CN117144110A - 内部硬度分布优良的珠光体钢轨及其生产方法 - Google Patents

内部硬度分布优良的珠光体钢轨及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种内部硬度分布优良的珠光体钢及其生产方法，方法包括：对轧制后钢轨进行在线热处理，其中在线热处理包括：第一阶段冷却：待终轧后钢轨轨顶面温度在680～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为600～700℃，其中，轨顶面冷却速度为2.0～5.0℃/s、轨头两侧冷却速度为1.5～4.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s；第二阶段冷却：将经过第一阶段冷却的钢轨进行分部位加速冷却至轨顶面温度为450～590℃，其中，轨顶面冷却速度为1.5～4.5℃/s、轨头两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为0.5～2.0℃/s；第三阶段冷却：将经过第二阶段冷却的钢轨空冷至室温。本发明能够生产内部硬度分布优良的钢轨，提升钢轨的服役性能。

Description

内部硬度分布优良的珠光体钢轨及其生产方法
技术领域
本发明涉及钢轨生产技术领域，具体涉及一种内部硬度分布优良的珠光体钢及其生产方法。
背景技术
随着高速铁路、重载铁路均向着更加专业化的方向发展，现有铁路网也面临着进一步升级改造，向着高速化、高效率的方向发展，这对钢轨提出了更高的要求。同时由于铁路网的整体发展，铁路运营环境逐渐复杂化，导致钢轨整体材料在运输、储存及服役过程中同样面临着更加复杂的情况，导致钢轨表面冷伤加剧，而钢轨表面伤损会对其服役寿命和安全性均造成负面影响。因此，只有采用全断面均有更高硬度的钢轨，才能够保证钢轨在生命全周期的稳定性，提高铁路的运输效率。
近年来，国内外钢轨生产企业为提升钢轨的硬度，主要采用离线或在线热处理的方式，对钢轨轨头进行加速冷却，以此来细化钢轨轨头部分珠光体组织，通过细化晶粒的方式获得更高的强度和硬度，涉及的相关专利技术具体如下：
专利CN116371908《一种美标中强度钢轨的轧制方法》公布了一种热处理后抗拉强度≥1065MPa、屈服强度≥723MPa、伸长率≥10％、钢轨踏面硬度≥350HB的钢轨，其以质量百分计，化学成分包括：C：0.70～0.85；Si：0.30～0.57；Mn0.9～1.18；P≤0.020；S≤0.020；Cr：0.10～0.3；余量为Fe及不可避免的杂质。该钢轨在0～25mm深度范围内具有较高的内部硬度，但更深层的硬度与之相差3～4HRC，硬度差较大，在使用过程中易受外伤影响产生钢轨伤损，同时其轨头轨腰位置硬度差较大的情况可能导致受外力作用后在该位置产生横向裂纹，导致钢轨断裂，影响钢轨服役安全性。
专利CN113909293《一种中等强度钢轨及其生产方法》公布了一种：采用高纯净钢冶炼工艺冶炼浇铸截面面积≥1000mm2的钢坯，对所述钢坯进行加热，将所述钢坯轧制成钢轨，所述钢轨的长度≥75cm，单重≤60kg/m，截面面积在57～78mm2，采用该生产方法能够得到低成本、高性能的中等强度钢轨。其所述钢轨硬度350～370HB，磨损量≤0.40，接触疲劳寿命≥50000次。但该专利所述钢轨仅考虑了钢轨轨头的表面硬度、非金属夹杂物等级及疲劳裂纹扩展速率的提升，未能将钢轨轨腰部分的性能提升考虑进去，钢轨在服役过程中仍然会由于轨头、轨腰两部分的硬度差较大而产生裂纹萌生的隐患。
专利CN104060075《提高钢轨硬化层深度的热处理方法》公布了一种将终轧后的钢轨自然冷却至轨头踏面中心温度为660～730℃，以1.5～3.5℃/s的冷却速度加速冷却至轨头踏面中心温度为500～550℃，冷却速度再增加1.0～2.0℃/s，当轨头踏面中心温度降至450℃以下时，停止加速冷却，空冷至室温，能够使钢轨轨头部位获得超过25mm的深硬化层，且轨头表层下方25mm具有与轨头表层相当的硬度值，并且轨头全断面均为珠光体组织，有利于提高钢轨因轮轨接触不断磨耗后良好的服役性能的热处理方法。但该专利所述热处理方法只针对钢轨轨头部位的硬度提升，未考虑到钢轨头腰连接处和轨腰的硬度同步提升。
可见，目前的改善珠光体钢轨硬度的相关专利中，部分专利能够提升钢轨的表层或内部硬化层硬度，但均未涉及到钢轨头腰连接处及轨腰的硬度提升及分布梯度控制，在提高钢轨的实际服役性能上，仍然存在明显的不足。
发明内容
本发明的主要目的在于提供一种内部硬度分布优良的珠光体钢及其生产方法，以解决现有技术中钢轨内部硬度分布不良的问题。
根据本发明的一个方面，提出一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨的生产方法，包括：对轧制后钢轨进行在线热处理，其中所述在线热处理包括：
