制造高强度起重机钢轨的方法

摘要

一种制造高强度头部硬化的起重机轨的方法以及由所述方法制造的起重机轨。所述方法包括提供具有如下组成的钢轨的步骤，该组成以重量百分比计包含：C 0.79％至1.00％；Mn 0.40至1.00；Si 0.30至1.00；Cr 0.20至1.00；V 0.05至0.35；Ti 0.01至0.035；N 0.002至0.0150；以及余量主要为铁。钢轨从约700℃与约800℃的温度以如下冷却速率冷却：所述冷却速率具有由连接xy坐标(0秒，800℃)、(40秒，700℃)和(140秒，600℃)的上部线限定的冷却速率上边界曲线与由连接xy坐标(0秒，700℃)、(40秒，600℃)和(140秒，500℃)的下线限定的冷却速率下边界曲线。

说明书

相关申请的交叉引用

本申请要求2012年11月15日提交的美国临时申请第61/726,945号 的权益。

技术领域

本发明涉及钢轨，并且更具体地涉及起重机轨。具体而言，本发明涉 及极高硬度的起重机钢轨及其制造方法。

背景技术

在安装在地面或高架走道上的钢轨上移动的起重机用于将物体和材 料从一个位置运输到另一位置。实例包括工业建筑(钢厂)和港口，其中 船舶从该港口卸货并将货物放置在运输车辆上。所述钢轨被称为起重机 轨，并且需要安全地支承重载荷同时保持低维护费用、长的生命周期。与 用于铁路和轻轨运输线路的常见“丁字轨(Tee-rails)”相比，起重机轨通 常具有显著的较厚重的头部和较厚的轨腰部。

由于多年来载荷增大，所以起重机轨必须抵抗塑性变形和损坏。目前 的趋势是，起重机轨必须具有较高的硬度和高强度以抵抗损坏。典型的工 业起重机(钢厂)具有车轮载荷高达60吨的八个直径为60cm至70cm 的车轮。起重机钢轨与起重机车轮之间的实际接触点相当小并且通常集中 在起重机轨头的中心。由于轨和车轮均处于高水平的压缩，所以引起非常 大的局部应力。近来许多起重机已改用较硬的车轮以延长车轮寿命并降低 维护费用。移动的起重机和伴随的冲击载荷可以导致起重机轨、车轮和支 承梁系统疲劳损坏。起重机轨还经受头磨损并需定期检查以确定磨损量仍 可容许继续使用。在起重机轨遭受墩粗变形(mushrooming deformation) 或非对称变形和磨损的情况下，必需更换起重机轨。

基于增大的起重机载荷和较高硬度的起重机车轮，起重机轨技术要求 普遍转向较高硬度、较高强度的钢种。由于起重机轨市场的规模有限，所 以存在很少的制造起重机轨的钢厂，使用户处于困难的局面。

ArcelorMittal Steelton工厂是西半球起重机轨的主要生产商，并且该 工厂利用其轨头部硬化的设备通过直接脱离轨轧机的加速冷却来制造较 高硬度的起重机轨。然而，客户需要与从常规轨钢组合物可获得的起重机 轨相比用于重载荷应用的硬度甚至更高的起重机轨。在本领域中需要与目 前通常可获得的起重机轨相比硬度更高的高硬度起重机轨。

发明内容

本发明涉及一种制造高强度头部硬化的起重机轨的方法以及通过该 方法制造的起重机轨。该方法包括提供具有如下组成的钢轨的步骤，该组 成以重量百分比计包含：碳0.79％至1.00％；锰0.40至1.00；硅0.30至 1.00；铬0.20至1.00；钒0.05至0.35；钛0.01至0.035；氮0.002至0.0150， 余量主要为铁。钢轨在约700℃与约800℃之间的温度处提供。所述方法 包括以如下冷却速率冷却所述钢轨的另外的步骤，如果该冷却速率绘制在 具有xy坐标的曲线图上，其中x轴代表以秒表示的冷却时间，y轴代表 以℃表示的钢轨的头部的表面的温度，则该冷却速率保持在由连接xy坐 标(0秒，800℃)、(40秒，700℃)和(140秒，600℃)的上线限定的 上冷却速率边界曲线与由连接xy坐标(0秒，700℃)、(40秒，600℃) 和(140秒，500℃)的下线限定的下冷却速率边界曲线之间的区域中。

