珠光體類高強度低合金鋼軌鋼及其生產方法
2023-05-02 03:36:01 2
專利名稱：珠光體類高強度低合金鋼軌鋼及其生產方法
技術領域：
本發明涉及一種鋼軌鋼及其生產方法，特別是涉及一種高強度低合金鋼軌鋼及其生產方法。
背景技術：
隨著鐵路運輸日益繁忙，行車速度、密度和載重大幅度提高，鋪設在重載鐵道線路上的鋼軌磨損急劇增加，因此，提高鋼軌耐磨性，使鋼軌長壽命化的問題正日益地受到重視。能被大量用於製造鋼軌的組織主要有珠光體、回火馬氏體和貝氏體，從組織與耐磨性的關係來看，珠光體由於耐磨、生產工藝簡單、生產成本低和性能穩定，被鋼軌材料大量採用，也是未來鋼軌材質不斷完善的發展方向之一。要提高珠光體組織的耐磨性，就必須強化鐵素體基體、減小片層間距、提高滲碳體比例和硬度，這可以通過增加鋼軌中C含量和加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等合金元素來實現。
隨著鐵路車輛運行速度的提高以及對乘車舒適的要求，採用螺栓連接鋼軌已不適應發展需求，將鋼軌焊接成無縫線路是鐵路發展的必然趨勢，鋼軌的焊接性能也將是開發鋼軌鋼所必須考慮的問題。向鋼軌鋼中添加合金元素，有利於提高鋼軌焊接接頭的硬度，但加入過多的Cr、Mo等元素，致使鋼軌連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)強烈向右移，大大降低了鋼軌產生馬氏體的臨界冷速，並使鋼軌在1300℃的焊接溫度下經奧氏體化後，產生馬氏體臨界冷速低於1.5℃/s，在焊接冷速為1.5℃/s的情況下，造成鋼軌在焊接過程中易產生馬氏體或貝氏體等脆性組織，從而降低了列車安全。
要提高鋼軌壽命除了考慮耐磨性外，還需考慮鋼軌的疲勞性能。經大量線路失效鋼軌檢驗表明，鋼軌疲勞失效是除磨損外又一重要失效現象，主要體現形式為鋼軌表面大量的剝離掉塊、核傷等，而對疲勞源進行檢驗時發現，鋼軌含有硬性夾雜尤其是Al2O3類夾雜是形成疲勞源的重要原因之一。而對高強度合金鋼軌而言，由於強度的提高，鋼軌磨損量明顯減少，鋼軌疲勞源不易被磨掉，疲勞源有充分時間萌生、擴展，因此，降低鋼軌中硬性夾雜的含量尤其是Al含量，提高鋼軌疲勞性能，是鋼軌製造過程中需要考慮的問題。
鋼軌是高碳鋼，對氫極為敏感，含有過高的氫含量，會導致產生氫致裂紋(俗稱「白點」)或氫脆。而對於高C並加入Si、Mn、V、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Re等元素的合金鋼軌而言，與普通碳素鋼軌相比，鋼軌產生白點的臨界氫含量明顯降低，因此，降低生產過程中鋼軌氫含量，保證鋼軌不產生白點、氫脆等有害作用，也是鋼軌製造過程中需要考慮的問題。
鋼軌在軋制前，連鑄鋼坯必然進行高溫加熱，以目前推鋼式加熱爐或步進式加熱爐加熱，必然造成鋼坯表面脫碳，經軋製成鋼軌後，在鋼軌表面存在一定深度的脫碳層。在脫碳層組織中主要為鐵素體，過厚的鐵素體層在火車輪與鋼軌的接觸中產生變形，導致輪軌摩擦係數的變化，造成列車在運行過程中不穩定性增加，給列車行駛安全增加隱患，並且，過厚的脫碳層在鋼軌上線使用前經打磨後，難以完全磨掉，由於鐵素體硬度低，隨著鐵路使用條件的變化其厚度也發生變化，導致鋼軌不平順，使列車在運行過程中震動增加，震動的增加反過來惡化鋼軌的使用環境，因此，在保證鋼軌脫碳層深度不大於0.5mm，也是鋼軌製造過程中需要考慮的問題。
CN1012906B公開了一種能夠防止失穩斷裂擴展的C的重量百分比含量為0.50～0.85％的耐磨鋼軌(下面出現的百分比含量均為重量百分比含量)，軌腰組織為高韌性貝氏體或貝氏體和馬氏體的混合組織。CN1285418A公開了一種抗拉強度在980MPa以上的鈮稀土鋼軌，其C含量為0.70～0.82％、Nb含量為0.02～0.05％、稀土加入量為0.02～0.05％。CN1487111A公開了一種C含量為0.66～0.86％的熱處理用碳素鋼軌鋼。上述專利申請中，由含共析碳的鋼(C0.60～0.80％)生成微細的珠光體組織而試圖實現高強度，但在重載荷鐵路中使用時，由於鋼軌強度低、硬度低、碳含量低，鋼中滲碳體密度小，耐磨性差，導致鋼軌使用壽命短。另外，在鋼軌焊接後，焊接接頭硬度明顯低於母材硬度，導致焊接接頭局部磨損加劇，不利於使用。
