CN1793402A - 珠光体类高强度低合金钢轨钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种珠光体类高强度低合金钢轨钢及其生产方法，其化学成分按重量百分比包括：C：0.70～0.95％、Si：0.20～1.10％、Mn：0.50～1.50％、V：0.01～0.20％、Cr：0.15～1.20％、P：≤0.035％、S：≤0.035％和Al：≤0.005％。生产方法包括以下步骤：1)冶炼，2)钢水出钢时加入增碳剂，并加入合金进行合金化，3)真空处理，4)钢坯加热，炉内气氛为强氧化气氛或弱还原气氛，5)轧制后冷却，在700℃至400℃之间的冷却速度不大于4.0℃/s。生产出来的钢轨耐磨性和焊接性能优良。本发明的生产方法工艺简单、操作方便。
Description
技术领域
本发明涉及一种钢轨钢及其生产方法，特别是涉及一种高强度低合金钢轨钢及其生产方法。
背景技术
随着铁路运输日益繁忙，行车速度、密度和载重大幅度提高，铺设在重载铁道线路上的钢轨磨损急剧增加，因此，提高钢轨耐磨性，使钢轨长寿命化的问题正日益地受到重视。能被大量用于制造钢轨的组织主要有：珠光体、回火马氏体和贝氏体，从组织与耐磨性的关系来看，珠光体由于耐磨、生产工艺简单、生产成本低和性能稳定，被钢轨材料大量采用，也是未来钢轨材质不断完善的发展方向之一。要提高珠光体组织的耐磨性，就必须强化铁素体基体、减小片层间距、提高渗碳体比例和硬度，这可以通过增加钢轨中C含量和加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等合金元素来实现。
随着铁路车辆运行速度的提高以及对乘车舒适的要求，采用螺栓连接钢轨已不适应发展需求，将钢轨焊接成无缝线路是铁路发展的必然趋势，钢轨的焊接性能也将是开发钢轨钢所必须考虑的问题。向钢轨钢中添加合金元素，有利于提高钢轨焊接接头的硬度，但加入过多的Cr、Mo等元素，致使钢轨连续冷却转变曲线(CCT曲线)强烈向右移，大大降低了钢轨产生马氏体的临界冷速，并使钢轨在1300℃的焊接温度下经奥氏体化后，产生马氏体临界冷速低于1.5℃/s，在焊接冷速为1.5℃/s的情况下，造成钢轨在焊接过程中易产生马氏体或贝氏体等脆性组织，从而降低了列车安全。
要提高钢轨寿命除了考虑耐磨性外，还需考虑钢轨的疲劳性能。经大量线路失效钢轨检验表明，钢轨疲劳失效是除磨损外又一重要失效现象，主要体现形式为：钢轨表面大量的剥离掉块、核伤等，而对疲劳源进行检验时发现，钢轨含有硬性夹杂尤其是Al2O3类夹杂是形成疲劳源的重要原因之一。而对高强度合金钢轨而言，由于强度的提高，钢轨磨损量明显减少，钢轨疲劳源不易被磨掉，疲劳源有充分时间萌生、扩展，因此，降低钢轨中硬性夹杂的含量尤其是Al含量，提高钢轨疲劳性能，是钢轨制造过程中需要考虑的问题。
钢轨是高碳钢，对氢极为敏感，含有过高的氢含量，会导致产生氢致裂纹(俗称“白点”)或氢脆。而对于高C并加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等元素的合金钢轨而言，与普通碳素钢轨相比，钢轨产生白点的临界氢含量明显降低，因此，降低生产过程中钢轨氢含量，保证钢轨不产生白点、氢脆等有害作用，也是钢轨制造过程中需要考虑的问题。
钢轨在轧制前，连铸钢坯必然进行高温加热，以目前推钢式加热炉或步进式加热炉加热，必然造成钢坯表面脱碳，经轧制成钢轨后，在钢轨表面存在一定深度的脱碳层。在脱碳层组织中主要为铁素体，过厚的铁素体层在火车轮与钢轨的接触中产生变形，导致轮轨摩擦系数的变化，造成列车在运行过程中不稳定性增加，给列车行驶安全增加隐患，并且，过厚的脱碳层在钢轨上线使用前经打磨后，难以完全磨掉，由于铁素体硬度低，随着铁路使用条件的变化其厚度也发生变化，导致钢轨不平顺，使列车在运行过程中震动增加，震动的增加反过来恶化钢轨的使用环境，因此，在保证钢轨脱碳层深度不大于0.5mm，也是钢轨制造过程中需要考虑的问题。
