[发明专利]一种高强韧性珠光体钢轨及其生产方法

说明书

技术领域

本发明涉及一种钢轨，更具体地讲，涉及一种高强韧性珠光体钢轨及其生产方法。

背景技术

铁路的快速发展对钢轨的服役性能提出了更高要求，特别是大运量、大轴重的重载铁路， 钢轨的过快磨耗导致提前下道已成为影响铁路运输效率的重要因素，为提高耐磨损等综合性 能，在钢轨生产过程中一般采用合金化、热处理或两者相结合的方式。然而，强硬度的提高 将导致珠光体钢轨原本较低的韧塑性进一步降低，特别是在碳含量提高的情况下，即使采用 热处理工艺发挥强烈的细晶强化效应，钢轨的延伸率仍呈现降低的趋势，限制了珠光体钢轨 向更高碳含量、更高耐磨损性能方向的发展。研究表明，传统珠光体钢轨研究主要集中在化 学成分、热处理工艺方面，对于钢轨的轧制过程对显微组织与力学性能指标的影响有所忽视。 在珠光体钢轨综合性能向前进一步发展已十分艰难的情况下，在满足轧制条件的前提下通过 对轧制过程精细化控制，并配合相应的化学成分、轧后冷却工艺研究，钢轨在保持相同强度 级别的条件下韧塑性特别是延伸率将显著提高，满足铁路运输用钢轨长寿化及服役安全性需 求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强韧性珠光体钢轨，所得珠光体钢轨强度和韧性均较优。

本发明的技术方案：

本发明提供一种高强韧性珠光体钢轨，

该钢轨化学成分满足如下要求：C：0.75％-0.84％、Si：0.30％-0.80％、Mn：0.50％-1.50％、 V：0.04％-0.12％、Ti：0.004％-0.02％，且满足0.10％≤V+10Ti≤0.25％，[N]≤30ppm，P≤0.020％、 S≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质；

并且，在制备所述高强韧性珠光体钢轨时控制其轧制工序中的以下工艺条件：钢轨开始 轧制温度1120-1180℃，终轧温度840-880℃，轧制最后两道次的钢轨断面缩小率6％-12％， 终轧后钢轨以≤2.0℃/s的冷速冷却至600℃以下，再继续空冷至室温。

终轧后钢轨以≤2.0℃/s的冷速冷却至600℃以下采用压缩空气作为冷却介质。

终轧后钢轨以≤2.0℃/s的冷速在冷床静置冷却至600℃以下。

所述钢轨的断面为50-75kg/m。

发明人在研究过程中发现，若达到细化奥氏体晶粒并最终获得性能优良的钢轨产品，需 对钢坯的化学成分、加热及保温温度、开轧温度、终轧温度、最后两道次轧制量以及余热钢 轨在冷床空冷过程进行统一协调控制，才能最终实现高性能钢轨的生产。

首先，详细说明本发明钢轨中主要元素含量的限定理由。

C是珠光体钢轨提高强硬度、促进珠光体转变最重要、最廉价的元素，当C含量＜0.75％ 时，在本发明生产工艺下强度、硬度指标过低，无法保证钢轨所需的耐磨损性能；当C含量 ＞0.84％时，即使终轧后采用≤2.0℃/s的加速冷却，在晶界处仍将析出微量二次渗碳体，恶化 钢轨的韧塑性；因此，C含量限定在0.75％-0.84％。

Si作为钢中的固溶强化元素存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度。当Si含量＜0.30％ 时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.80％时，将降低钢轨的韧塑性，恶化钢 轨的横向性能，不利于钢轨的使用安全。因此，Si含量限定在0.30％-0.80％。

Mn可以和Fe形成固溶体，提高铁素体和奥氏体的强度。同时，Mn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。当Mn含量＜0.50％ 时，强化效果不显著，仅能通过固溶强化使钢的性能略微提高；当Mn含量＞1.50％时，钢中 碳化物硬度过高，韧塑性明显降低；同时，Mn在钢对碳的扩散影响显著，即使空冷条件下， Mn偏析区域仍可能产生B、M等异常组织。因此，Mn含量限定在0.50％-1.50％之间。

V处于室温条件下时，在钢中的溶解度很低，而在热轧过程中如存在于奥氏体晶界或其 它区域，以细化颗粒状的钒碳氮化物形式析出，或与钢中的Ti复合析出，抑制奥氏体晶粒的 生长，从而达到细化晶粒提高性能的目的。当V含量低于0.04％时，含V碳氮化物析出有限， 难以发挥强化效果；当V含量＞0.12％时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧塑性。因 此，V含量限定在0.04％-0.12％。