第一阶段冷却：待终轧后钢轨轨顶面温度在680～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为600～700℃，其中，轨顶面冷却速度为2.0～5.0℃/s、轨头两侧冷却速度为1.5～4.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s；
第二阶段冷却：将经过所述第一阶段冷却的钢轨进行分部位加速冷却至轨顶面温度为450～590℃，其中，轨顶面冷却速度为1.5～4.5℃/s、轨头两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为0.5～2.0℃/s；
第三阶段冷却：将经过所述第二阶段冷却的钢轨空冷至室温。
根据本发明的一个实施例，在进行所述第一阶段冷却和所述第二阶段冷却时，轨顶面冷却速度、轨头两侧冷却速度、轨腰上部两侧冷却速度依次降低；所述第二阶段冷却时的轨顶面冷却速度、轨头两侧冷却速度、轨腰上部两侧冷却速度相对于所述第一阶段冷却均降低。
根据本发明的一个实施例，在进行所述第一阶段冷却时，待终轧后钢轨轨顶面温度在730～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为610～650℃。
根据本发明的一个实施例，在进行所述第一阶段冷却时，轨顶面冷却速度为3.2～4.2℃/s、轨头两侧冷却速度为2.7～3.7℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为2.2～3.0℃/s。
根据本发明的一个实施例，在进行所述第二阶段冷却时，将钢轨冷却至轨顶面温度为490～560℃，轨顶面冷却速度为2.4～3.4℃/s、轨头两侧冷却速度为2.0～2.6℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.1～2.0℃/s。
根据本发明的一个实施例，进行所述在线热处理时，采用的冷却介质为水雾和/或压缩空气。
根据本发明的一个实施例，在进行所述在线热处理之前，所述方法还包括：依次进行转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、连铸、轧制。
根据本发明的一个实施例，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的另一方面，提出一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢轨轨顶面硬度按布氏硬度计处于340～390HB范围内，从轨顶面中心表面开始至钢轨中和轴为止，深度每增加10mm，硬度呈梯度下降且降幅为3～8HB。
根据本发明的一个实施例，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.80％、Si:0.30～0.65％、Mn:0.75～1.20％、Cr:0.05～0.20％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.025％、S:≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
通过本发明的技术方案，可以在无需添加多种微合金元素的情况下具制备获得内部硬度分布优良的钢轨，从轨顶面中心表面至钢轨中和轴为止，深度每增加10mm，其内部硬度呈梯度下降，降幅约3～8HB，能够提高钢轨在运输、储存及服役过程中的抗外力损伤能力，能够显著降低外部伤害对钢轨服役性能的负面影响，能够提升钢轨的服役寿命和安全性，从而提高铁路整体的运输效率和安全性。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1示出根据本发明实施例的内部硬度分布优良钢轨加速冷却及硬度检验示意图。
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，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。
需要说明的是，本发明实施例中所有使用“第一”和“第二”的表述均是为了区分两个相同名称非相同的实体或者非相同的参量，可见“第一”“第二”仅为了表述的方便，不应理解为对本发明实施例的限定，后续实施例对此不再一一说明。
本发明提出一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨的生产方法，其特征在于，包括：对轧制后钢轨进行在线热处理，其中所述在线热处理采用分部位、多阶段冷却工艺，包括：
