高速铁路用强韧热轧钢轨及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及高速铁路用钢轨技术领域，尤其涉及一种高速铁路用强韧热轧钢轨及其生产方法。C：0.60％～1.00％，Si：0.50％～1.20％，Mn：0.60％～2.00％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.10％～0.30％，V：0.01％～0.30％、Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.10％中的至少一种，Sn：0.015％～0.030％，Mo：0.005％～0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。在不显著增加生产成本的基础上，适用于高速铁路非小半径路线，解决了货运列车导致的过磨损和高速列车导致的鱼鳞纹问题，通过优化成分设计与生产工艺，不需要热处理手段生产出一种强韧、硬度适中、耐磨性能良好、抗接触疲劳良好的热轧钢轨，实现高速列车平稳、快速、安全行驶的同时，钢轨使用寿命明显增加，应用性价比高、前景良好。
Description
技术领域
本发明涉及高速铁路用钢轨技术领域，尤其涉及一种高速铁路用强韧热轧钢轨及其生产方法。
背景技术
目前，高速铁路主要分为时速不大于200km的仅运行动车组线路和时速大于200km的线路，时速越高，对钢轨的质量要求就越严格。一般情况下，为保证列车行驶安全、高速，高速列车轴重设计较轻，对钢轨冲击较小，磨损不明显，因此为了能够与高速列车相匹配，钢轨一般按照强度适中、硬度适中、韧性良好、抗接触疲劳性能优异的方向设计。
目前，时速200km及以上的高速铁路非小半径(本文后续所提非小半径均指2800米及以上半径)路段广泛应用的是抗拉强度不小于880MPa的热轧钢轨，而时速200km及以上的兼顾货运的高速铁路非小半径路段多采用抗拉强度不小于980MPa的热轧钢轨。以时速200km及以上的兼顾货运的高速铁路非小半径路段为例，实际应用结果表明，高速列车轴重较轻(一般为11-14吨)，实际运营中轮轨间磨损较少，导致轨头表面的鱼鳞纹难以磨去，经轮轨间接触力往复作用，造成鱼鳞纹数量和面积显著增加而转化成表面微裂纹，裂纹沿着裂纹源不断向两侧扩展，最后导致钢轨剥离掉块，严重产生断裂危险，危及列车的行车安全；同时货运轴重较重(23吨及以上)的列车实际运行中轮轨磨损较重，导致钢轨磨耗严重，线路中既有高速列车行驶又有货运列车行驶，两者对钢轨产生的不同磨损的循环交替，导致钢轨的抗滚动接触疲劳下降，剥离掉块和磨耗较为严重，使用寿命明显降低。
目前，一般采用如下措施改善上述问题：
一是利用钢轨打磨列车对钢轨上端进行定期打磨，但打磨周期短，打磨列车费用昂贵。
二是是改善轮轨接触条件，例如开发60N钢轨，然而，改善轮轨关系是一种提高钢轨使用寿命的手段，但无法从根本上解决两种列车交替运行导致的钢轨伤损问题。
三是提高钢轨耐磨性，降低接触疲劳发生概率，主要技术为中国专利“用于高速和准高速铁路的钢轨”(CN101921950B)、“一种高强韧性珠光体钢轨及其生产方法”
(CN104195433B)、“一种高强度耐疲劳性能优良的钢轨及其生产方法”(CN104561816B)、“一种高速铁路用钢轨及其生产方法和应用”(CN105063490B)、“一种珠光体钢轨钢及其制备方法”(CN110592496B)、“一种控轧控冷高强度珠光体钢轨及其生产方法”
(CN112501512A)、“高韧塑性过共析钢轨及其制造方法”(CN201710934010.6)、“高强韧性珠光体钢轨及其制造方法”(CN201710934111.3)，但其主要是通过热处理方式进行组织细化，利用热处理与合金共同作用实现提高硬度、提高力学性能，获得高强韧钢轨，这给生产企业生产应用于时速200km及以上的高速铁路非小半径正线铁路钢轨增加了很大生产成本，同时也不符合目前该非小半径线路的用轨需求。
发明内容