CN1012906B公开了一种能够防止失稳断裂扩展的C的重量百分比含量为0.50～0.85％的耐磨钢轨(下面出现的百分比含量均为重量百分比含量)，轨腰组织为高韧性贝氏体或贝氏体和马氏体的混合组织。CN1285418A公开了一种抗拉强度在980MPa以上的铌稀土钢轨，其C含量为0.70～0.82％、Nb含量为0.02～0.05％、稀土加入量为0.02～0.05％。CN1487111A公开了一种C含量为0.66～0.86％的热处理用碳素钢轨钢。上述专利申请中，由含共析碳的钢(C：0.60～0.80％)生成微细的珠光体组织而试图实现高强度，但在重载荷铁路中使用时，由于钢轨强度低、硬度低、碳含量低，钢中渗碳体密度小，耐磨性差，导致钢轨使用寿命短。另外，在钢轨焊接后，焊接接头硬度明显低于母材硬度，导致焊接接头局部磨损加剧，不利于使用。
ZL1044826C公开了一种耐磨性优良的珠光体类钢轨及制造方法，该专利采用过共析C含量(C含量0.85～1.20％)，通过增加珠光体组织渗碳体密度提高耐磨性，钢轨轧制完成后，轨头以1～10℃/s的冷速从奥氏体温度区加速冷却到500～700℃，在轨头获得深度20mm以上、维氏硬度在HV320以上的珠光体组织。但是，由于有很高的含碳量，导致塑性降低，钢轨容易断裂，并且在钢液的铸造阶段，在铸坯中心部容易形成碳、合金元素富集的偏析带，沿偏析带生成先共析渗碳体，恶化钢轨性能，在使用过程中成为疲劳裂纹和脆性断裂的起源地点。另外，过共析钢焊接碳当量高，钢轨焊接性能差。由于焊接过程中冷速较慢，钢轨易形成网状先共析渗碳体，明显降低钢轨焊接接头塑性和韧性，导致钢轨极易断裂，大大降低铁路行车安全。另外，由于钢坯碳含量高，轧制变形抗力大，为保证钢轨的顺利轧制，加热温度高，保持时间长，促使钢坯表面脱碳，导致钢轨硬度降低。
CN1522311A提供了一种耐磨性和延性优良的珠光体类钢轨及制造方法，采用过共析C含量(C含量0.65～1.40％)，钢坯在1100℃进行加热，钢轨在850～1000℃的范围内进行精轧，以1～30℃/s的冷却速度将钢轨从奥氏体温度加速冷却到550℃，在轨头获得深度20mm以上、维氏硬度在HV300～500的珠光体。该钢轨塑性低，钢轨容易断裂，在铸坯中心部偏析带易生成先共析渗碳体，恶化钢轨性能，焊接碳当量高，钢轨焊接性能差，在焊接过程中易形成网状先共析渗碳体。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种珠光体类高强度低合金钢轨钢，具有耐磨性和焊接性能优良、强度和硬度高的优点。
本发明还要提供一种生产上述钢轨钢的方法，该方法工艺简单、操作方便。
本发明解决技术问题所采用的技术方案是：珠光体类高强度低合金钢轨钢，其化学成份按重量百分比包括：C：0.70～0.95％、Si：0.20～1.10％、Mn：0.50～1.50％、V：0.01～0.20％、Cr：0.15～1.20％、P：≤0.035％、S：≤0.035％和Al：≤0.005％。
一种生产上述珠光体类高强度热轧低合金钢轨钢的方法，包括以下步骤：1)冶炼，2)钢水出钢时加入增碳剂，并加入合金进行合金化，3)真空处理，4)钢坯加热，炉内气氛为强氧化气氛或弱还原气氛，5)轧制后冷却，在700℃至400℃之间的冷却速度不大于4.0℃/s。
本发明的有益效果是：生产出来的钢轨全断面组织为珠光体，钢轨耐磨性优良，强度和硬度高，韧性和塑性良好，钢轨使用寿命大大提高，能满足重载铁路线的要求。本发明钢轨在1300℃的焊接温度下，经奥氏体化后，产生马氏体的临界冷速在1.5～4.0℃/s，即使在冷速最快的闪光焊接条件下，也不会产生马氏体或贝氏体组织，具有优良的焊接性能。本发明的生产方法工艺简单、操作方便、无需另加轧后冷却装置。
附图说明
图1是磨损试验示意图。
图2是表1中本发明实施例2钢轨的高倍金相组织。
图3是表1中本发明实施例1和2的钢轨和对比U71Mn钢轨的焊接接头硬度分布。
图4是表1中本发明实施例5的钢轨全断面硬度分布情况。
图5是表1中本发明实施例2的钢轨与U71Mn钢轨和钢轨(化学成份为：
C：0.75％、Si：0.28％、Mn：0.85％、Cr：1.20％)在1300℃奥氏体化5分钟后测得的CCT曲线及临界冷速的对比情况。
