CN1041443C - 呈珠光体金相组织的高耐磨性和高韧性钢轨及其制造方法 - Google Patents

呈珠光体金相组织的高耐磨性和高韧性钢轨及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种具有强度和耐磨性且有优良延展性和韧性的高碳的呈珠光体金相组织的高韧性钢轨及其制造方法。即对按重量%计、含有C：0.60～1.20%、Si：0.10～1.20%、Mn：0.40～1.50%、根据需要还含有Cr、Mo、V、Nb、Co中的一种或两种以上的耐磨性优良钢进行特定压轧，使其形成珠光体块，制成延伸率为12%以上、“U”型缺口摆锤式冲击试验值为15J/cm2以上的高韧性钢轨及其制造方法。由此，提高钢轨的延展性和韧性，适于寒冷地区的安全性高的铁道钢轨。

Description

呈珠光体金相组织的高耐磨性和高韧性钢轨及其制造方法
技术领域
本发明涉及在铁道及其他产业机械用的、具有高韧性的高韧性钢轨及其制造方法，这种钢轨由具有优良强度和耐磨性的、具有高碳珠光体金相组织的钢制备的。
背景技术
具有高碳珠光体金相组织的钢由于其强度高而且耐磨性优良，因而被用作结构材料，尤其是它能适应由于铁道车辆的重量增加而引起的高轴向载荷和铁道车辆的高速输送，所以被普遍用作钢轨。
已知的、能制备出上述那样高性能钢轨的钢材的方法有如日本专利公开报告特开昭55-2768号所记载的＂硬质钢轨制造方法，该方法把容易呈珠光体金相组织的特定成分的钢从Ac3点以上的加热温度开始冷却，并在450～600℃的温度下使其恒温相变，使其生成细微的珠光体金相组织＂和特开昭58-221229号提出的＂钢轨热处理方法，该方法把含有C：0.65～0.85％、Mn：0.5～2.5％而且保留有高温热量的钢轨急骤地冷却，把钢轨或钢轨顶部的金相组织变成珠光体来改善钢轨耐磨性＂、以及特开昭59-133322号公开的＂钢轨热处理方法，该方法把经过稳定处理的具有珠光体金相组织的特定成分的轧制钢轨、从Ar3点以上的温度开始、在特定温度的熔融盐浴槽中浸渍，使其从钢轨顶部表面开始到表面以下约10mm范围内具有硬度Hv＞350的呈细微珠光体的金相组织＂。
但是，金相组织呈珠光体的钢，虽然其强度和耐磨性容易通过添加合金元素而获得，并达到所要求的规格制成产品，但是它的韧性与以铁素体金相组织为主的钢相比则显著地较低，例如，共析碳钢呈珠光体金相组织的钢轨按JIS3号规定进行＂U＂型切口摆锤式冲击韧性试验、其常温试验值可达到10～20J/cm2左右，而含有共析点以上碳的钢轨的试验值则是10J/cm2；按照JIS4号规定进行拉伸试验、则其延伸率却不足10％。把这种韧性低的钢作为结构材料用在受重复载荷或振动作用领域里时，会因微小的初始缺陷或疲劳裂缝而引起低应力脆性破坏的问题。
一般，使钢的韧性提高的措施是把金相组织细化，即通过使奥氏体金相组织细化或晶内相变来完成。而且，奥氏体金相组织细化是采用例如在轧制时的低温加热方法或者如日本专利公开报告特开昭63-277721号所公开的那样，把控制轧制和加热处理组合、并在轧制后加以低温处理等方法来实现的。在钢轨的制造方法中，由于难以采用在轧制时的低温加热或控制轧制中的低温轧制和大压下轧制来确保成形性，因而至今仍企图通过低温加热处理方法来提高韧性。但这种方法在近年来关于各种钢制品的省力和提高生产性能的技术开发进程中，显示出其制造成本高、生产工艺性差等问题，因此迫切需要尽早解决这些问题。
发明的目的
本发明的目的是解决上述问题。更具体说本发明目的是提供一种具有改进了耐磨性、可锻性和韧性的钢轨、以及制造这种钢轨的方法，该方法消除了常规轧制控制过程中依靠低温和大压下量所产生的问题，而采用了一种新的轧制控制过程来控制共析钢中或高于共析点碳钢中珠光体的晶粒大小。
发明的公开
为了制造具有细珠光体金相组织且韧性高的钢，本发明人从钢的成分及其制造方法着手做了许多实验，结果得出如下所述的发现。即，对钢轨的顶部主要追求耐磨性、对底部主要追求弯曲疲劳强度和韧性，通过把钢轨顶部和底部的碳含量取成共析的或过共析的，而且控制细珠光体块尺寸，就能得到耐磨性、可锻性、韧性等方面都是优良的钢轨；高碳钢在其奥氏体状态下的轧制中，即使用较低温度和较小的压下量，在轧制后即能进行再结晶，通过小压下量和缩短的轧制过程间隔时间的连续轧制，使其成为晶粒大小均匀的细奥氏体晶粒，结果能得到细珠光体金相组织。
这里，所谓珠光体块是指如图1所示的结晶方位和叠层方向相同的珠光体团的集合。所谓叠层是指把构成珠光体的铁素体和渗碳体叠积形成条纹状的组织。当晶粒破裂时，珠光体晶粒就分裂成珠光体块。
根据上述的发现，本发明提供了呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的碳钢或低合金钢钢轨，它是由下列成分组成(按重量％计)：C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％、根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或一种以上，剩余部分是Fe和不可避免的杂质；在钢轨断面内的珠光体块平均粒径如下：即在从钢轨的顶表面开始，以钢轨顶表面为起点的至少20mm的范围，和从钢轨的底面开始，以钢轨的底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述钢轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上， 型切口摆锤式冲击试验值是15J/cm2以上。
