專利名稱：珠光體類熱處理鋼軌及其生產方法
技術領域：
本發明涉及一種鋼軌及其生產方法，特別是涉及一種珠光體類熱處理鋼軌及其生產方法。
背景技術：
鐵路貨運的重載化要求鋼軌具有更高的強度，而能被大量用于制造鋼軌的組織主要有珠光體、回火馬氏體或貝氏體，其中珠光體由于最耐磨、生產工藝最簡單、生產成本最低和性能最穩定，是未來鋼軌材質不斷完善發展的方向之一。一般地，珠光體類鋼軌的強化方法包括合金化、熱處理以及合金化+熱處理三種。從發展方向來看，合金化+熱處理是較為理想的方法，具有強度高、韌塑性好、成本低等優點。
CN1012906B公開了一種能夠防止失穩斷裂擴展的耐磨鋼軌鋼，C含量為0.50～0.85％，軌腰組織為高韌性貝氏體或貝氏體和馬氏體混合組織。CN1040232C采用一種含有乙二醇或聚乙二醇的冷卻介質，將C含量為0.65～0.85％的鋼軌鋼從高于720℃的溫度冷卻到450～550℃。CN10129668公開了一種生產高強度鋼軌的熱處理方法，將C含量為0.77～0.82％的碳素鋼軌鋼用電磁感應方式加熱至850～950℃后，以4.6～15℃/s的冷速冷卻到550～450℃，生產出來的鋼軌抗拉強度在1140～1295MPa。CN1487111A公開了一種C含量為0.66～0.86％的熱處理碳素鋼軌鋼。日本專利(特公昭54-25490號公報)公開了一種軌頭部位為索氏體織織或微細珠光體組織的超大載重用的熱處理鋼軌鋼。日本專利(特公昭59-19173號公報)公開了一種低合金熱處理鋼軌鋼的制造方法，通過添加Cr或Nb等，提高耐磨性并克服焊接部分的硬度降低的缺點。日本專利(特公昭63-23244號公報)公開了一種抗拉強度為1274MPa以上的高強度鋼軌鋼的制造方法，該方法在終軋后或從再加熱的奧氏體區域的溫度，從850～500℃以1～4℃/s的速度冷卻。上述專利申請中，由含共析碳的鋼(C0.60～0.82％)生成微細的珠光體組織而實現高強度，但在重載荷鐵路中使用時，由于鋼軌中C含量低，鋼中滲碳體密度小，抗拉強度低，不能穩定達到1310MPa以上，導致耐磨性差，鋼軌的使用壽命短。
CN1072270C公開了一種耐磨損性和耐內部損傷性優良的鋼軌鋼及其制造方法，將過共析C含量(C0.85～1.20％)的鋼軌鋼從奧氏體溫度以5～15℃/s的冷速冷卻至650～500℃，鋼軌軌頭至少在20mm深度范圍內，獲得硬度在HV370以上的珠光體組織。CN1522311A公開了一種耐磨性和延性優良的珠光體類鋼軌鋼及制造方法，采用過共析C含量(C0.65～1.40％)的鋼坯在1100℃進行加熱，鋼軌在850～1000℃進行精軋，以1～30℃/s的冷卻速度將鋼軌從奧氏體溫度加速冷卻到550℃，在軌頭獲得深度20mm以上、硬度為HV300～500的珠光體組織。在上述專利申請中，采用過共析碳的鋼(C0.85～1.40％)生成微細的珠光體組織，以增加珠光體組織薄片中的滲碳體密度而提高耐磨性，但上述方法存在許多缺點，(1)由于比現行的共析鋼有高得多的含碳量，塑性降低，鋼軌容易斷裂，并且在鑄坯中心容易形成碳、合金元素富集的偏析帶，沿偏析帶生成先共析滲碳體，在使用過程中成為疲勞裂紋和脆性斷裂的起源點。(2)鋼軌長度方向和橫斷面上溫度不均勻，造成鋼軌各部位性能的差異，特別是鋼軌的底部和軌底、軌腰的連接部，容易生成引起疲勞龜裂和脆性龜裂的先共析滲碳體組織。(3)為了抑制軌腰和軌底出現二次先共析滲碳體，鋼軌軌頭、軌腰和軌底根據冷速不同，添加不同冷卻裝置，生產工藝復雜，操作困難。(4)不能保證鋼軌軌頭深度在20mm外的組織沒有先共析滲碳體出現。(5)過共析鋼焊接碳當量高，鋼軌焊接性能差。
發明內容
本發明的目的之一是提供一種珠光體類熱處理鋼軌，其抗拉強度在1310MPa以上，焊接性優良，使用壽命長。
本發明的另一個目的提供一種生產上述鋼軌的方法，該方法工藝簡單，操作方便。
本發明解決技術問題所采用的技術方案是珠光體類熱處理鋼軌，其化學成份按重量百分比包括C0.70％～0.95％、Si0.20％～1.10％、Mn0.50％～1.50％、V0.01％～0.20％、Cr0.15％～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。
一種生產珠光體類熱處理鋼軌的方法，包括以下步驟1)冶煉，2)澆鑄并軋制，3)從650～880℃以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃后，停止冷卻，或將冷卻到室溫的鋼軌，先加熱到850～1100℃后，再自然冷卻到650～880℃后，以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃，停止冷卻，4)自然放置。
