CN1074056C - 低合金热处理耐磨好焊珠光体钢轨及其制造方法 - Google Patents

低合金热处理耐磨好焊珠光体钢轨及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种珠光体钢轨及其制造法。该钢轨具有显著提高的耐磨性和可焊性(焊接结构、焊接接头的性能)，可满足重载钢轨的需要。本发明具体涉及一种耐磨性和可焊性都优的珠光体钢轨，该钢轨具有，以重量计，大于0.85到1.20%的C、0.10到1.00%的Si、0.20到1.50%的Mn、大于0.50到1.00%的Cr，或具有大于0.85到1.20%的C、0.40到1.00%的Si、0.20%到小于0.40%的Mn、0.35到0.50%的Cr、含量之和Si/4+Mn/2+Cr为0.80到0.95%或0.8到1.8%以重量计。还具有，以重量计，一个或至少两个从包括Mo、V、Nb和B的组群中选取的元素，而其余为Fe和不可避免的杂质，还具有珠光体结构，其深度从头部角隅和头部顶表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，在基体钢和钢轨焊接接头之间的维氏硬度差不超过30以便防止钢轨在焊接接头的顶表面上由局部磨损造成的磨损缺陷而可不损害其可焊性。

Description

低合金热处理耐磨好焊 珠光体钢轨及其制造方法
本发明涉及一种珠光体钢轨，它具有重载铁路钢轨所需具有的显著提高的耐磨性和可焊性(焊接结构焊接接头的性能)；还涉及这种钢轨的制造方法。本发明具体涉及一种钢轨，其中在钢轨的焊接接头和基体轨之间的硬度差能被控制在一个给定的范围内，使由于在焊接接头内轨顶表面的局部磨损而造成的磨损凹陷得以防止，从而不会损害钢轨的可焊性；还涉及这种钢轨的制造方法。
火车的速率和火车的载重不断地被提高以便使铁路运输高度有效。这种有效的铁路运输意味着使用钢轨的条件将变得更为严峻，需要进一步改进钢轨的材料。具体地说，国外敷设的钢轨在重载铁路的弯曲路段曾显示过磨损的急剧增加，而该磨损曾影响到钢轨的磨损寿命。但由于近年来在高度增强的热处理技术方面的进展，已经研制出下面将要说明的高强度(高硬度)钢轨，其中使用共晶体的碳钢并具有细致的珠光体结构。因此，在重载铁路弯曲路段内的钢轨的寿命被大大提高。
(1)一种超重载用的热处理钢轨在头部具有索氏体结构或细致的珠光体结构(日本审查专利公报54-25490号)；
(2)一种生产强度至少为130Kgf/mm2的高强度钢轨的方法包括这样一个工步，即将精轧或重新加热的钢轨头部以1至4℃/秒的冷却率从奥氏体区域温度快速冷却到850℃到500℃的温度(日本审查专利公报63-23244号)。
这些钢轨的特征即高强度是因为它们是由共晶体碳钢造成的，并在珠光体结构内用减少层间间距的方法来使它们具有耐磨性。
在另一方面，钢轨接头曾被焊接起来以便防止失效并减少维护和控制的费用。这样实际的钢轨便被作为长轨使用。但正如公知的那样，由于焊接接头曾被再加热到奥氏体区域，焊接接头在焊接后的冷却速率比钢轨生产时热处理过的头部的冷却速率慢，结果使焊接后接头的硬度降低，形成一个软化部。该软化部在与火车车轮接触时会受到局部磨损，在钢轨顶表面上形成磨损凹陷。这样在火车驶过时就会产生噪声并发生振动，由此造成一系列严重问题包括使铁路恶化。
下面的方法曾被用作对策：
使钢轨的焊接接头在紧接着焊接后或重新加热后进行加速冷却的热处理将硬度提高到与钢轨基体钢大致相同的程度。但这样，又会发生新问题，由于采用这种方法，焊接操作时间便会变长，而操作效率便会降低。因此，钢轨的焊接接头可象下面所说明的那样，在焊接的状态下防止它形成软化部。这样就不仅可以提高耐磨寿命而且还可提高可焊性(焊接结构)。
