用于高速和准高速铁路的钢轨及其制造方法

摘要

本发明公开了一种用于高速和准高速铁路的钢轨及其制造方法。通过降低碳含量，并配合轧后控制冷却的方式，得到具有优良的滚动接触疲劳性能的钢轨，所述钢轨包含的化学成分以重量计为：0.40％～0.64％的C，0.10％～1.00％的Si，0.30％～1.50％的Mn，少于等于0.025％的P，少于等于0.025％的S，少于等于0.005％的Al，大于0少于等于0.05％的稀土元素，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。根据本发明的方法制造的钢轨保持了现有高速铁路的钢轨的强度和硬度的同时提高了钢轨的韧塑性和屈服强度，并提高了形成在钢轨表层的疲劳微裂纹萌生及扩展所需的能量值，从而在相同条件下可以改善钢轨的滚动接触疲劳性能，最终提高钢轨的使用寿命和运输安全性。

说明书

技术领域

本发明涉及一种钢轨材料，特别涉及一种适于在高速或准高速铁路上使用的钢轨及其制造方法。

背景技术

目前，世界铁路主要包括重载铁路、高速铁路以及客货混运铁路三种类型。对于重载铁路用钢轨，由于列车轴重大(通常为25t～40t)，轮轨接触应力大，受力苛刻，通常选用C含量大于0.75％、抗拉强度在1200MPa以上、具有全珠光体组织的碳素轨或合金轨，以保证钢轨具有优良的耐磨性。对于高速铁路，由于其主要用于承担客运，列车轴重轻，所以通常要求高速铁路用钢轨具有优良的抗疲劳性能。对于客货混运铁路，由于其既承担客运，又要保证货物运输的特殊性，要求选用的钢轨既要保证一定的耐磨损性能，又要求一定的抗疲劳性能，需在两者间找到平衡点。在客货混运铁路使用的钢轨选用上，通常为碳含量0.70％～0.80％，抗拉强度900MPa～1100MPa之间的热轧或热处理钢轨，部分小半径曲线可选用1200MPa钢轨，组织一般以珠光体为主，部分包含微量铁素体。对于高速铁路和准高速铁路，由于二者均要求钢轨具有一定的抗疲劳性能，所以对于高速及准高速铁路，当前广泛应用的是抗拉强度900MPa的U71Mn热轧钢轨，其碳含量在0.65％-0.76％之间。

然而，实际应用表明，由于高速列车轴重较轻(通常为11t～14t)，实际运营中轮轨间几乎没有磨损，导致已产生于钢轨轨头表面或侧面的裂纹难以磨去，经轮轨间接触力往复作用，反而加剧了裂纹扩展导致钢轨断裂的倾向性，严重危及列车的行车安全；另一方面，如果通过单纯降低钢轨的强度和硬度的方法来提高钢轨的磨耗速率不仅会使钢轨表层产生塑性流变导致钢轨断面尺寸偏差，使列车无法沿钢轨行进，还将由于钢轨磨损过快而缩短其使用寿命。因此，在高速及准高速铁路中，以珠光体组织为主的热轧钢轨在磨损与滚动接触疲劳两者间难以寻找平衡点。

为了改善高速及准高速铁路钢轨的滚动接触疲劳性能，目前主要有两种方法。第一种方法是利用钢轨打磨列车对钢轨上端进行定期研磨，但这种方法存在的问题是，打磨列车费用昂贵，同时，高速及准高速铁路行车密度高，没有充分的研磨时间。另一种方法是改善钢轨表面的磨损速率，在疲劳伤损出现之前，通过轮轨间不断的磨耗去除疲劳层。钢轨的磨损特性受硬度支配，为了促进磨耗降低钢轨的硬度即可。然而，单纯降低硬度会导致钢轨的上表面在运行一定时间后出现塑性变形，并常发生伴随而来的龟裂及剥离等伤损，同样不利于提高钢轨的使用寿命和运输安全性。

近年来，为改善高速铁路钢轨的抗接触疲劳伤损性能，发展了一种以贝氏体组织为主，同时包含部分马氏体和残余奥氏体的钢轨。专利号为CN1074058C的专利公开了一种焊接部结合性优良的贝氏体系列钢轨及其制造方法。该贝氏体系列钢轨含有0.15％～0.40％的C、0.1％～0.2％的Si、0.15～1.10％的Mn、小于等于0.035％的P和S，此外还包含Cr、Nb、Mo、V、Ni等元素。

