BR112020019900B1 - RAIL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME - Google Patents
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Abstract
TRILHO E MÉTODO PARA FABRICAR MESMO. Um trilho tendo uma composição química contendo, % em massa, C: 0,70 % ou maior e 1,00 % ou menor, Si: 0,50 % ou maior e 1,60 % ou menor, Mn: 0,20 % ou maior e 1,00 % ou menor, P: 0,035 % ou menor, S: 0,012 % ou menor e Cr: 0,40 % ou maior e 1,30 % ou menor, onde um valor de Ceq definido por Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([% Mn]/7) + ([%Cr]/5,8) é 1,04 ou maior e 1,25 ou menor, o equilíbrio consistindo em Fe e impurezas inevitáveis, dureza de uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície de uma cabeça de trilho é de 1 mm e uma posição onde a profundidade é de 25 mm é 370 HV ou maior e menor que 520 HV, um Ceq(máx) é 1,40 ou menor, onde o Ceq(máx) é determinado a partir de um teor máximo de cada componente de C, Si, Mn e Cr que são obtidos submetendo-se a região para análise de linha com EPMA por Ceq(máx) = [%C(máx)] + ([%Si(máx)]/11) + ([%Mn(máx)]/7) + ([%Cr (máx)]/5,8), e uma razão de área de perlita na região é 95 % ou maior.RAIL AND METHOD FOR MANUFACTURING ITSELF. A rail having a chemical composition containing, % by mass, C: 0.70% or greater and 1.00% or less, Si: 0.50% or greater and 1.60% or less, Mn: 0.20% or greater and 1.00% or less, P: 0.035% or less, S: 0.012% or less and Cr: 0.40% or greater and 1.30% or less, where a value of Ceq defined by Ceq = [ %C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5.8) is 1.04 or greater and 1.25 or less, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, hardness of a region between a position where a depth from a surface of a rail head is 1 mm and a position where the depth is 25 mm is 370 HV or greater and less than 520 HV, a Ceq(max) is 1.40 or less, where Ceq(max) is determined from a maximum content of each component of C, Si, Mn and Cr that are obtained by subjecting the region to line analysis with EPMA by Ceq(max) = [%C(max)] + ([%Si(max)]/11) + ([%Mn(max)]/7) + ([%Cr (max)]/5.8 ), and a perlite area ratio in the region is 95% or greater.
Description
[001]Esta divulgação se refere a um trilho, particularmente um trilho tendo resistência ao desgaste aprimorada e resistência a dano por fadiga aprimorada, e a um método de fabricação de um trilho com o qual o trilho pode ser vantajosamente fabricado.[001] This disclosure relates to a rail, particularly a rail having improved wear resistance and improved fatigue damage resistance, and to a method of manufacturing a rail with which the rail can be advantageously manufactured.
[002]Em ferrovias de transporte pesado, principalmente feitas para o transporte de minério, a carga aplicada ao eixo de um vagão de carga é muito maior que em vagões de passageiros e os trilhos são usados em ambientes cada vez mais severos. Convencionalmente, aços tendo uma microestrutura de perlita foram principalmente usados para os trilhos usados sob estas circunstâncias do ponto de vista da importância da resistência ao desgaste. Nos últimos anos, entretanto, de modo a melhorar a eficiência do transporte por ferrovias, o peso da carga nos vagões de carga está se tornando cada vez maior e, consequentemente, existe uma necessidade de melhorar ainda mais a resistência ao desgaste e resistência a dano por fadiga. Observe que as ferrovias de transporte pesado são ferrovias onde trens e vagões de carga transportam grandes cargas (peso da carga é cerca de 150 toneladas ou mais, por exemplo).[002] On heavy transport railways, mainly made for the transport of ore, the load applied to the axle of a freight car is much greater than on passenger cars and the tracks are used in increasingly harsh environments. Conventionally, steels having a pearlite microstructure were mainly used for rails used under these circumstances from the point of view of the importance of wear resistance. In recent years, however, in order to improve the efficiency of railway transportation, the weight of cargo in freight cars is becoming larger and larger, and consequently, there is a need to further improve wear resistance and damage resistance. due to fatigue. Note that heavy haul railways are railways where trains and freight cars transport large loads (load weight is about 150 tons or more, for example).
[003]De modo a melhorar ainda mais a resistência ao desgaste do trilho, por exemplo, foi proposto aumentar o teor de C para aumentar a fração de cementita, melhorando assim a resistência ao desgaste, tal como aumentando o teor de C para mais de 0,85 % em massa e 1,20 % em massa ou menor, como JP H08-109439 A (PTL 1) e JP H08-144016 A (PTL 2), ou aumentando o teor de C para mais de 0,85 % em massa e 1,20 % em massa ou menor e submetendo uma cabeça de trilho a tratamento térmico, como JP H08-246100 A (PTL 3) e JP H08-246101 A (PTL 4).[003] In order to further improve the wear resistance of the rail, for example, it has been proposed to increase the C content to increase the cementite fraction, thereby improving the wear resistance, such as increasing the C content to more than 0.85% by mass and 1.20% by mass or less, such as JP H08-109439 A (PTL 1) and JP H08-144016 A (PTL 2), or increasing the C content to more than 0.85% by mass and 1.20% by mass or less and subjecting a rail head to heat treatment, such as JP H08-246100 A (PTL 3) and JP H08-246101 A (PTL 4).
[004]Por outro lado, como os trilhos em uma seção curva de ferrovias de transporte pesado são aplicados com carga de contato rolante causada por rodas e força de deslizamento causada pela força centrífuga, o desgaste dos trilhos é mais severo que em outras seções, e o dano por fadiga ocorre devido ao deslizamento. Se for simplesmente ajustado o teor de C para mais de 0,85 % em massa e 1,20 % em massa ou menor, como proposto acima, uma microestrutura de cementita pró- eutetoide é formada dependendo das condições de tratamento térmico, e o número de camadas de cementita de uma microestrutura lamelar de perlita frágil é aumentado. Como um resultado, a resistência ao dano por fadiga não pode ser aprimorada.[004] On the other hand, as the rails in a curved section of heavy transport railways are applied with rolling contact load caused by wheels and sliding force caused by centrifugal force, the wear of the rails is more severe than in other sections, and fatigue damage occurs due to sliding. If the C content is simply adjusted to greater than 0.85 mass % and 1.20 mass % or less, as proposed above, a pro-eutectoid cementite microstructure is formed depending on the heat treatment conditions, and the number of cementite layers of a brittle pearlite lamellar microstructure is increased. As a result, resistance to fatigue damage cannot be improved.
[005]Portanto, JP 2002-69585 A (PTL 5) propõe uma técnica de adicionar Al e Si para suprimir a formação de cementita pró-eutetoide, melhorando assim a resistência ao dano por fadiga. Entretanto, é difícil satisfazer tanto a resistência ao desgaste quanto a resistência ao dano por fadiga em um trilho de aço tendo uma microestrutura de perlita, porque a adição de Al leva à formação de óxidos que são o ponto de início do dano por fadiga.[005] Therefore, JP 2002-69585 A (PTL 5) proposes a technique of adding Al and Si to suppress the formation of pro-eutectoid cementite, thus improving resistance to fatigue damage. However, it is difficult to satisfy both wear resistance and fatigue damage resistance in a steel rail having a pearlite microstructure, because the addition of Al leads to the formation of oxides that are the starting point of fatigue damage.
[006]JP H10-195601 A (PTL 6) melhora a vida útil do trilho ajustando a dureza Vickers de uma região de pelo menos 20 mm de profundidade da superfície de um canto da cabeça e um topo da cabeça de um trilho para 370 HV ou maior. JP 2003293086 A (PTL 7) controla o tamanho do bloco de perlita para obter uma dureza em uma região de pelo menos 20 mm de profundidade da superfície de um canto da cabeça e um topo da cabeça de um trilho dentro de uma faixa de 300 HV ou maior e 500 HV ou menor, melhorando assim a vida útil do trilho. LISTA DE CITAÇÃO Literatura de Patente PTL 1: JP H08-109439 A PTL 2: JP H08-144016 A PTL 3: JP H08-246100 A PTL 4: JP H08-246101 A PTL 5: JP 2002-69585 A PTL 6: JP H10-195601 A PTL 7: JP 2003-293086 A[006]JP H10-195601 A (PTL 6) improves rail life by adjusting the Vickers hardness of a region at least 20 mm deep from the surface of a head corner and a top of a rail head to 370 HV or greater. JP 2003293086 A (PTL 7) controls the size of the pearlite block to obtain a hardness in a region at least 20 mm deep from the surface of a corner of the head and a top of the head of a rail within a range of 300 HV or greater and 500 HV or less, thus improving the useful life of the rail. CITATION LIST Patent Literature PTL 1: JP H08-109439 TO PTL 2: JP H08-144016 TO PTL 3: JP H08-246100 TO PTL 4: JP H08-246101 TO PTL 5: JP 2002-69585 TO PTL 6: JP H10-195601 A PTL 7: JP 2003-293086 A
[007]Entretanto, os trilhos são usados em ambientes cada vez mais severos, e de modo a melhorar a vida útil do trilho, tem sido um problema aumentar ainda mais a dureza e expandir a faixa de profundidade de endurecimento. Portanto, pode ser útil fornecer um trilho tendo excelente resistência ao desgaste e excelente resistência ao dano por fadiga bem como um método de fabricação do mesmo.[007] However, rails are used in increasingly harsh environments, and in order to improve the service life of the rail, it has been a problem to further increase the hardness and expand the hardening depth range. Therefore, it may be useful to provide a rail having excellent wear resistance and excellent resistance to fatigue damage as well as a method of manufacturing the same.