(3)一种生产低合金热处理钢轨的方法，利用添加如铬、铌等合金元素使钢轨具有提高的耐磨性和提高的可焊性(焊接结构、焊接接头的性能)(日本审查专利公报59-19173号)。
但为了实现更为高效的铁路运输，近年来在重载铁路的钢轨上，重载货物已有增加。因此，即使钢轨已象上述那样发展并被应用，却还不能保证耐磨性并在焊接接头中完全防止由于局部磨损而在钢轨头部顶表面上造成的磨损凹陷，这是因为车轮接触压力的增加。结果，在焊接接头内降低寿命产生噪声和发生振动以及使铁路恶化又会变成严重的问题。
在这样一种背景下，研制一种耐磨钢轨，其耐磨性犹如现在用共晶体碳钢所制造的高强度钢轨的耐磨性那样，但能在焊接状态下防止局部磨损并有良好的可焊性，这样的钢轨是合符需要的。
为了提高具有珠光体结构以及相当于共晶体碳钢的碳含量的传统轨道钢的耐磨性，曾采用一种减少珠光体结构内层间间隔的方法来提高硬度。
但现有的具有珠光体结构以及相当于共晶体碳钢的碳含量的轨道钢所显示的维氏硬度的上限为420。当为了提高硬度而增加热处理的冷却速率或合金元素的添加量时，却会在珠光体结构内形成贝氏体或马氏体结构，致使钢轨的耐磨性和韧性成为问题地被降低。
另外，解决这问题的另一种办法是采用另一种材料来作为轨道钢，其金属结构须比珠光体结构具有更高的耐磨性。但这样一种材料，费用要少，又要在钢轨和车轮那样滚动磨损的条件下具有比细致的珠光体结构更优良的耐磨性，现在还没有找到。
传统的轨道钢具有碳成分含量相当于共晶体碳钢的珠光体结构，这是一种由低硬度的纯铁体相和高硬度的渗碳体相交替构成的多层结构。分析这种珠光体结构的磨损机制，本发明人确认耐磨性是这样获得的：在车轮驶过钢轨时软的纯铁体相首先被挤出，然后硬的渗碳体相单独被叠合在一起直接处在滚动表面之下。
本发明人于是通过实验发现，只要增加珠光体中硬渗碳体的比率，耐磨性便可大大提高，因为这样不仅可提高珠光体的硬度来影响其耐磨性，而且可增加碳含量来保证其耐磨性，这样直接处在滚动表面之下的渗碳体相的密度便被增加。
图1示出碳含量和磨损量之间关系的实验比较。当钢材料的硬度不变时，磨损量随着碳含量的增加而减少。因此可以肯定，与传统的共晶体钢(碳含量为0.7到0.8％)比较，采用高碳钢(过共晶体钢)可大大提高耐磨性。
注意到碳含量对珠光体转变特性的影响，本发明人曾发明一种在高碳钢材料中稳定地形成珠光体结构的热处理方法。图2结合连续冷却转变图(CCT图)示出碳含量和珠光体转变特征之间的关系。曾经确定，当碳含量增加时，与传统的共晶体钢(碳含量为0.7到0.8％)比较，珠光体转变鼻会向时间较短的一侧偏移，因此珠光体转变容易在高冷却速率的区域内发生。
就上面提到的对具有高碳含量(过共晶体钢)的轨道钢进行的热处理方法而言，本发明人曾发现，即使将热处理的冷却速率进一步加快，与传统的共晶体钢相比，也不会形成不正常的结构如马氏体，因此珠光体结构可稳定地形成，使轨道钢可得到高强度。
另外，曾经发现，形成先共析渗碳体对延性和韧性是有害的，这是采用高碳钢(过共晶体钢)的一个缺点，但这个缺点在对钢进行高增强的热处理的快速冷却中可被防止，这样在用高碳钢为基础进行生产时便可不会损害延性和韧性，而可提高耐磨性。
除了上面的发明以外，本发明人还曾试验过一种方法可用来防止由于焊接接头头部顶表面的局部磨损所造成的磨损凹陷而可不会损害可焊性(焊接结构)。为了防止钢轨焊接接头的局部磨损，在已被再加热到奥氏体区域的焊接接头和基体钢之间的硬度差必须做到尽可能地小。首先，本发明人曾用实验来探查添加元素对高碳钢(过共晶体钢)焊接接头硬度的影响。从而，本发明人曾确定Cr和Si的足以影响高碳钢(过共晶体钢)焊接接头硬度的添加量，其中Si没有象Cr那样有效，并曾发现，只要控制添加量就能防止焊接接头的硬度降低。
