CN112276030B - 一种高强抗延迟断裂热轧钢轨及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及钢轨制备技术领域，公开了一种高强抗延迟断裂热轧钢轨及其制备方法。该方法包括转炉或电炉冶炼、无铝脱氧、LF精炼、RH或VD真空处理、连铸、连续冷却、加热炉加热、在线轧制和后处理；钢坯连续冷却过程包括：(1)对表面温度为830‑900℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.3‑1.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为350‑500℃；(2)对钢坯进行第二阶段冷却，并以0.2‑1℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为150‑250℃；(3)对钢坯进行第三阶段冷却，并以0.1‑0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为50‑150℃。本发明得到的热轧钢轨抗延迟断裂性能显著提升。

Description

一种高强抗延迟断裂热轧钢轨及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢轨制备技术领域，具体涉及一种高强抗延迟断裂热轧钢轨及其制备方法。
背景技术
高速重载铁路的发展对钢轨综合服役性能提出了更高要求。随着对行车安全的进一步要求，钢轨服役中的异常疲劳、过度磨损以及突发断裂等现象已被严格约束。我国既有高速铁路主要以珠光体热轧钢轨为主，而在竞争激烈的现有技术中，各制造商主要采用微合金化、控轧控冷等方式来提高珠光体钢轨综合性能，但通过对连铸坯在线实施连续冷却用以提升热轧钢轨抗延迟断裂性能技术鲜有报道。
钢轨延迟断裂现象的产生是由于钢轨内部的氢向应力集中的部位扩散聚集，应力集中部位的金属缺陷较多(位错、空穴等)，氢扩散到这些位置后，氢离子合成氢原子，氢原子合成氢分子，产生巨大压力，这个压力与材料内部的残余应力形成合力，当合力超过材料的屈服极限时，就会导致局部断裂发生。在轮轨***中，钢轨作为支撑件，承受着动态变化的垂向力、纵向力以及剪切力，当钢轨材料内部已形成氢裂纹时，在综合外向力的作用下，极易形成钢轨垂向断裂，严重影响着行车安全。
为降低氢致裂纹及其钢轨断裂产生风险，钢轨材料必须具备高强韧性、晶粒细致、钢轨轨头性能均质、成品H含量低、钢轨夹杂物弥散分布等性能组织特点。因此，急需提供一种显著提升热轧钢轨典型部位的抗延迟断裂性能的热轧钢轨的制备方法。
发明内容
本发明的目的是为了克服现有技术存在的大多数技术都是为了提高珠光体热轧钢轨的综合性能，而提升热轧钢轨抗延迟断裂性能的技术鲜有报道的问题，提供一种高强抗延迟断裂热轧钢轨及其制备方法，该方法制备的热轧钢轨强度得到提升的同时，钢轨轨头平均珠光体片层间距得到显著减小，钢轨氢含量得到一定程度降低，裂纹扩展速率和轨头冲击韧性得到优化，钢轨抗延迟断裂性能得到明显提升。
为了实现上述目的，本发明一方面提供了一种高强抗延迟断裂热轧钢轨的制备方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨和后处理；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
(1)第一阶段冷却：对表面温度为830-900℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.3-1.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为350-500℃；
(2)第二阶段冷却：对表面温度为350-500℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.2-1℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为150-250℃；
(3)第三阶段冷却：对表面温度为150-250℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.1-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为50-150℃。
优选地，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.85重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.02重量％的P、≤0.02重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
更优选地，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.01重量％的P、≤0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
优选地，在步骤(1)中，对表面温度为830-870℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.6-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为420-470℃。
优选地，在步骤(2)中，对表面温度为420-470℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.4-0.6℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为180-220℃。
优选地，在步骤(3)中，对表面温度为180-220℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.3-0.5℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为80-100℃。
优选地，钢坯入加热炉加热的过程包括将钢坯加热至1200-1280℃，控制加热炉中加热的总时间为3-3.5h。
优选地，钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。
优选地，在线轧制成钢轨的过程包括：开轧温度为1080-1160℃，终轧温度为860-920℃。
优选地，所述后处理包括矫直、探伤和加工。
本发明另一方面提供了一种前文所述的方法制备的高强抗延迟断裂热轧钢轨，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.85重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.02重量％的P、≤0.02重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