为了克服现有技术的不足，本发明提供一种高速铁路用强韧热轧钢轨及其生产方法，在不显著增加生产成本的基础上，适用于上述高速铁路非小半径路线，解决了货运列车导致的过磨损和高速列车导致的鱼鳞纹问题，通过优化成分设计与生产工艺，不需要热处理手段生产出一种强韧、硬度适中、耐磨性能良好、抗接触疲劳良好的热轧钢轨，实现高速列车平稳、快速、安全行驶的同时，钢轨使用寿命明显增加，应用性价比高、前景良好。
为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
一种高速铁路用强韧热轧钢轨，由如下重量百分含量的化学成分组成：
C：0.60％～1.00％，Si：0.50％～1.20％，Mn：0.60％～2.00％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.10％～0.30％，V：0.01％～0.30％、Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.10％中的至少一种，Sn：0.015％～0.030％，Mo：0.005％～0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述钢轨抗拉强度1010～1100MPa，屈服强度580～710MPa，延伸率≥11％，轨头表面布氏硬度HBW：300～330；疲劳裂纹扩展速率满足△k＝10MPa·m1/2时，da/dN≤10；△k＝13.5MPa·m1/2时，da/dN≤40；-20℃断裂韧性平均值≥30MPa·m1/2；轨头珠光体片层间距为100～150nm。
一种高速铁路用强韧热轧钢轨的生产方法，具体包括如下步骤：
1)冶炼
铁水脱硫预处理，脱氧，熔炼时间25～450min，炉渣厚度不大于150mm，出钢净空目标要求为400～800mm；
2)LF精炼
脱硫，脱氧，精炼30～60min；
3)真空脱气
VD或RH真空脱气，真空处理时间35～40min，控制氢浓度1.5～2.0ppm、氧浓度18～20ppm；
4)连铸
铸坯尺寸280～320mm×380～410mm，拉速0.4～0.7m/min；
5)大断面铸坯加热与氧化气体保护
冷铸坯装炉加热，加热温度为1200～1250℃，保温时间为2～3h；
6)钢轨轧制
首次大压下轧制：开坯大压下轧制温度为1130～1180℃，轧制后出轧机温度控制在1050～1100℃，制钢轨断面缩小率30％～40％；
二次大压下轧制：轧制后出轧机温度为1000～1050℃，同时轧制钢轨断面缩小率40％～50％；
三次大压下轧制：轧制温度900～950℃，同时轧制钢轨断面缩小率15％～30％。
进一步的，所述步骤1)采用转炉或电炉冶炼，铝铁或硅铁脱氧，转炉出钢过程加入白灰或碳化稻壳。
进一步的，所述步骤2)采用硅铁、钙铁、钡铁或铝铁进行脱氧，其中白灰加入量为1～6kg/t。
进一步的，所述步骤5)铸坯堆垛缓冷至室温，铸坯四面倒角，粉刷涂料；加热过程中配置炉气，选择天然气、空气煤气其中至少一种方式加热，保证铸坯始终处于还原气氛，保证轧制的钢轨脱碳层不大于0.3mm。
进一步的，所述步骤6)铸坯经高压水除鳞，采用三机架、五机架或七机架轧机轧制钢轨，钢轨规格为高速轨廓形60kg/m。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
1、本发明将微合金化元素自身作用的充分发挥，确保了钢轨的组织性能，为获得较好的强度、硬度奠定成分基础。本发明通过少量添加微合金化元素铌、钒、钛、钼，有效发挥在热轧过程三个变形阶段铌钒钛的碳氮化物的沉淀强化、析出强化作用，碳氮化物钉扎晶界使晶粒得到明显细化，配合轧制工艺，铌钒钛的碳氮化物作用充分凸显。
2、本发明通过微合金化元素与再结晶轧制的配合，热轧过程三个变形阶段中的第二阶段在进入再结晶温度区间时，高温下的大变形使得奥氏体晶粒被破碎并获得了再结晶动能，晶粒开始长大，此时铌钒的碳氮化物在晶界析出偏聚扎钉晶界，再结晶晶粒长大得到有效抑制，此时进入第三阶段大变形轧制，使得未来得及长大的奥氏体晶粒继续被破碎，晶界数量、晶粒数量更多，晶粒尺寸更小，实现了微合金铌钒钛细化晶粒与再结晶过程轧制的有效配合，进一步提升钢轨强度、韧性和塑性，并获得了良好的珠光体组织。