ZL1044826C公開了一種耐磨性優良的珠光體類鋼軌及製造方法，該專利採用過共析C含量(C含量0.85～1.20％)，通過增加珠光體組織滲碳體密度提高耐磨性，鋼軌軋制完成後，軌頭以1～10℃/s的冷速從奧氏體溫度區加速冷卻到500～700℃，在軌頭獲得深度20mm以上、維氏硬度在HV320以上的珠光體組織。但是，由於有很高的含碳量，導致塑性降低，鋼軌容易斷裂，並且在鋼液的鑄造階段，在鑄坯中心部容易形成碳、合金元素富集的偏析帶，沿偏析帶生成先共析滲碳體，惡化鋼軌性能，在使用過程中成為疲勞裂紋和脆性斷裂的起源地點。另外，過共析鋼焊接碳當量高，鋼軌焊接性能差。由於焊接過程中冷速較慢，鋼軌易形成網狀先共析滲碳體，明顯降低鋼軌焊接接頭塑性和韌性，導致鋼軌極易斷裂，大大降低鐵路行車安全。另外，由於鋼坯碳含量高，軋制變形抗力大，為保證鋼軌的順利軋制，加熱溫度高，保持時間長，促使鋼坯表面脫碳，導致鋼軌硬度降低。
CN1522311A提供了一種耐磨性和延性優良的珠光體類鋼軌及製造方法，採用過共析C含量(C含量0.65～1.40％)，鋼坯在1100℃進行加熱，鋼軌在850～1000℃的範圍內進行精軋，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、維氏硬度在HV300～500的珠光體。該鋼軌塑性低，鋼軌容易斷裂，在鑄坯中心部偏析帶易生成先共析滲碳體，惡化鋼軌性能，焊接碳當量高，鋼軌焊接性能差，在焊接過程中易形成網狀先共析滲碳體。
發明內容
本發明所要解決的技術問題是提供一種珠光體類高強度低合金鋼軌鋼，具有耐磨性和焊接性能優良、強度和硬度高的優點。
本發明還要提供一種生產上述鋼軌鋼的方法，該方法工藝簡單、操作方便。
本發明解決技術問題所採用的技術方案是珠光體類高強度低合金鋼軌鋼，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％。
一種生產上述珠光體類高強度熱軋低合金鋼軌鋼的方法，包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時加入增碳劑，並加入合金進行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內氣氛為強氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制後冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大於4.0℃/s。
本發明的有益效果是生產出來的鋼軌全斷面組織為珠光體，鋼軌耐磨性優良，強度和硬度高，韌性和塑性良好，鋼軌使用壽命大大提高，能滿足重載鐵路線的要求。本發明鋼軌在1300℃的焊接溫度下，經奧氏體化後，產生馬氏體的臨界冷速在1.5～4.0℃/s，即使在冷速最快的閃光焊接條件下，也不會產生馬氏體或貝氏體組織，具有優良的焊接性能。本發明的生產方法工藝簡單、操作方便、無需另加軋後冷卻裝置。
圖1是磨損試驗示意圖。
圖2是表1中本發明實施例2鋼軌的高倍金相組織。
圖3是表1中本發明實施例1和2的鋼軌和對比U71Mn鋼軌的焊接接頭硬度分布。
圖4是表1中本發明實施例5的鋼軌全斷面硬度分布情況。
圖5是表1中本發明實施例2的鋼軌與U71Mn鋼軌和鋼軌(化學成份為C0.75％、Si0.28％、Mn0.85％、Cr1.20％)在1300℃奧氏體化5分鐘後測得的CCT曲線及臨界冷速的對比情況。
圖6是實施例11的鋼軌的脫碳層照片。