第一阶段冷却：待终轧后钢轨轨顶面温度在680～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为600～700℃，其中，轨顶面冷却速度为2.0～5.0℃/s、轨头两侧冷却速度为1.5～4.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s；图1示出对各部位进行加速冷却；
第二阶段冷却：将经过所述第一阶段冷却的钢轨进行分部位加速冷却至轨顶面温度为450～590℃，其中，轨顶面冷却速度为1.5～4.5℃/s、轨头两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为0.5～2.0℃/s；图1示出对各部位进行加速冷却；
第三阶段冷却：将经过所述第二阶段冷却的钢轨在冷床上空冷至室温。
本发明的发明人经过大量研究发现：
①针对第一阶段冷却：在钢轨轨头踏面温度为680～810℃时，为抑制钢轨中的先共析铁素体或先共析渗碳体析出，获得具有较高内部硬度的钢轨，需要在高温阶段对其进行加速冷却，同时由于轨顶面截面积最大、轨头两侧次之、轨腰上部截面积最小，需要控制不同部位加速冷却速度不同，以使各部位获得分布更加稳定的内部硬度，轨顶面冷却速度应最大，控制在2.0～5.0℃/s范围内，而轨头两侧、轨腰两侧的冷却速度依次降低，分别控制在1.5～4.0℃/s和1.0～3.0℃/s范围内。
②针对第二阶段冷却：当钢轨轨头踏面温度经第一阶段加速冷却至600～700℃范围内，该温度范围内钢轨仍在进行相变，如停止加速冷却，则钢轨未加速冷却部分的热量会迅速向温度更低的部位扩散，导致部分区域相变过冷度较低，降低最终钢轨产品的硬度，并且自由扩散的热量会导致钢轨各部位内部硬度分布不均，对钢轨轨头至轨腰中和轴的硬度梯度造成负面影响，因此需继续进行第二阶段加速冷却，但考虑钢轨轨头心部冷速低于表面，若继续采取与第一阶段相同的冷速，则表面出现异常组织的风险较高，且难于获得均匀的硬度梯度，因此需分别降低各部位冷却强度继续进行加速冷却，直到钢轨各部位均完成相变。
③针对第三阶段冷却：在前两个冷却阶段结束后，钢轨轨头内部温度处于450～590℃范围内，此时钢轨已完成相变，继续加速冷却已无明显意义，可将钢轨空冷至室温以进行后续工序处理。
在一些实施例中，在进行所述第一阶段冷却时，待终轧后钢轨轨顶面温度在730～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为610～650℃。
在一些实施例中，在进行所述第一阶段冷却时，轨顶面冷却速度为3.2～4.2℃/s、轨头两侧冷却速度为2.7～3.7℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为2.2～3.0℃/s。
在一些实施例中，在进行所述第二阶段冷却时，将钢轨冷却至轨顶面温度为490～560℃，轨顶面冷却速度为2.4～3.4℃/s、轨头两侧冷却速度为2.0～2.6℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.1～2.0℃/s。
在一些实施例中，进行所述在线热处理时，采用的冷却介质为水雾和/或压缩空气。
在一些实施例中，所述钢轨的单重为43～60kg/m。
在一些实施例中，在进行所述在线热处理之前，所述方法还包括：依次进行转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、连铸、轧制。在所述在线热处理之后，可以对钢轨进行加工。在一些实施例中，钢轨的完整生产工艺可以为：采用低硫含钒钢水、经转炉或电炉进行冶炼、经LF精炼、RH或VD真空处理、大方坯保护连铸、钢坯加热炉加热、钢坯轧制前高压水除鳞、万能轧机轧制、钢轨在线热处理、步进式冷床室温空气冷却、平立复合矫直、钢轨规格检查、加工线处理、表面检查及入库。
在一些实施例中，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。
以下详细说明本发明中所述钢轨主要化学元素含量的限定理由。
C是珠光体钢轨中使钢轨获得良好综合力学性能、促进珠光体转变的最重要、最廉价的元素。当C含量＜0.68％时，在本发明所述生产工艺下，无法保证钢轨具有合适的强硬度、无法保证钢轨抗外力损伤性能；当C含量＞0.85％时，在本发明所述生产工艺下，钢轨的强度指标过剩而韧塑性过低，碳化物比例过高，影响钢轨的韧塑性，对钢轨的安全使用有不利影响。因此，本发明中的碳含量限定在0.68～0.85％。
Si在钢中的主要作用是抑制渗碳体形成和作为固溶强化元素，提高铁素体基体硬度，改善钢的强度和硬度。当Si含量＜0.20％时，其固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.60％时，易产生局部偏析，会降低钢的韧塑性，对钢轨的安全使用有不利影响。因此，本发明中的Si含量限定在0.20～0.60％。