然而，从理论上分析，具有贝氏体组织特别是下贝氏体组织的钢轨与同等强度级别的珠光体系列钢轨相比，韧塑性较大幅度提高，在运行的安全性方面占有优势，但在磨损及滚动接触疲劳性能方面，理论与实际应用并未统一。由于贝氏体组织和性能由铁素体与碳化物的形态、分布和彼此间作用方式决定，如碳化物固溶于铁素体或沿铁素体晶界分布，将导致硬度的巨大差异，而硬度直接决定磨损性能，这就决定了为获得理想的组织形态，对钢轨的过程控制和生产工艺有极其严格的要求。此外，对于专利CN1074058C中所公开的贝氏体系列钢轨，要获得理想的贝氏体组织，除要求严格的控制工艺外，还需添加大量的贵重元素，导致钢轨的制造成本远高于现有的珠光体系列钢轨，即使性能优良，也难于大批量推广使用。

因此，对于贝氏体钢轨，如果将其应用于高速或准高速铁路，则由于其制造工艺要求严格且需要添加大量的贵重合金，制造成本相当于现有珠光体钢轨的两倍以上而使得批量推广使用受到限制。此外，贝氏体钢轨的疲劳性能是否优于现有珠光体钢轨还需进一步验证。

因此，亟需一种制造成本较低且同时具有优良的耐磨损性和抗疲劳伤损性能的珠光体系列钢轨，以适宜于高速或准高速铁路应用。

发明内容

本发明的目的在于解决现有技术中存在的上述问题，提供一种具有优良的滚动接触疲劳性能的适于高速或准高速铁路使用的钢轨。

本发明提供了一种用于高速和准高速铁路的钢轨，所述钢轨包含的化学成分以重量计为：0.40％～0.64％的C，0.10％～1.00％的Si，0.30％～1.50％的Mn，少于等于0.025％的P，少于等于0.025％的S，少于等于0.005％的Al，大于0且少于等于0.05％的Re，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。

根据本发明的一个实施例，所述钢轨包含的化学成分以重量计为：0.45％～0.60％C，0.15％～0.50％Si，0.50％～1.20％Mn，少于等于0.025％P，少于等于0.025％S，少于等于0.005％Al，大于0且少于等于0.05％的稀土元素，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。根据本发明的另一实施例，所述钢轨可以包含0.01％～0.15％V、0.02％～0.20％Cr和0.01％～0.05％Ti中的至少一种。根据本发明的又一实施例，所述钢轨可以包含0.02％～0.08％V、0.10％～0.15％Cr和0.01％～0.05％Ti中的至少一种。

根据本发明的一个实施例，所述钢轨的头部在室温下为珠光体和15％～50％铁素体的均匀混合组织。根据本发明的另一实施例，所述钢轨的头部在室温下为珠光体和15％～30％铁素体的均匀混合组织。

本发明提供了一种制造上述钢轨的方法，所述方法包括钢水冶炼及浇铸、轧制钢轨、轧后控制冷却和空冷放置，其中，所述轧后控制冷却的步骤可以包括：将钢轨直立于辊道，通过辊道转运带动钢轨进入热处理机组，通过热处理机组向钢轨喷吹冷却介质，从而以1℃/s至4℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，至轨头顶面温度降至350℃～550℃时停止冷却。

根据本发明，所述方法还可以包括：在轧制钢轨的步骤中进行终轧后，先将钢轨冷却至低于奥氏体相区的温度，然后以1℃/s～20℃/s的速率将钢轨加热至奥氏体相区的温度区间，然后再执行所述轧后控制冷却的步骤。

根据本发明的一个实施例，所述冷却介质可以为压缩空气、水汽混合物、油气混合物中的至少一种。

根据本发明，所述钢水冶炼及浇铸的步骤可以包括：采用转炉、电炉或平炉冶炼钢水，真空处理，在将钢水浇铸为方形坯或板坯后冷却或直接送至加热炉升温。所述轧制钢轨的步骤可以包括：将升温至一定温度并保温一定时间的钢坯或连铸坯送入轧机，以轧制为所需断面的钢轨。在所述轧制钢轨的步骤中，可以将钢轨升温至1200℃～1300℃，并保温0.5h～2h。

根据本发明，所述方法还可以包括：在轧后控制冷却之后，将冷却后的钢轨置于空气中自然冷却至室温。

在本发明中，通过降低钢轨中的碳元素含量，配合轧后控制冷却的方式，在保持现有高速铁路钢轨的强度、硬度级别的同时提高钢轨的韧塑性和屈服强度，提高形成于钢轨表层的疲劳微裂纹萌生及扩展所需能量值，从而在相同条件下可以改善钢轨的滚动接触疲劳性能，最终提高钢轨的使用寿命和运输安全性。