图6是实施例11的钢轨的脱碳层照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步地描述。
C是一种能有效促进珠光体转变并保证耐磨性的元素。但当C的含量在0.70％以下时，在珠光体结构中，用来提高耐磨性的渗碳体相的密度不能得到保证，钢轨耐磨性难以大幅度提高，钢轨的硬度也不能保证在300HB以上，当C含量超过0.95％时，在钢轨热轧过程和焊接过程中，由于冷速慢，容易在晶界析出先共析渗碳体，并在晶界呈网状分布，恶化钢轨韧性和塑性，或者成为疲劳源，降低钢轨的使用寿命。在碳素热轧钢轨中，不产生先共析渗碳体的C含量上限为0.86％，而当钢轨加入足够量的Si、V等合金元素，不产生先共析渗碳体的C含量可达0.95％。因此，C含量控制在0.70％到0.95％之间。
Si是铁素体形成元素。在珠光体中，Si不溶于渗碳体，全部固溶于铁素体，在奥氏体向珠光体转变过程中，渗碳体形核和长大时，必须将Si排开，因此，Si能抑制渗碳体的形成，促进铁素体的转变，提高钢轨不形成先共析渗碳体的C含量上限。同时，Si固溶于铁素体中，因固溶强化作用，可提高钢轨硬度。另外，Si元素常常在珠光体结构内铁素体和渗碳体之间的边界上集中，而Si的集中区能阻止热影响区内渗碳体的球化，所以，Si的加入提高了钢轨铁素体基体和再加热到奥氏体区域的焊接接头的硬度，增加钢的回火软化抗力。当Si含量小于0.20％时，作用不明显，当Si含量大于1.10％时，在热轧时会形成许多表面缺陷，钢轨变脆，可焊性降低。因此将Si含量限制在0.20％到1.10％之间。
Mn在钢轨中是固溶强化元素，可提高钢轨的硬度和强度，降低珠光体的转变温度，从而降低珠光体片层间距，提高钢轨的韧性和塑性。另外，Mn能阻止先共析渗碳体的形成，并与S形成稳定的MnS，降低S的危害作用。当Mn含量小于0.50％时，作用不显著，当Mn含量超过1.50％时，对钢轨的韧性有害，并明显降低钢轨产生马氏体的临界冷速，在1300℃的焊接温度下经奥氏体化后，产生马氏体的临界冷速低于1.5℃/s。在生产和焊接过程中因偏析，易形成马氏体或贝氏体等异常组织，从而增加钢轨断裂的危险。因此，Mn含量限制在0.50％到1.50％之间。
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(C·N)x的沉淀物，提高钢轨硬度和强度。在钢轨焊接的加热过程中，阻止晶粒长大，细化奥氏体，从而提高钢轨的强度、延性和韧性，并提高钢轨的耐磨性能。另外，当钢轨由奥氏体向珠光体转变过程中，V(C·N)x先沉淀析出，降低奥氏体的碳浓度，促进含碳量极低的铁素体的形成。当V与Si配合在一起时，会大大抑制渗碳体的形成，特别在高C含量时，防止具有危害作用的先共析渗碳体析出，并在钢轨轧制或焊接过程中加热到高温时，阻止奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，从而提高钢轨强度、塑性和韧性。但当V含量小于0.01％时，作用不明显，当V含量超过0.20％时，不再有进一步的作用，因此，V含量限制在0.01％到0.20％之间。
Cr在钢轨中也是固溶强化元素，提高钢轨硬度和强度，降低珠光体的转变温度，细化珠光体片层间距，其强化作用与Mn相似。Cr能提高钢轨铁素体基体和再加热到奥氏体区域的焊接接头的硬度，减少钢轨母材和焊接接头之间的硬度差，此作用与Si相似。另外，Cr置换渗碳体(Fe3C)中的Fe原子，形成合金渗碳体，从而明显强化渗碳体，增加钢轨的耐磨性。当Cr含量小于0.15％时，钢轨强度增加不明显，焊接接头的硬度不高，在钢轨母材和焊接接头之间有显著的硬度差，在焊接接头上便会形成磨损凹陷。当Cr含量超过1.20％时，在1300℃的焊接温度下经奥氏体化后，产生马氏体的临界冷速低于1.5℃/s，会形成贝氏体或马氏体组织，从而增加钢轨断裂的危险。因此，Cr含量控制在0.15％到1.20％之间。
为了使本发明的钢轨性能更好，还可从下列元素中选择一种或一种以上添加。