3、本发明发挥锡元素在轧制过程中的作用，硫化锰夹杂以锡为形核质点，在钢中弥散分布，轧制过程中锡熔点低且比硫化锰硬，在轧制过程中不易变形，但容易断裂，使得硫化锰夹杂物尺寸变小，粗系级别均为1.5-2.0级。
4、本发明的成分设计、冶炼、精炼、真空脱气、连铸、加热、轧制的综合作用，成功获得的适用于2800米及以上半径的时速高于200千米的兼顾货运的高速铁路正线区段热轧钢轨。
5、本发明的钢轨抗拉强度(Rm)介于1010MPa～1100MPa，屈服强度(Rp0.2)介于580～710MPa，延伸率(A)≥11％，轨头表面硬度(HBW)300～330；疲劳裂纹扩展速率满足△k＝10MPa·m1/2时，da/dN≤10；△k＝13.5MPa·m1/2时，da/dN≤40；-20℃断裂韧性平均值≥30MPa·m1/2。表现出良好的强度与韧性。
6、本发明的钢轨组织构成为均匀较细小的珠光体，且轨头珠光体片层间距为100～150纳米(金相组织见附图1)。表现出良好的显微组织。
7、本发明的钢轨通过GPM-30滚动接触疲劳试验台开展的摩擦磨损与接触疲劳试验：试样为外径60mm内径30mm环状试样(试样尺寸见附图2)，经过25万次总对磨试验，本发明的钢轨磨耗为1.0293～1.1010g，剥离掉块数量为0个，表现出硬度适中、良好的耐磨性能和抗剥离掉块能力。
综上表明，本发明的一种高速铁路用强韧热轧钢轨具有强韧性较高、硬度适中、耐磨性能良好、抗接触疲劳良好的综合力学性能，可适用于2800米及以上半径的时速高于200千米的兼顾货运的高速铁路正线区段。
附图说明
图1是本发明钢轨金相组织图；
图2是本发明摩擦磨损与接触疲劳试样图。
具体实施方式
本发明公开了提供一种高速铁路用强韧热轧钢轨及其生产方法。本领域技术人员可以借鉴本文内容，适当改进工艺参数实现。特别需要指出的是，所有类似的替换和改动对本领域技术人员来说是显而易见的，它们都被视为包括在本发明。本发明的方法及应用已经通过较佳实施例进行了描述，相关人员明显能在不脱离本发明内容、精神和范围内对本文所述的方法和应用进行改动或适当变更与组合，来实现和应用本发明技术。
一种高速铁路用强韧热轧钢轨，由如下重量百分含量的化学成分组成：
C：0.60％～1.00％，Si：0.50％～1.20％，Mn：0.60％～2.00％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，Cr：0.10％～0.30％，V：0.01％～0.30％、Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.10％中的至少一种，Sn：0.015％～0.030％，Mo：0.005％～0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
钢轨抗拉强度1010～1100MPa，屈服强度580～710MPa，延伸率≥11％，轨头表面硬度(HBW)300～330；疲劳裂纹扩展速率满足△k＝10MPa·m1/2时，da/dN≤10；△k＝13.5MPa·m1/2时，da/dN≤40；-20℃断裂韧性平均值≥30MPa·m1/2；轨头珠光体片层间距为100～150nm。
上述各元素加入量(重量百分比)选择及其作用说明如下：
C是钢的基体强化型最基本元素，主要是保证基体的强度和硬度。本发明中，当C含量低于0.60％时，钢轨强度、硬度过低，耐磨性严重不足；当C含量高于1.00％时，钢轨强度、硬度过高，抗接触疲劳性能明显降低。所以，本发明选择C含量为0.60％～1.00％。
Si是主要脱氧元素和固溶型强化元素，本发明中，Si的主要作用是固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度。低于0.50％时，无法提供固溶强化作用；高于1.20％时，钢轨的横向性能明显降低，脆性增大。所以，本发明选择Si含量为0.50％～1.20％。