附图说明

通过下面结合示例性地示出一例的附图进行的描述，本发明的上述和其他目的和特点将会变得更加清楚，其中：

图1是根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨的磨损示意图；

图2是根据本发明的一个实施例的钢轨的轨头组织的金相图；

图3是根据对比例的钢轨的轨头组织的金相图。

具体实施方式

高速及准高速铁路的发展要求钢轨具有优异的综合性能，以保证高速铁路的安全性与长寿化。列车沿钢轨高速行驶，除要求钢轨的外观具有高平直度、高几何尺寸精度且无任何缺陷外，还要求钢轨具有良好的韧塑性和滚动接触疲劳性能。对于现阶段高速及准高速铁路使用的钢轨，要保证其具有长寿命，需尽可能减少由于轮轨接触摩擦造成钢轨表面的磨损；同时，为保证已产生于钢轨表面的微裂纹在向内扩展之前能够被及时磨掉，还需保证一定的磨损速率，这就形成了提高钢轨使用寿命以提高磨耗速率为代价的矛盾，无法从根本上解决降低磨损与改善滚动接触疲劳性能的问题。

因此，在本发明中，通过降低钢轨中的C元素含量，配合轧后控制冷却的方式，在保持现有高速铁路钢轨的强度、硬度级别的同时提高钢轨的韧塑性和屈服强度，提高形成于钢轨表层的疲劳微裂纹萌生及扩展所需能量值，从而在相同条件下可以改善钢轨的滚动接触疲劳性能，最终提高钢轨的使用寿命和运输安全性。

具体地讲，本发明提供了一种用于高速和准高速铁路的钢轨，该钢轨包含的化学成分以重量计为：0.40％～0.64％的C，0.10％～1.00％的Si，0.30％～1.50％的Mn，少于等于0.025％的P，少于等于0.025％的S，少于等于0.005％的Al，大于0且少于等于0.05％的Re，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。优选地，根据本发明的用于高速和准高速铁路的钢轨包含的化学成分以重量计为：0.45％～0.60％C，0.15％～0.50％Si，0.50％～1.20％Mn，少于等于0.025％P，少于等于0.025％S，少于等于0.005％Al，大于0且少于等于0.05％的稀土元素，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。在下面的描述中，除非另有说明，否则所提到的物质的含量均按重量百分比计。

根据本发明的用于高速和准高速铁路的钢轨在室温下组织为珠光体和15％～50％铁素体(优选地为珠光体和15％～30％铁素体)的均匀混合组织，断后延伸率≥15％，屈服强度(R_El)≥550MPa，-20℃时的断裂韧性K_IC≥40MPam^1/2。

下面，首先说明根据本发明的钢轨的化学成分限定在上述范围内的原因。

C是使钢轨获得适宜强度、硬度及耐磨性能的一种最重要也是最廉价的元素。在根据本发明的钢轨中，当C％＜0.40％(wt)时，由于组织中的碳化物数量少，在钢轨轨头踏面下方难以聚集，降低磨损性能，导致钢轨因磨损过快而降低使用寿命；同时，由于硬度的降低，使钢轨踏面形成塑性流变区，并易于产生飞边等缺陷，危及高速列车的行车安全。在根据本发明的钢轨中，当C％＞0.64％(wt)时，通过后续热处理工序，将使钢轨强度、硬度过高，一方面由于已产生的裂纹无法及时磨耗而扩展，从而使钢轨横向断裂的倾向性增强；另一方面，钢轨硬度过高使车轮磨耗速率加快，严重降低列车的使用寿命。此外，在相同条件下，钢轨强度的提高必将伴随韧塑性的降低，同样无法满足安全性要求。因此，在本发明中，C含量限定在0.40％～0.64％之间，可以更好地满足钢轨所需刚度，同时，使轮轨硬度匹配并提高钢轨使用的安全性。优选地，C含量限定在0.45％～0.60％之间。

Si作为钢的主要添加元素通常以固溶形式存在于铁素体和奥氏体中提高组织的强度。在根据本发明的钢轨中，当钢轨中Si％＜0.10％(wt)时，固溶量偏低将导致强化效果不明显；当Si％＞1.00％(wt)时，将使钢的韧塑性和延展性降低。此外，钢中的Si含量偏高时严重降低钢材的横向性能，不利于钢轨使用的安全性。因此，在本发明中，Si含量限定在0.10％～1.00％之间，特别当0.15wt％＜Si％＜0.50wt％时，效果显著。