另外，本发明的呈珠光体金相组织的高韧性钢轨的制造方法是把含有上述成分的碳钢或低合金钢的钢坯粗轧成钢轨形状，这时钢轨的表面温度在850～1000℃之间；用每轧道断面减缩的压下率为5～30％进行轧制、取3个轧道以上、而且把轧制的轧道间隔时间取为10秒以下等条件、对其进行连续精轧；然后放置自然冷却或从700℃以上的温度开始，以2～15℃/秒的冷却速度冷却到700～500℃温度范围。由此就能控制珠光体块的尺寸，从而能提高机械性能、尤其是可锻性和韧性。
特别是，C的含量为0.60～0.85％(重量计)的碳钢或低合金钢，在形成上述珠光体块平均粒径为20～50μm的部位上延伸率为12％或以上、
Figure C9419124900062
型切口摆锤式冲击试验值为25J/cm2，具有较高韧性；C的含量为＞0.85～1.2％(重量计)的碳钢或低合金钢能具有高的耐磨性。
附图的简要说明
图1是表示珠光体结晶的示意图。
实施本发明的最好方式的说明
下面，详细地说明本发明。
先说明本发明中，如上所述地对钢的成分进行限定的理由。
C：是生成珠光体金相组织来确保耐磨性的有效成分，通常、钢轨钢都含有0.60～0.85％C，以便能得到高韧性。有时会在奥氏体晶粒界面上生成先共析铁素体。为了提高耐磨性和抑制钢轨内部疲劳损伤的引发，C含量最好在0.85％以上。另一方面，随碳含量的增加，奥氏体晶粒界面上的先共析渗碳体的量也增加，当C量超过1.2％时，即使进行下述的珠光体金相组织的细化处理也无法控制可锻性和韧性的下降和恶化。因此，把C量限制在0.60～1.20％之间。
Si：从作为增强珠光体金相组织中的铁素体的有效成分考虑，应使其含量为0.1％或以上。但由于其含量超过1.20％会生成马氏体金相组织，从而使钢脆化，因此，Si的含量限制在0.10～1.20％之间。
Mn：是增强珠光体金相组织、通过降低珠光体相变温度抑制先共析渗碳体生成的元素。其含量少于0.40％时、其效果就差；相反当其含量超过1.50％时就生成马氏体组织而使钢脆化。因此，把Mn的含量取为0.40～1.50％。
Cr：是使珠光体的平衡相变点上升、结果使珠光体金相组织细化、而且是有效地抑制先共析渗碳体生成的元素，可根据需要、有选择地添加。含量小于0.05％的、其效果较小；超过2.0％会生成马氏体金相组织，从而使钢脆化。因此，把Cr的含量取为0.05～2.00％。
Mo、Nb：Mo和Nb是珠光体强化的有效元素，可根据需要、有选择地添加。Mo少于0.01％、Nb少于0.002％时其效果较小。另一方面，若Mo超过0.03％、Nb超过0.01％时就会在轧制过程中抑制有利于金属组织细化的奥氏体晶粒的再结晶过程，并生成粗大长形的奥氏体，从而使珠光体钢脆化。因此，Mo的含量取为0.01～0.30％；Nb的含量取为0.002～0.01％。
V、Co：V的含量定为0.02～0.1％，Co的含量定为0.10～2.0％，这些都是各自能强化珠光体金相组织的有效含量，可根据需要、有选择地添加。含量小于下限的强化效果小、而含量超过上限的则产生超强化效果。
由于本发明是基于上述的共析碳钢或过共析钢，这种钢的奥氏体具有高碳钢特有的再结晶特性，因而，根据需要可以添加上述任何一种合金成分，只要金属组织仍保持是珠光体就行。
把珠光体块平均粒径为20～50μm的范围定成从轨道顶表面开始、以这顶表面为起点的0～20mm的范围内或者从轨道底面开始、以轨道底面为起点的0～15mm范围内，其原因是由于列车通过时、因钢轨的顶部与车轮的接触而引起的钢轨磨损损伤的范围、是从钢轨顶表面开始的20mm范围内；而受到在底部发生的拉伸应力引起的损伤影响的范围是从钢轨底面开始的15mm范围内。
如上所述地把钢轨顶表面和底面附近的珠光体块平均粒径定为20～50μm范围是由于粒径小于20μm时，不能得到所需要的硬度，就不能确保构成钢轨基本特性的耐磨性；当超过50μm时，可锻性和韧性就会恶化。
把钢轨顶表面和底面附近以外的部位的珠光体块平均粒径取为35～100μm是由于当粒径小于35μm时，不能得到钢轨钢应具备的强度；当超过100μm时会使钢轨钢的可锻性和韧性恶化。
把珠光体块平均粒径在20～50μm范围的这部分钢轨的延伸率定为10％以上、
Figure C9419124900081
型切口摆锤式冲击试验值定为15J/cm2以上是由于延伸率小于10％时、不能与列车通过时的拉伸应变相对应，有因长期使用而发生断裂的问题；而 型切口摆锤式冲击试验值小于15J/cm2时，则不能与列车通过时的冲击相对应，有因长期使用而破坏的问题。在C的含量低到0.60～0.85％(按重量计)场合下，可把上述钢轨的延伸率定为12％以上、把
Figure C9419124900091