Mo与Cr相似，能降低珠光体转变温度，从而减小珠光体片层间距，提高钢轨硬度、强度和耐磨性。当Mo含量小于0.01％时，作用不明显，当含量超过0.50％时，明显降低产生马氏体的临界冷速，在1300℃的焊接温度下经奥氏体化后，产生马氏体的临界冷速低于1.5℃/s，结果会形成有害的马氏体组织。因此，Mo含量控制在0.01％到0.50％之间。
Nb与V相似，是一个可形成Nb的碳氮化物而使奥氏体晶粒细致的元素。Nb比V能在更高的温度下阻止奥氏体晶粒长大，提高钢轨的延性和韧性，从而提高钢轨的耐磨性能。在钢轨轧制或焊接过程中加热到高温时，阻止奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，提高钢轨强度、塑性和韧性。当Nb含量小于0.002％时，作用不明显，当Nb含量超过0.050％时，不再有进一步的作用。因此，Nb含量控制在0.002％到0.050％之间。
Ni固溶于钢中，增加钢轨的硬度、强度和韧性，特别是提高钢轨低温韧性，从而提高钢轨耐磨性和焊接接头的低温韧性。当Ni含量小于0.10％时，不起作用，当Ni含量超过1.00％时，进一步作用不明显。因此，Ni含量控制在0.10％到1.00％之间。
Ti是沉淀强化元素，与C、N等元素结合而形成沉淀，由于沉淀物熔点极高，因此，在钢液的冷却过程中和钢轨奥氏体高温扎制中析出，抑制奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，特别是在焊接的高温过程中细化晶粒，对提高焊接接头韧性作用显著。当Ti含量在0.002％以下时，细化晶粒作用不大，当Ti含量超过0.100％时，进一步作用不明显。因此，Ti含量控制在0.002％到0.100％之间。
Cu是提高钢轨耐腐蚀性、硬度和强度的元素，同时提高钢轨耐磨性。当Cu含量小于0.05％时，作用不明显，当Cu含量超过0.50％时，不再有进一步作用，并且在加热不当时，容易发生Cu脆现象，因此，Cu含量控制在0.05％到0.50％之间。
Re可以净化钢质，提高钢轨的耐磨性和耐腐蚀性，并阻止白点的产生。加入稀土，可以改变杂质的存在和分布形态，减轻S、As、Sb等杂质对钢材性能的危害。固溶的Re可以阻止氢元素的富集，减小白点的产生。形成碳化物的Re可以提高钢轨的耐磨性。当Re含量低于0.002％时，所起作用不大，超过0.050％时，容易在钢中出现大量的夹杂，恶化钢材性能，因此，Re含量控制在0.002％到0.050％之间。
当Mn+2Cr+5Mo+3Nb的总含量小于1.0％时，焊接后与钢轨母材相比，钢轨的焊接接头的硬度会大为降低，焊接接头和母材之间的硬度差便会增加，由于局部磨损，在焊接接头上便会形成磨损凹陷。当Mn+2Cr+5Mo+3Nb总量超过3.0％时，虽然钢轨焊接接头的硬度会显著增加，不会在钢轨焊接接头上形成磨损凹陷，但在1300℃的焊接温度下经奥氏体化后，产生马氏体的临界冷速低于1.5℃/s。在热轧过程和焊接过程中，易形成有害的马氏体或贝氏体组织，致使钢轨焊接接头的韧性和疲劳强度大幅度降低。因此，Mn+2Cr+5Mo+3Nb的总含量控制在1.0％到3.0％之间。
P能提高钢的耐大气腐蚀能力，但P又能提高低温脆性转变温度，使钢的低温冲击性能大幅下降，因此一般要求P≤0.035％。除易切削钢外，S是有害元素，钢中要求S含量越低越好。
钢轨含有的硬性夹杂尤其是Al2O3类夹杂是形成疲劳源的重要原因之一。为提高钢轨疲劳性能，降低钢轨中硬性夹杂的含量尤其是Al含量尤其重要。因此，在合金化过程中，需采用Al含量小于0.8％的低铝含量钒铁、硅铁、锰铁、铬铁、钛铁等合金，才能保证钢轨中Al含量不超过0.005％，从而提高疲劳性能。
在珠光体类低合金高强度钢轨中，将钢轨氢含量控制在1.5ppm以下，能保证钢轨不产生白点，并能将氢危害控制在可以接受的程度。目前控制钢轨氢含量的工艺有三种：真空处理、钢坯缓冷和钢轨缓冷。钢坯缓冷和钢轨缓冷操作复杂，并需要占用大量的场地，而真空处理工艺简单，氢含量控制稳定，特别适合采用连铸生产钢坯的工艺流程。当钢液真空处理后，钢液氢含量控制在1.5ppm以下，就能保证钢轨氢含量在1.5ppm以下。
