CN1793403A - 珠光体类热处理钢轨及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种珠光体类热处理钢轨及其生产方法，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％。该方法包括以下步骤：1)冶炼，2)浇铸并轧制，3)从650～880℃以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃或将冷却到室温的钢轨钢，先加热到850～1100℃后，再自然冷却到650～880℃，以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃，停止冷却，4)自然放置。生产出来的钢轨具有良好的耐磨性。

Description

珠光体类热处理钢轨及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种钢轨及其生产方法，特别是涉及一种珠光体类热处理钢轨及其生产方法。

背景技术

铁路货运的重载化要求钢轨具有更高的强度，而能被大量用于制造钢轨的组织主要有珠光体、回火马氏体或贝氏体，其中珠光体由于最耐磨、生产工艺最简单、生产成本最低和性能最稳定，是未来钢轨材质不断完善发展的方向之一。一般地，珠光体类钢轨的强化方法包括合金化、热处理以及合金化+热处理三种。从发展方向来看，合金化+热处理是较为理想的方法，具有强度高、韧塑性好、成本低等优点。

CN1012906B公开了一种能够防止失稳断裂扩展的耐磨钢轨钢，C含量为0.50～0.85％，轨腰组织为高韧性贝氏体或贝氏体和马氏体混合组织。CN1040232C采用一种含有乙二醇或聚乙二醇的冷却介质，将C含量为0.65～0.85％的钢轨钢从高于720℃的温度冷却到450～550℃。CN10129668公开了一种生产高强度钢轨的热处理方法，将C含量为0.77～0.82％的碳素钢轨钢用电磁感应方式加热至850～950℃后，以4.6～15℃/s的冷速冷却到550～450℃，生产出来的钢轨抗拉强度在1140～1295MPa。CN1487111A公开了一种C含量为0.66～0.86％的热处理碳素钢轨钢。日本专利(特公昭54-25490号公报)公开了一种轨头部位为索氏体织织或微细珠光体组织的超大载重用的热处理钢轨钢。日本专利(特公昭59-19173号公报)公开了一种低合金热处理钢轨钢的制造方法，通过添加Cr或Nb等，提高耐磨性并克服焊接部分的硬度降低的缺点。日本专利(特公昭63-23244号公报)公开了一种抗拉强度为1274MPa以上的高强度钢轨钢的制造方法，该方法在终轧后或从再加热的奥氏体区域的温度，从850～500℃以1～4℃/s的速度冷却。上述专利申请中，由含共析碳的钢(C：0.60～0.82％)生成微细的珠光体组织而实现高强度，但在重载荷铁路中使用时，由于钢轨中C含量低，钢中渗碳体密度小，抗拉强度低，不能稳定达到1310MPa以上，导致耐磨性差，钢轨的使用寿命短。

CN1072270C公开了一种耐磨损性和耐内部损伤性优良的钢轨钢及其制造方法，将过共析C含量(C：0.85～1.20％)的钢轨钢从奥氏体温度以5～15℃/s的冷速冷却至650～500℃，钢轨轨头至少在20mm深度范围内，获得硬度在HV370以上的珠光体组织。CN1522311A公开了一种耐磨性和延性优良的珠光体类钢轨钢及制造方法，采用过共析C含量(C：0.65～1.40％)的钢坯在1100℃进行加热，钢轨在850～1000℃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、硬度为HV300～500的珠光体组织。在上述专利申请中，采用过共析碳的钢(C：0.85～1.40％)生成微细的珠光体组织，以增加珠光体组织薄片中的渗碳体密度而提高耐磨性，但上述方法存在许多缺点，(1)由于比现行的共析钢有高得多的含碳量，塑性降低，钢轨容易断裂，并且在铸坯中心容易形成碳、合金元素富集的偏析带，沿偏析带生成先共析渗碳体，在使用过程中成为疲劳裂纹和脆性断裂的起源点。(2)钢轨长度方向和横断面上温度不均匀，造成钢轨各部位性能的差异，特别是钢轨的底部和轨底、轨腰的连接部，容易生成引起疲劳龟裂和脆性龟裂的先共析渗碳体组织。(3)为了抑制轨腰和轨底出现二次先共析渗碳体，钢轨轨头、轨腰和轨底根据冷速不同，添加不同冷却装置，生产工艺复杂，操作困难。(4)不能保证钢轨轨头深度在20mm外的组织没有先共析渗碳体出现。(5)过共析钢焊接碳当量高，钢轨焊接性能差。