Mn是相变型强化元素，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。本发明中，当锰含量低于0.60％时，难以达到增加碳化物硬度和提升耐磨性的作用；当锰的含量高于2.00％时，会出现马氏体异常组织。所以，本发明选择Mn含量为0.60％～2.00％。
P在钢轨钢中是有害元素，容易造成偏析和“冷脆”。在保证炼钢条件、炼钢成本等前提下，本发明要求P含量≤0.025％。
S在钢轨钢中是有害元素，是A类夹杂物的主要形成元素，同时在轧制中易产生“热脆”，所以在保证不增加非必要成本的前提下越低越好，本发明要求S≤0.015％。
Cr可以显著改善钢轨的耐磨损性能。本发明中，当铬含量低于0.10％时，耐磨作用不明显；当铬含量高于0.30％时，塑性降低明显。所以，本发明选择Cr含量为0.10％～0.30％。
V：属于高温析出强化元素，与碳氮形成的碳氮化物(V(C，N))弥散分布，从而细化晶粒增强基体强韧性。本发明中，当钒含量低于0.01％时，钒的碳氮化物析出很少，基体强化效果不明显；当V含量高于0.30％时，成本很高的同时析出物恶化基体韧性。所以，本发明选择V含量为0.01％～0.30％。
Nb：属于低温析出强化元素，与碳氮形成碳氮化物(Nb(C，N))，在钢中的主要作用细化奥氏体晶粒，同时轧后冷却过程生成碳氮化物产生析出强化，在提高钢轨硬度的同时，还可提高钢轨的韧性，同时有利于提升焊接性能。本发明中，当Nb含量低于0.01％时，含Nb碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当Nb含量大于0.20％时，恶化钢轨力学性能。因此，本发明选择Nb含量为0.01％～0.20％。
Ti：在钢轨钢中的主要作用是细化加热、轧制及冷却时奥氏体晶粒，提升钢轨的韧塑性。本发明中，当Ti含量小于0.01％时，在钢轨中形成的碳氮化物数量极为有限；当Ti含量大于0.10％时，容易造成碳氮化物成团聚集，恶化韧性。因此，本发明选择Ti含量为0.01％～0.10％。
Sn：本发明打破常规设计思路，在钢轨中添加该元素主要作用是能够偏聚在硫化锰周围，改变硫化锰夹杂物形态和分布，降低“A类”夹杂物的尺寸，解决现有冶炼对硫化物控制难的问题，满足高速铁路用钢轨对“A类”夹杂物级别控制≤2的要求。本发明中，当Sn含量低于0.015％时，无法形成弥散分布的硫化物形核质点，对硫化物形态改变不明显；当Sn含量高于0.030％时，则会恶化钢轨的抗拉强度和韧塑性。因此，本发明Sn含量为0.015％～0.030％。
Mo：钼可提高钢的淬透性，同时可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，是缩小奥氏体相区的元素。本发明中添加钼的作用是与铁碳形成复合渗碳体，提高渗碳体的稳定性，提高基体强度，提高韧性和耐磨性，当Mo含量低于0.005％时，无法达到这一效果，当Mo含量高于0.020％时，增加成本的同时提升了热加工抗力。因此，本发明Mo含量为0.005％～0.020％
同时，在上述成分设计基础上，为实现本发明的目的，制造出适用于2800米及以上半径的时速高于200千米的兼顾货运的高速铁路正线区段的60kg/m级强韧较高、硬度适中、耐磨性能良好、抗接触疲劳良好的热轧珠光体钢轨，本发明需结合一定的冶炼工艺、加热工艺和轧制工艺。整个工艺设计与成分设计紧密结合，有效实现了在本发明常规元素条件下实现本发明钢轨的强韧性、耐磨性和抗接触疲劳性能，更适宜在上述线路铺设。
一种高速铁路用强韧热轧钢轨的生产方法，具体包括如下步骤：
1、钢轨冶炼、精炼、真空脱气、连铸工序：
(1)铁水采用脱硫预处理，利用转炉或电炉冶炼，铝铁或硅铁脱氧，熔炼时间控制在25～45分钟，转炉出钢过程可加入白灰或碳化稻壳，炉渣厚度不大于150mm，出钢净空目标要求为400mm～800mm。
(2)LF精炼进一步脱硫保合金成分，硅铁、钙铁、钡铁或铝铁进行脱氧，其中白灰加入量为100～600kg，精炼时间30～60分钟，目的是保证渣的充分上浮，高速钢轨钢液更加纯净，成分更加精细；VD或者RH真空脱气，真空处理时间35～40分钟，保证氢浓度1.5～2.0ppm，氧浓度18～20ppm，目的是防止钢轨出现氢致裂纹，减少B类夹杂物。
