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制造方法。
背景技术：
：铁路的快速发展对钢轨服役性能提出了更高要求。随着我国高速铁路网的不断完善，既有客货混运干线线路将逐步实施重载化改造，大运量、大轴重、高密度是未来重载铁路的发展方向。钢轨作为铁路的关键部件，其质量的优劣、性能的高低与铁路的运输效率与行车安全息息相关。伴随铁路运输能力的提升，钢轨服役环境愈加苛刻、复杂，各类伤损突出，部分小半径曲线路段钢轨同时出现过快磨耗、剥离掉块等伤损，其使用寿命无法与正线钢轨匹配，制约了铁路运输的进一步发展。目前，为提高曲线路段钢轨的性能，主要采用珠光体钢轨在线或离线热处理的方法，通过向奥氏体化钢轨的轨头部位喷吹压缩空气或水雾混合气的方式使轨头部位快速冷却，以获得轨头表层至一定深度内细化的片状珠光体组织，依托晶粒细化实现强韧性的同步提高，从而达到耐磨损、抗接触疲劳性能同步改善的目的。从加速冷却过程看，国内外鲜有冷却喷嘴布置模式对钢轨性能影响的研究报道。专利cn101646795b《耐磨损性和耐疲劳损伤性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法》中规定了一种内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，将钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850～950℃，接着，以1.2～5℃/秒的冷却速度，将钢轨头部的表层从珠光体相变开始温度以上的温度快速冷却至400～650℃。该专利仅规定了钢轨热处理不同阶段的冷却起始与终止温度及相应的冷速范围，并未涉及具体的冷却方式。专利cn105483347a公布了《一种珠光体钢轨硬化的热处理工艺》，其特征是：将钢轨加热到880～920℃，保温10～15min，根据钢种不同，以特定的冷速范围冷到特定的温度区间保温30s，再空冷，具体为：材质为u75v的珠光体钢轨硬化工艺制度为：880～920℃保温10～15min，以8～15℃/s冷速冷却到570～600℃，再以0.2～0.5℃/s的冷速空冷到20～25℃；材质为u76crre的珠光体钢轨硬化工艺制度为：850～900℃保温10～15分钟，以6～10℃/s冷速冷却到590～610℃，再以0.2～0.5℃/s的冷速空冷到20～25℃。该专利公布的牌号为u75v、u76crre两种材质的热处理工艺同样未涉及具体的冷却模式。专利cn103898303a公布了《一种道岔轨的热处理方法和道岔轨》，其特征是：将待处理的轨头顶面温度为650～900℃的道岔轨进行加速冷却以得到全珠光体组织的道岔轨，其中，道岔轨的轨头工作侧的加速冷却速度高于道岔轨的轨头非工作侧的加速冷却速度，其冷却速度差为0.1～1.0℃/s。该专利中提出了轨头两侧面冷却速度不同对钢轨特别是非对称断面钢轨性能提高和平直度控制带来的益处，但未明确不同阶段喷嘴的布置模式与冷却速度对钢轨热处理后性能的影响。现有技术中针对钢轨热处理主要集中在不同温度范围内的不同冷却速度控制来实现热处理工序的控制，并未涉及不同喷嘴布置模式及喷吹方式的精细化控制，因而不能得到具有更高强韧性的珠光体钢轨。技术实现要素：本发明要解决的技术问题为：现有技术多采用不同温度范围内不同冷却速度的方式来对钢轨进行热处理，得到珠光体钢轨强韧性不佳的问题。本发明解决技术问题的技术方案为：提供一种高强韧性珠光体钢轨的制造方法。该方法包括以下步骤：a、钢轨轧制将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；b、第一阶段冷却待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面和轨头两侧面均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为750℃；c、第二阶段冷却向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度≤450℃后，空冷至室温。