本發明的有益效果是生產出來的鋼軌的全斷面組織為全珠光體，軌頭抗拉強度在1310MPa以上，軌頭硬度在370HB以上，硬化層深度達到20mm以上，并具有良好的耐磨性，焊接性優良，能滿足重載鐵路曲線段線路鋼軌的使用要求，有廣闊的應用前景。本發明的生產方法具有工藝簡單和操作方便的優點。
圖1是實施例1得到的鋼軌的全斷面硬度的示意圖。
圖2是磨損試驗示意圖。
具體實施例方式
下面結合附圖和實施例對本發明作進一步地描述。
C是一種能夠有效促進珠光體轉變并提高鋼軌強度、硬度和耐磨性的最經濟元素。當C的含量在0.70％以下時，珠光體結構中用來提高鋼軌耐磨性的滲碳體相的密度不能得到保證，但當C含量超過0.95％時，在鋼軌鋼熱軋和熱處理過程中，容易在晶界析出先共析滲碳體，在晶界呈網狀分布，惡化鋼軌鋼韌性和塑性，造成鋼軌使用壽命明顯降低。在碳素熱軋鋼軌中，不產生先共析滲碳體的C含量上限為0.86％，而當鋼軌鋼加入足夠量的Si、V等合金元素后，不產生先共析滲碳體的C含量可達0.95％。因此，C含量控制在0.70％到0.95％之間。
Si是鐵素體形成元素。在珠光體中，Si不溶于滲碳體，全部固溶于鐵素體，在奧氏體向珠光體轉變過程中，滲碳體形核和長大時，必須將Si排開，因此，Si抑制滲碳體的形成，促進鐵素體的轉變，提高鋼軌鋼不形成先共析滲碳體的C含量上限，同時，Si固溶于鐵素體中，可提高鋼軌鋼硬度。但當Si含量小于0.20％時，Si的加入不能提高鋼軌鋼鐵素體基體和不產生先共析滲碳體的C含量上限，當Si含量大于1.10％時，在熱軋時會形成許多表面缺陷，鋼軌鋼變脆，可焊性降低。因此Si含量限制在0.20％到1.10％之間。
Mn在鋼軌鋼中是固溶強化元素，提高鋼軌硬度和強度，降低珠光體的轉變溫度，從而降低珠光體片層間距，間接地提高鋼軌的韌性和塑性。還可阻止先共析滲碳體的形成，并與S形成穩定MnS，降低S的危害作用。但當Mn含量小于0.50％時，上述作用不顯著，當Mn含量超過1.50％時，會降低鋼軌鋼的韌性，并明顯降低鋼軌鋼產生馬氏體的臨界冷速，在生產過程中因偏析，易形成馬氏體和貝氏體等異常組織，從而增加鋼軌斷裂的危險。因此，Mn含量限制在0.50％到1.50％之間。
V是沉淀強化元素，在熱軋鋼軌鋼冷卻過程中與C、N結合，形成V(C·N)x的沉淀物，提高鋼軌鋼硬度和強度。在鋼軌焊接的加熱過程中，阻止晶粒長大，細化奧氏體，從而提高鋼軌鋼的強度、延性和韌性，并提高鋼軌鋼的耐磨性能。另外，當鋼軌鋼由奧氏體向珠光體轉變過程中，V(C·N)x先沉淀析出，降低奧氏體的碳濃度，促進含碳量極低的鐵素體的形成。當V與Si配合在一起時，會大大抑制滲碳體的形成，特別在高C含量時，防止具有危害作用的先共析滲碳體析出，并在鋼軌軋制或焊接過程中加熱到高溫時，阻止奧氏體晶粒長大，細化奧氏體晶粒，從而提高鋼軌鋼強度、塑性和韌性。但當V含量小于0.01％時，作用不明顯，當V含量超過0.20％時，不再有進一步的作用，因此，V含量限制在0.01％到0.20％之間。
Cr在鋼軌鋼中也是固溶強化元素，可提高鋼軌鋼的硬度和強度，降低珠光體的轉變溫度，細化珠光體片層間距，其強化作用與Mn相似。Cr的加入提高了鋼軌鋼鐵素體基體的硬度，另外，Cr能置換滲碳體(Fe3C)中的Fe原子，形成合金滲碳體，從而明顯強化滲碳體，增加鋼軌鋼的耐磨性。但當Cr含量小于0.15％時，鋼軌鋼強度增加不明顯，當Cr含量超過1.20％時，產生馬氏體的臨界冷速明顯降低，易形成貝氏體或馬氏體組織，從而增加鋼軌斷裂的危險。因此，Cr含量控制在0.15到1.20％之間。
為了進一步優化鋼軌鋼的性能，本發明還可從下列元素中選擇一種或一種以上添加。
Mo能降低珠光體轉變溫度，減小珠光體片層間距，提高鋼軌鋼硬度和強度并提高鋼軌鋼耐磨性。當Mo含量小于0.01％時，作用不明顯，當Mo含量超過0.50％時，明顯降低產生馬氏體的臨界冷速，會形成有害的馬氏體組織。因此，Mo含量控制在0.01％到0.50％之間。
Nb與V相似，是一個可形成Nb的碳氮化物而使奧氏體晶粒細致的元素。Nb比V能在更高的溫度下阻止奧氏體晶粒長大，提高鋼軌鋼的延性和韌性，從而提高鋼軌鋼的耐磨性能。在鋼軌軋制或焊接過程中阻止奧氏體晶粒長大，細化奧氏體晶粒，從而提高鋼軌鋼強度、塑性和韌性。當Nb含量小于0.002％時，作用不明顯，當Nb含量超過0.050％時，其作用達到飽和。因此，Nb含量控制在0.002％到0.050％之間。