本发明人因此曾用高碳钢(过共晶钢)为基础，在其中添加对防止焊接接头硬度降低最为有效的元素Cr，然后变化添加的数量，用实验来分析Cr的添加量与钢轨焊接接头在焊接状态下(未经热处理)的硬度之间的关系。结果表明，当Cr的添加量超过0.50％时，焊接接头的硬度即可被提高，达到一个可与基体钢轨相比拟的硬度。
另外，由于过共晶体钢具有高的碳含量，除了C以外，Mn、Cr等都会离析在轨道的柱部，并且在离析部会形成对轨道的韧性有害的马氏体结构。因此，本发明人曾研究过一种方法，可用来将Mn和Cr的添加量限制在给定的范围以便减少离析，并防止焊接接头硬度的降低。从而，本发明人曾发现，在高碳钢(过共晶体钢)中，控制基本上不会在钢轨柱部离析的Si的添加量，可以象Cr那样，防止焊接接头的硬度降低。
因此，本发明人曾用实验分析在Si的添加量与钢轨在焊接状态下(未经热处理)的硬度之间的关系，以便防止采用高碳钢(过共晶体钢)时形成离析，其中变化Si的添加量，同时将Mn和Cr的添加量限制在给定的范围内。结果表明，当Si的添加量超过0.40％时，焊接接头的硬度便可提高，即使Mn和Cr的添加量被限制在小范围内，仍可保证得到可与基体钢轨相比拟的硬度。
根据实验结果，本发明人曾发现，为了使被再加热到奥氏体区域的焊接接头与基体钢之间的硬度差尽可能地小，下列方法是有效的：在所提出的权利要求的范围内，在热处理条件下生产出的各种轨道基体钢中，合金元素Cr、Mn和Si的添加量主要是用来影响硬度，控制Cr和Si的添加量可有效地保证焊接接头的硬度，除此之外，控制Mn的添加量则可有效地控制在基体钢和各该焊接接头之间的硬度差。因此，本发明人曾研究过在轨道基体钢和焊接接头之间的硬度差与Si、Cr和Mn的添加量之间的关系。假定Cr对硬度的贡献为1，将实验结果排列起来以便推导出三个元素对硬度的贡献。这样，当Si、Mn和Cr的添加量相同时，另两个元素对硬度的贡献被确定如下：Si为1/4；Mn为1/2。那就是说，为了使焊接接头和基体钢轨之间的硬度差保持在给定的范围内，使由于焊接接头头部顶表面的局部磨损所造成的崩落得以防止而不致损害可焊性(焊接结构)，曾发现Cr(重量％)、Si(重量％)/4和Mn(重量％)/2的总和必须在某一个范围内。
本发明的目的是要根据上面的研究提供一种钢轨，它具有重载铁路钢轨所需具有的显著提高的耐磨性和可焊性(焊接结构、焊接接头的性能)。
本发明已达到上述目的，其主要内容为：
耐磨性和可焊性都优良的珠光体钢轨可用下述方法制得：
热轧钢轨的头部须具有高温的热能或将钢轨加热到高温以便进行热处理，
钢轨具有下列成分以重量计，
大于0.85到1.20％的C,0.10到1.00％的Si,0.20到1.50％的Mn，大于0.50到1.00％的Cr，或
大于0.85到1.20％的C,0.40到1.00％的Si,0.20到小于0.40％的Mn,0.35到0.50％的Cr，含量总和Si/4+Mn/2+Cr为0.8到1.8％以重量计，另外还含有一个或至少两个从下面的组群中选出的元素，以重量计，
0.01到0.20％的Mo,0.02到0.30％的V,0.002到0.050％的Nb,0.10到2.00％的Co和0.0005到0.005％的B，
余额为Fe和不可避免的杂质，
这样的轨道钢用下面的任一种方法进行快速冷却和受控制的冷却，
(1)使头部从奥氏体区域温度以1到10℃/秒的冷却速率快速冷却到钢轨的温度达到700到500℃为止；