其中，上述高强韧性珠光体钢轨的制造方法中，步骤a中所述的钢轨组成成分为：按重量百分比计，c:0.65％～0.85％、si:0.15％～0.50％、mn:0.75％～1.25％、cr:0.05％～0.65％，v、nb、ti中的至少一种，含v时v为0.02％～0.10％，含ti时ti为0.001％～0.030％，含nb时nb为0.005％～0.08％，余量为fe和不可避免的杂质。其中，上述高强韧性珠光体钢轨的制造方法中，步骤b、c中所述的冷却介质为压缩空气或水雾混合气中的至少一种。其中，上述高强韧性珠光体钢轨的制造方法中，步骤b中所述的冷却速度为2.0～5.0℃/s。其中，上述高强韧性珠光体钢轨的制造方法中，步骤c中所述的冷却速度为2.0～4.0℃/s。本发明还提供了一种高强韧性珠光体钢轨，其组成成分为：按重量百分比计，c:0.65％～0.85％、si:0.15％～0.50％、mn:0.75％～1.25％、cr:0.05％～0.65％，v、nb、ti中的至少一种，含v时v为0.02％～0.10％，含ti时ti为0.001％～0.030％，含nb时nb为0.005％～0.08％余量为fe和不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明的有益效果为：本发明选择特定组成成分的钢轨，通过采用两段式加速冷却的方式，相比现有的单一热处理方式，制备的珠光体钢轨具有更优异的强度、硬度、韧性及塑性指标，尤其是强韧性明显优于现有的方法。本发明方法操作简单，设备要求不高，制备的强韧性珠光体钢轨能够整体提高轨头部位的强韧综合性能，有效延长同等条件下钢轨的服役寿命。具体实施方式本发明提供了一种高强韧性珠光体钢轨的制造方法，包括以下步骤：a、钢轨轧制将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；b、第一阶段冷却待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面和轨头两侧面均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为750℃；c、第二阶段冷却向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度≤450℃后，空冷至室温。上述高强韧性珠光体钢轨的组成为：按重量百分比计，c:0.65％～0.85％、si:0.15％～0.50％、mn:0.75％～1.25％、cr:0.05％～0.65％，v、nb、ti中的至少一种，含v时v为0.02％～0.10％，含ti时ti为0.001％～0.030％，含nb时nb为0.005％～0.08％余量为fe和不可避免的杂质。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。在本发明条件下，当c含量＜0.65％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＞0.85％时，即使终轧后加速冷却，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0.65％～0.85％。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。在本发明条件下，当si含量＜0.15％时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当si含量＞0.50％时，将降低钢轨的韧塑性，恶化钢轨的横向性能。因此，si含量限定在0.15％～0.50％。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。在本发明条件下，当mn含量＜0.75％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＞1.25％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0.75％～1.25％之间。cr作为中等碳化物形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物；同时，cr能均匀钢中碳化物分布，减小碳化物尺寸，改善钢轨的耐磨损性能。