[008]De modo a resolver o problema, preparamos trilhos tendo diferentes teores de C, Si, Mn e Cr, e investigamos intensamente sua microestrutura, resistência ao desgaste e resistência ao dano por fadiga. Como um resultado, descobrimos que, otimizando um teor de carbono equivalente local (em seguida referido como Ceq(máx)) causado por microssegregação, suprimindo a formação de microestruturas de martensita e bainita na área local e aumentando a dureza pelo menos em uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície de uma cabeça de trilho é de 1 mm e a posição onde a profundidade é de 25 mm (em seguida, também referida como região de camada de superfície), é possível melhorar a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga em comparação com materiais de trilho convencionais. Especificamente, descobrimos que o efeito de melhorar a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga pode ser mantido de maneira estável fazendo um Ceq calculado a partir do teor de cada componente de C, Si, Mn e Cr dentro da faixa de 1,04 ou maior e 1,25 ou menor, submetendo uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície de uma cabeça de trilho é de 1 mm e uma posição onde a profundidade é de 25 mm para análise linear com EPMA e controlar um Ceq(máx) determinado a partir do teor máximo de cada componente de C, Si, Mn e Cr nesta região a 1,40 ou menor.[008] In order to solve the problem, we prepared rails having different contents of C, Si, Mn and Cr, and intensively investigated their microstructure, wear resistance and resistance to fatigue damage. As a result, we found that by optimizing a local equivalent carbon content (hereinafter referred to as Ceq(max)) caused by microsegregation, suppressing the formation of martensite and bainite microstructures in the local area and increasing the hardness at least in a region between a position where a depth from a surface of a rail head is 1 mm and the position where the depth is 25 mm (hereinafter also referred to as surface layer region), it is possible to improve wear resistance and resistance to fatigue damage compared to conventional rail materials. Specifically, we found that the effect of improving wear resistance and fatigue damage resistance can be stably maintained by making a Ceq calculated from the content of each component of C, Si, Mn and Cr within the range of 1. 04 or greater and 1.25 or less, subjecting a region between a position where a depth from a surface of a rail head is 1 mm and a position where the depth is 25 mm for linear analysis with EPMA and control a Ceq(max) determined from the maximum content of each component of C, Si, Mn and Cr in this region at 1.40 or less.
[009]A presente divulgação é fundamentada nas descobertas acima e suas principais características são as seguintes. 1. Um trilho compreendendo uma composição química contendo (consistindo em) C: 0,70 % em massa ou maior e 1,00 % em massa ou menor, Si: 0,50 % em massa ou maior e 1,60 % em massa ou menor, Mn: 0,20 % em massa ou maior e 1,00 % em massa ou menor, P: 0,035 % em massa ou menor, S: 0,012 % em massa ou menor, e Cr: 0,40 % em massa ou maior e 1,30 % em massa ou menor, onde um valor de Ceq definido pela seguinte fórmula (1) está em uma faixa de 1,04 ou maior e 1,25 ou menor, Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5,8) (1) onde [%M] é o teor em % em massa do elemento M, o balanço sendo Fe e impurezas inevitáveis, em que a dureza Vickers de uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície de uma cabeça de trilho é de 1 mm e uma posição onde a profundidade é de 25 mm é 370 HV ou maior e menor que 520 HV; um Ceq(máx) é 1,40 ou menor, onde o Ceq(máx) é determinado pela seguinte fórmula (2) usando um teor máximo de cada componente de C, Si, Mn e Cr, que são obtidos submetendo-se a região para análise linear com EPMA; e uma razão de área de perlita na região é 95 % ou maior, Ceq(máx) = [%C(máx)] + ([%Si(máx)]/11) + ([%Mn(máx)]/7) + ([%Cr(máx)]/5,8) (2) onde [%M(máx)] é o teor máximo do elemento M obtido por análise linear com EPMA. 2. O trilho de acordo com o item 1 acima, em que a composição química contém ainda pelo menos um selecionado do grupo consistindo em V: 0,30 % em massa ou menor, Cu: 1,0 % em massa ou menor, Ni: 1,0 % em massa ou menor, Nb: 0,05 % em massa ou menor, e Mo: 0,5 % em massa ou menor. 3. O trilho de acordo com o item 1 ou 2 acima, em que a composição química contém ainda pelo menos um selecionado do grupo consistindo em Al: 0,07 % em massa ou menor, W: 1,0 % em massa ou menor, B: 0,005 % em massa ou menor, Ti: menos de 0,010 % em massa, e Sb: 0,05 % em massa ou menor. 4. Um método de fabricar um trilho, compreendendo aquecer um material de aço tendo a composição química de acordo com qualquer um de 1. a 3. acima a uma faixa de temperatura menor que 1150 °C e 1350 °C ou menor, reter o material de aço na faixa de temperatura mencionada acima por um tempo de retenção de A em segundos ou maior, onde A é definido pela seguinte fórmula (3) , e depois submeter o material de aço à laminação a quente onde uma temperatura final de laminação é 850 °C ou maior e 950 °C ou menor, e, em seguida, ao arrefecimento onde uma temperatura inicial de arrefecimento é igual ou maior que uma temperatura inicial de transformação de perlita, uma temperatura de parada de arrefecimento é 400 °C ou maior e 600 °C ou menor, e uma taxa de arrefecimento é 1 °C/s ou maior e 5 °C/s ou menor, A (s) = exp{(6000/T) + (1,2 x [%C]) + (0,5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1,4 x [%Cr])} (3) onde T é uma temperatura de aquecimento [°C] e [%M] é o teor em % em massa do elemento M. (Efeito Vantajoso)[009] This disclosure is based on the above findings and its main characteristics are as follows. 1. A rail comprising a chemical composition containing (consisting of) C: 0.70 mass % or greater and 1.00 mass % or less, Si: 0.50 mass % or greater and 1.60 mass % or less, Mn: 0.20 mass % or greater and 1.00 mass % or less, P: 0.035 mass % or less, S: 0.012 mass % or less, and Cr: 0.40 mass % or greater and 1.30 mass % or less, where a value of Ceq defined by the following formula (1) is in a range of 1.04 or greater and 1.25 or less, Ceq = [%C] + ([ %Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5.8) (1) where [%M] is the mass % content of element M, the balance being Fe and unavoidable impurities, where the Vickers hardness of a region between a position where a depth from a surface of a rail head is 1 mm and a position where the depth is 25 mm is 370 HV or greater and less than 520 HV; a Ceq(max) is 1.40 or less, where the Ceq(max) is determined by the following formula (2) using a maximum content of each component of C, Si, Mn and Cr, which are obtained by submitting the region for linear analysis with EPMA; and an area ratio of pearlite in the region is 95% or greater, Ceq(max) = [%C(max)] + ([%Si(max)]/11) + ([%Mn(max)]/7 ) + ([%Cr(max)]/5.8) (2) where [%M(max)] is the maximum content of element M obtained by linear analysis with EPMA. 2. The rail according to item 1 above, wherein the chemical composition further contains at least one selected from the group consisting of V: 0.30 mass % or less, Cu: 1.0 mass % or less, Ni : 1.0 mass % or less, Nb: 0.05 mass % or less, and Mo: 0.5 mass % or less. 3. The rail according to item 1 or 2 above, wherein the chemical composition further contains at least one selected from the group consisting of Al: 0.07 mass % or less, W: 1.0 mass % or less , B: 0.005 mass % or less, Ti: less than 0.010 mass %, and Sb: 0.05 mass % or less. 4. A method of manufacturing a rail, comprising heating a steel material having the chemical composition according to any one of 1. to 3. above at a temperature range less than 1150 °C and 1350 °C or less, retaining the steel material in the temperature range mentioned above for a holding time of A in seconds or greater, where A is defined by the following formula (3), and then subjecting the steel material to hot rolling where a final rolling temperature is 850°C or greater and 950°C or lower, and then upon cooling where an initial cooling temperature is equal to or greater than an initial pearlite transformation temperature, a cooling stop temperature is 400°C or greater and 600 °C or less, and a cooling rate is 1 °C/s or greater and 5 °C/s or less, A (s) = exp{(6000/T) + (1.2 x [%C ]) + (0.5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1.4 x [%Cr])} (3) where T is a heating temperature [°C] and [ %M] is the mass% content of element M. (Advantageous Effect)
[010]De acordo com a presente divulgação, é possível fabricar de maneira estável um trilho com alta dureza interna tendo resistência ao desgaste e resistência ao dano por fadiga muito superiores em comparação com os trilhos convencionais. Isso contribui para uma longa vida útil de trilhos para ferrovias de transporte pesado e prevenção de acidentes ferroviários, o que é benéfico em termos industriais.[010] According to the present disclosure, it is possible to stably manufacture a rail with high internal hardness having much higher wear resistance and resistance to fatigue damage compared to conventional rails. This contributes to a long service life of rails for heavy transport railways and prevention of railway accidents, which is beneficial in industrial terms.
[011]A Figura 1 é uma vista em seção transversal de uma cabeça de trilho indicando a posição de medição de análise linear de EPMA;[011] Figure 1 is a cross-sectional view of a rail head indicating the EPMA linear analysis measurement position;
[012]a Figura 2A é uma vista plana que ilustra uma peça de teste de desgaste do tipo Nishihara para avaliar a resistência ao desgaste;[012] Figure 2A is a plan view illustrating a Nishihara-type wear test piece for evaluating wear resistance;
[013]a Figura 2B é uma vista lateral que ilustra a peça de teste de desgaste do tipo Nishihara para avaliar a resistência ao desgaste;[013] Figure 2B is a side view illustrating the Nishihara-type wear test piece for evaluating wear resistance;
[014]a Figura 3 é uma vista em seção transversal de uma cabeça de trilho indicando as posições de coleta das peças de teste de desgaste do tipo Nishihara;[014] Figure 3 is a cross-sectional view of a rail head indicating the collection positions of Nishihara-type wear test pieces;
[015]a Figura 4A é uma vista plana que ilustra uma peça de teste de desgaste do tipo Nishihara para avaliar a resistência ao dano por fadiga; e[015] Figure 4A is a plan view illustrating a Nishihara-type wear test part for evaluating resistance to fatigue damage; It is
[016]a Figura 4B é uma vista lateral que ilustra a peça de teste de desgaste do tipo Nishihara para avaliar a resistência ao dano por fadiga.[016] Figure 4B is a side view illustrating the Nishihara-type wear test piece to evaluate resistance to fatigue damage.
[017]A seguir, descrevemos a presente divulgação em detalhes. As razões pelas quais a presente divulgação limita a composição química do aço do trilho às faixas acima são descritas primeiro.[017] Below, we describe this disclosure in detail. The reasons why the present disclosure limits the chemical composition of rail steel to the above ranges are described first.
[018]C é um elemento essencial para formar cementita em uma microestrutura de perlita e assegurar a resistência ao desgaste, e a resistência ao desgaste melhora à medida que o teor de C aumenta. Entretanto, quando o teor de C é menor que 0,70 % em massa, é difícil obter excelente resistência ao desgaste em comparação com um trilho de aço de perlita tratado termicamente convencional. Além disso, quando o teor de C excede 1,00 % em massa, a cementita pró-eutetoide é formada nos limites dos grãos de austenita no momento da transformação depois da laminação a quente, e a resistência ao dano por fadiga é notavelmente diminuída. Portanto, o teor de C é 0,70 % em massa ou maior e 1,00 % em massa ou menor. O teor de C é preferivelmente 0,75 % em massa ou maior e 0,85 % em massa ou menor.[018]C is an essential element for forming cementite in a pearlite microstructure and ensuring wear resistance, and wear resistance improves as the C content increases. However, when the C content is less than 0.70 wt%, it is difficult to obtain excellent wear resistance compared with conventional heat-treated pearlite steel rail. Furthermore, when the C content exceeds 1.00 wt%, pro-eutectoid cementite is formed at the austenite grain boundaries at the time of transformation after hot rolling, and the resistance to fatigue damage is notably decreased. Therefore, the C content is 0.70 mass % or greater and 1.00 mass % or less. The C content is preferably 0.75 mass % or greater and 0.85 mass % or less.