(2)使头部从奥氏体区域温度以大于10到30℃/秒的冷却速率快速冷却到钢轨的珠光体转变进行到全部转变的70％时停止快速冷却；
(3)使头部从奥氏体区域温度以大于10到30℃/秒的冷却速率快速冷却到750到600℃，接下来以1到小于10℃/秒的冷却速率进行控制冷却，从750到600℃冷却到550到450℃；
钢轨的珠光体结构从头部的角隅和头部的顶表面起算的深度至少为20mm，珠光体结构的维氏硬度至少为320，在钢轨的基体钢和焊接接头之间的维氏硬度之差最大不过30。
下面简要说明附图：
图1为示出碳含量和磨损量之间关系的线图。
图2为示出碳含量和珠光体转变特征之间关系的线图。
图3为示出钢轨头部横截面表面位置的图，标号1和2分别被用来指出头部的顶部和头部的角隅。
图4为西原(Nishihara)磨损试验仪的简图，标号3、4和5分别被用来指出钢轨试验件、配对材料和冷却喷嘴。
图5为示出例1中硬度和磨损量之间关系的图。
图6为示出例1中焊接接头内头部硬度分布的图。
图7为示出例2中硬度和磨损量之间关系的图。
图8为示出例2中焊接接头内头部硬度分布的图。
图9为示出例3中硬度和磨损量之间关系的图。
图10为示出例3中焊接接头内头部硬度分布的图。
图11为示出例3中硬度和磨损量之间另一个关系的图。
图12为示出例3中焊接接头内头部硬度的另一个分布的图。
与传统的轨道钢比较，具有高碳含量的本发明的轨道钢在硬度相同时磨损量较低，具有一个大为提高的耐磨性。另外，耐磨性良好的珠光体结构能够稳定地形成，不会形成马氏体、贝氏体和先共析渗碳体等对钢轨的延性、韧性和耐磨性有害的结构，这是因为把化学成分限制在合适的范围内并选用合适的热处理条件才做到的。
另外，由于脱碳而在焊缝上引起的硬度的降低可以得到改善，而不正常的结构如马氏体不会在焊接接头(被再加热到奥氏体区域的部分)内形成。在焊接接头和基体钢之间的维氏硬度差不超过30，结果由于在焊接状态下(未经热处理)的焊接接头的头部顶表面的磨损而造成的部分磨损如局部磨损凹陷就可得到防止。
按照本发明，可将耐磨性和可焊性(焊接结构、焊接接头的性能)都优良的钢轨提供给重载用钢轨。
现在详细说明本发明。
其中为什么要限制珠光体结构的化学成分的范围和硬度如同权利要求1到6中所提出的那样将作详细说明。
(1)化学成分
首先要说明为什么如上所述要限制本发明的钢轨的化学成分。
C是一种能有效地促进珠光体转变并保证耐磨性的元素。C被以0.60到0.85％的数量添加到传统的轨道钢中。但当C的含量达到0.85％时，在珠光体结构内用来提高耐磨性的渗碳体相的密度不能得到保证，而在钢轨头部内会成为疲劳失效的策源地的颗粒间的纯铁体却会趋向形成。另外，当C含量超过1.20％时，在热处理以后很多先共析渗碳体会在钢轨头部内形成以致显著地降低延性和韧性。因此将C含量限制为大于0.85而小于1.20％。
Si是一种能提高轨道基体钢和再加热到奥氏体区域的焊接接头的硬度(强度)，因为它能使珠光体结构内的纯铁体相进行固溶体硬化。另外，Si这种元素常在珠光体结构内纯铁体和渗碳体之间的边界上集中，而Si的集中区能阻止热影响区内渗碳体的球化，这个热影响区是在焊接时再加热到奥氏体区域温度造成的。结果，Si可抑制热影响区内硬度的降低，那就是说，Si可增加钢的回火软化抗力。当Si含量小于0.10％时，就不再能有这种作用。另外，当Si含量大于1.00％时，在热轧时会形成许多表面缺陷。此外，钢轨被变脆，可焊性被降低。因此将Si含量限制在0.10到1.00％。另外，在钢轨的化学成分系统内，Mn和Cr的含量都被限制在某些值内以便减少轨道柱部上的离析，这样就必须将Si含量限制为至少0.40％以便保证轨道基体钢和焊接接头的硬度。