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。在根据本发明的钢轨中，当钢轨中Mn％＜0.50％(wt)时，强化效果不理想，仅通过固溶作用使钢的性能略微提高；当Mn％＞1.20％(wt)时，钢中碳化物的硬度过高，使钢轨无法获得理想的强韧性配合，更重要的是，由于Mn具有拖拽溶质原子的作用，在制造钢轨过程中的控冷阶段，由于冷却速率较快，奥氏体状态下的C原子由于Mn的作用而无法充分扩散，最终形成饱和或过饱和状态，易于产生贝氏体和马氏体等异常组织，而后两者是珠光体系列钢轨中禁止出现的。因此，在本发明中，Mn含量限定在0.30％～1.50％之间，特别是当0.50wt％＜Mn％＜1.20wt％时，效果显著。

Al在钢中易与氧结合，形成Al₂O₃或其它复杂氧化物，如未能充分上浮，将存留于钢中，在钢轨使用时该夹杂物作为异质相将破坏基体的连续性，在循环应力的作用下，形成疲劳裂纹源，进一步扩展将增加钢轨横向脆断的趋势。因此，为提高钢轨的纯净度，确保使用安全，Al的含量规定不超过0.005％。

RE(稀土元素)在钢中的作用是促进非金属夹杂物变形，同时提高钢质纯净度。此外，RE还有降低S、As等杂质对钢材性能的危害，改善钢轨钢的疲劳性能。然而，当RE％＞0.05％时，易促进粗大夹杂物生成，严重恶化钢材性能。对于高速或准高速铁路用钢轨，提高钢质纯净度，减少非金属夹杂物对钢质基体的破坏十分重要。因此，在本发明中，添加RE的范围限定为小于或等于0.05％，特别当0.010wt％＜Re％＜0.020wt％时，效果显著。

在本发明中，V+Cr+Ti总量要求≤0.20％，原因如下：C作为钢的主要强化元素，其含量高低直接决定钢轨的组织与性能，随C含量的降低，组织中铁素体的比例逐步扩大，珠光体比例降低，铁素体作为钢中的软质相，难以承受车轮反复磨耗，即使通过热处理，对铁素体基体强度的提高也很有限。因此，需要添加如V、Cr和/或Ti等合金元素来强化铁素体基体，从而在改善磨损性能的同时改善钢轨的韧塑性。以下具体说明上述三种合金元素的添加目的和范围。

钢中的V在室温下溶解度很低，通常与钢中的C和N形成V(C，N)，细化晶粒，在强化基体的同时提高韧塑性，是目前碳钢中常用的强化元素之一。在根据本发明的钢轨中，当V％＜0.15％时，这种效果较为明显；当进一步提高V含量时，强度将进一步提高而韧性特别是冲击性能显著下降，即钢轨抵抗冲击的能力减弱，这与高速铁路用钢轨所需的高安全性不符；如果V％＜0.01％，由于V析出的数量有限，难以发挥强化效果，故单独添加V时，V含量限定在0.01％～0.15％，特别是当0.02％≤V％≤0.08％时，效果更加显著。

Cr与Fe能形成连续固溶体并与C形成多种碳化物，也是钢中的主要强化元素之一。此外，Cr能均匀钢中碳化物的分布，改善钢材的磨损性能。与V相比，Cr最大的优势即经济性。然而，Cr含量较高时将对焊接性能带来不利影响。在本发明中，由于C含量的降低，使得钢中铁素体比例扩大，需要添加固溶强化元素以提高铁素体的强度，保证钢轨使用中的磨损性能，同时，由于高速或准高速列车轴重轻，磨耗有限，因此，Cr含量限定在0.02％～0.20％，特别是当0.10％≤Cr％≤0.15％时，效果更加显著。

Ti在钢中的主要作用是细化加热、轧制及冷却时奥氏体的晶粒，最终增加组织的韧塑性和刚度。在根据本发明的钢轨中，当Ti％＞0.05％时，一方面由于Ti是强碳氮化物形成元素，产生的TiC偏多将使钢轨硬度过高；另一方面，TiC偏多将偏聚富集形成粗大碳化物，不仅降低韧塑性，还使得钢轨在冲击载荷作用下接触面易于开裂并导致断裂。在根据本发明的钢轨中，当Ti％＜0.01％时，形成的碳氮化物化物数量有限，难以发挥作用，故在本发明中，Ti含量限定在0.01％～0.05％。