[019]Si é um desoxidante e um elemento que fortalece uma microestrutura de perlita. Portanto, deve estar contido a um teor de 0,50 % em massa ou maior. Entretanto, quando o teor excede 1,60 % em massa, a soldabilidade é deteriorada devido à alta força de união entre Si e oxigênio. Além disso, Si melhora muito a temperabilidade do aço, de modo que uma microestrutura de martensita seja provavelmente formada na camada de superfície do trilho. Portanto, o teor de Si é 0,50 % em massa ou maior e 1,60 % em massa ou menor. O teor de Si é preferivelmente 0,50 % em massa ou maior e 1,20 % em massa ou menor.[019]Si is a deoxidizer and an element that strengthens a pearlite microstructure. Therefore, it must be contained at a content of 0.50% by mass or greater. However, when the content exceeds 1.60 wt%, the weldability is deteriorated due to the high bonding strength between Si and oxygen. In addition, Si greatly improves the hardenability of steel, so that a martensite microstructure is likely to be formed on the surface layer of the rail. Therefore, the Si content is 0.50 mass % or greater and 1.60 mass % or less. The Si content is preferably 0.50 mass % or greater and 1.20 mass % or less.
[020]Mn reduz a temperatura de transformação da perlita e refina o espaçamento lamelar, aumentando assim a resistência e a ductilidade do trilho com alta dureza interna. Entretanto, quando Mn está excessivamente contido no aço, a temperatura de transformação de equilíbrio da perlita é diminuída, e como um resultado, o grau de superarrefecimento é reduzido e o espaçamento lamelar é grosseiro. Quando o teor de Mn é menor que 0,20 % em massa, o efeito de aumentar a resistência e a ductilidade não pode ser suficientemente obtido. Por outro lado, quando o teor de Mn excede 1,00 % em massa, é provável que uma microestrutura de martensita seja formada e o material seja deteriorado devido ao endurecimento e fragilidade ocorridos durante o tratamento térmico e soldagem do trilho. Além disso, a temperatura de transformação de equilíbrio é diminuída mesmo se uma microestrutura de perlita for formada, que engrossa o espaçamento lamelar. Portanto, o teor de Mn é 0,20 % em massa ou maior e 1,00 % em massa ou menor. O teor de Mn é preferivelmente 0,20 % em massa ou maior e 0,80 % em massa ou menor.[020]Mn reduces the pearlite transformation temperature and refines the lamellar spacing, thus increasing the strength and ductility of the rail with high internal hardness. However, when Mn is excessively contained in steel, the equilibrium transformation temperature of pearlite is decreased, and as a result, the degree of supercooling is reduced and the lamellar spacing is coarsened. When the Mn content is less than 0.20 mass %, the effect of increasing strength and ductility cannot be sufficiently achieved. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.00 wt%, it is likely that a martensite microstructure will be formed and the material will deteriorate due to the hardening and brittleness occurring during the heat treatment and welding of the rail. Furthermore, the equilibrium transformation temperature is decreased even if a pearlite microstructure is formed, which thickens the lamellar spacing. Therefore, the Mn content is 0.20 mass % or greater and 1.00 mass % or less. The Mn content is preferably 0.20 mass % or greater and 0.80 mass % or less.
[021]Quando o teor de P excede 0,035 % em massa, a ductilidade é deteriorada. Portanto, o teor de P é 0,035 % em massa ou menor. O teor de P é preferivelmente 0,020 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de P não é particularmente limitado e pode ser 0 % em massa. Entretanto, é geralmente maior que 0 % em massa industrialmente. Como a redução excessiva do teor de P causa um aumento no custo de refino, o teor de P é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior do ponto de vista de eficiência econômica.[021] When the P content exceeds 0.035% by mass, the ductility is deteriorated. Therefore, the P content is 0.035 mass % or less. The P content is preferably 0.020 mass % or less. On the other hand, the lower limit of P content is not particularly limited and can be 0 mass %. However, it is generally greater than 0% by mass industrially. Since excessive reduction of P content causes an increase in refining cost, the P content is preferably 0.001 mass % or greater from the point of view of economic efficiency.
[022]S está presente principalmente no aço na forma de inclusões do tipo A. Quando o teor de S excede 0,012 % em massa, a quantidade das inclusões é significativamente aumentada e, ao mesmo tempo, inclusões grosseiras são formadas. Como um resultado, a limpeza do aço é deteriorada. Portanto, o teor de S é 0,012 % em massa ou menor. O teor de S é preferivelmente 0,010 % em massa ou menor. O teor de S é mais preferivelmente 0,008 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de S não é particularmente limitado e pode ser 0 % em massa. Entretanto, é geralmente maior que 0 % em massa industrialmente. Como a redução excessiva do teor de S causa um aumento no custo de refino, o teor de S é preferivelmente 0,0005 % em massa ou maior do ponto de vista de eficiência econômica.[022]S is mainly present in steel in the form of type A inclusions. When the S content exceeds 0.012% by mass, the amount of inclusions is significantly increased and, at the same time, coarse inclusions are formed. As a result, the cleanliness of the steel is deteriorated. Therefore, the S content is 0.012 mass % or less. The S content is preferably 0.010 mass % or less. The S content is more preferably 0.008 mass % or less. On the other hand, the lower limit of the S content is not particularly limited and can be 0 mass %. However, it is generally greater than 0% by mass industrially. Since excessive reduction of S content causes an increase in refining cost, the S content is preferably 0.0005 mass % or greater from the point of view of economic efficiency.
[023]Cr aumenta a temperatura de transformação de equilíbrio da perlita e contribui para a distinção do espaçamento lamelar e, ao mesmo tempo, melhora ainda mais a resistência por fortalecimento da solução sólida. Entretanto, quando o teor de Cr é menor que 0,40 % em massa, dureza interna suficiente não pode ser obtida. Por outro lado, quando o teor de Cr é maior que 1,30 % em massa, a temperabilidade do aço é aumentada e a martensita é provavelmente formada. Quando a fabricação é realizada sob condições onde nenhuma martensita é formada, a cementita pró- eutetoide é formada nos limites dos grãos de austenita anteriores. Como um resultado, a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga são diminuídas. Portanto, o teor de Cr é 0,40 % em massa ou maior e 1,30 % em massa ou menor. O teor de Cr é preferivelmente 0,60 % em massa ou maior e 1,20 % em massa ou menor.[023] Cr increases the equilibrium transformation temperature of pearlite and contributes to the distinction of lamellar spacing and, at the same time, further improves the resistance by strengthening the solid solution. However, when the Cr content is less than 0.40 wt%, sufficient internal hardness cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content is greater than 1.30 wt%, the hardenability of the steel is increased and martensite is likely to be formed. When manufacturing is carried out under conditions where no martensite is formed, pro-eutectoid cementite is formed at the boundaries of the preceding austenite grains. As a result, wear resistance and resistance to fatigue damage are decreased. Therefore, the Cr content is 0.40 mass % or greater and 1.30 mass % or less. The Cr content is preferably 0.60 mass % or greater and 1.20 mass % or less.
[024]O valor de Ceq é um valor calculado pela seguinte fórmula (1), onde o teor (% em massa) do elemento M no aço é expressado como [%M]. Isto é, o valor de Ceq pode ser calculado com o teor de C sendo [%C] (% em massa), o teor de Si sendo [%Si] (% em massa), o teor de Mn sendo [%Mn] (% em massa) e o teor de Cr sendo [%Cr] (% em massa) na seguinte fórmula (1). Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5,8) (1)[024] The value of Ceq is a value calculated by the following formula (1), where the content (% by mass) of element M in the steel is expressed as [%M]. That is, the value of Ceq can be calculated with the C content being [%C] (% by mass), the Si content being [%Si] (% by mass), the Mn content being [%Mn] (% by mass) and the Cr content being [%Cr] (% by mass) in the following formula (1). Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5.8) (1)
[025]O valor de Ceq é usado para estimar a dureza e soldabilidade máximas que podem ser obtidas a partir da proporção de mistura dos componentes da liga. Na presente divulgação, o valor de Ceq é usado como um índice para suprimir a formação de martensita e bainita na região de camada de superfície do trilho, e é necessário manter o valor de Ceq em uma faixa apropriada. Isto é, quando o valor de Ceq é menor que 1,04, a dureza interna é insuficiente e a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga não podem ser mais aprimoradas. Além disso, quando o valor de Ceq excede 1,25, a temperabilidade do trilho é aumentada, e martensita e bainita são provavelmente formadas na região de camada de superfície da cabeça de trilho. Portanto, o valor de Ceq é 1,04 ou maior e 1,25 ou menor. É mais preferivelmente 1,04 ou maior e 1,20 ou menor.[025] The Ceq value is used to estimate the maximum hardness and weldability that can be obtained from the mixing ratio of the alloy components. In the present disclosure, the Ceq value is used as an index to suppress the formation of martensite and bainite in the rail surface layer region, and it is necessary to maintain the Ceq value in an appropriate range. That is, when the Ceq value is less than 1.04, the internal hardness is insufficient and the wear resistance and fatigue damage resistance cannot be further improved. Furthermore, when the value of Ceq exceeds 1.25, the hardenability of the rail is increased, and martensite and bainite are likely to be formed in the surface layer region of the rail head. Therefore, the value of Ceq is 1.04 or greater and 1.25 or less. It is more preferably 1.04 or greater and 1.20 or less.
[026]A composição química do trilho da presente divulgação pode opcionalmente conter, além dos componentes descritos acima, um ou ambos de pelo menos um selecionado do seguinte Grupo A e pelo menos um selecionado do seguinte Grupo B.[026] The chemical composition of the rail of the present disclosure may optionally contain, in addition to the components described above, one or both of at least one selected from the following Group A and at least one selected from the following Group B.