Mn为一对轨道钢的高硬度(强度)有贡献的元素，它能降低珠光体的转变温度并增加可硬化性，另外它能阻止先共析渗碳体的形成。当Mn内含量小于0.20％，作用不显著，热处理以后，先共析渗碳体会在钢轨头部内形成。另外，当Mn含量超过1.50％，对钢轨的韧性有害的马氏体结构会倾向形成。因此，Mn含量被限制为0.20到1.50％。另外，为了减少在钢轨柱部的离析并阻止对钢轨韧性有害的马氏体的形成，Mn含量必须从0.20到小于0.40％。
Cr是一个能提高珠光体平衡转变点从而能使珠光体结构细致的元素。这样Cr便可使轨道基体钢具有高硬度(强度)，提高被再加热到奥氏体温度区域的焊接接头的硬度，并使轨道基体钢和焊接接头之间的硬度差减小。另外，Cr是一个能构成Cr碳化物的元素，从而可增强珠光体结构内的渗碳体。结果，Cr不仅可提高耐磨性，而且可阻止在热影响区内渗碳体的软化，这个热影响区是在焊接时再加热到奥氏体区域的温度而造成的。当Cr含量小于0.50％时，虽然轨道基体钢可被高度增强，但焊接接头的硬度不能满意地被保证，并且在轨道基体钢和焊接接头之间有显著的硬度差。结果由于局部磨损，在焊接接头上便会形成磨损凹陷。另外，当Cr添加量超过1.00％即过量时，会形成贝氏体和马氏体结构以致降低钢轨的耐磨性和韧性。因此，Cr的添加量被限制为0.50到1.00％。另外，为了减少在钢轨柱部上的离析并阻止对钢轨的韧性有害的马氏体的形成；Cr的添加量可被限制为0.20到小于0.40％，而大量添加Si。
再者，为了用上述化学成分生产出强度、延性和韧性都提高的钢轨，可从下列元素选择一个或至少两个元素添加：
Mo:0.01到0.20％,V:0.02到0.30％,Nb:0.0002到0.050％,Co:0.10到2.00％，及B:0.0005到0.005％。
其次要说明为什么要限定上述化学成分。
Mo与Cr相似，能提高珠光体的平衡转变点从而使珠光体结构细致，以致能高度增强轨道钢并提高其耐磨性。当添加量小于0.01％时，作用不明显，而当添加量超过0.20％即过量时，Mo会使珠光体的转变速率降低，结果会形成对韧性有害的马氏体结构。因此，Mo的添加量被限制为0.01到0.20％。
V是一种成分可有效地以在热轧时冷却过程中所形成的V的碳氮化物的沉淀硬化来增加强度，并在热处理过程中将钢加热到高温时有阻止晶粒生长的作用能使奥氏体的晶粒细致，因此能提高钢轨所需的强度、延性和韧性。但当添加量小于0.02％时，作用不能充分表现出来，另外当添加量超过0.30％时，不再能有进一步的作用，因此将添加量限制为0.02到0.30％。
Nb与V相似，是一个可形成Nb的碳氮化物而使奥氏体晶粒细致的元素。Nb能在比V高的接近1200℃的温度下施展其阻止奥氏体晶粒生长的影响并提高钢轨的延性和韧性。但当添加量小于0.002％时不起作用。另外，当Nb的添加量超过0.050％即过量时，不能期望有更多的作用。因此Nb的添加量被限制为0.002到0.050％。
Co是一个元素，可通过增加珠光体的转变能量使珠光体结构细致来提高强度。但当添加量小于0.10％时，作用不显，而当添加量超过2.00％即过量时，作用达到饱和程度。因此Co的添加量被限制为0.10到2.00％。
B是一个元素，它有阻止先共析渗碳体在早先的奥氏体晶粒边界上形成的作用，并能有效地使珠光体稳定地形成。但当添加量小于0.0005％时，作用很弱。而当添加量超过0.0050％时会形成粗大的碳化硼晶粒以致损害钢轨的延性和韧性。因此，添加量被限制为0.0005到0.0050％。