由于高速或准高速铁路钢轨强度较低，所需V、Cr和Ti等元素的固溶强化、析出强化作用有限；同时，由于本发明中碳含量的降低，韧塑性已显著改善，仅依靠上述合金元素改善钢轨的磨损性能。因此，本发明中限定0＜V+Cr+Ti≤0.20％。

以下，将详细说明根据本发明的用于高速和准高速铁路的钢轨的制造方法。

根据本发明，制造用于高速和准高速铁路的钢轨的方法包括以下步骤：

(1)钢水冶炼及浇铸

首先，采用转炉、电炉或平炉对包含如下成分的钢水进行冶炼：0.40％～0.64％C，0.10％～1.00％Si，0.30％～1.50％Mn，少于等于0.025％的P，少于等于0.025％的S，少于等于0.005％的Al，大于0且少于等于0.05％的Re，总量大于0且小于等于0.20％的V、Cr和Ti中的至少一种，以及余量的Fe和不可避免的杂质。然后，进行LF(Ladle Furnace)炉精炼(即炉外精炼)、真空处理，在将钢水浇铸为方坯或板坯后冷却或直接送至加热炉升温。

(2)钢轨轧制

将升温至一定温度(优选为1200℃～1300℃)并保温0.5～2h的连铸坯送入轧机，以轧制为所需断面的钢轨。

(3)轧后控制冷却

终轧后，钢轨通常保持在800℃以上的温度，此时通过控制钢轨轨头冷却速率，可以使钢轨获得不同的性能。对于轧制后尚有余热的钢轨，由于轧机的轧制特点，通常钢轨以一侧轨底角部和轨头侧面接触辊道，而实际使用的钢轨只有轨头部位。在本发明中，控制冷却的过程如下：首先将钢轨直立于辊道，通过辊道转动带动钢轨进入热处理机组。在此之前，热处理机组用于冷却钢轨轨头顶面和两个侧面的喷嘴已开始喷吹具有适当压力和流量，通常为大气环境下2kPa～15KPa的冷却介质。当钢轨在辊道的带动下经过连续布置的喷嘴时，以1℃/s～4℃/s的冷却速率对钢轨的轨头部位进行均匀冷却，当位于热处理机组上方的红外温度探测装置探知轨头顶面表层温度降至350℃～550℃时，冷却停止，完成钢轨轨头的控制冷却。

在本发明中，加速冷却介质可以为压缩空气、水汽混合物和油气混合物中的至少一种。在本发明的指导下，本领域技术人员可以根据实际需要来确定所采用的加速冷却介质。具体地讲，在采用压缩空气和水汽混合物作为加速冷却介质的情况下，可以根据常规选择来确定二者之间的比例。

(4)空冷放置

当钢轨轨头温度达到本发明中的终止加速冷却温度范围后，将钢轨置于空气中自然冷却，并进行后续工序处理。

此外，在上述步骤(3)中，采用的是在线热处理工艺。然而，对于本发明，也可以采用离线热处理工艺。离线热处理是钢轨轧后先空冷至室温，再由感应加热装置加热至奥氏体相区温度，通常为900℃～1100℃，再对轨头部位进行加速冷却的过程。具体地讲，在通过前述步骤将钢坯轧制成钢轨之后，将钢轨自然冷却至低于奥氏体相区的温度，然后再将钢轨重新加热至奥氏体相区或800℃以上的温度并采取步骤(3)中的工艺，同样可得到本发明中的产品。在本发明中，当将钢坯轧制成钢轨冷却至低于奥氏体相区的温度时，以1℃/s～20℃/s的速率将钢轨加热至800℃～1000℃的温度区间，然后重复步骤(3)的工艺，即，以1℃/s～4℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部至350℃～550℃时停止冷却，其后在空气中自然冷却至室温。这里，需要注意的是，将自然冷却的钢轨重新加热至奥氏体相区温度时，可以根据具体的设备条件等因素采用不同的加热速率，例如，可以以1℃/s将钢轨缓慢加热至奥氏体相区的温度，也可以以20℃/s将钢轨急速加热至奥氏体相区的温度。

