提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法及钢轨与流程

1.本发明属于钢轨制造领域，具体涉及一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法及由此得到的钢轨。


背景技术：

2.钢轨是轨道交通轮轨系统最核心的部件之一，其性能的高低、质量的优劣直接影响列车运行安全和乘坐舒适度。随着新型轨道交通工程的建设和轨道交通对安全、舒适、高效、长寿化的极致追求，现有钢轨的性能和品质面临新的挑战。我国幅员辽阔，随着经济社会的发展，我国铁路更多延伸到了高纬度、高原、沙漠、山区等多种复杂地形，低温、大温差、长大坡道等苛刻服役条件越来越多，特别是高原山区地区，对钢轨的抗低温断裂能力和耐接触疲劳能力提出更高的要求。
3.对于珠光体组织类型的钢轨，要提高低温韧性，降低钢轨钢的碳含量和细化珠光体的奥氏体晶粒是重要且效果明显的方法。然而，降低碳含量则钢轨的强度受到明显的影响。目前细化晶粒的常用方法是采用低温大变形工艺，或者添加ti、nb、v元素，利用这种元素的碳氮化物析出来细化晶粒。对于低温大变形，一方面会大幅增加轧制过程轧机负荷而影响设备安全和寿命；另一方面则会增加轧辊磨损和影响钢轨表面质量及尺寸，这些因素将会严重降低钢轨的生产效率。而对于钛钒铌微合金化，添加钛，则容易形成大颗粒tin硬质夹杂，影响钢轨的疲劳性能；添加铌和钒，因钢轨钢氮含量普遍较低，氮化钒、氮化铌析出量少，其细化晶粒不明显，且晶粒大小不均匀。
4.专利文献cn 114635072 a公开了一种高寒地区耐低温钢轨生产方法，其化学成分以质量百分数计：c：0.67-0.69％，si：0.36-0.39％，mn：0.97-1.13％，p≤0.015％，s≤0.010％，其余为fe及不可避免的杂质。该专利通过降低c元素的含量，同时合理设计成分和钢轨中加入最优的si、mn合金元素，通过常规生产工艺提高钢轨的抗拉强度、伸长率、踏面硬度等性能。该专利在现有成分体系和工艺下，通过优化调整部分工艺参数提升钢轨性能，与现有钢轨相比，其性能提高幅度有限。
5.专利文献cn 112239831 a公开了一种高韧高寒铁路钢轨及其生产方法，其合金元素的重量百分含量为：c：0.40～0.65％，si：0.10～0.60％，mn：0.5～1.10％，cr：0.1～0.3％，p≤0.020％，s≤0.020％，v：0.004～0.006％，余量为铁和不可避免的杂质。该专利通过降低c含量，控制磷、硫、氢、氧、氮等有害物质含量，提高钢质纯净度，降低夹杂物，利用轧制余热进行加速冷却细化组织，提高钢轨耐低温韧性指标。该专利为了提高低温韧性将c含量降低至较低水平，虽适当添加mn、cr、v强化元素，但强度提升有限，无法兼顾高强高韧。此外，磷、硫、氢、氧、氮含量水平与现有工艺并无明显提高，对提高韧性的作用并不明显。
6.专利文献cn 109402520 a公开了一种含稀土耐低温耐磨热处理钢轨及其制备方法，其基本合金体系中合金元素的重量百分含量为：c：0.63～0.69％；si：0.35～0.60％；mn：0.95～1.20％；p≤0.025％；s≤0.025％；re合金：0.0002～0.001％；其余为fe和不可避
免的杂质。该专利通过在现有钢轨碳含量水平下适当降低，优化si、mn合金元素含量，添加稀土元素进一步细化晶粒尺寸，从而同时提高钢轨的韧性和强硬度指标。其稀土元素的添加虽然可以改性夹杂物，但其夹杂物的分布依然存在不均匀、尺寸较大的特点，其晶粒大小不均匀，对钢轨钢韧性提升作用不稳定。


技术实现要素：

7.针对现有钢轨耐低温断裂性能提升不明显、制备成本高、效率低、抗低温断裂性能和抗接触疲劳性能不能同时兼顾等问题中的至少一项，本发明提供了一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法及由此得到的钢轨，以期进一步提升钢轨耐低温断裂性能、降低制备成本、提高效率、并且同时兼顾抗低温断裂性能和抗接触疲劳性能。
8.为了实现上述目的，本发明采用了以下技术方案：
9.根据本发明的第一方面，提供了一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，该制造方法包括以下步骤：转炉冶炼、lf精炼、rh真空处理、钢坯连铸、钢坯清理和冷却、钢坯加热、钢轨轧制、在线热处理、后处理，其中，在转炉冶炼过程中，进行底吹氮气；在rh真空处理后，进行喂铁钙线处理；以质量百分含量计算，钢坯的化学成分包括：c：0.50-0.65％，si：0.45-0.95％，mn：0.35-0.85％，cr：030-0.80％，cu：0.20-0.55％，ni：0.10-0.30％，n：0.007-0.030％，v、nb、ti中的至少一种，其中含v时v为0.02-0.15％，含ti时ti为0.001-0.030％，含nb时nb为0.01-0.08％，其余为fe和不可避免的杂质。
10.根据本发明的一个实施例，在底吹氮气时，氮气流量≥1500nl/min。
11.根据本发明的一个实施例，在底吹氮气时，底吹氮气时间≥10min。
12.根据本发明的一个实施例，喂铁钙线处理在保护气氛下进行，喂铁钙线≥600m。
13.根据本发明的一个实施例，喂铁钙线处理前，使用保护性气体吹开钢液表面保护渣，钢液裸露尺寸为150mm*150mm-200mm*200mm。
14.根据本发明的一个实施例，钢坯加热采用步进式加热炉加热，钢坯均热温度为1150～1200℃。
15.根据本发明的一个实施例，钢轨轧制采用万能轧制，包括万能初轧、万能中轧、万能精轧三个工序，万能中轧温度为900-960℃，总变形延伸系数≥1.80；万能精轧温度为850-900℃，变形延伸系数≥1.12。
16.根据本发明的一个实施例，在线热处理利用轧制余热进行，轨顶面温度从730℃～780℃、以4.0℃/s～5.5℃/s速度加速冷却42～52s，然后再以1.0～2.0℃/s速度冷却至500℃以下后自然冷却。