发明内容

本发明的目的之一是提供一种珠光体类热处理钢轨，其抗拉强度在1310MPa以上，焊接性优良，使用寿命长。

本发明的另一个目的提供一种生产上述钢轨的方法，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：珠光体类热处理钢轨，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％。

一种生产珠光体类热处理钢轨的方法，包括以下步骤：1)冶炼，2)浇铸并轧制，3)从650～880℃以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃后，停止冷却，或将冷却到室温的钢轨，先加热到850～1100℃后，再自然冷却到650～880℃后，以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃，停止冷却，4)自然放置。

本发明的有益效果是：生产出来的钢轨的全断面组织为全珠光体，轨头抗拉强度在1310MPa以上，轨头硬度在370HB以上，硬化层深度达到20mm以上，并具有良好的耐磨性，焊接性优良，能满足重载铁路曲线段线路钢轨的使用要求，有广阔的应用前景。本发明的生产方法具有工艺简单和操作方便的优点。

附图说明

图1是实施例1得到的钢轨的全断面硬度的示意图。

图2是磨损试验示意图。

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是一种能够有效促进珠光体转变并提高钢轨强度、硬度和耐磨性的最经济元素。当C的含量在0.70％以下时，珠光体结构中用来提高钢轨耐磨性的渗碳体相的密度不能得到保证，但当C含量超过0.95％时，在钢轨钢热轧和热处理过程中，容易在晶界析出先共析渗碳体，在晶界呈网状分布，恶化钢轨钢韧性和塑性，造成钢轨使用寿命明显降低。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％，而当钢轨钢加入足够量的Si、V等合金元素后，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抑制渗碳体的形成，促进铁素体的转变，提高钢轨钢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，可提高钢轨钢硬度。但当Si含量小于0.20％时，Si的加入不能提高钢轨钢铁素体基体和不产生先共析渗碳体的C含量上限，当Si含量大于1.10％时，在热轧时会形成许多表面缺陷，钢轨钢变脆，可焊性降低。因此Si含量限制在0.20％到1.10％之间。

Mn在钢轨钢中是固溶强化元素，提高钢轨硬度和强度，降低珠光体的转变温度，从而降低珠光体片层间距，间接地提高钢轨的韧性和塑性。还可阻止先共析渗碳体的形成，并与S形成稳定MnS，降低S的危害作用。但当Mn含量小于0.50％时，上述作用不显著，当Mn含量超过1.50％时，会降低钢轨钢的韧性，并明显降低钢轨钢产生马氏体的临界冷速，在生产过程中因偏析，易形成马氏体和贝氏体等异常组织，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，在热轧钢轨钢冷却过程中与C、N结合，形成V(C·N)x的沉淀物，提高钢轨钢硬度和强度。在钢轨焊接的加热过程中，阻止晶粒长大，细化奥氏体，从而提高钢轨钢的强度、延性和韧性，并提高钢轨钢的耐磨性能。另外，当钢轨钢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，从而提高钢轨钢强度、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在钢轨钢中也是固溶强化元素，可提高钢轨钢的硬度和强度，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的加入提高了钢轨钢铁素体基体的硬度，另外，Cr能置换渗碳体(Fe₃C)中的Fe原子，形成合金渗碳体，从而明显强化渗碳体，增加钢轨钢的耐磨性。但当Cr含量小于0.15％时，钢轨钢强度增加不明显，当Cr含量超过1.20％时，产生马氏体的临界冷速明显降低，易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。