除了轧后控制冷却的步骤之外，根据本发明的制造钢轨的方法与现有技术的制造钢轨的方法基本相同，因此，在此未对相同的内容进行详细的描述。在本发明中，在终轧后，以1℃/s～4℃/s的冷却速率对钢轨的头部进行均匀冷却，待钢轨头部的温度降至350℃～550℃时停止冷却。由于冷却工艺的选择将决定最终产品的性能，因此，在本发明中，采用含有上述成分的钢轨，当冷却速率不足1℃/s时，无法通过细化组织中铁素体及珠光体晶粒达到与现有高速或准高速铁路钢轨同等的强度，铁素体基体强度不足可能导致使用中难以承受列车的垂直载荷，产生过快磨损的同时使轨头顶面因塑性流变，尺寸发生偏差，不仅降低钢轨的使用寿命，还同时危及行车安全；另一方面，当冷却速率超过4℃/s时，碳化物在钢中的扩散速率降低，增加产生如贝氏体、马氏体组织的倾向性，而后两种组织是珠光体系钢轨中明确禁止出现的。此外，冷却速率过高将大幅提高钢轨的强度，尽管同时提高了裂纹萌生及扩展的能量，但同时对于已产生的裂纹无法通过轮轨磨耗去除，同样不利于行车安全。

在本发明中，加速冷却的终止温度为350℃～550℃，理由是：采用包含上述成分的钢轨自奥氏体相区加速冷却，约550℃时钢轨表面及表面下至少15mm范围内转变已完成；此时，轨头内部存有的热量将向外传递，如终止加速冷却，可能由于热传导导致表层温度升高使已形成的细化组织粗糙化，不利于轨头内部组织在较大的过冷度下完成转变，无法充分发挥热处理的效果。如果加速冷却温度低于350℃，则已进入贝氏体转变区，不利于获得稳定的珠光体、铁素体组织，增加异常组织产生的倾向性。

在本发明中只对钢轨头部加速冷却而轨腰和轨底部位以自然空冷至室温的原因如下：钢轨轨腰作为头部和底部的连接体，间接承受来自列车的重量，需要一定刚度，同时还承受列车转向产生的法向力；轨底直接作用于轨枕，决定列车运行轨迹，并将载荷最终传递至道床。对于高速及准高速铁路，列车轴重(11t～14t)低于客货混运线路或重载线路(25t～40t)且线路曲线半径大(通常＞1000m)，轨腰和轨底受垂直力和法向力有限。此外，加速冷却与空冷相比，对韧塑性指标影响有限，对钢轨使用的安全性无显著影响。

采用本发明的制造钢轨的方法，可以得到轨头部位为细珠光体+(15％～50％)细铁素体混合组织的钢轨，该钢轨强度达到现有高速或准高速铁路用钢轨的同等强度级别的同时显著提高了钢轨的韧塑性和屈服强度，在提高钢轨表层裂纹萌生及扩展能量的同时提高了钢轨抵抗冲击载荷的能力，最终改善钢轨的滚动接触疲劳性能，保障铁路运输安全。同时，在生产过程中无需对现有设备改造，生产工艺简单，操作简便、灵活。

下面，将结合具体的实施例来更详细地描述本发明。这些示例只是出于举例说明的目的，而不意图限制本发明的范围。

示例1

采用转炉冶炼组成如下面的表2中所列的钢，然后进行LF炉精炼、真空除气、方坯连铸、钢坯加热炉加热、钢轨轧制，终轧温度为903℃，放置40s后，轨头顶面温度降至800℃开始喷吹压缩空气，以3.1℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为520℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品1。

示例2

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为910℃，放置45s后，轨头顶面温度降至780℃开始喷吹压缩空气和油气混合物，以2.9℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为514℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品2。

示例3

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为900℃，放置42s后，轨头顶面温度降至770℃开始喷吹油气混合物，以2.7℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为530℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品3。

示例4

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为890℃，放置35s后，轨头顶面温度降至790℃开始喷吹水汽混合物和油气混合物，以3.0℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为495℃，轨腰及轨底温度大于550℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品4。

示例5

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为915℃，放置50s后，轨头顶面温度降至780℃开始喷吹压缩空气，以2.8℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为528℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品5。

示例6

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为922℃，放置53s后，轨头顶面温度降至795℃开始喷吹压缩空气，以2.1℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为519℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品6。

示例7

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为918℃，放置49s后，轨头顶面温度降至800℃开始喷吹压缩空气，以2.2℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为531℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品7。

示例8

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为907℃，放置48s后，轨头顶面温度降至785℃开始喷吹压缩空气与水汽混合物，以2.3℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为526℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品8。