17.根据本发明的一个实施例，后处理包括钢轨矫直，钢轨矫直采用小变形量矫直工艺进行，水平矫直机上辊总压下量≤40mm。
18.根据本发明的一个实施例，万能中轧包括三个道次，第一道次轧制温度为940～960℃，延伸系数为1.15～1.20；第二道次轧制温度为920～935℃，延伸系数为1.25～1.30；第三道次轧制温度为900～915℃、延伸系数为1.20～1.25。
19.根据本发明的一个实施例，钢坯中n的质量百分含量为0.015-0.030％。
20.根据本发明的一个实施例，钢坯中含v时v的质量百分含量为0.08-0.15％。
21.根据本发明的一个实施例，钢坯中c的质量百分含量为0.60-0.65％。
22.根据本发明的一个实施例，钢坯中mn、cr的质量百分含量之和≥1.20％。
23.根据本发明的第二方面，提供了一种利用上述提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法得到的钢轨。
24.采用上述技术方案，本发明具有以下有益效果：
25.采用本发明所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法得到的钢轨具有优良的抗低温断裂、抗接触疲劳、耐腐蚀和可焊性等综合性能，可应用于高原山区铁路、高速铁路、客货混运铁路、地铁等线路，提高了钢轨的服役寿命。
具体实施方式
26.为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，下面结合具体实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
27.根据需要，本发明说明书中公开了本发明的具体实施例；然而，应当理解在此公开的实施例仅为可通过多种、可替代形式实施的本发明的示例。在下文的描述中，在构想的多个实施例中描述了多个操作参数和部件。这些具体的参数和部件在本说明书中仅作为示例而并不意味着限定。
28.根据本发明的第一方面，提供了一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，该制造方法包括以下步骤：转炉冶炼、lf精炼、rh真空处理、钢坯连铸、钢坯清理和冷却、钢坯加热、钢轨轧制、在线热处理以及后处理。其中，在转炉冶炼过程中，进行底吹氮气；在rh真空处理后，进行喂铁钙线处理；以质量百分含量计算，钢坯的化学成分包括：c：0.50-0.65％，si：0.45-0.95％，mn：0.35-0.85％，cr：030-0.80％，cu：0.20-0.55％，ni：0.10-0.30％，n：0.007-0.030％，v、nb、ti中的至少一种，其中含v时v为0.02-0.15％，含ti时ti为0.001-0.030％，含nb时nb为0.01-0.08％，其余为fe和不可避免的杂质。
29.在一些具体示例中，该制造方法的工艺流程如下：铁水预处理—转炉增碳法冶炼—无铝脱氧—包内合金化—lf+rh精炼—大方坯连铸—钢坯清理—钢坯加热—万能线钢轨轧制—在线热处理—矫直—探伤—加工。在本发明中，如无特别说明，铁水预处理、转炉冶炼或转炉增碳法冶炼、无铝脱氧、包内合金化、lf精炼、rh真空处理、大方坯连铸、钢坯清理、钢坯加热、轧制、在线热处理、矫直、探伤、加工的相关操作均可以为本领域的常规操作。
30.为了实现轧制过程中纳米氮化钒、氮化钛、氮化铌等氮化物颗粒充分析出，钢轨钢中氮的质量百分含量需要达到：0.007％-0.030％，钢液冶炼过程中进行底吹氮气以增氮。转炉冶炼过程中，氮气流量≥1500nl/min，优选地，氮气流量控制为1500～2000nl/min，转炉底吹氮气时间≥10min。具体地，氮气流量可以为1500nl/min、1600nl/min、1700nl/min、1800nl/min、1900nl/min、2000nl/min，转炉底吹氮气时间可以为10min、11min、12min、13min、14min、15min、16min、17min、18min、19min、20min。
31.由于钢液中不可避免含有微量的钛元素(此处指的是残余元素，并非添加进行合金化的元素)，氮含量的增加，增大了钛元素和氮元素结合形成硬质夹杂氮化钛的概率。大颗粒硬质夹杂氮化钛的存在，将会降低钢轨的疲劳性能。因此，需要对钢液进行钙处理，在rh真空处理后进行喂铁钙线处理，喂铁钙线≥600m。通过钙处理，避免形成大颗粒硬质夹杂氮化钛。氮化钛是硬质的尖锐的颗粒，在钢轨的接触疲劳过程中，由于其与钢轨基体性能差
异大，且都为尖锐的形状，当其颗粒大时，接触疲劳过程中，氮化钛颗粒附近基体容易产生应力集中，萌生疲劳裂纹，并在长期疲劳中扩展。经钙处理后，氮化钛从单质颗粒变为复合颗粒，硬度降低的同时，其形状也由尖锐变钝，不易产生应力集中。本发明中，铁钙线为市售产品，以质量百分含量计算，含有12～25％的钙和3～6％的硅，余量为铁。具体地，喂铁钙线的长度可以是600m、620m、640m、660m、680m、700m、720m。
32.喂铁钙线处理前，使用保护性气体吹开钢液表面保护渣，钢液裸露尺寸为150mm*150mm-200mm*200mm。
33.在本发明中，铸坯经浇铸成形后，冷却至室温进行表面处理，然后采用步进式加热炉加热至易于轧制变形。为了使钢轨易于轧制变形，配合氮化钒、氮化铌、氮化钛等的析出，并给钢轨在线热处理提供适宜的轧制余热，钢坯均热温度1150～1200℃。具体地，钢坯均热温度可以为1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃。
34.在本发明中，钢轨采用万能轧制，包括万能初轧、万能中轧、万能精轧三个工序。为实现氮化钒、氮化铌、氮化钛等颗粒充分析出，万能中轧温度为900-960℃，万能中轧总变形延伸系数(轧制后轧件长度与轧制前轧件长度之比)≥1.80，万能精轧温度为850-900℃，万能精轧变形延伸系数≥1.12。具体地，万能中轧温度可以是900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃、960℃，万能中轧总变形延伸系数可以是1.80、1.90、2.00、2.10，万能精轧温度可以是850℃、860℃、870℃、880℃、890℃、900℃。