Ni固溶于鋼中，增加鋼軌鋼的硬度、強度和韌性，特別是能提高鋼軌鋼的低溫韌性和耐磨性。當Ni含量小于0.10％時，不起作用，當Ni含量超過1.00％時，進一步作用不明顯。因此，Ni含量控制在0.10％到1.00％之間。
Ti是沉淀強化元素，與C、N等元素結合而形成沉淀，由于沉淀物熔點極高，因此，在鋼液的冷卻過程中和鋼軌鋼奧氏體高溫軋制中析出，抑制奧氏體晶粒長大，細化奧氏體晶粒，特別是在焊接的高溫過程中細化晶粒，對提高焊接接頭韌性作用顯著。當Ti含量在0.002％以下時，細化晶粒作用不大，當Ti含量超過0.100％時，進一步作用不明顯。因此，Ti含量控制在0.002到0.100％之間。
Cu是提高鋼軌鋼的耐腐蝕性元素，并能提高鋼軌鋼的硬度、強度和耐磨性。當Cu含量小于0.05％時，作用不明顯，當Cu含量超過0.50％時，不再有進一步的作用，并且容易在加熱不當時，發生Cu脆現象，因此，Cu含量控制在0.05％到0.50％之間。
Re可以凈化鋼質，提高鋼軌鋼的耐磨性和耐腐蝕性，并阻止氫致裂紋(俗稱“白點”)的產生。在鋼軌鋼中加入稀土，可以改變雜質的存在和分布形態，能減輕S、As、Sb等雜質對鋼材性能的危害，提高鋼軌鋼的疲勞性能。當Re含量低于0.002％時，所起作用不大，超過0.050％時，容易在鋼中出現大量的夾雜，惡化鋼材性能，因此，Re含量控制在0.002％到0.050％之間。
當上述的Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量小于1.0％時，強化作用不明顯，鋼軌鋼難以達到更高強度，當Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量超過2.5％時，產生馬氏體的臨界冷速明顯降低，在熱處理過程中，易形成有害的馬氏體或貝氏體組織，大幅度降低鋼軌的韌性和疲勞強度。因此，Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量控制在1.0％到2.5％之間。
P能提高鋼的耐大氣腐蝕能力，但P又能提高低溫脆性轉變溫度，使鋼的低溫沖擊性能大幅下降，因此一般要求P≤0.035％。除易切削鋼外，S是有害元素，鋼中要求S含量越低越好。
鋼軌含有的硬性夾雜尤其是Al2O3類夾雜是形成疲勞源的重要原因之一。為提高鋼軌疲勞性能，降低鋼軌鋼中硬性夾雜的含量，尤其是Al含量尤其重要。因此，鋼軌鋼中的Al含量不超過0.005％。
本發明的鋼軌鋼用轉爐冶煉，通過連鑄法澆鑄成鋼坯，再經加熱軋制成鋼軌后進行熱處理。
熱處理工藝為將保持有軋后余熱的鋼軌鋼或為了熱處理而再加熱的鋼軌鋼，從余熱的650～880℃或再加熱的850～1100℃的奧氏體溫度，用噴霧或壓縮空氣等冷卻介質對軌頭冷卻，以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃后，停止冷卻，將鋼軌自然放置。其中再加熱的鋼軌鋼的溫度需先從850～1100℃自然冷卻到650～880℃后，再以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃。
對于余熱鋼軌，鋼軌鋼在空冷條件下奧氏體向珠光體轉變的溫度為646℃左右。當余熱鋼軌鋼空冷至650℃以下時，鋼軌鋼在進行快速冷卻前，鋼軌鋼表面已發生或正在發生相變，導致提前發生部分相變，珠光體片間距大，硬度難以達到370HB以上。而當余熱鋼軌鋼在880℃以上時，鋼軌鋼快速冷卻后的終止溫度高，造成鋼軌軌頭心部沒有相變完，在隨后的空冷過程中形成片間距大的珠光體，降低了鋼軌鋼的硬化層深度，難以保證其在20mm以上。因此，余熱鋼軌鋼快速冷卻前的溫度應控制在650～880℃之間。
對于再加熱熱處理鋼軌鋼，鋼軌鋼經熱軋后冷卻到室溫，可采用電磁感應、煤氣或油加熱，使鋼軌鋼奧氏體化，當加熱溫度低于850℃，所形成的奧氏體成份不均勻，合金碳化物沒有完全固解，合金元素的作用難以發揮，造成鋼軌鋼強度低，抗拉強度不能達到1310MPa以上。當加熱溫度高于1100℃時，所形成的奧氏體粗大，在快速冷卻時，表面形成馬氏體或在心部成份偏析區形成馬氏體。因此，加熱溫度控制在850～1100℃之間。
對于650～880℃的余熱鋼軌鋼或850～1100℃的再加熱溫度并自然冷卻到650～880℃的鋼軌鋼采用快速冷卻，可以增加奧氏體向珠光體轉變的過冷度，獲得片層間距更小的珠光體，使鋼軌鋼的強度和硬度更高。當冷速在1℃/s以下時，鋼軌鋼強度低，不能保證抗拉強度在1310MPa以上，當冷速在10℃/s以上時，鋼軌鋼強度不能進一步增加。因此，冷速控制在1-10℃/s之間，并在400～500℃時終止冷卻。