优选地，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.01重量％的P、≤0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
本发明旨在通过对钢轨生产流程中铸坯连续缓慢冷却技术的实施，使钢坯中H含量溶解度得到有效降低，最大化降低钢坯氢含量、较大程度降低钢坯内部残余应力，同时结合合理成分配比及高精度轧制技术应用，施加钢轨在线热处理工艺，显著提升热轧钢轨典型部位的抗延迟断裂性能。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
1)本发明所述的高强抗延迟断裂热轧钢轨经铸坯连续冷却技术处理后，其氢含量得到一定程度的降低；
2)本发明所述的高强抗延迟断裂热轧钢轨的轨头踏面下23mm处珠光体片层间距处于90-105nm范围之间；
3)本发明所述的高强抗延迟断裂热轧钢轨在同等条件下具有更优异的裂纹扩展速率da/dN；
4)本发明所述的高强抗延迟断裂热轧钢轨在钢轨轨头以下12mm、23mm处的常温冲击韧性均得到显著提升，有效改善钢轨抗延迟断裂性能，能够广泛应用于高速重载线路。
具体实施方式
以下对本发明的具体实施方式进行详细说明。应当理解的是，此处所描述的具体实施方式仅用于说明和解释本发明，并不用于限制本发明。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
本发明一方面提供了一种高强抗延迟断裂热轧钢轨的制备方法，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨和后处理；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
(1)第一阶段冷却：对表面温度为830-900℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.3-1.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为350-500℃；
(2)第二阶段冷却：对表面温度为350-500℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.2-1℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为150-250℃；
(3)第三阶段冷却：对表面温度为150-250℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.1-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为50-150℃。
本发明所述方法通过工艺控制钢轨晶粒度以及降低钢轨H含量，有效降低钢轨氢致裂纹缺陷，综合提升钢轨抗延迟裂纹性能。在具体实施方式中，本发明通过对成分控制、在线连铸钢坯、多次缓慢连续冷却一系列手段，能够显著降低钢轨内部的H含量，降低钢坯残余应力，降低钢坯内部应力集中。采用本发明所述的方法制备的钢轨在具备强韧化的同时，抗延迟断裂性能显著增强。
在本发明所述的方法中，如无特别说明，各个操作所使用的设备均可以为本领域常规使用的设备。
在本发明所述的方法中，为了得到目标钢轨，炉料经过转炉或电炉冶炼后得到含有目标钢轨所含化学成分的钢液，然后经过无铝脱氧、LF精炼后尽可能降低钢中S含量，再经过RH真空处理或VD真空处理将钢水成分微调至目标范围内。
在本发明中，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.85重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.02重量％的P、≤0.02重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
在优选实施方式中，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.01重量％的P、≤0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
为了使热轧钢轨强度得到提升的同时，钢轨轨头平均珠光体片层间距得到显著减小，钢轨氢含量得到一定程度降低，裂纹扩展速率和轨头冲击韧性得到优化，钢轨抗延迟断裂性能得到明显提升，需要合理控制钢液中各化学元素的含量范围，以下将详述本发明控制主要元素含量范围的理由。
C是珠光体钢轨提高强度、硬度以及促进珠光体转变最重要的元素。在本发明条件下，当C含量＜0.3％时，钢轨经热处理后强度、硬度较低，难以满足钢轨的磨耗需求；当C含量＞1.3％时，经热处理后钢轨的强硬度过高；同时，还将析出晶界先共析渗碳体，恶化钢轨的韧塑性。因此，C含量限定在0.3％-1.3％。
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；同时，可抑制先共析渗碳体析出，从而提高钢轨的韧塑性，Si含量在一定范围内能够改善钢的抗延迟断裂性能。在本发明条件下，当Si含量＜0.3％时，固溶量偏低导致强化效果不明显；当Si含量＞0.85％时，将损失钢轨的韧塑性特别是抵抗裂纹扩展性能。因此，Si含量限定在0.3％-0.85％。
Mn与S易结合成MnS，氢诱发裂纹一般以MnS为起点发生延迟断裂，会增加高强度钢的延迟断裂敏感性，而对淬透性和强度的影响不大。因此将Mn含量控制在0.25％-0.45％。
P和S是有害元素，它们能使钢的塑性和韧性下降，因此含量越少越好。
Cr是中强碳化物形成元素，钢中的Cr一部分置换铁形成合金渗碳体，提高其稳定性；一部分溶入铁素体中，产生固溶强化，提高铁素体的强度和硬度。由于Cr在奥氏体中的扩散速度比较小，加之阻碍碳的扩散，因而可提高奥氏体的稳定性，使C曲线右移，降低临界冷却速度，提高淬透性。当Cr元素含量较小时，钢轨淬透性较弱，部分区域晶粒粗大；当Cr含量超过一定量后淬火钢中残留奥氏体数量大幅度增加。因此，Cr元素含量控制在0.025-0.1％。
Ti可以细化晶粒，降低晶界元素偏析，与C、N形成亚微米Ti化合物在回火时析出，回火时析出的碳氮化钒是有效的氢陷阱。穿晶分布的氢陷阱捕获吸收的氢，使其不能扩散，降低晶界氢浓度，防止晶界开裂。因此，添加Ti元素可以抑制钢轨的延迟断裂倾向，提高钢轨抗延迟断裂能力。当Ti含量较低时，较低偏析能力不足，当Ti含量较高时易与N、O有很大的亲和力而极易成形TiN和TiO2，钢锭在较低温度时，就形成了较多的非金属夹杂和皮下多孔等缺陷。因此，Ti元素含量控制在0.04-0.09％。
将满足化学成分要求的钢液连铸成钢坯(优选为410mm×320mm钢坯)后，对有余热的连铸坯实施多次连续冷却。