型切口摆锤试验值定为25J/cm2以上，就能构成具有比以前的钢轨更高韧性的钢轨。
具有上述组成和特性的本发明钢轨可用下述的方法加以制造。
把用通常的熔化炉熔炼的钢水经过连续铸造法或铸锭法工序制成的碳钢坯、或者把还含有少量Cr、Mo、V、Nb、Co等提高强度和韧性的元素的低合金钢坯加热到1050℃或更高高温后、粗轧成钢轨形状、接着进行连续精轧。虽然粗轧结束的温度没特别地限定，但考虑到精轧工序的成形性，最好取1000℃以上。连续精轧是形成最后尺寸的钢轨形状的精加工，从粗轧结束的高温开始连续精轧，在钢轨的表面温度为850～1000℃之间、以每轧道5～30％的断面缩减率进行连续的精轧。
在上述条件下连续进行精轧，这对于得到均匀细晶粒的奥氏体组织是必需的，而均匀细晶粒奥氏体组织对于获得细珠光体组织又是至关重要的，由于本发明钢轨钢中含碳量较高，所以：
(1)在低的温度和小的压下率下容易使细晶粒奥氏体金相组织再结晶；
(2)由于轧制后完全再结晶所需要的时间非常短，因而容易迅速完成再结晶过程；
(3)即使在压下率小的情况下、就能在进行连续轧制时每进行一次轧制重复一次再结晶，从而抑制奥氏体组织晶粒的长大。
但由于珠光体是以奥氏体晶粒边界作为起点而成长，在使珠光体块尺寸细化过程中必需使奥氏体颗粒细化，因而通过在奥氏体温度区域对钢进行热加工来进行奥氏体晶粒细化。由于这奥氏体晶粒在每次热加工时都进行再结晶，因而通过反复地热加工、或通过增大压下率来进行细化。另一方面，由于奥氏体结晶颗粒在轧制后的较短时间内就开始成长，因而必需缩短轧制的时间间隔。
根据本发明连续精轧法轧制的钢轨，其表面温度处于850～1000℃的范围；用低于850℃的低精轧温度时，奥氏体金相组织未形成再结晶状态，会影响珠光体金相组织的生成；而超过1000℃的精轧，会使奥氏体金相组织晶粒成长，在随后的珠光体相变时，生成粗晶粒的奥氏体金相组织，就得不到均匀的细珠光体金相组织。
这时所用的每轧道的断面缩减率为5～30％的压下率是使其生成细奥氏体金相组织所必须的，用小于5％的轻度压下率、不能提供足够大的变形硬化，使奥氏体组织再结晶；相反、用超过30％的大压下率、钢轨的成形加工就困难。另外，在连续精轧中，为了在30％以下的断面缩减率情况下能容易生成细奥氏体金相组织，轧制必须进行3道次或更多道次，以抑制奥氏体金相组织的再结晶和晶粒生长。
而且在轧制的各道次之间会因保留着高温热量而使奥氏体金相组织成长、生成粗大的晶粒，从而降低钢轨所要求的强度、韧性和其它性能。因此本发明必需把轧制的道次间隔时间缩短到10秒以下，使它马上进行下一个道次的轧制，进行使奥氏体金相组织细化，进而使其生成细珠光体金相组织。通常的换向轧制机的道次之间的时间约是20～25秒左右。这样，在这段时间里，被轧制的奥氏体金相组织变形的恢复程度、再结晶程度和晶粒成长的程度都加大，使得由轧制再结晶形成奥氏体晶粒细化的效果减弱，从而不能制造珠光体块尺寸被细化了的钢轨，也就不能达到本发明的目的。为此，必需把轧制的道次间隔的时间尽可能地缩短。把用上述的轧制条件形成规定尺寸的、保留有高温热量的钢轨可以置于空气中自然冷却到低温。
在要求有高强度的钢轨的场合下，将连续精轧后的钢轨在能产生相变增强强度的700℃以上的温度开始冷却，以2～15℃/秒的冷却速度冷却到700～500℃的温度，在这个温度范围内，钢的冷却速度会影响到其相变。这时，冷却速度小于2℃/秒，则得不到所希望强度，因为这时相变增强强度的结果与空气中自然冷却得到的结果相雷同。相反，用超过15℃/秒的急骤冷却，因生成贝氏体和马氏体等异常金相组织，显著地阻碍了韧性的提高、使其成为脆性钢轨。
用上述的本发明的方法能制造出具有细珠光体金相组织、韧性高的钢轨。
下列各表所示为本发明实施例
表1列出了金相组织呈珠光体的钢试样的化学成分。表2列出了用本发明方法和作为比较的方法，把含有表1所列成分的钢加工成钢轨时用的加热条件和精轧条件。表3表示轧制后的冷却条件。
表4表示把表1～表3所列的钢的成分、轧制条件和冷却条件加以组合后，制造钢轨时、用本发明方法和作比较的方法所得到的钢轨钢的机械性能。
由表列可知，虽然本发明的方法中，因钢成分和冷却条件不同，使钢轨的强度有所变化，但可锻性(延伸率)、韧性值(2UF-20℃)等与比较的方法相比较，均有显著提高。
                           表1
    钢     C     Si     Mn     Cr     Mo     V     Nb     Co
    A     0.62     0.20     0.90     -     -     -     -     -
    B     0.80     0.50     1.20     0.20     -     0.05     -     -
    C     0.75     0.80     0.80     0.50     -     -     0.01     0.10
    D     0.83     0.25     0.90     1.20     1.20     -     -     -
    E     0.86     0.20     0.70     -     -     -     -     -