[027]Grupo A: V: 0,30 % em massa ou menor, Cu: 1,0 % em massa ou menor, Ni: 1,0 % em massa ou menor, Nb: 0,05 % em massa ou menor e Mo: 0,5 % em massa ou menor[027] Group A: V: 0.30% by mass or less, Cu: 1.0% by mass or less, Ni: 1.0% by mass or less, Nb: 0.05% by mass or less and Mo: 0.5 mass % or less
[028]Grupo B: Al: 0,07 % em massa ou menor, W: 1,0 % em massa ou menor, B: 0,005 % em massa ou menor, Ti: menos de 0,010 % em massa, e Sb: 0,05 % em massa ou menor[028] Group B: Al: 0.07% by mass or less, W: 1.0% by mass or less, B: 0.005% by mass or less, Ti: less than 0.010% by mass, and Sb: 0 .05 mass % or less
[029]A seguir, são descritas as razões para especificar os teores dos elementos do Grupo A e Grupo B acima.[029] The reasons for specifying the contents of the elements of Group A and Group B above are described below.
[030]V forma carbonitretos no aço e dispersa e precipita na matriz, melhorando assim a resistência ao desgaste do aço. Entretanto, quando o teor de V excede 0,30 % em massa, a trabalhabilidade deteriora e o custo de fabricação aumenta. Além disso, quando o teor de V excede 0,30 % em massa, o custo da liga aumenta. Como um resultado, o custo do trilho com alta dureza interna aumenta. Portanto, V pode estar contido com o limite superior sendo 0,30 % em massa. Observe que o teor de V é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior de modo a exibir o efeito de melhorar a resistência ao desgaste. O teor de V é mais preferivelmente na faixa de 0,001 % em massa ou maior e 0,150 % em massa ou menor.[030]V forms carbonitrides in the steel and disperses and precipitates in the matrix, thus improving the wear resistance of the steel. However, when the V content exceeds 0.30 wt%, the workability deteriorates and the manufacturing cost increases. Furthermore, when the V content exceeds 0.30 mass %, the cost of the alloy increases. As a result, the cost of rail with high internal hardness increases. Therefore, V can be contained with the upper limit being 0.30 mass %. Note that the V content is preferably 0.001 mass % or greater so as to exhibit the effect of improving wear resistance. The V content is more preferably in the range of 0.001 mass % or greater and 0.150 mass % or less.
[031]Cu é um elemento capaz de fortalecer ainda mais o aço através do fortalecimento da solução sólida, como com Cr. Entretanto, quando o teor de Cu excede 1,0 % em massa, é provável que ocorra a rachadura do Cu. Portanto, quando a composição química contém Cu, o teor de Cu é preferivelmente 1,0 % em massa ou menor. O teor de Cu é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,500 % em massa ou menor.[031] Cu is an element capable of further strengthening steel through solid solution strengthening, as with Cr. However, when the Cu content exceeds 1.0 wt%, Cu cracking is likely to occur. Therefore, when the chemical composition contains Cu, the Cu content is preferably 1.0 mass % or less. The Cu content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.500 mass % or less.
[032]Ni é um elemento que pode aumentar a resistência do aço sem deteriorar a ductilidade. Além disso, no caso onde a composição química contém Cu, é preferível adicionar Ni porque a rachadura do Cu pode ser suprimida pela adição de Ni em combinação com Cu. Entretanto, quando o teor de Ni excede 1,0 % em massa, a temperabilidade do aço é ainda mais aumentada, a quantidade de martensita e bainita formada é aumentada e a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga tendem a diminuir. Portanto, quando Ni está contido, o teor de Ni é preferivelmente 1,0 % em massa ou menor. O teor de Ni é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,500 % em massa ou menor.[032] Ni is an element that can increase the strength of steel without deteriorating ductility. Furthermore, in the case where the chemical composition contains Cu, it is preferable to add Ni because the cracking of Cu can be suppressed by adding Ni in combination with Cu. However, when the Ni content exceeds 1.0% by mass, the hardenability of the steel is further increased, the amount of martensite and bainite formed is increased, and the wear resistance and resistance to fatigue damage tend to decrease. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 1.0 mass % or less. The Ni content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.500 mass % or less.
[033]Nb precipita como carbonetos pela combinação com C no aço durante e depois da laminação a quente para moldar o aço em um trilho, o que eficazmente reduz o tamanho da colônia de perlita. Como um resultado, a resistência ao desgaste, a resistência ao dano por fadiga e a ductilidade são bastante aprimoradas, o que prolonga consideravelmente a vida útil do trilho com alta dureza interna. Entretanto, quando o teor de Nb excede 0,05 % em massa, o efeito de melhorar a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga é saturado e o efeito não aumenta conforme o teor aumenta. Portanto, Nb pode estar contido com o limite superior sendo 0,05 % em massa. Quando o teor de Nb é menor que 0,001 % em massa, é difícil obter um efeito suficiente de prolongar a vida útil do trilho. Portanto, quando Nb está contido, o teor de Nb é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior. O teor de Nb é mais preferivelmente 0,001 % em massa ou maior e 0,030 % em massa ou menor.[033] Nb precipitates as carbides by combining with C in steel during and after hot rolling to shape the steel into a rail, which effectively reduces the size of the pearlite colony. As a result, wear resistance, fatigue damage resistance and ductility are greatly improved, which greatly extends the service life of the rail with high internal hardness. However, when the Nb content exceeds 0.05 mass %, the effect of improving wear resistance and fatigue damage resistance is saturated, and the effect does not increase as the content increases. Therefore, Nb may be contained with the upper limit being 0.05 mass %. When the Nb content is less than 0.001 mass %, it is difficult to obtain a sufficient effect to extend the service life of the rail. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.001 mass % or greater. The Nb content is more preferably 0.001 mass % or greater and 0.030 mass % or less.
[034]Mo é um elemento capaz de fortalecer ainda mais o aço pelo fortalecimento da solução sólida. Entretanto, quando o teor de Mo excede 0,5 % em massa, a quantidade de bainita formada no aço é aumentada e a resistência ao desgaste é diminuída. Portanto, quando a composição química do trilho contém Mo, o teor de Mo é preferivelmente 0,5 % em massa ou menor. O teor de Mo é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,300 % em massa ou menor.[034] Mo is an element capable of further strengthening the steel by strengthening the solid solution. However, when the Mo content exceeds 0.5 wt%, the amount of bainite formed in the steel is increased and the wear resistance is decreased. Therefore, when the chemical composition of the rail contains Mo, the Mo content is preferably 0.5 mass % or less. The Mo content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.300 mass % or less.
[035]Al é um elemento que pode ser adicionado como um desoxidante. Entretanto, quando o teor de Al excede 0,07 % em massa, uma grande quantidade de inclusões com base em óxido é formada no aço devido à alta força de união entre Al e oxigênio. Como um resultado, a ductilidade do aço é diminuída. Portanto, o teor de Al é preferivelmente 0,07 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de Al não é particularmente limitado. Entretanto, é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior para desoxidação. O teor de Al é mais preferivelmente 0,001 % em massa ou maior e 0,030 % em massa ou menor.[035] Al is an element that can be added as a deoxidizer. However, when the Al content exceeds 0.07 mass %, a large amount of oxide-based inclusions are formed in the steel due to the high bonding strength between Al and oxygen. As a result, the ductility of the steel is decreased. Therefore, the Al content is preferably 0.07 mass % or less. On the other hand, the lower limit of Al content is not particularly limited. However, it is preferably 0.001 mass % or greater for deoxidation. The Al content is more preferably 0.001 mass % or greater and 0.030 mass % or less.
[036]W precipita como carbonetos durante e depois da laminação a quente para moldar o aço em uma forma de trilho, e melhora a resistência e a ductilidade do trilho pelo fortalecimento da precipitação. Entretanto, quando o teor de W excede 1,0 % em massa, martensita é formada no aço. Como um resultado, a ductilidade é diminuída. Portanto, quando W é adicionado, o teor de W é preferivelmente 1,0 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de W não é particularmente limitado, mas o teor de W é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior de modo a exercer o efeito de melhorar a resistência e a ductilidade. O teor de W é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,500 % em massa ou menor.[036]W precipitates as carbides during and after hot rolling to shape the steel into a rail shape, and improves the strength and ductility of the rail by precipitation strengthening. However, when the W content exceeds 1.0 wt%, martensite is formed in the steel. As a result, ductility is decreased. Therefore, when W is added, the W content is preferably 1.0 mass % or less. On the other hand, the lower limit of the W content is not particularly limited, but the W content is preferably 0.001 mass % or greater so as to have the effect of improving strength and ductility. The W content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.500 mass % or less.
[037]B precipita como nitretos no aço durante e depois da laminação a quente para moldar o aço em uma forma de trilho e melhora a resistência e a ductilidade do aço pelo fortalecimento da precipitação. Entretanto, quando o teor de B excede 0,005 % em massa, martensita é formada. Como um resultado, a ductilidade do aço é diminuída. Portanto, quando B está contido, o teor de B é preferivelmente 0,005 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de B não é particularmente limitado, mas o teor de B é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior de modo a exercer o efeito de melhorar a resistência e a ductilidade. O teor de B é mais preferivelmente 0,001 % em massa ou maior e 0,003 % em massa ou menor.[037]B precipitates as nitrides in the steel during and after hot rolling to shape the steel into a rail shape and improves the strength and ductility of the steel by precipitation strengthening. However, when the B content exceeds 0.005 wt%, martensite is formed. As a result, the ductility of the steel is decreased. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.005 mass % or less. On the other hand, the lower limit of the B content is not particularly limited, but the B content is preferably 0.001 mass % or greater so as to have the effect of improving strength and ductility. The B content is more preferably 0.001 mass % or greater and 0.003 mass % or less.
[038]Ti precipita como carbonetos, nitretos ou carbonitretos no aço durante e depois da laminação a quente para moldar o aço em uma forma de trilho e melhora a resistência e a ductilidade do aço pelo fortalecimento da precipitação. Entretanto, quando o teor de Ti é 0,010 % em massa ou maior, carbonetos, nitretos ou carbonitretos grossos são formados. Como um resultado, a resistência ao dano por fadiga é diminuída. Portanto, quando Ti está contido, o teor de Ti é preferivelmente menor que 0,010 % em massa. Por outro lado, o limite inferior do teor de Ti não é particularmente limitado, mas o teor de Ti é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior de modo a exercer o efeito de melhorar a resistência e a ductilidade. O teor de Ti é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,009 % em massa ou menor.[038]Ti precipitates as carbides, nitrides or carbonitrides in the steel during and after hot rolling to shape the steel into a rail shape and improves the strength and ductility of the steel by precipitation strengthening. However, when the Ti content is 0.010 mass % or greater, coarse carbides, nitrides, or carbonitrides are formed. As a result, resistance to fatigue damage is decreased. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably less than 0.010 mass %. On the other hand, the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but the Ti content is preferably 0.001 mass % or greater so as to have the effect of improving strength and ductility. The Ti content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.009 mass % or less.