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是一種能有效促進珠光體轉變並保證耐磨性的元素。但當C的含量在0.70％以下時，在珠光體結構中，用來提高耐磨性的滲碳體相的密度不能得到保證，鋼軌耐磨性難以大幅度提高，鋼軌的硬度也不能保證在300HB以上，當C含量超過0.95％時，在鋼軌熱軋過程和焊接過程中，由於冷速慢，容易在晶界析出先共析滲碳體，並在晶界呈網狀分布，惡化鋼軌韌性和塑性，或者成為疲勞源，降低鋼軌的使用壽命。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％，而當鋼軌加入足夠量的Si、V等合金元素，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不溶於滲碳體，全部固溶於鐵素體，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能抑制滲碳體的形成，促進鐵素體的轉變，提高鋼軌不形成先共析滲碳體的C含量上限。同時，Si固溶於鐵素體中，因固溶強化作用，可提高鋼軌硬度。另外，Si元素常常在珠光體結構內鐵素體和滲碳體之間的邊界上集中，而Si的集中區能阻止熱影響區內滲碳體的球化，所以，Si的加入提高了鋼軌鐵素體基體和再加熱到奧氏體區域的焊接接頭的硬度，增加鋼的回火軟化抗力。當Si含量小於0.20％時，作用不明顯，當Si含量大於1.10％時，在熱軋時會形成許多表面缺陷，鋼軌變脆，可焊性降低。因此將Si含量限制在0.20％到1.10％之間。
Mn在鋼軌中是固溶強化元素，可提高鋼軌的硬度和強度，降低珠光體的轉變溫度，從而降低珠光體片層間距，提高鋼軌的韌性和塑性。另外，Mn能阻止先共析滲碳體的形成，並與S形成穩定的MnS，降低S的危害作用。當Mn含量小於0.50％時，作用不顯著，當Mn含量超過1.50％時，對鋼軌的韌性有害，並明顯降低鋼軌產生馬氏體的臨界冷速，在1300℃的焊接溫度下經奧氏體化後，產生馬氏體的臨界冷速低於1.5℃/s。在生產和焊接過程中因偏析，易形成馬氏體或貝氏體等異常組織，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是沉澱強化元素，在熱軋鋼軌冷卻過程中與C、N結合，形成V(C·N)x的沉澱物，提高鋼軌硬度和強度。在鋼軌焊接的加熱過程中，阻止晶粒長大，細化奧氏體，從而提高鋼軌的強度、延性和韌性，並提高鋼軌的耐磨性能。另外，當鋼軌由奧氏體向珠光體轉變過程中，V(C·N)x先沉澱析出，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，並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，從而提高鋼軌強度、塑性和韌性。但當V含量小於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在鋼軌中也是固溶強化元素，提高鋼軌硬度和強度，降低珠光體的轉變溫度，細化珠光體片層間距，其強化作用與Mn相似。Cr能提高鋼軌鐵素體基體和再加熱到奧氏體區域的焊接接頭的硬度，減少鋼軌母材和焊接接頭之間的硬度差，此作用與Si相似。另外，Cr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，增加鋼軌的耐磨性。當Cr含量小於0.15％時，鋼軌強度增加不明顯，焊接接頭的硬度不高，在鋼軌母材和焊接接頭之間有顯著的硬度差，在焊接接頭上便會形成磨損凹陷。當Cr含量超過1.20％時，在1300℃的焊接溫度下經奧氏體化後，產生馬氏體的臨界冷速低於1.5℃/s，會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。
為了使本發明的鋼軌性能更好，還可從下列元素中選擇一種或一種以上添加。