为了进一步优化钢轨钢的性能，本发明还可从下列元素中选择一种或一种以上添加。

Mo能降低珠光体转变温度，减小珠光体片层间距，提高钢轨钢硬度和强度并提高钢轨钢耐磨性。当Mo含量小于0.01％时，作用不明显，当Mo含量超过0.50％时，明显降低产生马氏体的临界冷速，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，提高钢轨钢的延性和韧性，从而提高钢轨钢的耐磨性能。在钢轨轧制或焊接过程中阻止奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，从而提高钢轨钢强度、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，其作用达到饱和。因此，Nb含量控制在0.002％到0.050％之间。

Ni固溶于钢中，增加钢轨钢的硬度、强度和韧性，特别是能提高钢轨钢的低温韧性和耐磨性。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钢奥氏体高温轧制中析出，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是提高钢轨钢的耐腐蚀性元素，并能提高钢轨钢的硬度、强度和耐磨性。当Cu含量小于0.05％时，作用不明显，当Cu含量超过0.50％时，不再有进一步的作用，并且容易在加热不当时，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，提高钢轨钢的耐磨性和耐腐蚀性，并阻止氢致裂纹(俗称“白点”)的产生。在钢轨钢中加入稀土，可以改变杂质的存在和分布形态，能减轻S、As、Sb等杂质对钢材性能的危害，提高钢轨钢的疲劳性能。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。

当上述的Mn+2Cr+5Mo+3Nb的总含量小于1.0％时，强化作用不明显，钢轨钢难以达到更高强度，当Mn+2Cr+5Mo+3Nb的总含量超过2.5％时，产生马氏体的临界冷速明显降低，在热处理过程中，易形成有害的马氏体或贝氏体组织，大幅度降低钢轨的韧性和疲劳强度。因此，Mn+2Cr+5Mo+3Nb的总含量控制在1.0％到2.5％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，降低钢轨钢中硬性夹杂的含量，尤其是Al含量尤其重要。因此，钢轨钢中的Al含量不超过0.005％。

本发明的钢轨钢用转炉冶炼，通过连铸法浇铸成钢坯，再经加热轧制成钢轨后进行热处理。

热处理工艺为：将保持有轧后余热的钢轨钢或为了热处理而再加热的钢轨钢，从余热的650～880℃或再加热的850～1100℃的奥氏体温度，用喷雾或压缩空气等冷却介质对轨头冷却，以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃后，停止冷却，将钢轨自然放置。其中再加热的钢轨钢的温度需先从850～1100℃自然冷却到650～880℃后，再以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃。

对于余热钢轨，钢轨钢在空冷条件下奥氏体向珠光体转变的温度为646℃左右。当余热钢轨钢空冷至650℃以下时，钢轨钢在进行快速冷却前，钢轨钢表面已发生或正在发生相变，导致提前发生部分相变，珠光体片间距大，硬度难以达到370HB以上。而当余热钢轨钢在880℃以上时，钢轨钢快速冷却后的终止温度高，造成钢轨轨头心部没有相变完，在随后的空冷过程中形成片间距大的珠光体，降低了钢轨钢的硬化层深度，难以保证其在20mm以上。因此，余热钢轨钢快速冷却前的温度应控制在650～880℃之间。

对于再加热热处理钢轨钢，钢轨钢经热轧后冷却到室温，可采用电磁感应、煤气或油加热，使钢轨钢奥氏体化，当加热温度低于850℃，所形成的奥氏体成份不均匀，合金碳化物没有完全固解，合金元素的作用难以发挥，造成钢轨钢强度低，抗拉强度不能达到1310MPa以上。当加热温度高于1100℃时，所形成的奥氏体粗大，在快速冷却时，表面形成马氏体或在心部成份偏析区形成马氏体。因此，加热温度控制在850～1100℃之间。