實施例1鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.76％、Si0.61％、Mn0.81％、V0.06％、Cr0.68％、P0.014％、S0.012％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝2.17％。
鋼軌軋制后余熱溫度為840℃，以4.0℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭110秒，當溫度為450℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1360MPa，屈服強度Rp0.2為940MPa，延伸率A為13％，軌頭踏面布氏硬度為390HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.5HRC，距表面21mm處洛氏硬度為39.0HRC，硬化層深度為39mm。
圖1是得到的鋼軌的全斷面硬度示意圖，圖中軌頭硬度每點間隔為3mm。
圖2是磨損試驗示意圖，圖中，上試樣1取自鋼軌軌頭，下試樣2是對磨樣。
具體試驗參數如下試驗機M-200，試樣尺寸厚度10mm、直徑36mm的圓樣，試驗載荷200kg，滑差10％，對磨下試樣材質硬度260～300HB的U71Mn熱軋鋼軌，環境空氣中，旋轉速率200轉/分鐘，總磨損次數20萬次。
經磨損試驗，本發明的鋼軌的磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的23％，即耐磨性是U71Mn熱軋鋼軌的4.3倍。
在以下的實施例中，磨損試驗參數均一致。
實施例2鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.70％、Si0.55％、Mn0.96％、V0.08％、Cr0.46％、P0.022％、S0.011％、Ti0.01％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.88％鋼軌軋制后余熱溫度為785℃，以5.0℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭70秒，當溫度為438℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1330MPa，屈服強度Rp0.2為905MPa，延伸率A為12％，軌頭踏面布氏硬度為380HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為39.5HRC，距表面21mm處洛氏硬度為38.5HRC，硬化層深度35mm。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的29％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的3.4倍。
實施例3鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.85％、Si0.73％、Mn0.75％、V0.11％、Cr0.38％、P0.019％、S0.010％，Nb0.03％，Cu0.30％。其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.60％。
鋼軌軋制后余熱溫度為682℃，以2.5℃/s的冷速用壓縮空氣冷卻軌頭100秒，當溫度為437℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1390MPa，屈服強度Rp0.2為1040MPa，延伸率A為11％，軌頭踏面布氏硬度為401HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.5HRC，距表面21mm處洛氏硬度為40.0HRC，硬化層深度35mm。經中性鹽霧加速腐蝕對比試驗，含Cu0.30％的鋼軌比不加銅的鋼軌腐蝕速率低20％-25％。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的0.20％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的5.0倍。