35.在一些实施例中，万能中轧共3个道次，第一道次轧制温度940～960℃、延伸系数1.15～1.20，第二道次轧制温度920～935℃、延伸系数1.25～1.30，第三道次轧制温度900～915℃、延伸系数1.20～1.25。具体地，第一道次轧制温度可以是940℃、945℃、950℃、955℃、960℃，第一道次延伸系数可以是1.15、1.16、1.17、1.18、1.19、1.20，第二道次轧制温度可以是920℃、925℃、930℃、935℃，第二道次延伸系数可以是1.25、1.26、1.27、1.28、1.29、1.30，第三道次轧制温度可以是900℃、905℃、910℃、915℃，第三道次延伸系数可以是1.20、1.21、1.22、1.23、1.24、1.25。
36.钢轨轧制后利用轧制余热进行在线热处理，可以细化珠光体钢轨的片层间距，同时提高钢轨的强度和韧性，提高了钢轨的抗疲劳性能。本发明中，钢轨万能精轧后，利用轧制余热进行在线热处理，轨顶面温度从730℃～780℃，以4.0℃/s～5.5℃/s速度加速冷却42～52s，然后再以1.0～2.0℃/s速度冷却至500℃以下后自然冷却。具体地，轨顶面温度可以是730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃，加速冷却速度可以是4.0℃/s、4.1℃/s、4.2℃/s、4.3℃/s、4.4℃/s、4.5℃/s、4.6℃/s、4.7℃/s、4.8℃/s、4.9℃/s、5.0℃/s、5.1℃/s、5.2℃/s、5.3℃/s、5.4℃/s、5.5℃/s，加速冷却时间可以是42s、43s、44s、45s、46s、47s、48s、49s、50s、51s、52s，缓慢冷却速度可以是1.0℃/s、1.1℃/s、1.2℃/s、1.3℃/s、1.4℃/s、1.5℃/s、1.6℃/s、1.7℃/s、1.8℃/s、1.9℃/s、2.0℃/s。
37.钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量≤40mm。具体地，水平矫直机上辊总压下量可以是40mm、39mm、38mm、37mm、36mm、35mm、34mm。
38.为了实现本发明的技术目的，优选地，钢坯中n的质量百分含量为0.015-0.030％。为了实现本发明的技术目的，优选地，在钢坯的化学成分包含v的情况下，v的质量百分含量为0.08-0.15％。为了实现本发明的技术目的，优选地，钢坯中c的质量百分含量为0.60-0.65％。为了实现本发明的技术目的，优选地，钢坯中mn、cr的质量百分含量之和≥1.20％。
39.根据本发明的第二方面，提供了一种利用上述提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法得到的钢轨。该钢轨化学成分以质量百分含量计算，c：0.50-0.65％，si：0.45-0.95％，mn：0.35-0.85％，cr：030-0.80％，cu：0.20-0.55％，ni：0.10-0.30％，n：0.007-0.030％，v、nb、ti中的至少一种，其中含v时v为0.02-0.15％，含ti时ti为0.001-0.030％，含nb时nb为0.01-0.08％，其余为fe和不可避免的杂质。
40.本发明的方法通过特定的成分设计配合采用转炉底吹氮气和钒、铌、钛微合金化以及控制轧制工艺，发挥氮化钒、氮化铌、氮化钛等氮化物析出强化和细晶强化作用，降低了钢轨钢的碳含量并显著细化原奥氏体晶粒尺寸，在此基础上充分发挥合金元素和热处理工艺协同配合提高钢轨性能的作用，获得了抗低温断裂性能优良的钢轨，同时兼具优良的强韧力学性能，此外，通过进行钙处理改性夹杂物，避免了大颗粒氮化钛硬质夹杂产生的疲劳性能下降的问题，实现了抗低温断裂性能和抗接触疲劳性能同时兼顾，并具有良好的耐蚀性能。采用本发明的制造方法得到的钢轨钢基体析出氮化钒、氮化铌、氮化钛等氮化物颗粒尺寸为0.5nm～15nm，原始奥氏体晶粒度等级≥9.5级，钢轨的抗拉强度rm≥1100mpa、断后伸长率a≥15％、屈服强度rp0.2≥750mpa、钢轨轨头顶面硬度330～370hb、低温断裂韧性-20℃kic≥42mpa
·m0.5
、-40℃kic≥40mpa
·m0.5
，相对u71mn耐蚀性≥150％。采用本发明的制造方法得到的钢轨具有优良的抗低温断裂、抗接触疲劳、耐腐蚀和可焊性等综合性能，可应用于高原山区铁路、高速铁路、客货混运铁路、地铁等线路，提高了钢轨的服役寿命。
41.下面通过具体的实施例对本发明进行具体的说明。
42.实施例1
43.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.63％、si 0.56％、mn 0.83％、cr 0.36％、cu 0.35％、ni 0.17％、v 0.09％、n 0.0153％、ti 0.009％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
44.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