在具体实施方式中，在步骤(1)中，可以对表面温度为830℃、840℃、850℃、860℃、870℃、880℃、890℃或900℃的钢坯进行第一阶段冷却；并可以以0.3℃/s、0.4℃/s、0.5℃/s、0.6℃/s、0.7℃/s、0.8℃/s、0.9℃/s、1℃/s、1.1℃/s、1.2℃/s或1.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为350℃、360℃、370℃、380℃、390℃、400℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃、460℃、470℃、480℃、490℃或500℃。
在优选实施方式中，在步骤(1)中，对表面温度为830-870℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.6-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为420-470℃。
在具体实施方式中，在步骤(2)中，可以对表面温度为350℃、360℃、370℃、380℃、390℃、400℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃、460℃、470℃、480℃、490℃或500℃的钢坯进行第二阶段冷却，并可以以0.2℃、0.3℃、0.4℃、0.5℃、0.6℃、0.7℃、0.8℃、0.9℃或1℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为150℃、160℃、170℃、180℃、190℃、200℃、210℃、220℃、230℃、240℃或250℃。
在优选实施方式中，在步骤(2)中，对表面温度为420-470℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.4-0.6℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为180-220℃。
在具体实施方式中，在步骤(3)中，可以对表面温度为150℃、160℃、170℃、180℃、190℃、200℃、210℃、220℃、230℃、240℃或250℃的钢坯进行第三阶段冷却，并可以以0.1℃/s、0.2℃/s、0.3℃/s、0.4℃/s、0.5℃/s、0.6℃/s、0.7℃/s或0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为50℃、60℃、70℃、80℃、90℃、100℃、110℃、120℃、130℃、140℃或150℃。
在优选实施方式中，在步骤(3)中，对表面温度为180-220℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.3-0.5℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为80-100℃。
在本发明所述的方法中，采用多次缓慢连续冷却方式进行处理。对有余热的连铸钢坯在线进行第一阶段缓慢冷却时，如果冷却速率过低，对设备的要求及其苛刻，生产成本将急剧升高，如果冷却速率过高，钢坯内部H原子将得不到充分扩散，同时也易造成钢坯表面产生热裂纹，综上，将进行第一阶段冷却钢坯的表面温度控制在830-900℃范围，冷却速率控制在0.3-1.3℃/s，缓慢冷却至表面温度为350-500℃；第二阶段冷却、第三阶段冷却工艺及控制原理与第一阶段冷却过程相似，第二阶段缓慢冷却，将钢坯表面温度控制在350-500℃，冷却速率控制在0.2-1℃/s，缓慢冷却至150-250℃；第三阶段缓慢冷却，将钢坯表面温度控制在150-250℃，冷却速率控制在0.1-0.8℃/s，缓慢冷却至50-150℃。本发明通过精确控制缓慢冷却工艺的各个条件，显著降低了钢坯H含量，多道次缓慢冷却促使钢坯心部游离态氢原子实现氢分子的转变，加快了钢坯心部聚集态H的弥散化。
本发明将多次缓慢连续冷却后的钢坯倒入加热炉(优选为步进式加热炉)，待完全奥氏体化后在线轧制成钢轨，钢轨空冷至室温后经后处理获得成品钢轨。
在本发明所述的方法中，为了提高钢轨抗延迟断裂性能，必须合理控制钢坯在加热炉中的加热过程。在优选实施方式中，所述加热炉为步进式加热炉。
钢坯入加热炉后，将钢坯加热至1200-1280℃，控制钢坯在加热炉中加热的总时间为3-3.5h。
在具体实施方式中，钢坯入加热炉后，可以将钢坯加热至1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃、1260℃、1270℃或1280℃。
在本发明所述的方法中，钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。在具体实施方式中，可以将钢坯在线轧制成60kg/m、62kg/m、64kg/m、66kg/m、68kg/m、70kg/m、72kg/m、74kg/m或75kg/m的钢轨。
在本发明所述的方法中，为了提高钢轨抗延迟断裂性能，必须合理控制在线轧制的条件。
钢坯在线轧制的开轧温度为1080-1160℃，终轧温度为860-920℃。在具体实施方式中，开轧温度可以为1080℃、1090℃、1100℃、1110℃、1120℃、1130℃、1140℃、1150℃或1160℃。在具体实施方式中，终轧温度可以为860℃、870℃、880℃、890℃、900℃、910℃或920℃。
在本发明所述的方法中，所述后处理包括本领域的常规操作。在具体实施方式中，所述后处理可以包括矫直、探伤和加工。
本发明另一方面提供了前文所述的方法制备的高强抗延迟断裂热轧钢轨，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.85重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.02重量％的P、≤0.02重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
在优选实施方式中，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、≤0.01重量％的P、≤0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
本发明所述的热轧钢轨在具备强韧化的同时，抗延迟断裂性能得到显著提升。
以下将通过实施例对本发明进行详细描述，但本发明的保护范围并不仅限于此。
实施例1
本实施例用于说明热轧钢轨的具体制备过程。
炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨、矫直、探伤和加工；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
(1)第一阶段冷却：对表面温度为870℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.6℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为470℃；