(3)连铸采用280～320mm×380～410mm大断面铸坯，目的是实现大方坯大压下轧制，保证轧制钢轨时压缩比不小于9：1；拉速控制在0.4m/min～0.7m/min，保证铸坯表面质量，不出现裂纹。通过以上的处理方式才能实现本发明的有益效果，才能与后续工艺配合获得本发明的高速钢轨。
2、大断面铸坯加热与氧化气体保护：
铸坯需要堆垛缓冷至室温，严禁热装热送，铸坯要四面倒角，降低铸坯角部微裂纹导致的钢轨缺陷。冷铸坯装炉加热，加热温度为1200～1250℃，保温时间为2～3小时，选择该加热方式目的是为了热轧过程中充分发挥铌钒钛元素的强化作用。加热过程中严格配置炉气，选择天然气、空气煤气一种或多种方式加热，保证铸坯始终处于还原气氛，减少铸坯氧化，以保证轧制的钢轨脱碳层不大于0.3mm。
3、钢轨轧制：
铸坯经高压水除鳞，采用三机架、五机架或七机架轧机轧制钢轨。
钢轨首次大压下轧制：开坯大压下轧制温度为1130～1180℃，轧制后出轧机温度控制在1050～1100℃，制钢轨断面缩小率30％～40％，目的是在轧坯中形成大量位错，为后续奥氏体再结晶形核创造形核质点。
二次大压下轧制：进入轧机温度不做控制，但需保证轧制后出轧机温度为1000～1050℃，同时轧制钢轨断面缩小率40％～50％；三次大压下轧制：轧制温度900～950℃，同时轧制钢轨断面缩小率15％～30％，最后钢轨规格为高速轨廓形60kg/m。其中，首次大压下轧制是破碎奥氏体晶粒，同时引入大量变形位错，为再结晶做准备；二次大压下轧制是继续进行奥氏体破碎细化，同时在该温度区进入再结晶区轧制，破碎的奥氏体晶粒开始长大，此时钛元素碳氮化合物在奥氏体发生缓慢固溶，未固溶的碳氮化物在奥氏体晶界弥散分布钉扎晶界，阻碍境界扩展，细化奥氏体晶粒；铌钒与对应的碳氮化物共同形成奥氏体过饱和固溶体，在轧制变形的诱导下发生沉淀，这些细小的沉淀物分布在奥氏体晶界或亚晶界处，扎钉晶界阻碍新生成的奥氏体晶粒继续长大，使晶粒得到进一步细化。
三次大压下轧制：该温度下奥氏体再结晶速度缓慢，此时轧制变形进一步细化了奥氏体晶粒，获得的钢轨晶粒得到明显细化，强韧性明显提升。本发明钢轨组织构成为组织较细小的珠光体，轨头珠光体片层间距为100～150纳米。
为实现本发明钢轨的组织性能目的和特点，工艺设计与合金元素选择上得到了较好配合，具有明显技术特点：
一是微合金化元素自身作用的充分发挥，确保了钢轨的组织性能，为获得较好的强度、硬度奠定成分基础。本发明通过少量添加微合金化元素铌、钒、钛、钼，有效发挥在热轧过程三个变形阶段铌钒钛的碳氮化物的沉淀强化、析出强化作用，碳氮化物钉扎晶界使晶粒得到明显细化，配合轧制工艺，铌钒钛的碳氮化物作用充分凸显。
二是微合金化元素与再结晶轧制的配合，热轧过程三个变形阶段中的第二阶段在进入再结晶温度区间时，高温下的大变形使得奥氏体晶粒被破碎并获得了再结晶动能，晶粒开始长大，此时铌钒的碳氮化物在晶界析出偏聚扎钉晶界，再结晶晶粒长大得到有效抑制，此时进入第三阶段大变形轧制，使得未来得及长大的奥氏体晶粒继续被破碎，晶界数量、晶粒数量更多，晶粒尺寸更小，实现了微合金铌钒钛细化晶粒与再结晶过程轧制的有效配合，进一步提升钢轨强度、韧性和塑性，并获得了良好的珠光体组织。
三是锡元素在轧制过程中的作用，硫化锰夹杂以锡为形核质点，在钢中弥散分布，轧制过程中锡熔点低且比硫化锰硬，在轧制过程中不易变形，但容易断裂，使得硫化锰夹杂物尺寸变小，粗系级别均为1.5-2.0级。
四是本发明获得的钢轨适用于2800米及以上半径的时速高于200千米的兼顾货运的高速铁路正线区段。
【实施例】
本发明的摩擦磨损试验和接触疲劳试验：GPM-30滚动接触疲劳试验台试样尺寸：厚度10mm、外径60mm内径30mm的环状试样，其中摩擦磨损试样为光滑表面，滚动接触疲劳试样表面中心有高度5mm沟槽；试验载荷：1000KN；滑差：5％；对磨试样材质：硬度300～320HB的车轮钢；旋转速率：220转/分钟；总磨损次数：25万次。疲劳裂纹扩展速率试验按照TB/T2344-2012执行。
本发明实施例钢、对比例钢的成分(Wt％)见表1；相应实施例钢、对比例钢的钢轨冶炼、精炼、真空脱气、连铸与加热工艺参数见表2；相应实施例钢、对比例钢的轧制工艺参数见表3；本发明力学性能、断裂韧性、裂纹扩展速率、磨耗、抗接触疲劳参数见表4。