Mo與Cr相似，能降低珠光體轉變溫度，從而減小珠光體片層間距，提高鋼軌硬度、強度和耐磨性。當Mo含量小於0.01％時，作用不明顯，當含量超過0.50％時，明顯降低產生馬氏體的臨界冷速，在1300℃的焊接溫度下經奧氏體化後，產生馬氏體的臨界冷速低於1.5℃/s，結果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緻的元素。Nb比V能在更高的溫度下阻止奧氏體晶粒長大，提高鋼軌的延性和韌性，從而提高鋼軌的耐磨性能。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，提高鋼軌強度、塑性和韌性。當Nb含量小於0.002％時，作用不明顯，當Nb含量超過0.050％時，不再有進一步的作用。因此，Nb含量控制在0.002％到0.050％之間。
Ni固溶於鋼中，增加鋼軌的硬度、強度和韌性，特別是提高鋼軌低溫韌性，從而提高鋼軌耐磨性和焊接接頭的低溫韌性。當Ni含量小於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是沉澱強化元素，與C、N等元素結合而形成沉澱，由於沉澱物熔點極高，因此，在鋼液的冷卻過程中和鋼軌奧氏體高溫扎制中析出，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是提高鋼軌耐腐蝕性、硬度和強度的元素，同時提高鋼軌耐磨性。當Cu含量小於0.05％時，作用不明顯，當Cu含量超過0.50％時，不再有進一步作用，並且在加熱不當時，容易發生Cu脆現象，因此，Cu含量控制在0.05％到0.50％之間。
Re可以淨化鋼質，提高鋼軌的耐磨性和耐腐蝕性，並阻止白點的產生。加入稀土，可以改變雜質的存在和分布形態，減輕S、As、Sb等雜質對鋼材性能的危害。固溶的Re可以阻止氫元素的富集，減小白點的產生。形成碳化物的Re可以提高鋼軌的耐磨性。當Re含量低於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Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量小於1.0％時，焊接後與鋼軌母材相比，鋼軌的焊接接頭的硬度會大為降低，焊接接頭和母材之間的硬度差便會增加，由於局部磨損，在焊接接頭上便會形成磨損凹陷。當Mn+2Cr+5Mo+3Nb總量超過3.0％時，雖然鋼軌焊接接頭的硬度會顯著增加，不會在鋼軌焊接接頭上形成磨損凹陷，但在1300℃的焊接溫度下經奧氏體化後，產生馬氏體的臨界冷速低於1.5℃/s。在熱軋過程和焊接過程中，易形成有害的馬氏體或貝氏體組織，致使鋼軌焊接接頭的韌性和疲勞強度大幅度降低。因此，Mn+2Cr+5Mo+3Nb的總含量控制在1.0％到3.0％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，使鋼的低溫衝擊性能大幅下降，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，降低鋼軌中硬性夾雜的含量尤其是Al含量尤其重要。因此，在合金化過程中，需採用Al含量小於0.8％的低鋁含量釩鐵、矽鐵、錳鐵、鉻鐵、鈦鐵等合金，才能保證鋼軌中Al含量不超過0.005％，從而提高疲勞性能。
在珠光體類低合金高強度鋼軌中，將鋼軌氫含量控制在1.5ppm以下，能保證鋼軌不產生白點，並能將氫危害控制在可以接受的程度。目前控制鋼軌氫含量的工藝有三種真空處理、鋼坯緩冷和鋼軌緩冷。鋼坯緩冷和鋼軌緩冷操作複雜，並需要佔用大量的場地，而真空處理工藝簡單，氫含量控制穩定，特別適合採用連鑄生產鋼坯的工藝流程。當鋼液真空處理後，鋼液氫含量控制在1.5ppm以下，就能保證鋼軌氫含量在1.5ppm以下。
鋼軌表面脫碳層深度主要與鋼坯的加熱溫度、時間以及加熱爐的氣氛有關。加熱時間越長，溫度越高，脫碳層越深，在生產過程中，鋼坯的加熱時間主要受生產節奏制約，難以精確控制，為此，需控制加熱溫度和加熱爐氣氛。當鋼坯均熱溫度在1200℃以下，雖然鋼坯脫碳層較淺，但鋼軌難以軋制。當鋼坯均熱溫度在1300℃以上，脫碳層厚，難以保證不超過0.5mm。因此，鋼坯均熱溫度控制在1200～1300℃之間。