优选地，钢轨组合物可以优选地以重量百分比计包含：碳0.8至0.9； 锰0.7至0.8；硅0.5至0.6；铬0.2至0.3；钒0.05至0.1；钛0.02至0.03； 氮0.008至0.01；以及余量主要为铁。钢轨组合物可以更优选地以重量百 分比计包含：碳0.87；锰0.76；硅0.54；铬0.24；钒0.089；钛0.024；磷 0.011；硫0.006；氮0.009；以及余量主要为铁。

起重机轨具有可以为完全珠光体显微组织的头部。所述起重机轨的头 可以具有如下平均布式硬度：在距离所述起重机轨头的顶部中心3/8英寸 的深度处至少370HB；在距离所述起重机轨头的侧部3/8英寸的深度处 至少370HB；以及在距离所述起重机轨头的顶部中心3/4英寸的深度处 至少340HB。起重机轨可以具有至少120ksi的屈服强度；至少180ksi 的极限拉伸强度；至少8％的总伸长率以及至少20％的截面收缩率 (reduction in area)。

绘制在曲线图上从0秒至20秒的冷却速率可以具有在约2.25℃/秒至 5℃/秒范围内的平均值，并且其中绘制在曲线图上从20秒至140秒的冷 却速率可以具有在约1℃/秒至1.5℃/秒范围内的平均值。

提供钢轨的步骤可以包括以下步骤：在约1600℃至约1650℃的温度 下形成钢的熔体，通过依次添加锰、硅、碳、铬，接着按任意顺序或者以 组合的方式添加钛和钒来形成所述熔体；对所述熔体进行真空脱气以进一 步除去氧气、氢气和其他可能的有害气体；将所述熔体浇铸成方坯；将浇 铸的方坯加热至约1220℃；在初轧机上采用多个道次将所述方坯轧制成 “经轧制的”方坯；将所述经轧制的方坯置于再加热炉中；将所述经轧制的 方坯再加热至1220℃，以提供均匀的轨轧制温度；除去所述经轧制的方 坯的氧化皮；使所述经轧制的方坯依次通过粗轧机、中间粗轧机和精轧机 以产生精轧钢轨，所述精轧机具有1040℃的输出精轧温度；在高于900℃ 除去所述精轧钢轨的氧化皮以在所述精轧钢轨上获得均匀的二次氧化物； 以及将所述精轧轨空冷至约700℃至800℃。

冷却所述钢轨的步骤可以包括利用水冷却所述轨140秒。利用水冷却 所述钢轨的步骤可以包括利用喷水射流冷却所述钢轨。包括所述喷水射流 的水可以保持在10℃至16℃之间的温度。利用喷水射流冷却所述钢轨的 步骤可以包括将所述喷水射流指向轨头的顶部处、轨头的侧部处、轨腰的 侧部处和轨的轨底处。利用喷水射流冷却所述钢轨的步骤可以包括使所述 钢轨穿过包括所述喷水射流的冷却室。冷却室可以包括四个区并且每个区 中的水流量可以根据各个区中的冷却需要而不同。在所述冷却室的第一区 /入口区中可以施加最大量的水，使冷却速率足够快以抑制先共析渗碳体 的形成并在低于700℃促使珠光体转变开始。在冷却室的第一区/入口区中 的水流量可以为25m³/小时；在冷却室的第二区中的水流量可以为21m³/ 小时；在冷却室的第三区中的水流量可以为9m³/小时；以及在冷却室的 第四区/最后区中的水流量可以为10m³/小时。