表1本发明实施例钢、对比例钢具体化学成分
表2钢轨冶炼、精炼、真空脱气、连铸与加热工艺参数
表3轧制工艺参数
表4力学性能、断裂韧性、裂纹扩展速率、磨耗、抗接触疲劳参数
本发明的钢轨抗拉强度(Rm)介于1010MPa～1100MPa，屈服强度(Rp0.2)介于580～710MPa，延伸率(A)≥11％，轨头表面硬度(HBW)300～330；疲劳裂纹扩展速率满足△k＝10MPa·m1/2时，da/dN≤10；△k＝13.5MPa·m1/2时，da/dN≤40；-20℃断裂韧性平均值≥30MPa·m1/2。表现出良好的强度与韧性。
本发明的钢轨组织构成为均匀较细小的珠光体，且轨头珠光体片层间距为100～150纳米(金相组织见附图1)。表现出良好的显微组织。
本发明的钢轨通过GPM-30滚动接触疲劳试验台开展的摩擦磨损与接触疲劳试验：试样为外径60mm内径30mm环状试样(试样尺寸见附图2)，经过25万次总对磨试验，本发明的钢轨磨耗为1.0293～1.1010g，剥离掉块数量为0个，表现出硬度适中、良好的耐磨性能和抗剥离掉块能力。
综上表明，本发明的一种高速铁路用强韧热轧钢轨具有强韧性较高、硬度适中、耐磨性能良好、抗接触疲劳良好的综合力学性能，可适用于2800米及以上半径的时速高于200千米的兼顾货运的高速铁路正线区段。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (1)
1.一种高速铁路用强韧热轧钢轨的生产方法，
其特征在于，钢轨由如下重量百分含量的化学成分组成：
C：0.98%～1.0%，Si：0.75%～0.85%，Mn：1.80%～1.90%，P：≤0.025%，S：≤0.015%，Cr：0.18%～0.20%，Sn：0.021%～0.030%，Mo：0.005%～0.009%，还包括V：0.21%～0.25%、Nb：0.07%～0.11%、Ti：0.06%～0.08%中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述钢轨抗拉强度1010～1100MPa，屈服强度580～710MPa，延伸率≥11%，轨头表面布氏硬度HBW：300～330；疲劳裂纹扩展速率满足△k=10MPa·m1/2时，da/dN≤10；△k=13.5MPa·m1/2时，da/dN≤40；-20℃断裂韧性平均值≥30MPa·m1/2；轨头珠光体片层间距为100～150nm；
具体包括如下步骤：
1）冶炼
铁水脱硫预处理，脱氧，熔炼时间25～450min，炉渣厚度不大于150mm，出钢净空目标要求为400～800mm；采用转炉或电炉冶炼，铝铁或硅铁脱氧，转炉出钢过程加入白灰或碳化稻壳；
2）LF精炼
脱硫，脱氧，精炼30～60min；采用硅铁、钙铁、钡铁或铝铁进行脱氧，其中白灰加入量为1～6kg/t；
3）真空脱气
VD或RH真空脱气，真空处理时间35～40min，氢浓度1.5~2.0ppm，氧浓度18~20ppm；
4）连铸
铸坯尺寸280～320mm×380～410mm，拉速0.4～0.7m/min；
5）大断面铸坯加热与氧化气体保护
冷铸坯装炉加热，加热温度为1200～1250℃，保温时间为2～3h；铸坯堆垛缓冷至室温，铸坯四面倒角，粉刷涂料；加热过程中配置炉气，选择天然气、空气煤气其中至少一种方式加热，保证铸坯始终处于还原气氛，保证轧制的钢轨脱碳层不大于0.3mm；
6）钢轨轧制
首次大压下轧制：开坯大压下轧制温度为1130～1180℃，轧制后出轧机温度控制在1050～1100℃，制钢轨断面缩小率30%～40%；
二次大压下轧制：轧制后出轧机温度为1000～1050℃，同时轧制钢轨断面缩小率40%～50%；
三次大压下轧制：轧制温度900～950℃，同时轧制钢轨断面缩小率15%～30%；
铸坯经高压水除鳞，采用三机架、五机架或七机架轧机轧制钢轨，钢轨规格为高速轨廓形60kg/m。
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