钢轨表面脱碳层深度主要与钢坯的加热温度、时间以及加热炉的气氛有关。加热时间越长，温度越高，脱碳层越深，在生产过程中，钢坯的加热时间主要受生产节奏制约，难以精确控制，为此，需控制加热温度和加热炉气氛。当钢坯均热温度在1200℃以下，虽然钢坯脱碳层较浅，但钢轨难以轧制。当钢坯均热温度在1300℃以上，脱碳层厚，难以保证不超过0.5mm。因此，钢坯均热温度控制在1200～1300℃之间。
加热炉内气氛为强氧化气氛时，尽管氧分子多，可以加快氧分子与钢碳的结合速度，导致钢坯脱碳加快，但氧分子还与铁结合，形成氧化铁，当铁的烧损速度大于钢坯脱碳速度时，钢坯的脱碳层深度就得到控制。当氧化气氛中空气过剩系数在1.2以下，难以保证烧损速度大于钢坯脱碳速度，当空气过剩系数在1.4以上，虽然能控制脱碳层，但钢坯烧损大，对提高成材率不利，导致成本高。因此，在强氧化气氛下，空气过剩系数控制在1.2～1.4之间。
加热炉气氛为弱还原气氛时，会降低气氛中氧分子含量，减小氧分子与钢中碳的结合速度，从而控制钢轨脱碳层深度。当空气过剩系数在0.9以下时，氧分子量不足，燃料效率降低，增加加热成本，当空气过剩系数在1.0以上时，不能保证还原气氛，脱碳层深度不能保证在0.5mm以下。因此，在弱还原气氛下，空气过剩系数控制在0.9～1.0之间。
本发明的珠光体类低合金高强度钢轨钢，钢轨产生马氏体的临界冷速在4.0℃/s以上，如果在700℃至400℃间的冷却速度大于4.0℃/s，可能导致热轧钢轨产生有危害的马氏体或贝氏体组织。因此，钢轨轧后在400～700℃之间的冷却速度应不大于4.0℃/s。
实施例1-10：
表1和表2是本发明钢轨钢的实施例1～10与对比钢轨U71Mn的化学成分、对应的硬度、磨损量、疲劳极限及在1300℃奥氏体化后的临界冷速结果。
表1
| 化学组份 | 实施例1 | 实施例2 | 实施例3 | 实施例4 | 实施例5 |
| C | 0.70 | 0.78 | 0.84 | 0.95 | 0.80 |
| Si | 0.65 | 0.70 | 0.80 | 0.65 | 0.70 |
| Mn | 0.65 | 0.81 | 0.50 | 0.63 | 0.85 |
| P | 0.018 | 0.017 | 0.025 | 0.017 | 0.022 |
| S | 0.012 | 0.015 | 0.010 | 0.022 | 0.023 |
| Cr | 0.81 | 0.51 | 0.46 | 0.30 | 0.35 |
| V | 0.07 | 0.08 | 0.06 | 0.04 | 0.05 |
| Mo | 0.08 |
| Al | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 |
| Mn+2Cr+5Mo+3Nb | 2.27 | 1.82 | 1.42 | 1.23 | 1.95 |
| 抗拉强度Rm/MPa | 1230 | 1220 | 1240 | 1240 | 1240 |
| 轨头硬度/HB | 352 | 338 | 345 | 343 | 330 |
| 冲击韧性Aku/J | 14 | 23 | 17 | 10 | 23 |
| 与U71Mn轨的磨损量对比 | 0.35 | 0.43 | 0.38 | 0.40 | 0.44 |
| 疲劳极限σ-1/MPa | 449 | 458 | 470 | 465 | 450 |
| 焊接1300℃奥氏体化的临界冷速/℃/s | 1.7 | 2.0 | 3.5 | 1.7 | 2.9 |
| 正常生产钢轨组组织 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 |
表2
| 化学组份 | 实施例6 | 实施例7 | 实施例8 | 实施例9 | 实施例10 | 对比钢轨U71Mn |
| C | 0.76 | 0.82 | 0.87 | 0.77 | 0.70 | 0.70 |
| Si | 0.83 | 0.50 | 0.67 | 0.62 | 0.53 | 0.28 |