另外要说明为什么要把以重量％计的Si/4+Mn/2+Cr的总含量之和限制为0.8到1.8％。当Si/4+Mn/2+Cr的以重量％计的总含量之和小于0.8％时，在焊接后如在电阻闪光对焊后，与基体钢相比，钢轨的焊接接头的硬度会大为降低，而在焊接接头和基体钢之间的硬度差便会增加，这样，可以防止钢轨在焊接接头头部顶表面上发生局部磨损的条件即维氏硬度差不大于30便不能被满足。另外，当Si/4+Mn/2+Cr以重量％计的总和超过1.8％时，与基体钢相比，钢轨的焊接接头的硬度会显著增加，这样，可以防止钢轨在焊接接头头部顶表面上发生局部磨损的条件即维氏硬度差不大于30也不能被满足。除了这个不满足以外，在焊接接头上会形成如马氏体的不正常结构，致使钢轨焊接接头的韧性和疲劳强度大幅度降低。因此，Si/4+Mn/2+Cr的总含量之和被限制为0.8到1.8％。另外，为了防止在钢轨柱部上发生离析，在另一个元素构成系统内Mn和Cr的添加量被削减，而Si则大量添加以便防止在钢轨柱部上发生离析，这样，即使Mn、Cr和Si都被添加到其上限，在焊接接头内也不会形成如马氏体那样的不正常结构，并且在焊接接头和基体钢之间的维氏硬度差不会超过30。因此Si/4+Mn/2+Cr的总含量之和被限制为不超过0.95。
具有上述化学组成的轨道钢在传统的熔炉如转炉或电炉中制备。生成的钢水被浇注成锭和开坯，或被连续铸造，生成的钢产品然后被热轧成钢轨。具有热能而在高温的热轧钢轨或被加热到高温以便进行热处理的钢轨，其头部就被进行快速冷却以便提高钢轨头部珠光体结构的硬度。
(2)珠光体结构的硬度及其范围
首先要说明为什么要把珠光体结构的维氏硬度限制为至少320。当维氏硬度小于320时会发生下列问题：保证重载铁路钢轨所需要有的耐磨性在这种情况下难于做到；另外，由于钢轨和车轮之间在钢轨的以小圆角弯曲的轮距角(G.C.)部分上的重压接触，会形成金属的流动，从而形成表面缺陷如头部裂纹或剥落。因此，珠光体结构的维氏硬度被限制为至少320。
另外要说明为什么要把具有维氏硬度至少为320的珠光体结构的范围定为从头部角隅和头部顶表面起算的深度至少为20mm。当深度小于20mm时，作为钢轨头部所需要有的耐磨区域，这个深度嫌小，这样当钢轨不断被磨损时便不能起到充分提高钢轨寿命的作用。另外，当上述珠光体结构的范围被定为从头部角隅和头部顶表面起算的深度至少为30mm时，可进一步起到提高钢轨寿命的作用。因此所定范围是合适的。
图3示出本发明的耐磨性和可焊性都优的钢轨头部的横截面上表面位置的名称。在图中所示的钢轨头部上，标号1和2分别指头部的顶部和头部的角隅。头部角隅2中的一个角为主要与车轮接触的轮距角(G.C.)。
其次要说明为什么要把钢轨基体钢和焊接接头之间的维氏硬度差限制为不超过30。当焊接接头和基体钢之间的维氏硬度差超过30时，钢轨焊接接头的头部顶表面上会形成部分磨损如磨损凹陷。结果每当火车经过时便会产生噪声，发生振动，促使铁路轨道加快恶化。因此，在焊接接头和基体钢之间的维氏硬度差被限制为不超过30。另外，硬度差被限制为在再加热到奥氏体区域的钢轨焊接接头和基体钢之间在头部硬度分布上的差别。硬度差并不表示在焊接接头周围形成的热影响区域在焊缝上由脱碳形成的硬度下降区与基体钢之间的硬度差。另外，硬度差主要为焊接接头的硬度较基体钢硬度下降的绝对值。焊接接头的硬度有时会反比基体钢硬度高出一些这取决于元素构成系统和焊接条件。但由于这样程度的高硬度并没有对本发明的焊接接头的性能有很多的影响，所以硬度差一般是当焊接接头的硬度比基体钢硬度低时作出的，或者是当焊接接头的硬度比较高时作出的。
(3)生产条件
现将详细说明为什么要在权利要求4到6中如上所述在生产钢轨时限定各种冷却条件。