    F     0.90     0.50     1.20     0.50     -     0.05     0.01     0.10
    G     1.00     0.50     1.00     -     0.20     -     -     -
    H     1.19     0.20     0.90     -     -     -     -     -
                                          表2
符号 加热条件                                  精轧条件
第1道次 道次间隔的时间秒 第2道次 道次间隔的时间秒 第3道次 道次间隔的时间秒 第4道次
温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％ 温度℃ 压下率％
本发明的方法   a   1250  1000     25  1  1000     5     5     995     15   1   995     5
  b   1250   950     25  1   950     5     5     945     15   1   945     5
  c   1250   900     25  1   900     5     5     895     15   1   895     5
比较的方法   d   1250  1000     25  1  1000     5   25     980     15   1    980     5
  e   1250   950     25  1   950     5   25     930     15   1   930     5
           表3
符号  冷却开始的温度℃   冷却速度℃/S
    I     800     2
    II     800     4
    III     720     10
    IV     680     12
                                            表4-1
  符号 钢   轧制方法 冷却方法   拉伸强度(MPa) 硬度(Hv10) 延伸率(％) 韧性值(2UE+20/℃)(J/cm2) 顶部、底部的珠光体块平均粒径(μm) 磨损量/50万次滚动(g)
本发明的方法 1 A a 空气冷却 930 285 14 26 42 -
  2   B     b I   1210     365     16     33     28    -
  3   B     b III   1290     395     17     43     29    -
4 D b 空气冷却 1100 335 13 28 31 -
  5   C     a II   1280     390     15     32     43    -
  6   B     c III   1260     380     17     45     22    -
7 E a 空气冷却 920 280 11 16 48 0.65
8 E b II 1150 345 12 19 28 0.20
9 F a 空气冷却 1050 320 11 17 41 0.30
  10   F     b I   1310     400     15     24     39    0.02
11 G a 空气冷却 1040 315 10 17 46 0.40
  12   G     b II   1280     390     14     22     29    0.03
  13   G     c III   1340     410     15     23     21    0.01
  14   H     b I   1335     410     12     16     31    0.02
                                              表4-2
符号 钢 轧制方法 冷却方法 拉伸强度(MPa) 硬度(Hv10) 延伸率(％) 韧性值(2UE+20℃)(J/cm2)   顶部、底部的珠光体块平均粒径(μm) 磨损量/50万次滚动(g)
比较的方法 15 A d 空气冷却 940 285 10 16 123 -
16 B d I 1200 365 11 16 120 -
17 E d 空气冷却 930 285 7 5 122 1.10
18 G e II 1300 395 9 9 95 0.20
  19   B   d IV   1100   335     11     15     122     -
产业上的可用性
如上所述，用本发明的方法制得的钢轨是在特定的条件下经精轧、冷却制成，由此得到的是具有细珠尤体金相组织、有耐磨性，而且有极好的可锻性、韧性，特别是能适用于随着铁路车辆重量的增加所带来的高轴向载荷和高速输送的极有用的高韧性钢轨。