45.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量1600nl/min，吹氮时间13min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线600m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1180℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为900℃，总变形延伸系数为1.80。万能中轧第一道次轧制温度948℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度927℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度906℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度873℃。万能精轧温度为850℃，变形延伸系数为1.12。钢轨顶面中心温度730℃进入钢轨在线热处理机组，以4.4℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至496℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
46.实施例2
47.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.60％、si 0.47％、mn 0.80％、cr 0.48％、cu 0.32％、ni 0.15％、v 0.10％、n 0.0218％、ti 0.008％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
48.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
49.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间15min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线636m。钢液
采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1173℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为920℃，总变形延伸系数为1.82。万能中轧第一道次轧制温度953℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度935℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度912℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度890℃。万能精轧温度为870℃，变形延伸系数为1.15。钢轨顶面中心温度780℃进入钢轨在线热处理机组，以4.6℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至490℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量34mm。
50.实施例3
51.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.65％、si 0.49％、mn 0.72％、cr 0.55％、cu 0.31％、ni 0.15％、v 0.08％、n 0.0194％、ti 0.0010％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
52.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
53.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1750nl/min，吹氮时间14min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线680m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1162℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为940℃，总变形延伸系数为1.84。万能中轧第一道次轧制温度943℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度921℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度900℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度861℃。万能精轧温度为890℃，变形延伸系数为1.20。钢轨顶面中心温度772℃进入钢轨在线热处理机组，以4.2℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至486℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量36mm。
54.实施例4
55.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.63％、si 0.76％、mn 0.53％、cr 0.75％、cu 0.25％、ni 0.13％、v 0.12％、n 0.0265％、ti 0.007％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
56.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