在本发明条件下，当cr含量低于0.15％时，形成的碳化物硬度及比例较低，且以片状形式聚集，难以提高钢轨的耐磨损性能；当铬含量高于0.65％，易形成粗大的碳化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，cr含量限定在0.15％～0.65％。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v碳氮化物(v(c，n))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。在本发明条件下，当v含量低于0.02％时，含v碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当v含量＞0.10％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0.02％～0.10％。ti在钢中的主要作用是细化加热、轧制及冷却时奥氏体晶粒，最终增加钢轨的延伸率和刚度。当ti含量＜0.001％时，在钢轨中形成的碳化物数量极为有限。在本发明条件下，当ti含量＞0.030％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，tin、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。因此，ti含量限定在0.001％～0.030％之间。nb在钢中的主要作用与v相似，通过析出的nb碳氮化物细化奥氏体晶粒，并通过在轧后冷却过程生成的碳氮化物产生析出强化，在提高钢轨硬度的同时，还可提高钢轨的韧塑性，同时nb对防止焊接接头软化也有益处。在本发明条件下，当nb含量＜0.005％时，含nb碳氮化物析出有限，难以发挥强化效果；当nb含量＞0.08％时，易形成粗大的碳氮化物，恶化钢轨的韧塑性。因此，nb含量限定在0.005％～0.08％。因此，综合考虑上述因素，本发明的高强韧性珠光体钢轨组成成分为：按重量百分比计，c:0.65％～0.85％、si:0.15％～0.50％、mn:0.75％～1.25％、cr:0.05％～0.65％，v、nb、ti中的至少一种，含v时v为0.02％～0.10％，含ti时ti为0.001％～0.030％，含nb时nb为0.005％～0.08％，余量为fe和不可避免的杂质。上述钢轨的冶炼方法采用本领域普通的钢轨冶炼方法，将满足上述成分要求的钢液连铸为250mm×250mm～450mm×450mm断面钢坯后冷却进入加热炉中加热至1200～1300℃并保温一定时间后出炉，经高压水除磷后采用万能法或孔型法轧制为50～75kg/m所需断面钢轨。目前对钢轨进行热处理的方式主要是对奥氏体化钢轨的轨头部位进行加速冷却，而冷却喷嘴主要布置于钢轨轨头部位的顶面和两侧面，这是由钢轨的使用特点决定的：钢轨的顶面和一侧面承受来自车轮的多相复杂应力作用，而钢轨沿垂直方向为对称断面，由于安装位置的不同，两侧面均可能分别承受车轮应力作用。因此，轨头顶面和两侧面为服役部位的钢轨性能应高于钢轨其它部位。在现有轨头顶面与两侧面加速冷却过程中，随着表层温度的骤降，来自钢轨轨头心部的热量与表层热交换，在换热过程中，随着珠光体相变潜热的释放，轨头表层性能不仅不会降低，反而可能会升高，这就意味着轨头心部相变过冷度的降低，最终室温下不仅轨头心部的硬度明显低于表层，其韧性同样较低。本发明通过采用在轨头两侧下颚部位增加喷嘴喷吹冷却介质的方式，在热处理过程中，由于轨头心部与轨头表层的冷速差在减小，还可使轨头表层的相变开始温度更低，钢轨强韧性将进一步提高，尽管这种提高的幅度是有限的，但对于珠光体热处理钢轨这类强韧性已接近极限的钢材来说仍有利于强韧综合性能的提升。在本发明中，分阶段对钢轨进行冷却，第一阶段为对“轨头顶面和轨头两侧面”进行冷却，冷却温度以2.0～5.0℃/s为宜，若冷却速度＜2.0℃/s，自轧后冷却至750℃时需耗费较长的时间，增加了成本；若冷却速度＞5.0℃/s，加速冷却至750℃时轨头表层与轨头中心部位将出现50℃以上的温度差，不利于全断面性能的均匀提升。特别的，本发明增加了第二阶段对“轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚”进行冷却的方式。当钢轨轨头部位温度继续降低时，轨头表层由于与冷却介质直接接触，温降速度更快、过冷度更大，率先完成相变，将释放少量相变潜热，此时轨头中心部位的温度较表层10mm内至少高50℃，并且由于表层温降更快，这种温差随着轨头温度的降低会进一步扩大。