Claims (8)

1.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的钢轨，其特征是，钢轨钢是由下列成分组成(按重量％计)：C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，有珠光体金相组织；在钢轨断面内的珠光体块平均粒经如下，即在从钢轨的顶表面开始、以钢轨顶表面为起点的至少20mm的范围，和从钢轨的底面开始、以钢轨底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述钢轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，
Figure C9419124900021
型切口摆锤式冲击试验值是15J/cm2以上。
2.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的钢轨，其特征是，钢轨钢是由下列成分组成(按重量％计)：C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或一种以上，剩余部分是Fe和不可避免的杂质；有珠光体组织；在钢轨断面内的珠光体块平均粒径如下，即在从钢轨的顶表面开始、以钢轨顶表面为起点的至少20mm的范围，和从钢轨的底面开始、以轨道底面为起点的至少15mm范围内是20～50μm；在这范围以外的部位是35～100μm；在上述轨道的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，
Figure C9419124900022
型切口摆锤式冲击试验值是15J/cm2以上。
3.如权利要求1或2所述的呈珠光体金相组织的高耐磨性，高韧性的钢轨，其特征是，在组成的成分内，C的含量为＞0.85～1.20％(重量)。
4.如权利要求1或2所述的呈珠光体金相组织的高韧性的钢轨，其特征是，在组成的成分内，C的含量为0.60～0.85％(重量)，在上述钢轨的珠光体块平均粒径是20～50μm的部位、延伸率是12％以上，
Figure C9419124900023
型切口摆锤式冲击试验值是25J/cm2以上。
5.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性钢轨的制造方法，其特征是它包括有下列步骤，把按重量％计、含有C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或一种以上的碳钢或低合金钢的钢坯粗轧成钢轨形状；之后，把这钢轨的表面温度保持到850～1000℃之间，对其进行连续精轧；取3个道次以上，用每道次的断面缩减的压下率为5～30％，而且轧制的道次间隔的时间取10秒以下，然后空气自然冷却；调整珠光体块的尺寸和机械性能。
6.一种呈珠光体金相组织的高耐磨性、高韧性的钢轨的制造方法，其特征是，它包括有下列步骤，含有(按重量计)C：0.60～1.20％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％，根据需要还含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.30％、V：0.02～0.10％、Nb：0.002～0.01％、Co：0.1～2.0％中的一种或一种以上的碳钢或低合金钢的钢坯粗轧成钢轨形状；之后，把这钢轨的表面温度保持到850～1000℃之间，对其进行连续精轧；取3个道次以上，用每道次的断面缩减的压下率为5～30％的压轧，而且轧制的道次间隔的时间取10秒以下，然后从700℃以上的温度开始，以2～15℃/秒的冷却速度冷却到700～500℃温度范围，调整珠光体块的尺寸和机械性能。
7.如权利要求5或6所述的呈珠光体金相组织的高耐磨性钢轨的制造方法，其特征是，在所含有的成分内，把C的含量定为＞0.85～1.20％(重量)。
8.如权利要求5或6所述的呈珠光体金相组织的高韧性钢轨的制造方法，其特征是，在含有的成分内，把C的含量定为0.60～0.85％(重量)。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105018705A (zh) * 2015-08-11 2015-11-04 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种过共析钢轨及其制备方法

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3556968B2 (ja) * 1994-06-16 2004-08-25 新日本製鐵株式会社 高炭素系高寿命軸受鋼
US5762723A (en) 1994-11-15 1998-06-09 Nippon Steel Corporation Pearlitic steel rail having excellent wear resistance and method of producing the same