冷却所述钢轨的步骤还可以包括在利用水冷却所述轨140秒的所述 步骤之后的在空气中将所述轨冷却至室温的步骤。

附图说明

图1是示出起重机轨上的求平均值以确定起重机轨头硬度的位置的 起重机轨的头部的示意性截面。

图2a和图2b分别绘出了在本文中所讨论的四个品级的起重机轨 (CC、HH、HC和INV)的轨头的顶部和中心处的平均布氏硬度。

图3示出了起重机轨的截面和用于冷却起重机轨的喷水射流。

图4绘出了在本发明的9个轨在其连续穿过冷却室的区时的冷却曲线 (以℃表示的轨头温度相对从进入室的第一区起的时间的关系)。

图5绘出了对于单个轨的以℃表示轨头温度相对自进入室的第一区 起的时间的关系，虚线表示本发明的冷却包迹线的顶界线和底界线。

具体实施方式

本发明涉及结合钢组合物与加速冷却以制造具有优异硬度和强度的 起重机轨。

目前规格：

起重机轨的标准规格为ASTM A759“碳钢起重机轨(Carbon Steel  Crane Rails)”。组合物范围为(以重量％计)：碳0.67％至0.84％；锰 0.70％至1.10％；硅0.10％至0.50％；磷至多0.04％；硫至多0.05％。虽 然在ASTM A759中未规定显微组织，但由该组合物制造的起重机轨在加 速冷却或在冷床上受控冷却的情况下呈现出珠光体显微组织。

起重机轨组成和硬度的改进：

多年来，起重机轨组合物包含以上所示的简单的C-Mn-Si化学物质。 然而，已经开发了不同品级的起重机轨以便于增强硬度性质。硬度是起重 机轨中规定的首要性质要求。图1是起重机轨的头部的示意性截面。本发 明人采用图1中示出的模式用于起重机轨头中的布氏硬度测量 (175lb/yd)。将对起重机轨头上的位置A3、B3和C3求平均并且称为头 顶部硬度。对起重机轨头上的位置D1和E1求平均并称为头侧部硬度， 起重机轨头上的位置B6被称为头中心硬度。

起重机轨品级：

下面对三种目前现有技术起重机轨品级和本发明的品级(编码INV) 进行描述。

受控冷却(CC)起重机轨：

C-Mn-Si轨在轨轧机上轧制并在冷却床上简单地进行空冷。该品级被 称为受控冷却(CC)起重机轨。表1中列出了CC起重机轨的代表性成。

表1

类型 加热 C Mn P S Si Cr V Ti N CC 207S385 0.79 0.83 0.010 0.014 0.20 0.09 0.001 0.003 0.0089 CC 207S386 0.80 0.83 0.011 0.012 0.20 0.11 0.001 0.004 0.0092 CC 207S387 0.80 0.82 0.011 0.012 0.18 0.11 0.001 0.003 0.0084

含碳量在铁-碳二元相图的共析点处，得到的显微组织为100％珠光 体。

头部硬化的(HH)起重机轨：

在20世纪90年代的下一个起重机轨进展为加速冷却由基础C-Mn-Si 钢制成的起重机轨以通过开发更细的珠光体层间距来实现更高的硬度。与 用于CC轨的钢相比，用于HH轨的钢包含更多Mn、Si和Cr。加速冷 却工艺被称为头部硬化。表2中示出了头部硬化的(HH)起重机轨的代 表性组成。该表示出了其中碳的范围为0.80％至0.82％；Mn为0.96％至 0.99％；Si为0.40％至0.44％且Cr为0.20％至0.21％的起重机轨的三种 加热。

表2

类型 加热 C Mn P S Si Cr V Ti N HH 217S311 0.82 0.96 0.013 0.008 0.40 0.20 0.001 0.006 0.0084 HH 217S350 0.80 0.98 0.012 0.011 0.44 0.20 0.001 0.004 0.0128 HH 217S347 0.81 0.99 0.012 0.008 0.41 0.21 0.001 0.005 0.0107

高碳(HC)起重机轨：为了实现甚至更高的硬度，将以上HH钢的 碳水平从0.80％至0.82％C增加至0.88％至0.90％C，并且也对由该组合 物轧制的起重机轨进行头部硬化的。表3中示出了头部硬化的的HC起重 机轨的代表性组成。

在较高的碳水平下，这些轨位于铁-碳二元共晶点的过共析侧。这意 味着可能在原奥氏体晶界上形成先共析渗碳体网状物。在存在这些网状物 的情况下，延展性将降低。然而，加速冷却将有助于使网状物形成最小化。