實施例4鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.94％、Si0.64％、Mn0.88％、V0.17％、Cr0.41％、P0.016％、S0.014％、Ni0.34％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.7％。
鋼軌軋制后余熱溫度為727℃，以2.6℃/s的冷速用壓縮空氣冷卻軌頭100秒，當溫度為463℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1430MPa，屈服強度Rp0.2為1080MPa，延伸率A為10.5％，軌頭踏面布氏硬度為408HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為42.0HRC，距表面21mm處洛氏硬度為40.6HRC，硬化層深度37mm。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的18％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的5.6倍。
實施例5
鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.74％、Si0.75％、Mn0.72％、V0.07％、Cr0.51％、P0.022％、S0.011％、Mo0.10％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝2.24％。
將冷卻到室溫的鋼軌采用電磁感應加熱，加熱后鋼軌上圓角表面溫度為990℃，自然冷卻到718℃，以3.1℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭75秒，當溫度為483℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1380MPa，屈服強度Rp0.2為1010MPa，延伸率A為11.5％，軌頭踏面布氏硬度為393HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.0HRC，距表面15mm處洛氏硬度為39.5HRC，硬化層深度24mm。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的21％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的4.8倍。
實施例6鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.81％、Si0.63％、Mn0.79％、V0.08％、Cr0.45％、P0.022％、S0.011％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.69％。
將冷卻到室溫的鋼軌采用電磁感應加熱，加熱后鋼軌上圓角表面溫度為1010℃，自然冷卻到723℃，以3.4℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭75秒，當溫度為450℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1400Mpa，屈服強度Rp0.2為1020MPa，延伸率A為12.5％，軌頭踏面布氏硬度為398HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.0HRC，距表面15mm處洛氏硬度為40.0HRC，硬化層深度27mm。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的22％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的4.5倍。
實施例7鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.78％、Si0.71％、Mn0.83％、V0.07％、Cr0.42％、P0.022％、S0.007％、Re0.026％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.67％。