DE69629161T2 (de) * 1995-03-14 2004-04-15 Nippon Steel Corp. Verfahren zur herstellung von schienen mit hohem verschleisswiderstand und hohem widerstand gegen innere defekte
DE19710333A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Univ Dresden Tech Wälzlagerstahl mit einer verzögert einsetzenden Rekristallisation des Austenits
EP1110756B1 (en) * 1999-12-16 2008-02-20 Nsk Ltd Wheel-support rolling bearing unit and a method manufacturing the same
US6783610B2 (en) * 2001-03-05 2004-08-31 Amsted Industries Incorporated Railway wheel alloy
US20040187981A1 (en) * 2002-04-05 2004-09-30 Masaharu Ueda Pealite base rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof
US7288159B2 (en) 2002-04-10 2007-10-30 Cf&I Steel, L.P. High impact and wear resistant steel
US7217329B2 (en) * 2002-08-26 2007-05-15 Cf&I Steel Carbon-titanium steel rail
JP4469248B2 (ja) * 2004-03-09 2010-05-26 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法
EP2000553B1 (en) * 2006-03-15 2012-09-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Rolled material for fracture split connecting rod excelling in fracture splittability, hot forged part for fracture split connecting rod excelling in fracture splittability, and fracture split connecting rod
WO2007111285A1 (ja) 2006-03-16 2007-10-04 Jfe Steel Corporation 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール
JP5145795B2 (ja) * 2006-07-24 2013-02-20 新日鐵住金株式会社 耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法
JP4390004B2 (ja) * 2007-03-28 2009-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法
JP4757957B2 (ja) * 2008-10-31 2011-08-24 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール
CN102301023B (zh) 2009-02-18 2013-07-10 新日铁住金株式会社 耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨
RU2470080C1 (ru) * 2009-03-27 2012-12-20 Ниппон Стил Корпорейшн Устройство и способ охлаждения зоны сварки рельса
ITLI20090004A1 (it) * 2009-05-21 2010-11-22 Lucchini S P A Rotaie altoresistenziali a morfologia perlitica coloniale con elevato rapporto tenacita'-resistenza a rottura ed omogeneita' di proprieta' meccaniche e tecnologiche e relativo processo di fabbricazione.