| Mn | 0.95 | 0.73 | 0.68 | 0.79 | 0.87 | 1.28 |
| P | 0.021 | 0.022 | 0.016 | 0.018 | 0.018 | 0.020 |
| S | 0.015 | 0.009 | 0.010 | 0.008 | 0.015 | 0.014 |
| Cr | 0.28 | 0.18 | 0.24 | 0.45 | 0.47 | |
| V | 0.09 | 0.06 | 0.08 | 0.07 | 0.09 | |
| Nb | 0.008 | 0.010 | ||||
| Ti | 0.012 | |||||
| Ni | 0.50 | |||||
| Cu | 0.20 | 0.30 | ||||
| Re | 0.029 | |||||
| Al | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 | ≤0.005 | |
| Mn+2Cr+5Mo+ | 1.54 | 1.06 | 1.16 | 1.69 | 1.94 | 1.28 |
| 3Nb | ||||||
| 抗拉强度Rm/MPa | 1210 | 1200 | 1210 | 1200 | 1200 | 970 |
| 轨头硬度/HB | 336 | 334 | 340 | 342 | 343 | 273 |
| 冲击韧性Aku/J | 17 | 20 | 15 | 28 | 19 | 7 |
| 与U71Mn轨的磨损量对比 | 0.43 | 0.42 | 0.41 | 0.38 | 0.39 | 1.00 |
| 疲劳极限σ-1/MPa | 456 | 454 | 462 | 460 | 458 | 389 |
| 焊接1300℃奥氏体化的临界冷速/℃/s | 2.8 | 4.0 | 3.8 | 3.4 | 1.7 | 3.5 |
| 正常生产钢轨组织 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 | 珠光体 |
表中的磨损试验是在磨损试验机上进行，磨损试验示意图见图1。图中，1是取自钢轨轨头的上试样，2是对磨下试样。试验的具体参数如下：
试验机：M-200
试样尺寸：厚度10mm、直径36mm的圆样
试验载荷：200kg
滑差：10％
对磨下试样材质：硬度260～300HB的U71Mn钢轨
环境：空气中
旋转速率：200转/分钟
总磨损次数：20万次。
表中采用φ7.5样进行旋转弯曲疲劳试验，试验证明本发明钢轨旋转弯曲疲劳极限σ-1比U71Mn热轧钢轨提高50MPa以上。
从表1和表2可以看出，与对比钢轨相比，本发明钢轨的硬度、耐磨性和疲劳极限都显著提高，并且在1300℃的奥氏体化温度情况下，临界冷速都大于1.5℃/s，即使在冷速最快的闪光焊接条件下，也不会产生马氏体或贝氏体组织。钢轨焊接接头与母材的硬度差在3.0HRC以下。
图2是表1中实施例2钢轨的高倍金相组织。
图3是表1中实施例1和2的钢轨和对比U71Mn钢轨的焊接接头硬度分布。
图4是表1中实施例5的钢轨全断面硬度分布情况。
图5是表1中实施例2的钢轨与U71Mn钢轨和钢轨(化学成份为：C：0.75％、Si：0.28％、Mn：0.85％、Cr：0.90％)在1300℃奥氏体化5分钟后测得的CCT曲线及临界冷速的对比情况。
实施例11：
1)将C含量为4.31％的铁水，经23分钟顶吹氧气吹炼，出钢时C含量为0.18％。在出钢时加入增碳剂，将钢包内碳含量控制在0.65％以上，在包内加入合金进行合金化，所加合金的铝含量小于0.8％，其化学成份的重量百分比为：C：0.78％、Si：0.70％、Mn：0.85％、P：0.015％、S：0.011％、V：0.07％、Cr：0.51％、Ti：0.01％、Al≤0.005％。
2)经真空处理15分钟后，钢液氢含量为1.1ppm，成品钢轨氢含量为0.9ppm。
3)连铸钢坯均热温度控制为1250℃。