本发明采用轨头下颚辅助冷却的方式，来自轨腰及轨头心部的热量可以通过下颚的加速冷却而散失，增加轨头心部的温降速率，从而提升了轨头心部的性能，是钢轨性能更均匀。第二阶段冷却速度以2.0～4.0℃/s为宜，如果冷速＜2.0℃/s，尽管有利于轨头断面温度场均匀化，但由于轨头表层及心部相变过冷度均较低，最终室温下钢轨的强韧性均较低，无法充分发挥加速冷却的晶粒细化作用；如果冷速＞4.0℃/s，尽管轨头表层可获得充分的晶粒细化效果，但由于增加轨头下颚加速冷却后轨头心部温降更快，无法对轨头表层温降有效补偿，在部分处于偏析的区域易形成贝氏体、马氏体等异常组织。因此，发明人将该阶段加速冷却速度设定为2.0～4.0℃/s。下面将通过实施例对本发明的具体实施方式做进一步的解释说明，但不表示将本发明的保护范围限制在实施例所述范围内。实施例1～8用本发明方法制造珠光体钢轨实施例1～8所用的珠光体钢轨钢坯的化学成分如下表1所示：表1珠光体钢轨钢坯的化学成分表(％)csimnpscrv/ti/nb实施例10.780.151.100.0120.0050.370.03v实施例20.720.220.980.0110.0060.580.017ti实施例30.650.501.220.0090.0050.600.09v实施例40.700.370.930.0130.0040.410.06nb实施例50.850.420.820.0120.0070.150.020ti实施例60.830.450.750.0100.0070.280.01nb实施例70.680.481.250.0150.0080.650.03nb实施例80.770.190.790.0070.0090.190.005ti将如上表所示的钢坯均轧制为60kg/m钢轨，按下列方式进行冷却：a、钢轨轧制将钢坯热轧成钢轨，终轧温度为900～1000℃；b、第一阶段冷却利用终轧预热，待钢轨顶面中心温度空冷至800℃时，向轨头顶面和轨头两侧面均喷吹冷却介质，冷却至顶面中心温度为750℃；c、第二阶段冷却向轨头顶面、轨头两侧面和轨头两侧下颚均喷吹冷却介质，冷却至轨头表层温度≤450℃后，空冷至室温。实施例1～8的冷却速度如下表2所示。表2不同方法对冷却速度的要求对比例1～8采用现有方法制备珠光体钢轨对比例1～8所采用的钢坯组成成分同实施例1～8，对比例1的钢坯为实施例1，依此类推，相互对应。对比例1～8采用现有的冷却方式进行，只对轨头顶面和轨头两侧面喷吹冷却介质，冷却至轨头表层≤450℃后，空冷至室温。对比例1～8设置的冷却速度如表3所示：表3不同方法对冷却速度的要求将实施例和对比例处理后的钢轨空冷至室温，分别在钢轨的轨头表层下方10mm、30mm处取d0＝10mm、l0＝5d0圆形双肩拉伸试样，根据gb/t228.1分别检测rp0.2、rm、a、z，在相同部位取10mm×10mm×55mm夏比u型冲击试样，根据gb/t229测试冲击功。此外，分别截取钢轨轨头部位横向硬度试样，分别在距离轨头表层10mm、30mm的上侧圆角及顶面中心部位根据gb/t230.1测定洛氏硬度，实施例与对比例采用相同的测试部位与测试方法，结果详见表4和表5。表4不同方法制备的钢轨力学性能(轨头表层下方10mm)表5不同方法制备的钢轨力学性能(轨头表层下方30mm)由上述实施例和对比例可知：本发明选取了具有相同化学成分、采用本发明所述热处理工艺的实施例和现有热处理工艺的对比例进行对比。实施例采用两阶段加速冷却方式，其中，第一阶段采用平均冷速2.0～5.0℃/s的轨头顶面+两侧面的冷却方式、第二阶段采用冷速2.0～4.0℃/s轨头顶面+两侧面+轨头两侧下颚的轨头全断面冷却方式。相比之下，现有工艺采用冷速2.0～5.0℃/s的轨头顶面+两侧面的单一热处理方式。表4和表5中对比结果表明，本发明所述工艺下轨头表层下方10mm内的强度、硬度、韧性及塑性均略高于对比例；更重要的是，轨头表层下方30mm处的强韧性能明显高于现有热处理技术，可见增加轨头下颚加速冷却能够整体提高轨头部位的强韧综合性能，有效延长同等条件下钢轨的服役寿命。本发明提供了一种高强韧性优良的钢轨及其生产方法，在相同成分及生产工艺下，采用该方法可使钢轨获得更加优异的强韧性指标，产品适用于对抗接触疲劳伤损和耐磨损性能较高的重载铁路。当前第1页12