表3

类型 加热 C Mn P S Si Cr V Ti N HC 217S364 0.88 1.02 0.010 0.008 0.38 0.21 0.001 0.003 0.0088 HC 217S365 0.89 1.02 0.010 0.010 0.41 0.20 0.001 0.002 0.0094 HC 217S366 0.90 1.03 0.010 0.008 0.44 0.20 0.001 0.004 0.0081

高硬度和高强度起重机轨试验：为了在不牺牲延展性的情况下实现与 HC起重机轨相比甚至更高的硬度和强度，本发明人对具有修改的组成以 及特别地修改的头部硬化的参数的新型较高硬度的起重机轨进行了试验。 本发明的品级(INV)包括具有较低的Mn和较高的Si和Cr的头部硬化 的起重机轨钢。还添加了重要的微合金元素钛和钒。表4中以重量百分比 计示出了在试验中采用的组成(余量为铁)。

表4

类型 加热 C Mn P S Si Cr V Ti N INV 270S009 0.87 0.76 0.011 0.006 0.54 0.24 0.089 0.024 0.0090

本发明的高强度起重机钢轨具有珠光体显微组织，并且一般具有以重 量％计的如下组成，其中余量主要为铁：

碳0.79至1.00(优选地0.8至0.9)

锰0.40至1.00(优选地0.7至0.8)

硅0.30至1.00(优选地0.5至0.6)

铬0.20至1.00(优选地0.2至0.3)

钒0.05至0.35(优选地0.05至0.1)

钛0.01至0.035(优选地0.02至0.03)

氮0.002至0.0150(优选地0.008至0.01)

碳对于实现高强度轨的性质是关键的。碳与铁结合以形成碳化铁(渗 碳体)。碳化铁有助于高硬度并且给轨的钢赋予高强度。利用高含碳量(高 于约0.8wt％，可选地高于0.9％wt)，较高体积分数的碳化铁(渗碳体) 继续形成，超过常规共析(珠光体)钢的碳化铁体积分数。在新型钢中采 用较高含碳量的一种方式是通过加速冷却(头部硬化的)并抑制在奥氏体 晶界上形成有害的先共析渗碳体网状物。如下面所讨论的，较高的碳水平 还避免了通过正常脱碳在轨表面处形成软铁素体。换言之，钢具有足够的 碳以防止钢的表面变成亚共析体。大于1wt％的碳水平可能产生不期望的 渗碳体网状物。

锰是液体钢的脱氧剂，并且添加锰来以硫化锰的形式束缚硫，从而防 止形成脆性且对热延展性有害的硫化铁。通过延迟珠光体转变成核而由此 降低转变温度且减小层间珠光体间距，锰还有助于珠光体的硬度和强度。 高水平的锰(例如高于1％)可以在固化期间产生不期望的内部离析以及 使性能劣化的显微组织。在示例性实施方案中，相对于常规头部硬化的钢 组合物水平，锰被降低成使连续冷却转变(CCT)图的“鼻部”偏移至较短 的时间(即曲线向左边偏移)。通常，在“鼻部”附近形成较多的珠光体和 较低级转变产物(例如贝氏体)。根据示例性实施方案，初始冷却速率被 加速以利用该偏移，冷却速率被加速以在鼻部附近形成珠光体。在较高冷 却速率下操作头部硬化的处理促进了较细的(且较硬的)珠光体显微组织。 然而，当在较高冷却速率下操作时，偶尔会发生热传递不稳定的问题，其 中，轨过度冷却并且由于贝氏体或马氏体的存在而无法令人满意。利用本 发明的组合物，可以在没有出现不稳定的情况下在较高的冷却速率下进行 头部硬化的。因此，锰保持在低于1％以降低离析并防止不期望的显微组 织。锰水平优选地被保持为大于约0.40wt％以通过形成硫化锰来束缚硫。 高的硫含量可能产生高水平的硫化铁并导致脆度增加。

硅为液体钢的另一种脱氧剂并且是珠光体中的铁素体相的强力固溶 强化剂(硅不与渗碳体结合)。硅还通过改变碳在奥氏体中的活度来抑制 在原奥氏体晶界上形成连续的先共析渗碳体网状物。硅优选地以至少约 0.3wt％的水平存在以防止渗碳体网状物形成，并且以不大于1.0wt％的水 平存在以避免在热轧期间的脆化。