將冷卻到室溫的鋼軌采用電磁感應加熱，加熱后鋼軌上圓角表面溫度為970℃，自然冷卻到681℃，以3.0℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭75秒，當溫度為454℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1360MPa，屈服強度Rp0.2為990MPa，延伸率A為13.0％，軌頭踏面布氏硬度為387HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.0HRC，距表面15mm處洛氏硬度為39.0HRC，硬化層深度25mm。常溫Aku為30J。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的20％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的5.0倍。
實施例8鋼軌鋼的化學成份的重量百分比為C0.74％、Si0.65％、Mn0.83％、V0.07％、Cr0.35％、P0.022％、S0.007％、Cu0.25％，其余為鐵、其它微量元素和雜質，其中Mn+2Cr+5Mo+3Nb＝1.53％。
將冷卻到室溫的鋼軌采用電磁感應加熱，加熱后鋼軌上圓角表面溫度為990℃，自然冷卻到713℃，以2.8℃/s的冷速噴霧冷卻軌頭86秒，當溫度為471℃時停止冷卻，自然放置。經熱處理后，獲得全細珠光體組織。力學性能為抗拉強度Rm為1380MPa，屈服強度Rp0.2為1010MPa，延伸率A為13.0％，軌頭踏面布氏硬度為391HB，軌頭斷面距表面3mm處洛氏硬度為41.5HRC，距表面15mm處洛氏硬度為39.0HRC，硬化層深度27mm。
經磨損試驗后，磨損速率是U71Mn熱軋鋼軌的19％，即耐磨性是熱軋U71Mn鋼軌的5.3倍。
權利要求
1.珠光體類熱處理鋼軌，其特征在于，其化學成份按重量百分比包括C0.70％～0.95％、Si0.20％～1.10％、Mn0.50％～1.50％、V0.01％～0.20％、Cr0.15％～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。
2.如權利要求1所述的珠光體類熱處理鋼軌，其特征在于，其化學成份按重量百分比還包括Ti0.002％～0.050％、Mo0.01％～0.50％、Nb0.002％～0.050％、Ni0.10％～1.00％、Cu0.05～0.50％或Re0.002％～0.050％中的一種或一種以上。
3.如權利要求2所述的珠光體類熱處理鋼軌，其特征在于，所述化學成份中Mn+2Cr+5Mo+3Nb的重量百分比之和為1.0～2.5％。
4.一種生產權利要求1所述的珠光體類熱處理鋼軌的方法，其特征在于，所述方法包括以下步驟1)冶煉，2)澆鑄并軋制，3)從650～880℃以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃后，停止冷卻，或將冷卻到室溫的鋼軌鋼，先加熱到850～1100℃后，再自然冷卻到650～880℃后，以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃，停止冷卻，4)自然放置。
5.如權利要求4所述的珠光體類熱處理鋼軌的生產方法，其特征在于，步驟3所述冷卻采用噴霧或壓縮空氣冷卻。
6.如權利要求4所述的珠光體類熱處理鋼軌的生產方法，其特征在于，步驟3所述加熱采用電磁感應、煤氣或油加熱。
全文摘要
本發明提供了一種珠光體類熱處理鋼軌及其生產方法，其化學成分按重量百分比包括C0.70％～0.95％、Si0.20％～1.10％、Mn0.50％～1.50％、V0.01％～0.20％、Cr0.15％～1.20％、P≤0.035％、S≤0.035％和Al≤0.005％。該方法包括以下步驟1)冶煉，2)澆鑄并軋制，3)從650～880℃以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃或將冷卻到室溫的鋼軌鋼，先加熱到850～1100℃后，再自然冷卻到650～880℃，以1～10℃/s的冷速冷卻到400～500℃，停止冷卻，4)自然放置。生產出來的鋼軌具有良好的耐磨性。
文檔編號C21D9/04GK1793403SQ20051002244
公開日2006年6月28日 申請日期2005年12月29日 優先權日2005年12月29日
發明者鄒明, 梅東生, 周一平, 張昆吾, 徐權, 周偉 申請人:攀枝花鋼鐵(集團)公司