[039]Sb tem um efeito notável de impedir a descarbonetação do aço ao reaquecer o material de aço do trilho em um forno de aquecimento antes da laminação a quente. Entretanto, quando o teor de Sb excede 0,05 % em massa, a ductilidade e a dureza do aço são adversamente afetadas. Portanto, quando Sb está contido, o teor de Sb é preferivelmente 0,05 % em massa ou menor. Por outro lado, o limite inferior do teor de Sb não é particularmente limitado, mas o teor de Sb é preferivelmente 0,001 % em massa ou maior de modo a exercer o efeito de reduzir uma camada descarbonetada. O teor de Sb é mais preferivelmente 0,005 % em massa ou maior e 0,030 % em massa ou menor.[039] Sb has a notable effect of preventing steel decarburization by reheating the rail steel material in a heating furnace before hot rolling. However, when the Sb content exceeds 0.05 wt%, the ductility and hardness of the steel are adversely affected. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.05 mass % or less. On the other hand, the lower limit of the Sb content is not particularly limited, but the Sb content is preferably 0.001 mass % or greater so as to have the effect of reducing a decarburized layer. The Sb content is more preferably 0.005 mass % or greater and 0.030 mass % or less.
[040]A composição química do aço como o material do trilho da presente divulgação contém os componentes acima e Fe e impurezas inevitáveis como o balanço. O balanço preferivelmente consiste em Fe e impurezas inevitáveis. A presente divulgação também inclui trilhos que contêm outros elementos vestigiais dentro de uma faixa que não afeta substancialmente os efeitos da presente divulgação em vez de uma parte do balanço de Fe na composição química da presente divulgação. Como usado aqui, exemplos das impurezas inevitáveis incluem P, N, O e semelhantes. Como descrito acima, um teor de P de até 0,035 % em massa é permitido. Além disso, um teor de N de até 0,008 % em massa é permitido e um teor de O de até 0,004 % em massa é permitido.[040] The chemical composition of steel as the rail material of the present disclosure contains the above components and Fe and inevitable impurities such as balance. The balance preferably consists of Fe and unavoidable impurities. The present disclosure also includes tracks that contain other trace elements within a range that does not substantially affect the effects of the present disclosure rather than a portion of the Fe balance in the chemical composition of the present disclosure. As used herein, examples of the unavoidable impurities include P, N, O and the like. As described above, a P content of up to 0.035 mass % is permitted. Furthermore, an N content of up to 0.008 mass % is permitted and an O content of up to 0.004 mass % is permitted.
[041]Além de usar um aço tendo a composição química acima como o material do trilho, também é importante que, para uma região de camada de superfície de uma cabeça de trilho, isto é, uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície da cabeça de trilho é de 1 mm e uma posição onde a profundidade é de 25 mm, a dureza Vickers é controlada dentro de uma faixa específica, a segregação de C, Si, Mn e Cr é suprimida e a razão de área de perlita na microestrutura do aço da região de camada de superfície é alta, o que será descrito abaixo. Dureza Vickers na região de camada de superfície: 370 HV ou maior e menor que 520 HV[041] In addition to using a steel having the above chemical composition as the rail material, it is also important that, for a surface layer region of a rail head, that is, a region between a position where a depth from of a rail head surface is 1 mm and a position where the depth is 25 mm, the Vickers hardness is controlled within a specific range, the segregation of C, Si, Mn and Cr is suppressed and the area ratio of pearlite in the steel microstructure of the surface layer region is high, which will be described below. Vickers hardness in the surface layer region: 370 HV or greater and less than 520 HV
[042]Quando a dureza Vickers da região de camada de superfície, isto é, uma região entre uma posição onde uma profundidade a partir de uma superfície da cabeça de trilho é de 1 mm e uma posição onde a profundidade é de 25 mm, é menor que 370 HV, a resistência ao desgaste do aço é diminuída e a vida útil do trilho de aço com alta dureza interna é encurtada. Por outro lado, quando a dureza Vickers é 520 HV ou maior, a resistência ao dano por fadiga do aço é diminuída devido à formação de martensita. Portanto, a dureza Vickers da região da cabeça de trilho descrita acima é 370 HV ou maior e menor que 520 HV. A dureza Vickers da região de camada de superfície da cabeça de trilho é especificada porque o desempenho da região de camada de superfície da cabeça de trilho controla o desempenho do trilho. A dureza Vickers da região de camada de superfície é preferivelmente 400 HV ou maior e menor que 480 HV.[042] When the Vickers hardness of the surface layer region, that is, a region between a position where a depth from a rail head surface is 1 mm and a position where the depth is 25 mm, is lower than 370 HV, the wear resistance of steel is decreased and the service life of steel rail with high internal hardness is shortened. On the other hand, when the Vickers hardness is 520 HV or greater, the fatigue damage resistance of the steel is decreased due to the formation of martensite. Therefore, the Vickers hardness of the rail head region described above is 370 HV or greater and less than 520 HV. The Vickers hardness of the rail head surface layer region is specified because the performance of the rail head surface layer region controls the performance of the rail. The Vickers hardness of the surface layer region is preferably 400 HV or greater and less than 480 HV.
[043]Com relação à segregação, como o grau de segregação pode ser avaliado por Ceq(máx) descrito abaixo, a faixa do Ceq(máx) na presente divulgação é especificado como a seguir.[043] With regard to segregation, as the degree of segregation can be evaluated by Ceq(max) described below, the range of Ceq(max) in the present disclosure is specified as follows.
[044]Ceq(máx) é um valor determinado pela seguinte fórmula (2) a partir do teor máximo de cada componente de C, Si, Mn e Cr obtido submetendo-se a região de camada de superfície da cabeça de trilho para análise linear com EPMA. Geralmente, um lingote de aço depois de fundição contínua tem uma porção segregada de elementos de liga gerados em um processo de solidificação. Visto que a temperabilidade é aprimorada na porção segregada por causa da concentração dos componentes da liga, é mais provável que martensita e bainita sejam formadas na porção segregada que nas porções não segregadas circundantes. As microestruturas de perlita, martensita e bainita que são usualmente observadas em materiais de trilho podem ser identificadas por observação de microscópio óptico. Entretanto, quando as microestruturas de martensita e bainita são formadas em áreas mínimas devido à microssegregação, é extremamente difícil quantificá-las com precisão por observação de microscópio óptico. A este respeito, verificou-se que, controlando-se o valor do Ceq macroscópico calculado a partir do teor de cada elemento de liga descrito acima e o valor do Ceq(máx) microscópico determinado a partir do máximo valor de cada componente obtido submetendo-se a região de camada de superfície da cabeça de trilho à análise linear com EPMA, é possível suprimir microestruturas de martensita e bainita em áreas mínimas, o que é extremamente difícil de identificar por observação de microestrutura sob um microscópio óptico habitual. Especificamente, quando o valor de Ceq(máx) excede 1,40, martensita e bainita são localmente formadas e a resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga não podem ser aprimoradas. Portanto, o valor de Ceq(máx) é 1,40 ou menor. É preferivelmente 1,30 ou menor. Por outro lado, o limite inferior do valor de Ceq(máx) não é particularmente limitado. Entretanto, o valor de Ceq(máx) é preferivelmente 1,10 ou maior de modo a assegurar excelente resistência ao desgaste e resistência ao dano por fadiga aumentando-se a dureza de uma microestrutura de perlita. Ceq(máx) = [%C(máx)] + ([%Si(máx)]/11) + ([%Mn(máx)]/7) + ([%Cr(máx)]/5,8) (2) onde [%M(máx)] é teor máximo do elemento M obtido por análise linear com EPMA.[044] Ceq (max) is a value determined by the following formula (2) from the maximum content of each component of C, Si, Mn and Cr obtained by subjecting the surface layer region of the rail head to linear analysis with EPMA. Generally, a steel ingot after continuous casting has a segregated portion of alloying elements generated in a solidification process. Since hardenability is improved in the segregated portion because of the concentration of alloy components, martensite and bainite are more likely to be formed in the segregated portion than in the surrounding non-segregated portions. The microstructures of pearlite, martensite and bainite that are usually observed in rail materials can be identified by optical microscope observation. However, when martensite and bainite microstructures are formed in minute areas due to microsegregation, it is extremely difficult to quantify them accurately by optical microscope observation. In this regard, it was found that, by controlling the macroscopic Ceq value calculated from the content of each alloying element described above and the microscopic Ceq(max) value determined from the maximum value of each component obtained by subjecting If the surface layer region of the rail head is subjected to linear analysis with EPMA, it is possible to suppress martensite and bainite microstructures in minute areas, which is extremely difficult to identify by microstructure observation under a usual optical microscope. Specifically, when the value of Ceq(max) exceeds 1.40, martensite and bainite are locally formed and the wear resistance and fatigue damage resistance cannot be improved. Therefore, the value of Ceq(max) is 1.40 or less. It is preferably 1.30 or lower. On the other hand, the lower limit of the value of Ceq(max) is not particularly limited. However, the value of Ceq(max) is preferably 1.10 or greater in order to ensure excellent wear resistance and resistance to fatigue damage by increasing the hardness of a pearlite microstructure. Ceq(max) = [%C(max)] + ([%Si(max)]/11) + ([%Mn(max)]/7) + ([%Cr(max)]/5.8) (2) where [%M(max)] is the maximum content of element M obtained by linear analysis with EPMA.
[045]Além disso, a fração da área de perlita na microestrutura da região de camada de superfície da cabeça de trilho deve ser 95 % ou maior. A resistência ao desgaste e a resistência ao dano por fadiga do aço variam muito dependendo da microestrutura, entre as quais uma microestrutura de perlita tem superior resistência ao desgaste e resistência ao dano por fadiga em comparação com uma microestrutura martensítica e uma microestrutura de bainita da mesma dureza. De modo a melhorar estavelmente estas propriedades necessárias para o material do trilho, é necessário assegurar uma microestrutura de perlita tendo uma razão de área de 95 % ou maior na região de camada de superfície descrita acima. É mais preferivelmente 98 % ou maior e pode ser 100 %. Como usado aqui, a razão de área de perlita é uma razão de área de perlita obtida observando-se a microestrutura sob um microscópio óptico habitual.[045] In addition, the fraction of pearlite area in the microstructure of the surface layer region of the rail head must be 95% or greater. The wear resistance and fatigue damage resistance of steel vary greatly depending on the microstructure, among which a pearlite microstructure has superior wear resistance and fatigue damage resistance compared with a martensitic microstructure and a bainite microstructure of the same toughness. In order to stably improve these necessary properties of the rail material, it is necessary to ensure a pearlite microstructure having an area ratio of 95% or greater in the surface layer region described above. It is more preferably 98% or greater and may be 100%. As used herein, pearlite area ratio is a pearlite area ratio obtained by observing the microstructure under a customary optical microscope.