铬在珠光体的铁素体相和渗碳体相中提供固溶强化。

钒在转变期间与多余的碳和氮结合以形成碳化钒(碳氮化钒)，以用 于提高硬度且强化珠光体中的铁素体相。钒有效地与铁争夺碳，由此防止 连续渗碳体网状物的形成。碳化钒使奥氏体晶粒尺寸细化并用来损坏在奥 氏体晶界处形成连续先共析渗碳体网状物，尤其是在存在本发明实践的硅 水平的情况下。低于0.05wt％的钒水平不能产生足够的碳化钒沉淀而不能 抑制连续渗碳体网状物。高于0.35wt％的水平对于钢的拉伸性能而言可能 是有害的。

钛与氮结合以形成在对钢进行加热和轧制期间刺在(pin)奥氏体晶 界的氮化钛沉淀，由此防止奥氏体晶粒过度生长。对于在超过900℃的精 轧温度下对轨进行加热和轧制期间限制奥氏体晶粒生长而言，该晶粒细化 是重要的。晶粒细化提供了延展性和强度的良好结合。高于0.01wt％的钛 水平有利于拉伸伸长，产生超过8％的伸长率值，例如8％至12％。低于 0.01wt％的钛水平可以将伸长率平均值降低至低于8％。高于0.035wt％的 钛水平可能会产生对限制奥氏体晶粒生长无效的大TiN颗粒。

氮对于与钛结合以形成TiN沉淀而言是重要的。在电炉熔化工艺中 通常存在天然存在量的氮杂质。可以期望的是，向组合物中添加额外的氮 以使氮水平高于0.002wt％，这通常是使得氮能够与钛结合以形成氮化钛 沉淀的足够的氮水平。通常，高于0.0150wt％的氮水平是不必要的。

碳水平与高碳(HC)起重机轨品级基本相同。该组合物过共析有较 高体积分数的渗碳体以增加硬度。有意减少锰以防止在焊接起重机轨时形 成低级转变产物(贝氏体和马氏体)。增加硅水平以提供较高的硬度并有 助于抑制在原奥氏体晶界处形成先共析渗碳体网状物。稍高量的铬以用于 增加较高的硬度。添加的钛与氮结合以在奥氏体相中析出的亚微观氮化钛 颗粒。这些TiN颗粒在加热周期期间刺入奥氏体晶界以防止晶粒生长， 得到较细的奥氏体晶粒尺寸。添加的钒与碳结合以形成在珠光体转变期间 析出的亚微观碳化钒并得到强的硬化效果。与硅一起添加的钒和加速冷却 抑制了先共析渗碳体网状物的形成。

硬度性能：表5中示出了三种常见品级和本发明品级的平均布氏硬 度。

表5

类型 顶部 侧部 中心 CC 308 307 302 HH 338 346 315

HC 362 372 337 INV 371 378 346

如可以看到的，在轨头的顶部、侧部和中心位置处，硬度按CC、HH、 HC和INV的次序逐渐增大。图2a和图2b中示出的曲线图分别绘出了 在本文中所讨论的四个品级的起重机轨(CC、HH、HC和INV)在轨头 的顶部和中心处的平均布氏硬度。曲线示出随着合金含量和工艺的变化硬 度上的改进。可看出通过本发明的工艺冷却的具有本发明的组合物的本发 明的轨具有最高的硬度。

强度性质：除了硬度之外，在轨头测量了拉伸性质。根据轨头的顶角 机械加工有1/2"测量直径和2"测量长度的标准ASTM A370拉伸试样。表 6示出了三种常见品级和本发明品级的典型屈服强度(YS)、拉伸强度 (UTS)、百分比总伸长率和百分比截面收缩率。

表6

类型 YS ksi UTS ksi ％总伸长率 ％截面收缩率 CC 87 152 10.8 19.2 HH 105 168 11.3 23.8 HC 120 184 9.5 15.9 INV 124 187 10.8 21.6