示例9

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。具体地讲，在该示例中，终轧温度为895℃，首先空冷至室温，然后采用工频感应加热装置以5℃/s的速率将钢轨头部重新加热至900℃，当钢轨头部自然空冷至760℃时，喷吹水汽混合物和压缩空气，以2.2℃/s的冷却速率均匀冷却钢轨头部，喷吹完毕后钢轨轨头顶面温度为510℃，轨腰及轨底温度大于600℃，然后将钢轨置于空气中自然冷却至室温，得到样品9。

对比例1

除了轧后控制冷却的步骤之外，采用与示例1的方法相同的方法制造钢轨。得到所需断面钢轨后将其直接置于空气中冷却至室温，得到现有高速或准高速铁路用钢轨，即对比例1。

表2本发明的钢轨与对比例的钢轨的化学组成

实验示例1

下面的表3中示出了根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨的力学性能。

表3本发明的钢轨和对比例的钢轨的力学性能

由上面的表3可以看出，根据本发明的示例1与示例3的钢轨与对比例1的钢轨的强度处于同一级别，但延伸率提高约50％。根据本发明的示例2与示例8钢轨的抗拉强度(R_m)略低于对比例1的钢轨，但屈服强度(R_el)较高，同等条件下将有效阻止钢轨使用中表层疲劳裂纹的萌生；同时，目前高速铁路钢轨在使用中由于轮轨接触应力低，磨损轻微，能够满足磨耗要求。此外，根据本发明的示例2的钢轨断后延伸率高出对比例1的钢轨约75％，使用安全性得以提高。相对于对比例1，本发明中示例4、示例6、示例7与示例8的强度、硬度提高的同时塑性也明显改善，综合性能得以提升。对于采用二次加热的示例9，由于铁素体晶粒得到细化，性能同样满足高速或准高速铁路用钢轨要求。

图2是根据本发明的示例1的钢轨的轨头组织的金相图。图3是根据对比例1的钢轨的轨头组织的金相图。由图2和图3可以看出，与根据对比例1的钢轨相比，根据本发明的的方法制得的钢轨具有是珠光体和铁素体混合均匀排列的组织，因此，在本发明的钢轨中，可以通过珠光体中的渗碳体提高钢轨的磨损性能，同时可以通过已强化的铁素体提高钢轨的韧性和疲劳性能，所以，对于高速和准高速铁路用钢轨而言，根据本发明的钢轨具有比现有技术的钢轨要好的耐磨损性和抗疲劳接触性。

实验示例2

下面的表4中出了根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨的在不同温度下的冲击功(Ak_u)。

表4本发明和对比例的钢轨在不同温度下的冲击功

由上面的表4可以看出，与现有技术制造的钢轨相比，根据本发明的方法制造的钢轨在常温和低温下的冲击韧性明显提高，示例2与示例8由于采用低碳含量及微合金化处理，韧性提高将近一倍。对于碳含量较高且无合金化的示例4和示例6，冲击韧性也提高了25％。由此可见，采用降低碳含量并配合轧后控制冷却方式对提高钢轨的韧性较为有利。因此，根据本发明的方法制造的钢轨将为寒冷地区高速铁路因不平顺或其它原因导致轮轨冲击时列车的使用安全性提供更有效的保障。

实验示例3

下面的表5中示出了根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨的磨损性能。

通过滚滑磨损的方式对比钢轨在相同条件下的磨损性能，对磨样为对比例1的钢轨。具体试验条件及参数如下：

试验机名称：MM-200型；

试样尺寸：厚度10mm，内径10mm，外径36mm；

试验载荷：980N；

滑差：10％；

试验环境：常温、风冷；

转速：200r/min；

对磨总转数：20万；

试验数量：3对(取其算术平均值表示结果)

磨损试验结果见表5，磨损示意图见图1。

表5本发明部分实施例和对比例的钢轨的磨损性能

由上面的表5可以看出，本发明中的示例8钢轨的磨损性能略低于对比例1的钢轨。由于高速列车轴重较轻，钢轨磨耗速率较低，有利于将钢轨轨头表面萌生的疲劳裂纹通过磨耗去除，对改善滚动接触疲劳性能极为有利。对于示例5与示例6，其磨损性能与对比例1相当，同样适用于高速或准高速铁路应用。

实验示例4

下面的表6中示出了根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨的疲劳裂纹扩展速率。采用型号为ISTRON 8801的裂纹扩展速率试验机，研究裂纹长度(或深度)沿垂直于应力方向扩展速率的规律。裂纹扩展速率越慢，相同条件下越有利于阻止裂纹扩展。