(2)第二阶段冷却：对表面温度为470℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.4℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为220℃；
(3)第三阶段冷却：对表面温度为220℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为100℃；
连续冷却结束后，钢坯入加热炉加热至1200℃，并控制加热总时间为3.2h；
钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60kg/m的钢轨，控制开轧温度为1160℃，终轧温度为900℃；
RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、0.007重量％的P、0.003重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
实施例2
本实施例用于说明热轧钢轨的具体制备过程。
炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨、矫直、探伤和加工；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
(1)第一阶段冷却：对表面温度为850℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.7℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为450℃；
(2)第二阶段冷却：对表面温度为450℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.5℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为200℃；
(3)第三阶段冷却：对表面温度为200℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.4℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为90℃；
连续冷却结束后，钢坯入加热炉加热至1240℃，并控制加热总时间为3h；
钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60kg/m的钢轨，控制开轧温度为1120℃，终轧温度为860℃；
RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、0.009重量％的P、0.004重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
实施例3
本实施例用于说明热轧钢轨的具体制备过程。
炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨、矫直、探伤和加工；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
(1)第一阶段冷却：对表面温度为830℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为420℃；
(2)第二阶段冷却：对表面温度为420℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.6℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为180℃；
(3)第三阶段冷却：对表面温度为180℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.5℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为80℃；
连续冷却结束后，钢坯入加热炉加热至1280℃，并控制加热总时间为3.5h；
钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成75kg/m的钢轨，控制开轧温度为1080℃，终轧温度为920℃；
RH真空处理或VD真空处理后，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量％的C、0.25-0.45重量％的Mn、0.3-0.85重量％的Si、0.025-0.1重量％的Cr、0.04-0.09重量％的Ti、0.01重量％的P、0.005重量％的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
实施例4
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，对表面温度为900℃的钢坯进行第一阶段冷却。
实施例5
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，以1.3℃/s的冷却速率对钢坯进行冷却。
实施例6
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，将钢坯冷却至表面温度为350℃。
实施例7
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(2)中，以1℃/s的冷却速率对钢坯进行冷却。
实施例8
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(2)中，将钢坯冷却至表面温度为250℃。
实施例9
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(3)中，将钢坯冷却至表面温度为150℃。
对比例1
按照实施例1的方法实施，不同的是，不采用连续冷却工艺，而采用传统冷却工艺，直接将连铸完成的钢坯置于空气中自然冷却至室温。
对比例2
按照实施例2的方法实施，不同的是，不采用连续冷却工艺，而采用传统冷却工艺，直接将连铸完成的钢坯置于空气中自然冷却至室温。
对比例3
按照实施例3的方法实施，不同的是，不采用连续冷却工艺，而采用传统冷却工艺，直接将连铸完成的钢坯置于空气中自然冷却至室温。
对比例4
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，对表面温度为800℃的钢坯进行第一阶段冷却。
对比例5
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，以1.5℃/s的冷却速率对钢坯进行冷却。
对比例6
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(1)中，将钢坯冷却至表面温度为320℃。
对比例7
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(2)中，以1.3℃/s的冷却速率对钢坯进行冷却。