加熱爐內氣氛為強氧化氣氛時，儘管氧分子多，可以加快氧分子與鋼碳的結合速度，導致鋼坯脫碳加快，但氧分子還與鐵結合，形成氧化鐵，當鐵的燒損速度大於鋼坯脫碳速度時，鋼坯的脫碳層深度就得到控制。當氧化氣氛中空氣過剩係數在1.2以下，難以保證燒損速度大於鋼坯脫碳速度，當空氣過剩係數在1.4以上，雖然能控制脫碳層，但鋼坯燒損大，對提高成材率不利，導致成本高。因此，在強氧化氣氛下，空氣過剩係數控制在1.2～1.4之間。
加熱爐氣氛為弱還原氣氛時，會降低氣氛中氧分子含量，減小氧分子與鋼中碳的結合速度，從而控制鋼軌脫碳層深度。當空氣過剩係數在0.9以下時，氧分子量不足，燃料效率降低，增加加熱成本，當空氣過剩係數在1.0以上時，不能保證還原氣氛，脫碳層深度不能保證在0.5mm以下。因此，在弱還原氣氛下，空氣過剩係數控制在0.9～1.0之間。
本發明的珠光體類低合金高強度鋼軌鋼，鋼軌產生馬氏體的臨界冷速在4.0℃/s以上，如果在700℃至400℃間的冷卻速度大於4.0℃/s，可能導致熱軋鋼軌產生有危害的馬氏體或貝氏體組織。因此，鋼軌軋後在400～700℃之間的冷卻速度應不大於4.0℃/s。
實施例1-10表1和表2是本發明鋼軌鋼的實施例1～10與對比鋼軌U71Mn的化學成分、對應的硬度、磨損量、疲勞極限及在1300℃奧氏體化後的臨界冷速結果。
表1
表2
表中的磨損試驗是在磨損試驗機上進行，磨損試驗示意圖見圖1。圖中，1是取自鋼軌軌頭的上試樣，2是對磨下試樣。試驗的具體參數如下試驗機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鋼軌環境空氣中旋轉速率200轉/分鐘總磨損次數20萬次。
表中採用φ7.5樣進行旋轉彎曲疲勞試驗，試驗證明本發明鋼軌旋轉彎曲疲勞極限σ-1比U71Mn熱軋鋼軌提高50MPa以上。
從表1和表2可以看出，與對比鋼軌相比，本發明鋼軌的硬度、耐磨性和疲勞極限都顯著提高，並且在1300℃的奧氏體化溫度情況下，臨界冷速都大於1.5℃/s，即使在冷速最快的閃光焊接條件下，也不會產生馬氏體或貝氏體組織。鋼軌焊接接頭與母材的硬度差在3.0HRC以下。
圖2是表1中實施例2鋼軌的高倍金相組織。
圖3是表1中實施例1和2的鋼軌和對比U71Mn鋼軌的焊接接頭硬度分布。
圖4是表1中實施例5的鋼軌全斷面硬度分布情況。
圖5是表1中實施例2的鋼軌與U71Mn鋼軌和鋼軌(化學成份為C0.75％、Si0.28％、Mn0.85％、Cr0.90％)在1300℃奧氏體化5分鐘後測得的CCT曲線及臨界冷速的對比情況。
實施例111)將C含量為4.31％的鐵水，經23分鐘頂吹氧氣吹煉，出鋼時C含量為0.18％。在出鋼時加入增碳劑，將鋼包內碳含量控制在0.65％以上，在包內加入合金進行合金化，所加合金的鋁含量小於0.8％，其化學成份的重量百分比為C0.78％、Si0.70％、Mn0.85％、P0.015％、S0.011％、V0.07％、Cr0.51％、Ti0.01％、Al≤0.005％。
2)經真空處理15分鐘後，鋼液氫含量為1.1ppm，成品鋼軌氫含量為0.9ppm。
3)連鑄鋼坯均熱溫度控制為1250℃。
4)爐內氣氛控制為弱還原氣氛，空氣過剩係數控制在0.92～0.98之間。在成品鋼軌中取樣，鋼軌脫碳層為0.20mm。
5)鋼軌軋制後冷卻時，在700℃至400℃之間採用自然冷卻，冷卻速度為0.45℃/s。
生產出來的鋼軌性能熱軋鋼軌整個斷面金相組織為全珠光體或珠光體+微量的鐵素體；鋼軌軌頭踏面硬度335HB；鋼軌抗拉強度Rm1190MPa；屈服強度Rp0.2780MPa；延伸率A10.5％；常溫U型衝擊韌性Aku18J。
圖6是該爐鋼軌鋼脫碳層照片。
實施例121)將C含量為4.31％的鐵水，經23分鐘頂吹氧氣吹煉，出鋼時C含量為0.18％。在出鋼時加入增碳劑，將鋼包內碳含量控制在0.65％以上，在包內加入合金進行合金化，所加合金的鋁含量小於0.8％，其化學成份的重量百分比為C0.78％、Si0.70％、Mn0.85％、P0.015％、S0.011％、V0.07％、Cr0.51％、Ti0.01％、Al≤0.005％。