Mn是提高钢中铁素体和奥氏体强度所必不可少的。当Mn含量＜0.70％时，其难以达到增加碳化物硬度从而增加钢的强硬度的作用；当Mn含量＞1.20％时，其会粗化晶粒尺寸，明显降低钢的韧塑性；同时Mn在钢中对C的扩散影响显著，在Mn偏析区域有可能产生贝氏体或马氏体等异常组织，同时影响钢轨的焊接性能。因此，本发明中的Mn含量限定在0.70～1.20％。
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，提高钢轨的强度、硬度，改善钢轨的耐磨性能。当Cr含量＜0.05％时，形成的碳化物硬度及比例较低；当Cr含量＞0.25％，钢轨的淬透性过高，易使钢轨产生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，本发明中的Cr含量限定在0.05～0.25％。
由于Mn、Cr均为增加钢轨强硬度、提高钢轨淬透性的强化元素，需要限定其总含量以控制钢轨的显微组织中不会出现马氏体等异常组织，并保证钢轨成品性能满足要求。当Mn+Cr含量＜0.80％时，难以提供足够的碳化物，强化效果较弱，无法保证钢轨的硬度符合设计指标；当Mn+Cr含量＞1.40％时，由于Mn、Cr均能够提高钢轨的淬透性，钢轨中出现异常组织风险较大。因此，本发明中的Mn+Cr含量限定在0.80～1.40％。
在钢轨钢中，控制Mn、Cr含量的平衡对钢轨的组织、硬度综合调控至关重要，仅提高Mn含量，钢轨组织较为稳定，但内部硬度较低，提高Cr含量，钢轨内部硬度能够提高，但易出现异常组织。当Mn/Cr＜7.0时，钢轨中Cr含量较高，虽然能够获得较高的硬度，但异常组织风险较大；当Mn/Cr＞11.0时，钢轨中Mn含量较高，虽然能够保持全珠光体组织，但内部硬度较低。因此，本发明中Mn/Cr值限定在7.0～11.0。
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含量需控制在0.030％以下；S含量需控制在0.030％以下。
本发明还提出一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨，该钢轨采用上述方法制备，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢轨轨顶面硬度按布氏硬度计处于340～390HB范围内，轨顶面中心线位置全断面内部硬度分布优良，从轨顶面中心表面开始至钢轨中和轴为止，深度每增加10mm，硬度呈梯度下降且降幅为3～8HB。图1示出硬度检验示意图，如图1所示，从轨顶面中心处开始向下测量至钢轨中和轴处。
在一些实施例中，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.80％、Si:0.30～0.65％、Mn:0.75～1.20％、Cr:0.05～0.20％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.025％、S:≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
综上所述，本发明采用了控制钢轨化学成分和在线热处理工艺的方法，所得到的珠光体钢轨在无需添加多种微合金元素的情况下具有分布优良的内部硬度，从轨顶面中心表面至钢轨中和轴为止，深度每增加10mm，其内部硬度呈梯度下降，降幅约3～8HB，能够提高钢轨在运输、储存及服役过程中的抗外力损伤能力，能够显著降低外部伤害对钢轨服役性能的负面影响，能够提升钢轨的服役寿命和安全性，从而提高铁路整体的运输效率和安全性。同时本发明提供的内部硬度分布优良的珠光体钢轨生产方法简单、易操作，利于推广应用。
下面根据具体的实施例进行说明。
实施例1～3和对比例1～3对应选用以下编号1～3化学成分的钢轨，具体化学成分如表1所示，余量为Fe和不可避免的杂质。
表1：钢轨化学成分(wt％)
编号 C Si Mn Cr P S Mn+Cr Mn/Cr
1 0.76 0.50 1.05 0.11 0.019 0.011 1.16 9.55
2 0.81 0.45 1.10 0.15 0.015 0.013 1.25 7.33
3 0.78 0.56 1.16 0.12 0.012 0.008 1.28 9.67
实施例1～3对比例1～3热处理工艺参数如表2所示，实施例和对比例的冶炼工艺和轧制工艺之间的差异是可以忽略不计的。
表2：热处理工艺参数
实施例1～3和对比例1～3的拉伸性能及从轨顶面中心至中和轴硬度如表3所示。本发明中断面硬度测量位置如图1所示，按照GB/T 231.1《金属材料布氏硬度试验第1部分：试验方法》中规定，采用布氏硬度测量法，硬度测量点间距为10mm，按单重为60kg/m钢轨中和轴位置测算，从轨顶面中心下方10mm开始，测量深度至90mm。
表3：显微组织、拉伸性能及硬度分布