表6本发明和对比例的钢轨的裂纹扩展速率

由上面的表6可以看出，通过与对比例1的钢轨相比，根据本发明的方法制造的钢轨的裂纹扩展速率较低，从而相同条件下越有利于阻止裂纹扩展。

实验示例5

下面的表7中示出了根据本发明的钢轨和现有技术的钢轨在低温(-20℃)和常温(20℃)时的断裂韧性(K_IC)。采用型号为ISTRON 8801的断裂韧性试验机测量了钢轨的断裂韧性。断裂韧性K_IC是衡量材料抵抗裂纹扩展能力的力学性能指标。K_IC值越高，表明钢轨抵抗裂纹扩展的能力越强，越有利于行车安全。

表7本发明和对比例钢轨的断裂韧性

由上面的表7可以看出，在相同条件下，根据本发明的方法制造的钢轨的断裂韧性无论常温或低温均高于对比例1的钢轨。通过比较发现，随着钢中碳含量的降低，断裂韧性显著提高。因此，降低钢轨中的碳含量有利获得更高的断裂韧性。

实验示例6

下面的表8中示出了根据本发明的钢轨和对比例1的钢轨的轴向疲劳性能对比。采用型号为PQ-6弯曲疲劳试验机采用应力幅升降法测量了钢轨的轴向疲劳极限，试验条件：在总应变幅为1350με时，每组试样的疲劳寿命均大于5×10⁶的要求。

表8本发明和对比例的钢轨的轴向疲劳极限

由上面的表8可以看出，根据本发明的方法制造的钢轨和根据现有技术制造的钢轨均满足标准要求，并且根据本发明的钢轨的疲劳极限要高于根据现有技术制造的钢轨的疲劳极限。

在现有的高速和准高速铁路用钢轨中，钢轨的头部为大量珠光体和小于5％的铁素体的组织，而根据本发明提供的用于高速和准高速铁路的钢轨，通过钢轨中的降低碳含量，配合轧后控制冷却的方式，可以使钢轨的头部在室温下为珠光体+15％～50％铁素体的均匀混合组织。高速铁路用钢轨中铁素体在组织中比例提高至15％～50％的优点在于：(1)现有高速铁路钢轨中组织以珠光体为主，包含少于5％的铁素体组织，经过一定时间的运营后发现，高速列车与轨道间的磨损几乎不发生，致使以良好磨损性能著称的珠光体组织难以发挥作用，相反，由于无磨损，产生于轨头表层轮轨接触面的微裂纹将难以去除，经车轮的往复作用，将使裂纹向钢轨内部扩展，最终形成裂纹、掉块等接触疲劳伤损，继续发展将有断轨的危险。当铁素体组织的比例提高后，由于铁素体属于钢中的软质相，其磨损性能不如珠光体，将使钢轨在使用中产生一定磨损，以确保钢轨表层的裂纹能够被及时磨去。然而，如果单纯降级钢中的C含量来获得一定比例的铁素体，将会由于磨损过快同样影响钢轨的使用寿命。只有通过强化铁素体基体来达到目的，而提高基体强度的方法无外乎三种，即合金元素固溶、析出强化和热处理细晶强化，而单纯依靠热处理工艺，将在提高铁素体基体强度的同时渗碳体的强化作用同比增强，会使强度过高，因此，添加部分微合金化元素以强化铁素体基体为主，同时还能略微提高韧塑性。此外，如果铁素体比例超过50％，将使得珠光体比例降低，无法保证一定的磨损性能，同样无法应用于高速线路。(2)钢轨中铁素体比例的提高意味着韧塑形的大幅提升，更高的延伸率与冲击韧性将使钢轨在受到相同冲击载荷的条件下断轨的几率大幅降低，对确保行车安全极为有利。

综上所述，通过对本发明的钢轨与现有高速铁路用钢轨的金相组织、常规力学性能及特殊力学性能在不同条件下的对比可以看出，在本发明中，通过降低钢轨中的碳元素含量，配合轧后控制冷却的方式，保持了现有高速铁路钢轨的强度、硬度级别，与此同时，钢轨的韧塑性和屈服强度均显著提高，即提高形成于钢轨表层的疲劳微裂纹萌生及扩展所需能量值，从而在相同条件下可以改善钢轨的滚动接触疲劳性能，最终提高钢轨的使用寿命和运输安全性。

本发明不限于上述实施例，在不脱离本发明范围的情况下，可以进行各种变形和修改。