57.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间16min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线720m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1175℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为960℃，总变形延伸系数为1.86。万能中轧第一道次轧制温度942℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度922℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度915℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度858℃。万能精轧温度为900℃，变形延伸系数为1.23。钢轨顶面中心温度761℃进入钢轨在线热处理机组，以4.8℃/s速度加速冷却45s，然后再1.2℃/s冷却至485℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
58.实施例5
59.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.50％、si 0.95％、mn 0.35％、cr 0.0.30％、cu 0.20％、ni 0.30％、v 0.02％、n 0.007％、nb 0.01％、ti 0.030％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
60.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
61.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量1600nl/min，吹氮时间13min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线600m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1180℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为910℃，总变形延伸系数为1.88。万能中轧第一道次轧制温度948℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度927℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度906℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度873℃。万能精轧温度为850℃，变形延伸系数为1.12。钢轨顶面中心温度730℃进入钢轨在线热处理机组，以4.4℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至496℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
62.实施例6
63.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.55％、si 0.45％、mn 0.85％、cr 0.55％、cu 0.55％、ni 0.25％、nb 0.08％、n 0.010％、ti 0.001％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
64.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
65.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间15min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线636m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1173℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为920℃，总变形延伸系数为1.82。万能中轧第一道次轧制温度953℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度935℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度912℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度890℃。万能精轧温度为870℃，变形延伸系数为1.15。钢轨顶面中心温度780℃进入钢轨在线热处理机组，以4.6℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至490℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量34mm。
66.实施例7
67.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.60％、si 0.70％、mn 0.70％、cr 0.80％、cu 0.40％、ni 0.20％、nb 0.04％、n 0.015％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
68.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