[046]A seguir, um método de fabricar o trilho acima descrito da presente divulgação será descrito.[046] Next, a method of manufacturing the above-described rail of the present disclosure will be described.
[047]Isto é, o trilho da presente divulgação pode ser fabricado aquecendo-se um material de aço tendo a composição química descrita acima a uma faixa de temperatura menor que 1150 °C e 1350 °C ou menor, retendo-se o material de aço na faixa de temperatura por um tempo de retenção de A (s) definido pela seguinte fórmula (3) ou maior, e depois submetendo o material de aço à laminação a quente onde uma temperatura final de laminação é 850 °C ou maior e 950 °C ou menor, e, em seguida, arrefecendo onde uma temperatura inicial de arrefecimento é igual ou maior que uma temperatura inicial de transformação de perlita, uma temperatura de parada de arrefecimento é 400 °C ou maior e 600 °C ou menor e uma taxa de arrefecimento é 1 °C/s ou maior e 5 °C/s ou menor, A (s) = exp{(6000/T) + ((1,2 x [%C]) + (0,5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1,4 x [%Cr]))} (3) onde T é a temperatura de aquecimento [°C] e [%M] é teor (% em massa) do elemento M.[047] That is, the rail of the present disclosure can be manufactured by heating a steel material having the chemical composition described above to a temperature range less than 1150 ° C and 1350 ° C or less, retaining the material of steel in the temperature range for a holding time of A(s) defined by the following formula (3) or greater, and then subjecting the steel material to hot rolling where a final rolling temperature is 850 °C or greater and 950 °C or lower, and then cooling where an initial cooling temperature is equal to or greater than an initial pearlite transformation temperature, a cooling stop temperature is 400 °C or greater and 600 °C or lower and a cooling rate is 1 °C/s or greater and 5 °C/s or less, A (s) = exp{(6000/T) + ((1.2 x [%C]) + (0.5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1.4 x [%Cr]))} (3) where T is the heating temperature [°C] and [%M] is content (% in mass) of element M.
[048]Em seguida, são descritas as condições de fabricação.[048]Next, the manufacturing conditions are described.
[049]Quando a temperatura de aquecimento antes da laminação a quente é 1150 °C ou menor, a resistência à deformação durante a laminação não pode ser suficientemente reduzida. Por outro lado, quando a temperatura de aquecimento é maior que 1350 °C, o material de aço parcialmente se funde, o que pode causar defeitos dentro do trilho. Portanto, a temperatura de aquecimento antes da laminação do trilho é maior que 1150 °C e 1350 °C ou menor. É preferivelmente 1200 °C ou maior e 1300 °C ou menor.[049] When the heating temperature before hot rolling is 1150 °C or lower, the resistance to deformation during rolling cannot be sufficiently reduced. On the other hand, when the heating temperature is greater than 1350 °C, the steel material partially melts, which may cause defects inside the rail. Therefore, the heating temperature before rail rolling is greater than 1150 °C and 1350 °C or lower. It is preferably 1200°C or higher and 1300°C or lower.
[050]Durante a fabricação do trilho, é necessário reduzir o grau de segregação de elementos de liga gerados durante o processo de solidificação. Durante o aquecimento antes da laminação a quente, é possível difundir o elemento de segregação e reduzir o grau de segregação retendo-se o material de aço na faixa de temperatura de aquecimento acima, mas o tempo de espera depende dos teores de C, Si, Mn e Cr. Examinamos o tempo de espera de acordo com os teores de destes elementos e descobrimos que o tempo de espera deve ser igual ou maior que os valores de A calculados pela fórmula (3) acima. Isto é, quando o tempo de espera de aquecimento real não satisfaz o valor de A calculado a partir da fórmula (3) acima, o efeito de reduzir a segregação é deficiente e o valor de Ceq(máx) é alto. Como um resultado, uma microestrutura de martensita ou bainita é localmente formada e é impossível obter resistência ao desgaste e resistência ao dano por fadiga estável e excelente. Portanto, o tempo de espera de aquecimento é igual ou maior que A (s) calculado pela fórmula acima (3), que é composto de parâmetros de acordo com a temperatura de aquecimento T (°C) e os teores de C, Si, Mn e Cr na composição química do aço. Por outro lado, o limite superior do tempo de espera não é particularmente limitado. Entretanto, é preferivelmente 1,2 A ou maior e 2,0 A ou menor de modo a evitar a diminuição da resistência ao dano por fadiga devido ao engrossamento.[050] During the manufacture of the rail, it is necessary to reduce the degree of segregation of alloy elements generated during the solidification process. During heating before hot rolling, it is possible to diffuse the segregation element and reduce the degree of segregation by retaining the steel material in the above heating temperature range, but the holding time depends on the contents of C, Si, Mn and Cr. We examined the waiting time according to the contents of these elements and found that the waiting time must be equal to or greater than the values of A calculated by formula (3) above. That is, when the actual heating waiting time does not satisfy the value of A calculated from formula (3) above, the effect of reducing segregation is poor and the value of Ceq(max) is high. As a result, a martensite or bainite microstructure is locally formed and it is impossible to obtain stable and excellent wear resistance and fatigue damage resistance. Therefore, the heating waiting time is equal to or greater than A (s) calculated by the above formula (3), which is composed of parameters according to the heating temperature T (°C) and the contents of C, Si, Mn and Cr in the chemical composition of steel. On the other hand, the upper limit of waiting time is not particularly limited. However, it is preferably 1.2 A or greater and 2.0 A or less to avoid decreasing resistance to fatigue damage due to thickening.
[051]Quando a temperatura final da laminação a quente (em seguida também simplesmente referida como “temperatura final de laminação”) é menor que 850 °C, a laminação é realizada a uma faixa de temperatura baixa de austenita. Como um resultado, não apenas a tensão de processamento é introduzida nos grãos de cristal de austenita, mas também o grau de alongamento dos grãos de cristal de austenita se torna notável. Embora a introdução de deslocamento e um aumento na área limite do grão de austenita aumentem o número de sítios de nucleação de perlita e reduzam o tamanho da colônia de perlita, o aumento no número de sítios de nucleação de perlita aumenta a temperatura inicial de transformação de perlita e engrossa o espaçamento lamelar da perlita. O engrossamento do espaçamento lamelar da perlita diminui significativamente a resistência do trilho ao desgaste. Por outro lado, se a temperatura final de laminação excede 950 °C, os grãos de cristal de austenita são grosseiros, o que engrossa o tamanho da colônia de perlita finalmente obtida e diminui a resistência ao dano por fadiga. Portanto, a temperatura final de laminação é 850 °C ou maior e 950 °C ou menor. É preferivelmente 875 °C ou maior e 925 °C ou menor. Arrefecimento depois da laminação a quente: temperatura inicial de arrefecimento: igual ou maior que uma temperatura inicial de transformação de perlita; temperatura de parada de arrefecimento: 400 °C ou maior e 600 °C ou menor; taxa de arrefecimento: 1 °C/s ou maior e 5 °C/s ou menor[051] When the hot rolling end temperature (hereinafter also simply referred to as “rolling end temperature”) is less than 850 °C, rolling is carried out at a low austenite temperature range. As a result, not only processing stress is introduced into the austenite crystal grains, but also the degree of elongation of the austenite crystal grains becomes remarkable. Although the introduction of dislocation and an increase in the austenite grain boundary area increases the number of pearlite nucleation sites and reduces the size of the pearlite colony, the increase in the number of pearlite nucleation sites increases the initial pearlite transformation temperature. pearlite and thickens the lamellar spacing of the pearlite. The thickening of the pearlite lamellar spacing significantly reduces the rail's wear resistance. On the other hand, if the final rolling temperature exceeds 950 °C, the austenite crystal grains are coarsened, which thickens the size of the finally obtained pearlite colony and decreases the resistance to fatigue damage. Therefore, the final rolling temperature is 850°C or higher and 950°C or lower. It is preferably 875°C or higher and 925°C or lower. Cooling after hot rolling: initial cooling temperature: equal to or greater than an initial pearlite transformation temperature; cooling stop temperature: 400 °C or higher and 600 °C or lower; Cooling rate: 1°C/s or higher and 5°C/s or lower
[052]Submetendo-se o material de aço depois da laminação a quente ao arrefecimento com a temperatura inicial de arrefecimento sendo igual ou maior que uma temperatura inicial de transformação de perlita, é possível obter um trilho tendo a dureza e a microestrutura do aço descrita acima. No caso onde a temperatura inicial do arrefecimento está abaixo da temperatura inicial de transformação de perlita ou a taxa de arrefecimento durante o arrefecimento é menor que 1 °C/s, o espaçamento lamelar da microestrutura de perlita é grosseiro e a dureza interna da cabeça de trilho é diminuída. Por outro lado, no caso onde a taxa de arrefecimento excede 5 °C/s, uma microestrutura de martensita ou uma microestrutura de bainita é formada, e a vida útil do trilho é encurtada. Portanto, a taxa de arrefecimento está na faixa de 1 °C/s ou maior e 5 °C/s ou menor. É preferivelmente 2,5 °C/s ou maior e 4,5 °C/s ou menor. Embora a temperatura inicial de transformação de perlita varie dependendo da taxa de arrefecimento, refere-se à temperatura de transformação de equilíbrio na presente divulgação. Na faixa da composição da presente divulgação, se uma taxa de arrefecimento da faixa acima é adotada como um início quando a temperatura é 720 °C ou maior, pode ser suficientemente satisfatório iniciar o arrefecimento na taxa de arrefecimento da faixa acima e da temperatura igual ou acima da temperatura inicial de transformação de perlita. Quando a temperatura de parada de arrefecimento na taxa de arrefecimento acima é menor que 400 °C, o tempo de arrefecimento em uma faixa de temperatura baixa é aumentado, o que diminui a produtividade e aumenta o custo do trilho. Por outro lado, quando a temperatura de parada de arrefecimento na taxa de arrefecimento acima excede 600 °C, o arrefecimento para quando a temperatura dentro da cabeça de trilho está a uma temperatura antes da transformação da perlita ou durante a transformação da perlita, que engrossa o espaçamento lamelar da microestrutura de perlita e encurta a vida útil do trilho. Portanto, a temperatura de parada de arrefecimento é 400 °C ou maior e 600 °C ou menor. É preferivelmente 450 °C ou maior e 550 °C ou menor.[052] By subjecting the steel material after hot rolling to cooling with the initial cooling temperature being equal to or greater than an initial pearlite transformation temperature, it is possible to obtain a rail having the hardness and microstructure of the steel described above. In the case where the initial cooling temperature is below the initial pearlite transformation temperature or the cooling rate during cooling is less than 1 °C/s, the lamellar spacing of the pearlite microstructure is coarse and the internal hardness of the pearlite head is rail is decreased. On the other hand, in the case where the cooling rate exceeds 5 °C/s, a martensite microstructure or a bainite microstructure is formed, and the service life of the rail is shortened. Therefore, the cooling rate is in the range of 1 °C/s or greater and 5 °C/s or less. It is preferably 2.5°C/s or greater and 4.5°C/s or less. Although the initial transformation temperature of pearlite varies depending on the cooling rate, it refers to the equilibrium transformation temperature in the present disclosure. In the composition range of the present disclosure, if a cooling rate of the above range is adopted as a start when the temperature is 720°C or greater, it may be sufficiently satisfactory to begin cooling at the cooling rate of the above range and the temperature equal to or greater. above the initial perlite transformation temperature. When the cooling stop temperature in the above cooling rate is less than 400 °C, the cooling time in a low temperature range is increased, which decreases productivity and increases rail cost. On the other hand, when the cooling stop temperature at the above cooling rate exceeds 600 °C, the cooling stops when the temperature inside the rail head is at a temperature before pearlite transformation or during pearlite transformation, which thickens the lamellar spacing of the pearlite microstructure and shortens the rail life. Therefore, the cooling stop temperature is 400°C or higher and 600°C or lower. It is preferably 450°C or higher and 550°C or lower.