2)經真空處理15分鐘後，鋼液氫含量為1.1ppm，成品鋼軌氫含量為0.9ppm。
3)連鑄鋼坯均熱溫度控制為1220℃。
4)爐內氣氛控制為強氧化氣氛，空氣過剩係數控制在1.23～1.35之間。在成品鋼軌中取樣，鋼軌脫碳層為0.24mm。
5)鋼軌軋制後冷卻時，在700℃至400℃之間採用自然冷卻，冷卻速度為0.45℃/s。
權利要求
1.珠光體類高強度低合金鋼軌鋼，其特徵在於，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.根據權利要求1所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼，其特徵在於，所述化學成份按重量百分比還包括Mo0.01～0.50％、Nb0.002～0.050％、Ni0.10～1.00％、Ti0.002～0.100％、Cu0.05～0.50％或Re0.002～0.050％中的一種或一種以上。
3.根據權利要求2所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼，其特徵在於，所述化學成份中Mn+2Cr+5Mo+3Nb的重量百分比之和為1.0～3.0％。
4.一種生產權利要求1所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的方法，其特徵在於，包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時加入增碳劑，並加入合金進行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內氣氛為強氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制後冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大於4.0℃/s。
5.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟2)所述的鋼水出鋼時碳含量控制在0.20％以下。
6.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟2)所述的加入增碳劑後的碳含量控制在0.65％～0.95％。
7.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟2)所述合金中的鋁的重量百分比含量小於0.80％。
8.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟3)所述的真空處理後的鋼液氫含量在1.5ppm以下。
9.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟4)所述的爐內強氧化氣氛為空氣過剩係數在1.2～1.4之間，弱還原氣氛為空氣過剩係數在0.9～1.0之間。
10.根據權利要求4所述的珠光體類高強度低合金鋼軌鋼的生產方法，其特徵在於，步驟4)所述的加熱的溫度為1200～1300℃。
全文摘要
本發明提供了一種珠光體類高強度低合金鋼軌鋼及其生產方法，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％。生產方法包括以下步驟1)冶煉，2)鋼水出鋼時加入增碳劑，並加入合金進行合金化，3)真空處理，4)鋼坯加熱，爐內氣氛為強氧化氣氛或弱還原氣氛，5)軋制後冷卻，在700℃至400℃之間的冷卻速度不大於4.0℃/s。生產出來的鋼軌耐磨性和焊接性能優良。本發明的生產方法工藝簡單、操作方便。
文檔編號B21B37/74GK1793402SQ20051002244
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, 周偉, 徐權, 陳亞平, 李大東 申請人:攀枝花鋼鐵(集團)公司