69.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1750nl/min，吹氮时间14min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线680m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1162℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为940℃，总变形延伸系数为1.84。万能中轧第一道次轧制温度943℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度921℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度900℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度861℃。万能精轧温度为890℃，变形延伸系数为1.20。钢轨顶面中心温度772℃进入钢轨在线热处理机组，以4.2℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至486℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量36mm。
70.实施例8
71.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.65％、si 0.85％、mn 0.75％、cr 0.60％、cu 0.50％、ni 0.15％、n 0.020％、ti 0.015％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
72.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
73.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间16min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线720m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1175℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为960℃，总变形延伸系数为1.86。万能中轧第一道次轧制温度942℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度922℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度915℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度858℃。万能精轧温度为900℃，变形延伸系数为1.23。钢轨顶面中心温度761℃进入钢轨在线热处理机组，以4.8℃/s速度加速冷却45s，然后再1.2℃/s冷却至485℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
74.实施例9
75.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.58％、si 0.90％、mn 0.80％、cr 0.0.40％、cu 0.25％、ni 0.10％、v 0.15％、n 0.030％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
76.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
77.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量1600nl/min，吹氮时间13min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线600m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1180℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为910℃，总变形延伸系数为1.88。万能中轧第一道次轧制温度948℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度927℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度906℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度873℃。万能精轧温度为850℃，变形延伸系数为1.12。钢轨顶面中心温度730℃进入钢轨在线热处理机组，以4.4℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至496℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
78.实施例10
79.本实施例中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.62％、si 0.60％、mn 0.60％、cr 0.45％、cu 0.30％、ni 0.27％、v 0.07％、n 0.025％、ti 0.010％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
80.本实施例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