如在以上的硬度改进中看到的，强度也按品级逐渐增大。值得注意的 是，高碳HC起重机轨的延展性(如通过％总伸长率和％截面收缩率所表 示的)与其他品级相比较低。这是因为钢过共析并且存在在原奥氏体晶界 上形成先共析渗碳体网状物的可能性。已知这些网状物通过为裂纹扩展提 供容易路径而使延展性降低。即使在类似的升高的碳水平下，本发明品级 也具有提高的延展性。较高的硅水平有助于使这些网状物最小化。此外， 钒的添加用于抑制在奥氏体晶界上形成网状物。因此，本发明品级的百分 比截面收缩率(延展性)为36％，优于在相同碳水平下的HC品级。

通常，可以在足够高以使钢保持在熔融状态的温度范围内进行炼钢。 例如，该温度可以在约1600℃至约1650℃的范围内。合金元素可以以任 意特定顺序添加到熔融钢中，但是期望的是将添加次序布置成保护某些元 素(例如钛和钒)不被氧化。根据一个示例性实施方案，首先以锰铁的形 式添加锰，以对液态钢进行脱氧。接下来，以硅铁的形式添加硅，以进一 步对液态钢进行脱氧。然后添加碳，接着添加铬。分别在倒数第二个步骤 和最后一个步骤中添加钒和钛。在合金元素被添加之后，可以对钢进行真 空脱气以进一步除去氧气和其他可能的有害气体例如氢气。

一旦进行了脱气，就可以在三股连铸机中将液态钢浇铸成方坯(例如 370mm×600mm)。浇铸速度可以设定为例如低于0.46m/s。在浇铸期间， 通过包括陶瓷管的保护套管保护液态钢免于接触氧气(空气)，上述陶瓷 管从钢包的底部延伸到中间包(将熔融钢分配到下方的三个模具中的保持 容器)并且从中间包的底部延伸到每个模具中。在浇铸模具中时可以电磁 搅拌液态钢以增强匀质化，从而使合金离析最小化。

浇铸之后，浇铸方坯被加热至约1220℃，并且在初轧机上以多个(例 如15)道次被轧制为“经轧制的”方坯。将经轧制的方坯“趁热”置于再加 热炉中并再加热至1220℃，以提供均匀的轨轧制温度。在去氧化皮之后， 经轧制的方坯可以在粗轧机、中间粗轧机和精轧机上以多个(例如10) 道次被轧制成轨。精轧温度期望地为约1040℃。在高于约900℃可以再次 除去轧制轨的氧化皮，以在头部硬化的之前在轨上获得均匀的二次氧化 物。轨可以被空冷至约800℃至700℃。

本发明的工艺：为了在本发明中实现较高的硬度，组合物和处理都至 关重要。在起重机轨仍处于奥氏体状态时使其直接脱离轨轧机而对其进行 处理。在加热期间钛已经形成限制晶粒生长的TiN颗粒。轨在1040℃至 1060℃之间的温度下精轧。离开轨轧机最后一站(stand)之后，将轨(在 仍为奥氏体时)送至头部硬化的机器。在750℃至800℃之间的表面温度 下开始，轨通过如图3所示配置的一系列喷水射流，图3示出了起重机轨 的截面和用于冷却起重机轨的喷水射流。

从图3可以看出，喷水射流配置包括头顶部喷水射流1、两个头侧部 喷水射流2、两个腹板喷水射流3和轨底喷水射流4。喷嘴在100米长的 冷却室中纵向分布并且所述室包括数百个冷却喷嘴。轨以0.5米/秒至1.0 米/秒的速度移动穿过喷水室。为了性质一致性，水温被控制在10℃至16℃ 之内。

在冷却室的四个独立区中控制水流量；每个区长25米。例如，在处 理以上所示的175CR型材(175lb/yd)时，针对每个25米区调整头顶部 水流量和头侧部水流量，以实现适当的冷却速率来在轨头中获得细的珠光 体显微组织。图4绘出了在本发明的9个轨在其连续通过所述室的区时的 冷却曲线。具体地，图4绘出了以℃表示的轨头温度相对自进入所述室的 第一区起的时间的关系。七个高温计(如图4中的数据点所示的温度测量 结果)位于每个区中的关键位置处。这些高温计测量轨头顶部表面温度。 这7个头顶部高温计位于如下位置：