[053]A seguir, são descritas as estruturas e os efeitos funcionais da presente divulgação com mais detalhes, a título de exemplos. Observe que a presente divulgação não é restrita por nenhum meio a esses exemplos e pode ser alterada adequadamente dentro do intervalo de acordo com o objetivo da presente divulgação, todas essas alterações sendo incluídas no escopo técnico da presente divulgação.[053] Below, the structures and functional effects of the present disclosure are described in more detail, by way of examples. Please note that the present disclosure is not restricted by any means to these examples and may be changed accordingly within the range in accordance with the purpose of the present disclosure, all such changes being included in the technical scope of the present disclosure.
[054]Os materiais de aço com as composições químicas listadas na Tabela 1 foram submetidos a laminação a quente e, após a laminação a quente, para arrefecer nas condições listadas na Tabela 2 para preparar materiais para trilhos. O arrefecimento foi realizado apenas em uma cabeça de trilho e foi deixado arrefecer após o arrefecimento. A temperatura de acabamento de laminação na Tabela 2 é um valor obtido medindo-se a temperatura da superfície lateral da cabeça de trilho no lado de entrada de um laminador final com um termômetro de radiação. A temperatura da parada de arrefecimento é um valor obtido medindo-se a temperatura da camada de superfície da cabeça de trilho com um termômetro de radiação quando o arrefecimento é interrompido. A taxa de arrefecimento (°C/s) é obtida convertendo-se a mudança de temperatura do início do arrefecimento para a parada do arrefecimento em um valor por unidade de tempo (segundo). Observe que a temperatura inicial de arrefecimento em todos os exemplos é de 720 °C ou superior, que é igual ou superior a uma temperatura inicial de transformação de perlita. Tabela 1 *1 O sublinhado indica fora da faixa aplicável. *2 Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5,8) Tabela 2 *1 O sublinhado indica fora da faixa aplicável. *2 A = exp{(6000/T) + ((1,2 x [%C]) + (0,5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1,4 x [%Cr]))}[054] Steel materials with the chemical compositions listed in Table 1 were subjected to hot rolling and, after hot rolling, to cool under the conditions listed in Table 2 to prepare rail materials. Cooling was carried out only at a rail head and was allowed to cool after cooling. The mill finish temperature in Table 2 is a value obtained by measuring the rail head side surface temperature on the input side of an end mill with a radiation thermometer. Cooling stop temperature is a value obtained by measuring the temperature of the surface layer of the rail head with a radiation thermometer when cooling is stopped. The cooling rate (°C/s) is obtained by converting the temperature change from the start of cooling to the stop of cooling into a value per unit time (second). Note that the initial cooling temperature in all examples is 720 °C or greater, which is equal to or greater than an initial transformation temperature of pearlite. Table 1 *1 Underline indicates outside the applicable range. *2 Ceq = [%C] + ([%Si]/11) + ([%Mn]/7) + ([%Cr]/5.8) Table 2 *1 Underline indicates outside the applicable range. *2 A = exp{(6000/T) + ((1.2 x [%C]) + (0.5 x [%Si]) + (2 x [%Mn]) + (1.4 x [ %Cr]))}
[055]Os trilhos assim obtidos foram avaliados em termos de dureza da cabeça de trilho, Ceq(máx), razão de área de perlita, resistência ao desgaste e resistência a dano por fadiga. A seguir, são descritos os detalhes de cada avaliação.[055] The rails thus obtained were evaluated in terms of rail head hardness, Ceq (max), pearlite area ratio, wear resistance and resistance to fatigue damage. The details of each assessment are described below.
[056]A dureza Vickers da região da camada de superfície (uma região entre uma posição em que a profundidade da superfície da cabeça de trilho foi de 1 mm e uma posição em que a profundidade foi de 25 mm) ilustrada na Figura 1 foi medida a uma carga de 98 N e uma distância de 0,5 mm na direção da profundidade, e foram obtidos os valores máximo e mínimo da dureza.[056] The Vickers hardness of the surface layer region (a region between a position where the depth of the rail head surface was 1 mm and a position where the depth was 25 mm) illustrated in Figure 1 was measured at a load of 98 N and a distance of 0.5 mm in the depth direction, and the maximum and minimum hardness values were obtained.
[057]A análise linear foi realizada com EPMA para [%C], [%Si], [%Mn] e [%Cr] na região da camada de superfície da cabeça de trilho ilustrada na Figura 1, e o valor máximo de [%C(máx)], [%Si(máx)], [%Mn(máx)] e [%Cr(máx)] foi obtido a partir dos resultados da análise. O Ceq(máx) foi calculado a partir da fórmula acima (2) com base nesses valores. A análise linear foi realizada sob as condições de uma voltagem de aceleração de 15 kV e um diâmetro de feixe de 1 μm.[057] Linear analysis was performed with EPMA for [%C], [%Si], [%Mn] and [%Cr] in the region of the rail head surface layer illustrated in Figure 1, and the maximum value of [%C(max)], [%Si(max)], [%Mn(max)] and [%Cr(max)] was obtained from the analysis results. Ceq(max) was calculated from the formula above (2) based on these values. Linear analysis was performed under the conditions of an accelerating voltage of 15 kV and a beam diameter of 1 μm.
[058]No que diz respeito à razão de área de perlita, as peças de teste foram coletadas nas posições de profundidades de 1 mm, 5 mm, 10 mm, 15 mm, 20 mm e 25 mm a partir da superfície da cabeça de trilho, respectivamente. Cada uma das peças de teste coletadas foi corroída com o nital após o polimento, uma seção transversal de cada peça de teste foi observada sob um microscópio óptico por 400 vezes para identificar o tipo de microestrutura, e a razão de área de perlita foi avaliada determinando-se a razão da microestrutura identificada como perlita para a área observada. Isto é, a razão de área de uma microestrutura de perlita na região da camada de superfície foi avaliada pela determinação da razão (em porcentagem) da área total da microestrutura de perlita observada para o valor total da área observada em cada posição.[058] Regarding the pearlite area ratio, the test pieces were collected at depth positions of 1 mm, 5 mm, 10 mm, 15 mm, 20 mm and 25 mm from the surface of the rail head , respectively. Each of the collected test pieces was etched with nital after polishing, a cross section of each test piece was observed under an optical microscope for 400 times to identify the type of microstructure, and the area ratio of pearlite was evaluated by determining the ratio of the microstructure identified as pearlite to the observed area was determined. That is, the area ratio of a pearlite microstructure in the surface layer region was evaluated by determining the ratio (in percentage) of the total area of the pearlite microstructure observed to the total value of the area observed at each position.
[059]É mais desejável instalar o trilho para avaliar a resistência ao desgaste, mas isso requer um longo tempo de teste. Portanto, na presente divulgação, a resistência ao desgaste foi avaliada por um teste comparativo no qual as condições reais de contato entre um trilho e uma roda foram simuladas usando um aparelho de teste de desgaste do tipo Nishihara que permite a avaliação da resistência ao desgaste em um curto período de tempo. Especificamente, uma peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 com um diâmetro externo de 30 mm, como ilustrado nas Figuras 2A e 2B foi coletada da cabeça de trilho e a peça de teste 2 foi colocada em contato com uma peça de teste de pneu 3 e girada como ilustrado nas Figuras 2A e 2B para realizar o teste. As setas na Figura 2A indicam as direções de rotação da peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 e da peça de teste de pneu 3, respectivamente. A peça de teste de pneu foi obtida através da coleta de uma barra redonda com um diâmetro de 32 mm da cabeça de um trilho normal, de acordo com a norma JIS E1101, em que a dureza Vickers (carga: 98N) foi de 390 HV, submetendo a barra redonda a tratamento térmico para que a microestrutura se transformasse em uma microestrutura de martensita temperada e depois processando-a na forma ilustrada nas Figuras 2A e 2B. As peças de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 foram coletadas de dois locais na cabeça de trilho 1, como ilustrado na Figura 3. Uma foi coletada em uma posição em que a profundidade na região da camada de superfície da cabeça de trilho 1 foi de 5 mm foi uma peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2a e a outra foi coletada em uma posição em que a profundidade na região da camada de superfície foi de 25 mm, foi uma peça de teste do tipo Nishihara 2b. Ou seja, o centro na direção longitudinal da peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2a estava localizado a uma profundidade de 4 mm ou mais e 6 mm ou menos (valor médio: 5 mm) da superfície superior da cabeça de trilho 1, e o centro na direção longitudinal (axial) da peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2b está localizado a uma profundidade de 24 mm ou mais e a 26 mm ou menos (valor médio de 25 mm) da superfície superior da cabeça de trilho 1. O teste foi conduzido sob condições ambientais secas e a quantidade de desgaste foi medida após 100.000 rotações sob condições de pressão de contato de 1,4 GPa, uma taxa de escorregamento de -10 % e uma velocidade de rotação de 675 rpm (peça de teste de pneu: 750 rpm). Um trilho de aço de perlita tratado termicamente foi usado como material de aço de referência ao comparar as quantidades de desgaste, e foi determinado que a resistência ao desgaste foi melhorada quando a quantidade de desgaste foi de 10 % ou mais, menor que a do material de aço de referência. A margem de melhoria da resistência ao desgaste foi calculada usando a soma das quantidades de desgaste da peça de teste do tipo Nishihara 2a e da peça de teste do tipo Nishihara 2b por {(quantidade de desgaste do material de referência - quantidade de desgaste do material de teste) / (quantidade de desgaste do material de referência)} x 100.[059] It is more desirable to install the rail to evaluate wear resistance, but this requires a long test time. Therefore, in the present disclosure, wear resistance was evaluated by a comparative test in which actual contact conditions between a rail and a wheel were simulated using a Nishihara-type wear test apparatus that allows the evaluation of wear resistance in a short period of time. Specifically, a Nishihara-type 2 wear test piece with an outer diameter of 30 mm as illustrated in Figures 2A and 2B was collected from the rail head and the test piece 2 was placed in contact with a tire test piece. 3 and rotated as illustrated in Figures 2A and 2B to perform the test. The arrows in Figure 2A indicate the rotation directions of the Nishihara-type wear test piece 2 and the tire test piece 3, respectively. The tire test piece was obtained by collecting a round bar with a diameter of 32 mm from the head of a normal rail in accordance with JIS E1101 standard, in which the Vickers hardness (load: 98N) was 390 HV , subjecting the round bar to heat treatment so that the microstructure transformed into a tempered martensite microstructure and then processing it in the form illustrated in Figures 2A and 2B. The Nishihara 2-type wear test pieces were collected from two locations on the rail head 1, as illustrated in Figure 3. One was collected at a position where the depth in the surface layer region of the rail head 1 was 5 mm was a Nishihara 2a type wear test piece, and the other was collected at a position where the depth in the surface layer region was 25 mm, was a Nishihara 2b type test piece. That is, the center in the longitudinal direction of the Nishihara-type 2a wear test piece was located at a depth of 4 mm or more and 6 mm or less (average value: 5 mm) from the upper surface of the rail head 1, and the center in the longitudinal (axial) direction of the wear test piece of type Nishihara 2b is located at a depth of 24 mm or more and 26 mm or less (average value of 25 mm) from the upper surface of the rail head 1. The test was conducted under dry environmental conditions and the amount of wear was measured after 100,000 rotations under conditions of contact pressure of 1.4 GPa, a slip rate of -10% and a rotational speed of 675 rpm (test piece tire speed: 750 rpm). A heat-treated pearlite steel rail was used as a reference steel material when comparing the amounts of wear, and it was determined that the wear resistance was improved when the amount of wear was 10% or more, less than that of the material reference steel. The wear resistance improvement margin was calculated using the sum of the wear amounts of the Nishihara type 2a test piece and the Nishihara type 2b test piece by {(reference material wear amount - material wear amount test) / (amount of reference material wear)} x 100.