对于650～880℃的余热钢轨钢或850～1100℃的再加热温度并自然冷却到650～880℃的钢轨钢采用快速冷却，可以增加奥氏体向珠光体转变的过冷度，获得片层间距更小的珠光体，使钢轨钢的强度和硬度更高。当冷速在1℃/s以下时，钢轨钢强度低，不能保证抗拉强度在1310MPa以上，当冷速在10℃/s以上时，钢轨钢强度不能进一步增加。因此，冷速控制在1-10℃/s之间，并在400～500℃时终止冷却。

实施例1：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.76％、Si：0.61％、Mn：0.81％、V：0.06％、Cr：0.68％、P：0.014％、S：0.012％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝2.17％。

钢轨轧制后余热温度为840℃，以4.0℃/s的冷速喷雾冷却轨头110秒，当温度为450℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1360MPa，屈服强度Rp0.2为940MPa，延伸率A为13％，轨头踏面布氏硬度为390HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.5HRC，距表面21mm处洛氏硬度为39.0HRC，硬化层深度为39mm。

图1是得到的钢轨的全断面硬度示意图，图中轨头硬度每点间隔为3mm。

图2是磨损试验示意图，图中，上试样1取自钢轨轨头，下试样2是对磨样。

具体试验参数如下：

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热轧钢轨，

环境：空气中，

旋转速率：200转/分钟，

总磨损次数：20万次。

经磨损试验，本发明的钢轨的磨损速率是U71Mn热轧钢轨的23％，即耐磨性是U71Mn热轧钢轨的4.3倍。

在以下的实施例中，磨损试验参数均一致。

实施例2：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.70％、Si：0.55％、Mn：0.96％、V：0.08％、Cr：0.46％、P：0.022％、S：0.011％、Ti：0.01％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.88％

钢轨轧制后余热温度为785℃，以5.0℃/s的冷速喷雾冷却轨头70秒，当温度为438℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1330MPa，屈服强度Rp0.2为905MPa，延伸率A为12％，轨头踏面布氏硬度为380HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为39.5HRC，距表面21mm处洛氏硬度为38.5HRC，硬化层深度35mm。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的29％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的3.4倍。

实施例3：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.85％、Si：0.73％、Mn：0.75％、V：0.11％、Cr：0.38％、P：0.019％、S：0.010％，Nb：0.03％，Cu：0.30％。其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.60％。

钢轨轧制后余热温度为682℃，以2.5℃/s的冷速用压缩空气冷却轨头100秒，当温度为437℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1390MPa，屈服强度Rp0.2为1040MPa，延伸率A为11％，轨头踏面布氏硬度为401HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.5HRC，距表面21mm处洛氏硬度为40.0HRC，硬化层深度35mm。经中性盐雾加速腐蚀对比试验，含Cu0.30％的钢轨比不加铜的钢轨腐蚀速率低20％-25％。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的0.20％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的5.0倍。

实施例4：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.94％、Si：0.64％、Mn：0.88％、V：0.17％、Cr：0.41％、P：0.016％、S：0.014％、Ni：0.34％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.7％。

钢轨轧制后余热温度为727℃，以2.6℃/s的冷速用压缩空气冷却轨头100秒，当温度为463℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1430MPa，屈服强度Rp0.2为1080MPa，延伸率A为10.5％，轨头踏面布氏硬度为408HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为42.0HRC，距表面21mm处洛氏硬度为40.6HRC，硬化层深度37mm。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的18％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的5.6倍。

实施例5：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.74％、Si：0.75％、Mn：0.72％、V：0.07％、Cr：0.51％、P：0.022％、S：0.011％、Mo：0.10％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝2.24％。