高温计1：当轨进入冷却室时—称为入口温度；

高温计2：在穿过第一区一半的位置处；

高温计3：在第一区的末端处；

高温计4：在穿过第二区一半的位置处；

高温计5：在第二区的末端处；

高温计6：在第三区的末端处；以及

高温计7：在第四区的末端处。

本发明的重要部分是控制冷却室的四个独立区中的冷却速率。这通过 如下来实现：精确控制对每个区中的水流量，尤其是每个区中的头顶部喷 嘴和头侧部喷嘴的总流量。对于关于图4的以上所讨论的本发明的9个轨， 第一个25米区中的头顶部喷嘴的水流量为25m³/小时；第二个25米区中 的头顶部喷嘴的水流量为21m³/小时；第三个25米区中的头顶部喷嘴的 水流量为9m³/小时；以及第四个25米区中的头顶部喷嘴的水流量为10 m³/小时。在轨离开第四区之后，通过空冷将其冷却至室温。这种水流的 分配影响轨头中的硬度水平和硬化深度。图5中绘出了图4中的9个轨中 的第一轨的冷却曲线来示出水分配的结果。具体地，图5绘出了对于单个 轨的以℃表示的轨头温度相对自进入所述室的第一区起的时间的关系。虚 线指出了本发明的冷却包迹线的顶界线和底界线。

在第一区施加最大量的水，这使冷却速率足够快以抑制先共析渗碳体 的形成并在低于700℃(在600℃至700℃之间)促使珠光体转变开始。 珠光体转变的开始温度越低，珠光体层间间距越细密并且轨硬度越高。一 旦起重机轨头开始向珠光体转变，珠光体转变就会释放热(称为转变热) 如果不施加适量的水，冷却过程显著减慢。实际上表面温度会变得比之前 更热：这称为复辉。需要受控的高水平的水流以带走这些过量的热并使得 珠光体转变继续在低于700℃发生。在第三区和第四区中的水流继续从轨 表面吸取热。需要这种额外冷却以获得良好的硬化深度。

如上所述，图5中的虚线示出了本发明的冷却包迹线和本发明的两种 冷却方式。冷却包迹线的第一种冷却方式跨进入到冷却室的0秒至40秒。 在冷却包迹线的这种冷却方式中，冷却曲线以上冷却限制线和下冷却限制 线(图5中的虚线)为界。上冷却线跨约800℃的温度下时间t＝0秒至t＝40 秒和约700℃的温度。下冷却线跨约700℃的温度下t＝0秒至t＝40秒和约 600℃的温度。冷却包迹线的第二种冷却方式跨进入冷却室的40秒至140 秒。在冷却包迹线的这种方式中，冷却曲线再次以上冷却限制线与下冷却 限制线(图5中的虚线)为界。上冷却线跨约700℃的温度下时间t＝40 秒至t＝140秒和约600℃的温度。下冷却线跨约600℃的温度下时间t＝40 秒至t＝140秒和约500℃的温度。

在冷却包迹线的两种冷却方式内，冷却速率处于两个阶段。在跨进入 冷却室的第一个20秒的阶段1中，下降至约730℃至约680℃之间的温度， 冷却速率在约2.25℃/秒与约5℃/秒之间。阶段2从20秒跨越至140秒， 在阶段2中，下降至约580℃至约530℃之间的温度，冷却速率在1℃/秒 与约1.5℃/秒之间。此后将轨空冷至室温。

除非另外声明，本文中所提及的所有百分比均按重量计。

为了解释本发明的原理及其实际应用，已经提供了本发明的一些示例 性实施方案的前述详细描述，从而使本领域的技术人员能够理解本发明的 各种实施方案以及适于想到的特定用途的各种修改方案。该描述并非旨在 穷尽的或将本发明限制为所公开的具体实施方案。尽管以上仅详细地公开 了若干实施方案，但其他实施方案是可能的，发明人意在将这些其他实施 方案包括在该说明书和所附权利要求的范围内。说明书描述了可以以其他 方式实现的用于实现更为普遍目的的特定示例。在参考本说明书的情况 下，修改方案和等同方案对于本领域的技术人员将变得明显，并且上述修 改方案和等同方案包含在所附权利要求及其合适的等同物的精神和范围 内。本公开内容旨在为示例性的，并且权利要求旨在覆盖本领域的技术人 员能够想到的任何修改方案或替代方案。