对比例8
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(2)中，将钢坯冷却至表面温度为280℃。
对比例9
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(3)中，以1.1℃/s的冷却速率对钢坯进行冷却。
对比例10
按照实施例2的方法实施，不同的是，在步骤(3)中，将钢坯冷却至表面温度为180℃。
测试例
将实施例和对比例中得到的钢轨空冷至室温，按照TB/T2344-2012标准要求位置取拉伸试样、氢含量试样(过程严格采用液氮保存)、疲劳裂纹扩展速率da/dN、冲击韧性试样；在轨头踏面下23mm处取金相组织试样进行测试，实施例与对比例采用相同的测试部位与测试方法，测试结果如表1所示。
表1
Figure BDA0002722447600000151
Figure BDA0002722447600000161
由表1的结果可以看出，在相同化学成分、冶炼及轧制工艺下，对铸坯开展连续缓慢冷却工艺对钢轨的最终性能将产生显著影响，具体表现为：采用本发明所述的方法，钢轨成品氢含量得到有效降低，钢轨轨头踏面下方23mm处关键部位珠光体片层间距更细；钢轨疲劳裂纹扩展速率da/dN显著优于对比例；常温冲击Aku在钢轨踏面以下12mm、23mm处均得到显著提升。由此可见，采用本发明所述的方法智制备的钢轨氢含量得到一定程度降低、钢轨晶粒更加细小、组织更加致密，常温冲击韧性得到提升，裂纹扩展速率得到显著降低，同等条件下具有更优的抗延迟断裂性能，提升了钢轨线路服役的安全监测水平。
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于此。在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，包括各个技术特征以任何其它的合适方式进行组合，这些简单变型和组合同样应当视为本发明所公开的内容，均属于本发明的保护范围。

Claims (11)

1.一种高强抗延迟断裂热轧钢轨的制备方法，其特征在于，该方法包括炉料经过转炉冶炼或电炉冶炼成钢液、无铝脱氧、LF精炼、RH真空处理或VD真空处理、钢液连铸成钢坯、钢坯连续冷却、钢坯入加热炉加热、在线轧制成钢轨和后处理；
其中，钢坯连续冷却过程包括以下步骤：
（1）第一阶段冷却：对表面温度为830-900℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.3-1.3℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为350-500℃；
（2）第二阶段冷却：对表面温度为350-500℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.2-1℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为150-250℃；
（3）第三阶段冷却：对表面温度为150-250℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.1-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为50-150℃;
RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量%的C、0.25-0.85重量%的Mn、0.3-0.85重量%的Si、0.025-0.1重量%的Cr、0.04-0.09重量%的Ti、≤0.02重量%的P、≤0.02重量%的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，RH真空处理或VD真空处理后，以钢液的总重量为基准，所述钢液的化学成分包括0.3-1.3重量%的C、0.25-0.45重量%的Mn、0.3-0.85重量%的Si、0.025-0.1重量%的Cr、0.04-0.09重量%的Ti、≤0.01重量%的P、≤0.005重量%的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，在步骤（1）中，对表面温度为830-870℃的钢坯进行第一阶段冷却，并以0.6-0.8℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为420-470℃。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，在步骤（2）中，对表面温度为420-470℃的钢坯进行第二阶段冷却，并以0.4-0.6℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为180-220℃。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，对表面温度为180-220℃的钢坯进行第三阶段冷却，并以0.3-0.5℃/s的冷却速率将钢坯冷却至表面温度为80-100℃。
6.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，钢坯入加热炉加热的过程包括将钢坯加热至1200-1280℃，控制加热炉中加热的总时间为3-3.5h。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，钢坯入加热炉加热后，出炉将钢坯在线轧制成60-75kg/m的钢轨。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，在线轧制成钢轨的过程包括：开轧温度为1080-1160℃，终轧温度为860-920℃。
9.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述后处理包括矫直、探伤和加工。
10.权利要求1-9中任意一项所述的方法制备的高强抗延迟断裂热轧钢轨，其特征在于，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量%的C、0.25-0.85重量%的Mn、0.3-0.85重量%的Si、0.025-0.1重量%的Cr、0.04-0.09重量%的Ti、≤0.02重量%的P、≤0.02重量%的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
11.根据权利要求10所述的高强抗延迟断裂热轧钢轨，其特征在于，以所述热轧钢轨的总重量为基准，所述热轧钢轨的化学成分包括0.3-1.3重量%的C、0.25-0.45重量%的Mn、0.3-0.85重量%的Si、0.025-0.1重量%的Cr、0.04-0.09重量%的Ti、≤0.01重量%的P、≤0.005重量%的S、余量的Fe和不可避免的杂质。
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