81.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间15min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线636m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1173℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧温度为920℃，总变形延伸系数为1.82。万能中轧第一道次轧制温度953℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度935℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度912℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度890℃。万能精轧温度为870℃，变形延伸系数为1.15。钢轨顶面中心温度780℃
进入钢轨在线热处理机组，以4.6℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至490℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量34mm。
82.对比例1
83.对比例1钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.71％、si 0.38％、mn 1.10％、cr 0.13％、v 0.01％、n 0.0043％，余量为fe和其他不可避免的杂质。对比例1采用现有方法制备。万能轧制法轧制，万能终轧温度931℃。轧制后利用轧制余热在线热处理，以2.1℃/s速度加速冷却至548℃后在空气中自然冷却至室温。
84.对比例2
85.对比例2中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.63％、si 0.58％、mn 0.81％、cr 0.38％、cu 0.34％、ni 0.19％、v 0.08％、n 0.0043％，余量为fe和其他不可避免的杂质。对比例1采用现有方法制备。万能轧制法轧制，万能终轧温度931℃。轧制后利用轧制余热在线热处理，以2.8℃/s速度加速冷却至528℃后在空气中自然冷却至室温。
86.对比例3
87.对比例3中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.77％、si 0.61％、mn 0.91％、cr 0.02％、v 0.08％、n 0.0154％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
88.本对比例中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
89.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1600nl/min，吹氮时间13min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，在保护气氛下喂铁钙线636m。钢液采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1185℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧第一道次轧制温度951℃、延伸系数1.18，第二道次轧制温度931℃、延伸系数1.26，第三道次轧制温度911℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度881℃。钢轨顶面中心温度792℃进入钢轨在线热处理机组，以4.6℃/s速度加速冷却45s，然后再1.3℃/s冷却至487℃后自然冷却。钢轨采用小变形量矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量38mm。
90.对比例4
91.对比例4中钢轨基体的化学成分由以下重量百分比的元素组成：c0.61％、si 0.52％、mn 0.81％、cr 0.45％、cu 0.34％、ni 0.18％、v 0.09％、n 0.0205％、ti 0.005％，余量为fe和其他不可避免的杂质。
92.本对比例中中钢坯与钢轨基体的化学成分一致。
93.将经高炉铁水倒入转炉中，转炉冶炼过程中进行底吹氮气，氮气流量，1800nl/min，吹氮时间15min。经转炉冶炼、lf精炼、真空处理后，采用现有工艺进行连续浇铸成大方坯。经冷却和清理后的铸坯装入步进式加热炉中，加热炉均热温度1169℃。铸坯经开坯轧制和万能初轧后，进行万能中轧。万能中轧第一道次轧制温度951℃、延伸系数1.17，第二道次轧制温度932℃、延伸系数1.28，第三道次轧制温度910℃、延伸系数1.23。万能精轧成为钢轨，钢轨轧后温度887℃。钢轨顶面中心温度791℃进入钢轨在线热处理机组，以4.6℃/s速度加速冷却50s，然后再1.3℃/s冷却至487℃后自然冷却。钢轨采用正常矫直工艺进行矫直，水平矫直机上辊总压下量49mm。
94.为说明本发明上述实施例制备的钢轨的相关性能，以下对实施例和对比例的钢轨
进行力学性能检验，其中按gb/t 13298标准检验室温金相组织，按gb/t 228.1标准测试屈服强度、抗拉强度和延伸率，按gb/t 231.1标准测试布氏硬度，具体数据见表1。按gb/t 229标准测试室温冲击功，按tb/t2344.1和gb/t 4161测试钢轨断裂韧度kic，按tb/t 2375-1993测试钢轨相对耐蚀性；磨损量在mm-200磨损试验机上进行，磨损方式为干磨，转速200r/min，对磨总转数10万转，试验负荷980n、滑差10％；接触疲劳寿命测试在time 8123滚动接触疲劳试验机上进行，试验接触应力1200mpa、滑差1.0％，具体数据见表2。
95.表1实施例和对比例的显微组织及常规力学性能
[0096][0097]