BRPI1011986A2 (pt) 2009-06-26 2016-04-26 Nippon Steel Corp trilho de aço com alto teor de carbono com base em perlita tendo excelente ductilidade e processo para a produção deste
CA2744992C (en) 2009-08-18 2014-02-11 Nippon Steel Corporation Pearlite rail
US8241442B2 (en) * 2009-12-14 2012-08-14 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Method of making a hypereutectoid, head-hardened steel rail
KR101230126B1 (ko) * 2009-12-29 2013-02-05 주식회사 포스코 에지크랙을 저감하기 위한 페라이트계 스테인리스강의 열간압연재 제조방법
KR101421368B1 (ko) 2010-06-07 2014-07-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강 레일 및 그 제조 방법
JP5494433B2 (ja) * 2010-11-18 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 車輪用鋼
CN102363865A (zh) * 2011-10-27 2012-02-29 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种高强度高硬度钢轨专用钢材
CN102534387A (zh) * 2011-12-12 2012-07-04 中国铁道科学研究院金属及化学研究所 1500MPa级高强韧性贝氏体/马氏体钢轨及其制造方法
US9534278B2 (en) * 2012-06-14 2017-01-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail
WO2014078746A1 (en) 2012-11-15 2014-05-22 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo S.L. Method of making high strength steel crane rail
US10604819B2 (en) 2012-11-15 2020-03-31 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Method of making high strength steel crane rail
US9906535B2 (en) 2013-09-10 2018-02-27 Arthur P. GOLDBERG Methods for rapid enrollment of users of a secure, shared computer system via social networking among people on a selective list
WO2015146150A1 (ja) 2014-03-24 2015-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 レールおよびその製造方法
US9670570B2 (en) 2014-04-17 2017-06-06 Evraz Inc. Na Canada High carbon steel rail with enhanced ductility
CN104032222B (zh) 2014-06-24 2016-04-06 燕山大学 纳米珠光体钢轨的制备方法
CN104087836B (zh) * 2014-08-06 2016-06-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钒铬微合金化超细珠光体钢轨
US10472693B2 (en) 2014-08-20 2019-11-12 Jfe Steel Corporation Head hardened rail manufacturing method and manufacturing apparatus
CN104372255B (zh) * 2014-10-14 2016-08-17 山东钢铁股份有限公司 一种抗冲击高耐磨钢球用钢及其制备方法
CN107208217B (zh) 2015-01-23 2019-01-01 新日铁住金株式会社 钢轨
RU2601847C1 (ru) * 2015-07-02 2016-11-10 Открытое акционерное общество "ЕВРАЗ Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат", ОАО "ЕВРАЗ ЗСМК" Способ изготовления рельсов низкотемпературной надежности
CN107675084B (zh) * 2017-10-10 2019-05-10 攀钢集团研究院有限公司 高碳高强韧性珠光体钢轨及其制造方法
WO2019189686A1 (ja) 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 レールおよびその製造方法
EP3778966A4 (en) 2018-03-30 2021-02-17 JFE Steel Corporation RAIL AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
KR102573456B1 (ko) * 2018-12-20 2023-08-31 아르셀러미탈 고강도 베이스를 갖는 티 레일의 제조 방법
AU2020364505B2 (en) * 2019-10-11 2023-08-03 Jfe Steel Corporation Rail and method for manufacturing same
CN112159940A (zh) * 2020-10-27 2021-01-01 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 大过冷度深硬化层道岔钢轨及其制备方法
CN114763590B (zh) * 2021-01-11 2023-03-14 宝山钢铁股份有限公司 一种高均匀延伸率的耐磨钢及其制造方法
CN115233503A (zh) * 2022-08-05 2022-10-25 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种具有高屈服强度的中等强度钢轨及其生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS512616A (ja) * 1974-06-25 1976-01-10 Nippon Steel Corp Chodaikajuyonetsushorireeru
JPS6299438A (ja) * 1985-10-24 1987-05-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 不安定破壊伝播停止能力を有する耐摩耗性高性能レ−ル
JPS62127453A (ja) * 1985-11-26 1987-06-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1342582A (en) * 1970-03-20 1974-01-03 British Steel Corp Rail steel
FR2109121A5 (zh) * 1970-10-02 1972-05-26 Wendel Sidelor
JPS5818966B2 (ja) * 1978-06-23 1983-04-15 日本鋼管株式会社 レ−ルの製造方法
CH648600A5 (de) * 1981-03-13 1985-03-29 Schweizerische Lokomotiv Gegenstaende mit erhoehter bestaendigkeit gegen oberflaechenbeschaedigung durch abroll- und/oder reibungsvorgaenge.