通过比较实施例和对比例可以看出，本发明所述的实施例在相同的化学成分和冶炼工艺下，对轧制后钢轨的热处理方式的不同对钢轨的最终性能将产生显著影响，通过采用本发明所述的方法所获得的钢轨的轨顶面硬度处于340～390HB范围内，轨顶面至轨腰中和轴硬度分布优良，呈缓慢下降趋势，深度每增加10mm，硬度下降3～8HB，与对比例相比，性能更加稳定，硬度下降趋势更加平缓，且未出现轨腰硬度回升的情况，钢轨产品具有更高的抗外力损伤性能和稳定性。
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)

1.一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨的生产方法，其特征在于，包括：对轧制后钢轨进行在线热处理，其中所述在线热处理包括：
第一阶段冷却：待终轧后钢轨轨顶面温度在680～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为600～700℃，其中，轨顶面冷却速度为2.0～5.0℃/s、轨头两侧冷却速度为1.5～4.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s；
第二阶段冷却：将经过所述第一阶段冷却的钢轨进行分部位加速冷却至轨顶面温度为450～590℃，其中，轨顶面冷却速度为1.5～4.5℃/s、轨头两侧冷却速度为1.0～3.0℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为0.5～2.0℃/s；
第三阶段冷却：将经过所述第二阶段冷却的钢轨空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在进行所述第一阶段冷却和所述第二阶段冷却时，轨顶面冷却速度、轨头两侧冷却速度、轨腰上部两侧冷却速度依次降低；所述第二阶段冷却时的轨顶面冷却速度、轨头两侧冷却速度、轨腰上部两侧冷却速度相对于所述第一阶段冷却均降低。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在进行所述第一阶段冷却时，待终轧后钢轨轨顶面温度在730～810℃之间时，进行分部位加速冷却至轨顶面温度为610～650℃。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在进行所述第一阶段冷却时，轨顶面冷却速度为3.2～4.2℃/s、轨头两侧冷却速度为2.7～3.7℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为2.2～3.0℃/s。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在进行所述第二阶段冷却时，将钢轨冷却至轨顶面温度为490～560℃，轨顶面冷却速度为2.4～3.4℃/s、轨头两侧冷却速度为2.0～2.6℃/s、轨腰上部两侧冷却速度为1.1～2.0℃/s。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，进行所述在线热处理时，采用的冷却介质为水雾和/或压缩空气。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在进行所述在线热处理之前，所述方法还包括：依次进行转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、连铸、轧制。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。
9.一种内部硬度分布优良的珠光体钢轨，其特征在于，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.85％、Si:0.20～0.60％、Mn:0.70～1.20％、Cr:0.05～0.25％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.030％、S:≤0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢轨轨顶面硬度按布氏硬度计处于340～390HB范围内，从轨顶面中心表面开始至钢轨中和轴为止，深度每增加10mm，硬度呈梯度下降且降幅为3～8HB。
10.根据权利要求9所述的钢轨，其特征在于，以重量百分比计，所述钢轨的化学成分为：C:0.68～0.80％、Si:0.30～0.65％、Mn:0.75～1.20％、Cr:0.05～0.20％、Mn+Cr:0.80～1.40％、Mn/Cr:7.0～11.0、P:≤0.025％、S:≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。
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