4)炉内气氛控制为弱还原气氛，空气过剩系数控制在0.92～0.98之间。在成品钢轨中取样，钢轨脱碳层为0.20mm。
5)钢轨轧制后冷却时，在700℃至400℃之间采用自然冷却，冷却速度为0.45℃/s。
生产出来的钢轨性能：
热轧钢轨整个断面金相组织为全珠光体或珠光体+微量的铁素体；
钢轨轨头踏面硬度：335HB；
钢轨抗拉强度Rm：1190MPa；
屈服强度Rp0.2：780MPa；
延伸率A：10.5％；
常温U型冲击韧性Aku：18J。
图6是该炉钢轨钢脱碳层照片。
实施例12：
1)将C含量为4.31％的铁水，经23分钟顶吹氧气吹炼，出钢时C含量为0.18％。在出钢时加入增碳剂，将钢包内碳含量控制在0.65％以上，在包内加入合金进行合金化，所加合金的铝含量小于0.8％，其化学成份的重量百分比为：C：0.78％、Si：0.70％、Mn：0.85％、P：0.015％、S：0.011％、V：0.07％、Cr：0.51％、Ti：0.01％、Al≤0.005％。
2)经真空处理15分钟后，钢液氢含量为1.1ppm，成品钢轨氢含量为0.9ppm。
3)连铸钢坯均热温度控制为1220℃。
4)炉内气氛控制为强氧化气氛，空气过剩系数控制在1.23～1.35之间。在成品钢轨中取样，钢轨脱碳层为0.24mm。
5)钢轨轧制后冷却时，在700℃至400℃之间采用自然冷却，冷却速度为0.45℃/s。
Claims (10)
1、珠光体类高强度低合金钢轨钢，其特征在于，其化学成份按重量百分比包括：C：0.70～0.95％、Si：0.20～1.10％、Mn：0.50～1.50％、V：0.01～0.20％、Cr：0.15～1.20％、P：≤0.035％、S：≤0.035％和Al：≤0.005％。
2、根据权利要求1所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢，其特征在于，所述化学成份按重量百分比还包括：Mo：0.01～0.50％、Nb：0.002～0.050％、Ni：0.10～1.00％、Ti：0.002～0.100％、Cu：0.05～0.50％或Re：0.002～0.050％中的一种或一种以上。
3、根据权利要求2所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢，其特征在于，所述化学成份中Mn+2Cr+5Mo+3Nb的重量百分比之和为1.0～3.0％。
4、一种生产权利要求1所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)冶炼，
2)钢水出钢时加入增碳剂，并加入合金进行合金化，
3)真空处理，
4)钢坯加热，炉内气氛为强氧化气氛或弱还原气氛，
5)轧制后冷却，在700℃至400℃之间的冷却速度不大于4.0℃/s。
5、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤2)所述的钢水出钢时碳含量控制在0.20％以下。
6、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤2)所述的加入增碳剂后的碳含量控制在0.65％～0.95％。
7、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤2)所述合金中的铝的重量百分比含量小于0.80％。
8、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤3)所述的真空处理后的钢液氢含量在1.5ppm以下。
9、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤4)所述的炉内强氧化气氛为：空气过剩系数在1.2～1.4之间，弱还原气氛为：空气过剩系数在0.9～1.0之间。
10、根据权利要求4所述的珠光体类高强度低合金钢轨钢的生产方法，其特征在于，步骤4)所述的加热的温度为1200～1300℃。
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