由上述表1可看出，采用本发明成分和工艺制备的钢轨，具有更新的奥氏体晶粒度和珠光体片层间距，因此在具有高的强度和硬度同时保持了高的断后伸长率。对比例1是采用目前常规工艺生产的u71mn碳素钢轨，其强度、硬度及断后伸长率均低于本发明制备的钢轨；对比例2是本发明成分、但仍然采用常目前的氮含量和规冶炼工艺生产的钢轨，强度和塑性比u71mn钢轨略提高，但与实施例1-10相比，断后伸长率差距较大；对比例3是在u75v基础上进行成分合金化改良，采用本发明的冶炼和轧制工艺生产的钢轨，虽然强度、硬度及断后伸长率得到了提高，但因成分与热处理工艺匹配不好，其显微组织出现了马氏体，不符合标准要求；对比例4是化成分和氮含量控制采用本发明工艺生产的钢轨，获得较细的奥氏体晶粒尺寸和珠光体片层间距，但没有进行钙处理和采用小变形压下矫直工艺，钢轨的屈服强度偏低。
[0098]
表2实施例和对比例的冲击、断裂力学、磨损、腐蚀、接触疲劳性能
[0099][0100]
由上述表2可看出，采用本发明成分和工艺制备的钢轨，良好的低温冲击性能、断裂韧性，同时磨损试验磨损量较对比例1的u71mn钢轨低，相对耐蚀性大于等于147％，接触疲劳寿命达到51万次以上，旋转弯曲疲劳极限486mpa以上。对比例1-4未采用本发明成分和工艺生产的钢轨，无法兼具良好的低温性能和疲劳性能。

技术特征：
1.一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：转炉冶炼、lf精炼、rh真空处理、钢坯连铸、钢坯清理和冷却、钢坯加热、钢轨轧制、在线热处理、后处理，其中：在转炉冶炼过程中，进行底吹氮气；在rh真空处理后，进行喂铁钙线处理；以质量百分含量计算，钢坯的化学成分包括：c：0.50-0.65％，si：0.45-0.95％，mn：0.35-0.85％，cr：030-0.80％，cu：0.20-0.55％，ni：0.10-0.30％，n：0.007-0.030％，v、nb、ti中的至少一种，其中含v时v为0.02-0.15％，含ti时ti为0.001-0.030％，含nb时nb为0.01-0.08％，其余为fe和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，包括以下中的一项或多项：在底吹氮气时，氮气流量≥1500nl/min；在底吹氮气时，底吹氮气时间≥10min；喂铁钙线处理在保护气氛下进行，喂铁钙线≥600m。3.根据权利要求2所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，喂铁钙线处理前，使用保护性气体吹开钢液表面保护渣，钢液裸露尺寸为150mm*150mm-200mm*200mm。4.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，包括以下中的一项或多项：钢坯加热采用步进式加热炉加热，钢坯均热温度为1150～1200℃；钢轨轧制采用万能轧制，包括万能初轧、万能中轧、万能精轧三个工序，万能中轧温度为900-960℃，总变形延伸系数≥1.80；万能精轧温度为850-900℃，变形延伸系数≥1.12；在线热处理利用轧制余热进行，轨顶面温度从730℃～780℃、以4.0℃/s～5.5℃/s速度加速冷却42～52s，然后再以1.0～2.0℃/s速度冷却至500℃以下后自然冷却；后处理包括钢轨矫直，钢轨矫直采用小变形量矫直工艺进行，水平矫直机上辊总压下量≤40mm。5.根据权利要求4所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，万能中轧包括三个道次，第一道次轧制温度为940～960℃，延伸系数为1.15～1.20；第二道次轧制温度为920～935℃，延伸系数为1.25～1.30；第三道次轧制温度为900～915℃、延伸系数为1.20～1.25。6.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，钢坯中c的质量百分含量为0.60-0.65％。7.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，钢坯中n的质量百分含量为0.015-0.030％。8.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，钢坯中含v时v的质量百分含量为0.08-0.15％。9.根据权利要求1所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法，其特征在于，钢坯中mn、cr的质量百分含量之和≥1.20％。10.一种利用上述权利要求1-9中任一项所述的提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤
损性能的制造方法得到的钢轨。

技术总结
本发明属于钢轨制造领域，具体公开了一种提高钢轨抗低温断裂和耐接触疲劳伤损性能的制造方法以及由此得到的钢轨。该方法包括以下步骤：转炉冶炼、LF精炼、RH真空处理、钢坯连铸、钢坯清理和冷却、钢坯加热、钢轨轧制、在线热处理以及后处理，其中：在转炉冶炼过程中，进行底吹氮气；在RH真空处理后，进行喂铁钙线处理。以质量百分含量计算，钢坯的化学成分包括：C：0.50-0.65％、Si：0.45-0.95％、Mn：0.35-0.85％、Cr：030-0.80％、Cu：0.20-0.55％、Ni：0.10-0.30％、N：0.007-0.030％，钢坯的化学成分还包括V、Nb、Ti中的至少一种，其中，V：0.02-0.15％、Ti：0.001-0.030％、Nb：0.01-0.08％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明提供的方法得到的钢轨具有优良的抗低温断裂、抗接触疲劳、耐腐蚀和可焊性等综合性能。耐腐蚀和可焊性等综合性能。


技术研发人员：陈崇木 邹明 宁雄显 彭辉
受保护的技术使用者：攀钢集团攀枝花钢钒有限公司
技术研发日：2023.04.13
技术公布日：2023/7/20