JPS57198216A (en) * 1981-05-27 1982-12-04 Nippon Kokan Kk <Nkk> Manufacture of high-strength rail
GB2118579A (en) * 1982-01-29 1983-11-02 British Steel Corp Heat treatment of rails
AT375402B (de) * 1982-03-09 1984-08-10 Voest Alpine Ag Verfahren zum waermebehandeln von schienen
US4486248A (en) * 1982-08-05 1984-12-04 The Algoma Steel Corporation Limited Method for the production of improved railway rails by accelerated cooling in line with the production rolling mill
JPS59133322A (ja) * 1983-01-21 1984-07-31 Nippon Steel Corp レ−ルの熱処理方法
DE3446794C1 (de) * 1984-12-21 1986-01-02 BWG Butzbacher Weichenbau GmbH, 6308 Butzbach Verfahren zur Waermebehandlung perlitischer Schienenstaehle
JPS63277721A (ja) * 1987-05-09 1988-11-15 Nkk Corp 高強度高靭性レ−ルの製造方法
US4895605A (en) * 1988-08-19 1990-01-23 Algoma Steel Corporation Method for the manufacture of hardened railroad rails
SU1839687A3 (en) * 1990-07-30 1993-12-30 Berlington Nortern Rejlroad Ko Rail, method for its manufacturing and method of its cooling inspection
DE4200545A1 (de) * 1992-01-11 1993-07-15 Butzbacher Weichenbau Gmbh Gleisteile sowie verfahren zur herstellung dieser

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS512616A (ja) * 1974-06-25 1976-01-10 Nippon Steel Corp Chodaikajuyonetsushorireeru
JPS6299438A (ja) * 1985-10-24 1987-05-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 不安定破壊伝播停止能力を有する耐摩耗性高性能レ−ル
JPS62127453A (ja) * 1985-11-26 1987-06-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105018705A (zh) * 2015-08-11 2015-11-04 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种过共析钢轨及其制备方法
US10196781B2 (en) 2015-08-11 2019-02-05 Pangang Group Panzhihua Iron & Steel Research Institute Co., Ltd. Hypereutectoid steel rail and preparation method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
AU1201395A (en) 1995-07-10
CA2154779A1 (en) 1995-06-29
DE69427189T2 (de) 2002-01-03
KR100186793B1 (ko) 1999-04-01
CN1118174A (zh) 1996-03-06
EP0685566B2 (en) 2013-06-05
DE69427189T3 (de) 2013-08-08
BR9406250A (pt) 1996-01-02
WO1995017532A1 (fr) 1995-06-29
ATE201054T1 (de) 2001-05-15
AU680976B2 (en) 1997-08-14
EP0685566B1 (en) 2001-05-09
DE69427189D1 (de) 2001-06-13
CA2154779C (en) 1999-06-15
EP0685566A1 (en) 1995-12-06
EP0685566A4 (en) 1996-03-27
RU2107740C1 (ru) 1998-03-27
US5658400A (en) 1997-08-19

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