将冷却到室温的钢轨采用电磁感应加热，加热后钢轨上圆角表面温度为990℃，自然冷却到718℃，以3.1℃/s的冷速喷雾冷却轨头75秒，当温度为483℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1380MPa，屈服强度Rp0.2为1010MPa，延伸率A为11.5％，轨头踏面布氏硬度为393HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.0HRC，距表面15mm处洛氏硬度为39.5HRC，硬化层深度24mm。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的21％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的4.8倍。

实施例6：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.81％、Si：0.63％、Mn：0.79％、V：0.08％、Cr：0.45％、P：0.022％、S：0.011％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.69％。

将冷却到室温的钢轨采用电磁感应加热，加热后钢轨上圆角表面温度为1010℃，自然冷却到723℃，以3.4℃/s的冷速喷雾冷却轨头75秒，当温度为450℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1400Mpa，屈服强度Rp0.2为1020MPa，延伸率A为12.5％，轨头踏面布氏硬度为398HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.0HRC，距表面15mm处洛氏硬度为40.0HRC，硬化层深度27mm。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的22％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的4.5倍。

实施例7：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.78％、Si：0.71％、Mn：0.83％、V：0.07％、Cr：0.42％、P：0.022％、S：0.007％、Re：0.026％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.67％。

将冷却到室温的钢轨采用电磁感应加热，加热后钢轨上圆角表面温度为970℃，自然冷却到681℃，以3.0℃/s的冷速喷雾冷却轨头75秒，当温度为454℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1360MPa，屈服强度Rp0.2为990MPa，延伸率A为13.0％，轨头踏面布氏硬度为387HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.0HRC，距表面15mm处洛氏硬度为39.0HRC，硬化层深度25mm。常温Aku为30J。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的20％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的5.0倍。

实施例8：

钢轨钢的化学成份的重量百分比为：C：0.74％、Si：0.65％、Mn：0.83％、V：0.07％、Cr：0.35％、P：0.022％、S：0.007％、Cu：0.25％，其余为铁、其它微量元素和杂质，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.53％。

将冷却到室温的钢轨采用电磁感应加热，加热后钢轨上圆角表面温度为990℃，自然冷却到713℃，以2.8℃/s的冷速喷雾冷却轨头86秒，当温度为471℃时停止冷却，自然放置。经热处理后，获得全细珠光体组织。力学性能为：抗拉强度Rm为1380MPa，屈服强度Rp0.2为1010MPa，延伸率A为13.0％，轨头踏面布氏硬度为391HB，轨头断面距表面3mm处洛氏硬度为41.5HRC，距表面15mm处洛氏硬度为39.0HRC，硬化层深度27mm。

经磨损试验后，磨损速率是U71Mn热轧钢轨的19％，即耐磨性是热轧U71Mn钢轨的5.3倍。

Claims (6)

1、珠光体类热处理钢轨，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、如权利要求1所述的珠光体类热处理钢轨，其特征在于，其化学成份按重量百分比还包括：Ti：0.002％～0.050％、Mo：0.01％～0.50％、Nb：0.002％～0.050％、Ni：0.10％～1.00％、Cu：0.05～0.50％或Re：0.002％～0.050％中的一种或一种以上。

3、如权利要求2所述的珠光体类热处理钢轨，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1.0～2.5％。

4、一种生产权利要求1所述的珠光体类热处理钢轨的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

1)冶炼，

2)浇铸并轧制，

3)从650～880℃以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃后，停止冷却，或将冷却到室温的钢轨钢，先加热到850～1100℃后，再自然冷却到650～880℃后，以1～10℃/s的冷速冷却到400～500℃，停止冷却，

4)自然放置。

5、如权利要求4所述的珠光体类热处理钢轨的生产方法，其特征在于，步骤3所述冷却采用喷雾或压缩空气冷却。

6、如权利要求4所述的珠光体类热处理钢轨的生产方法，其特征在于，步骤3所述加热采用电磁感应、煤气或油加热。