[060]No que diz respeito à resistência a dano por fadiga, uma peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2, com um diâmetro de 30 mm cuja superfície de contato foi uma superfície curvada com um raio de curvatura de 15 mm, foi coletada da cabeça de trilho e a peça de teste 2 foi colocada em contato com uma peça de teste de pneu 3 e girada como ilustrado nas Figuras 4A e 4B para realizar o teste. As setas na Figura 4A indicam as direções de rotação da peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 e da peça de teste de pneu 3, respectivamente. As peças de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 foram coletadas de dois locais na cabeça de trilho 1, como ilustrado na Figura 3. As peças de teste de desgaste do tipo Nishihara 2 e as peças de teste de pneu 3 foram coletadas nas mesmas posições descritas acima e, portanto, sua descrição é omitida. O teste foi realizado sob condições de lubrificação com óleo, onde a pressão de contato foi de 2,2 GPa, a taxa de escorregamento foi de -20 % e a velocidade de rotação foi de 600 rpm (peça de teste de pneu: 750 rpm). A superfície da peça de teste foi observada a cada 25.000 rotações, e o número de rotações no momento em que ocorria uma rachadura de 0,5 mm ou mais, conforme a vida útil do dano por fadiga. Um trilho de aço de perlita tratado termicamente foi usado como material de aço de referência ao comparar o tempo de vida útil do dano por fadiga e foi determinado que a resistência a dano por fadiga foi melhorada quando o tempo de dano por fadiga foi maior em 10 % ou mais que o do material de aço de referência. A margem de melhoria da resistência a dano por fadiga foi calculada usando o valor total dos números de rotações até a ocorrência de dano por fadiga na peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2a e na peça de teste de desgaste do tipo Nishihara 2b por [{(número de rotações até a ocorrência de dano por fadiga no material de teste) - (número de rotações até a ocorrência de dano por fadiga no material de referência)} / (número de rotações até a ocorrência de dano por fadiga no material de referência)] x 100[060] With regard to resistance to fatigue damage, a Nishihara 2 type wear test piece, with a diameter of 30 mm whose contact surface was a curved surface with a radius of curvature of 15 mm, was collected of the rail head and the test piece 2 was placed in contact with a tire test piece 3 and rotated as illustrated in Figures 4A and 4B to perform the test. The arrows in Figure 4A indicate the rotation directions of the Nishihara-type wear test piece 2 and the tire test piece 3, respectively. Nishihara type 2 wear test pieces were collected from two locations on rail head 1, as illustrated in Figure 3. Nishihara type 2 wear test pieces and tire test pieces 3 were collected from the same positions described above and therefore their description is omitted. The test was carried out under oil lubrication conditions, where the contact pressure was 2.2 GPa, the slip rate was -20% and the rotational speed was 600 rpm (tire test piece: 750 rpm ). The surface of the test piece was observed every 25,000 rotations, and the number of rotations at the time when a crack of 0.5 mm or more occurred was determined by the fatigue life of the damage. A heat-treated pearlite steel rail was used as a reference steel material when comparing the fatigue damage life time, and it was determined that the fatigue damage resistance was improved when the fatigue damage time was longer by 10 % or more than that of the reference steel material. The improvement margin of fatigue damage resistance was calculated using the total value of the numbers of rotations until the occurrence of fatigue damage on the Nishihara 2a type wear test piece and the Nishihara 2b type wear test piece by [ {(number of rotations until fatigue damage occurs in the test material) - (number of rotations until fatigue damage occurs in the reference material)} / (number of rotations until fatigue damage occurs in the reference material) reference)] x 100
[061]Os resultados da investigação estão listados na Tabela 3. Os resultados de teste dos materiais de trilho preparados com o método de fabricação dentro do escopo da presente divulgação (temperatura de aquecimento, tempo de espera, temperatura de acabamento de laminação, taxa de arrefecimento, e a temperatura de parada de arrefecimento) usando um aço em conformidade que satisfaça a composição química da presente divulgação (Teste Nos 1 a 21 na Tabela 3) indicam que tanto a resistência ao desgaste quanto a resistência a dano por fadiga foram melhoradas em 10 % ou mais em relação ao material de referência e tiveram melhor resistência ao desgaste e resistência a dano por fadiga do que os Exemplos Comparativos.[061] The results of the investigation are listed in Table 3. The test results of the rail materials prepared with the manufacturing method within the scope of the present disclosure (heating temperature, holding time, lamination finishing temperature, rate of cooling, and the cooling stop temperature) using a conforming steel that satisfies the chemical composition of the present disclosure (Test Nos. 1 to 21 in Table 3) indicate that both wear resistance and resistance to fatigue damage have been improved in 10% or more relative to the reference material and had better wear resistance and resistance to fatigue damage than the Comparative Examples.
[062]Por outro lado, para Exemplos Comparativos (Teste Nos 22 a 36 e Teste Nos 36 a 45 na Tabela 3), a composição química do material de trilho que não satisfaz as condições da presente divulgação ou ao método de fabricação dentro do escopo da presente divulgação (a temperatura de acabamento de laminação a quente e a taxa de arrefecimento e a temperatura de parada de arrefecimento após a laminação a quente) não foi utilizada e, consequentemente, os exemplos não satisfizeram a dureza, o Ceq(máx) ou a razão de área de perlita da presente divulgação, a margem de melhoria de pelo menos uma da resistência ao desgaste e da resistência a dano por fadiga em relação ao material de referência foram inferiores à dos Exemplos. No Teste No 37, a temperatura do aquecimento estava muito alta, de modo que parte do material de aço fundiu durante o aquecimento. Por esse motivo, não foi possível sujeitar a laminação devido à preocupação de quebrar durante a laminação, e as propriedades não puderam ser avaliadas. Tabela 3 *1 O sublinhado indica fora da faixa aplicável. * 2 Ceq(máx) = [%C(máx)] + ([%Si(máx)]/11) + ([%Mn(máx)]/7) + ([%Cr(máx)]/5,8) * 3 Parte do material de aço fundiu durante o aquecimento e as propriedades não puderam ser avaliadas. * 4 P: perlita, B: bainita, M: martensita, θ: cementita pró-eutetoide Petição 870230059157, de 06/07/2023, pág. 41/42 Lista de Sinais de Referência 1 Cabeça de trilho 2 Peça de teste de desgaste do tipo Nishihara coletada de um trilho de aço de perlita 2a Peça de teste de desgaste do tipo Nishihara coletada da parte da camada de superfície da cabeça de trilho 2b Peça de teste de desgaste do tipo Nishihara coletada do interior da cabeça de trilho 3 Peça de teste de pneu[062] On the other hand, for Comparative Examples (Test Nos. 22 to 36 and Test Nos. 36 to 45 in Table 3), the chemical composition of the rail material that does not satisfy the conditions of the present disclosure or the manufacturing method within the scope of the present disclosure (the hot rolling finish temperature and cooling rate and cooling stop temperature after hot rolling) was not used and consequently the examples did not satisfy the hardness, Ceq(max) or The pearlite area ratio of the present disclosure, the margin of improvement of at least one of the wear resistance and the resistance to fatigue damage with respect to the reference material were lower than that of the Examples. In Test No. 37, the heating temperature was too high, so that some of the steel material melted during heating. For this reason, it was not possible to subject it to lamination due to concerns about breaking during lamination, and the properties could not be evaluated. Table 3 *1 Underline indicates outside the applicable range. * 2 Ceq(max) = [%C(max)] + ([%Si(max)]/11) + ([%Mn(max)]/7) + ([%Cr(max)]/5, 8) *3 Some of the steel material melted during heating and the properties could not be evaluated. * 4 P: pearlite, B: bainite, M: martensite, θ: pro-eutectoid cementite Petition 870230059157, of 07/06/2023, p. 41/42 List of Reference Signals 1 Rail head 2 Nishihara-type wear test piece collected from a pearlite steel rail 2a Nishihara-type wear test piece collected from the surface layer part of the rail head 2b Nishihara type wear test piece collected from inside the rail head 3 Tire test piece
Claims (2)
Applications Claiming Priority (3)
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| JP2018068791 | 2018-03-30 | ||
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