在权利要求4中，钢轨是在1到10℃/秒的冷却速率下从奥氏体区域温度快速冷却的，当钢轨温度到达700到500℃时冷却便被停止。现在说明为什么要限定冷却条件。另外，冷却条件也就是热处理生产条件，其中空气或主要含有空气的混合物及湿气被用来作为冷却介质。
首先，在使钢轨以1到10℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度快速冷却到700到500℃的工步中，说明为什么要如上所述限定快速冷却的停止温度和快速冷却的速率。
当快速冷却被停止在比700℃高的温度时，由于珠光体转变是在快速冷却后紧接着开始的，因此形成大量具有低硬度的珠光体结构。结果钢轨头部的维氏硬度就会比320小，必需的耐磨性就不能得到保证。另外，当快速冷却进行到温度小于500℃时，在快速冷却后不能指望从钢轨内部回收足够的热量，对钢轨韧性和耐磨性有害的马氏体结构就会在离析部形成。因此，快速冷却的停止温度被限定为至少为500℃。
现在说明为什么要把快速冷却的速率限定为1到10℃/秒。
当快速冷却速率小于1℃/秒时，由于珠光体转变是在高温区开始的并在快速冷却的过程中完成的，具有低硬度的珠光体结构将大量形成。因此，钢轨头部的维氏硬度将小于320，必需的耐磨性将不能得到保证。另外，对钢轨的韧性和延性不利的先共析渗碳体将大量形成。因此，快速冷却速率被限定为至少1℃/秒。另外，采用空气或含有空气的介质主要为湿气等来冷却，因为该介质的费用最低并在热处理生产中具有稳定的性能，所以被用作冷却介质，这种介质在冷却速率超过10℃/秒时不能保证稳定。因此，快速冷却速率被限定为1到10℃/秒。
另外，快速冷却速率被定义为从冷却开始到其完成的平均冷却速率。在快速冷却的过程中有时会有短暂的温度回升，这是由于珠光体转变时发出的热或从钢轨内部自然回出的热引起的。但只要从开始到完成快速冷却的平均冷却速率是在上述范围之内，对本发明的珠光体钢轨的性能不会有显著的影响。因此，本发明的钢轨的快速冷却条件包括在冷却过程中由于短暂的温度回升而造成的冷却速率的放慢。
给定的1到10℃/秒的冷却速率可用空气或含有空气的冷却介质，主要是湿气和类似物，或用空气和冷却介质结合来得到。
因此，为了生产出维氏硬度至少为320耐磨性和可焊性都优的珠光体结构钢轨，钢轨头部须进行快速冷却，用空气或含有空气的冷却介质，主要为湿气等，以1到10℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度冷却到钢轨温度到达200到500℃时停止快速冷却，使在钢轨头部内不会形成具有低硬度的珠光体结构和对延性、韧性和耐磨性有害的不正常结构如先共析渗碳体结构和马氏体结构。结果，具有高硬度的珠光体结构便可稳定地形成。
虽然珠光体结构是钢轨所需要的金属结构但微量的先共析渗碳体有时会在其内形成，这取决于所用元素构成系统、快速冷却速率和钢材料的离析状态。但即使有微量先共析渗碳体在其内形成，对钢轨的延性、韧性、耐磨性和强度并无显著影响。因此，本发明的珠光体钢轨的结构可在一个较低的程度上包含先共析渗碳体的结构。
下面说明在权利要求5中确定下列冷却条件的理由：使钢轨头部进行快速冷却，以大于10到30℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度冷却到钢轨的珠光体转变进行到全部转变量的70％时停止快速冷却。另外，本冷却条件就是热处理的生产条件，其中所用冷却介质主要含有水如湿气或水的喷雾。
如同上面提到的图2所示，当快速冷却速率达到10℃/秒时，冷却曲线不变地会通过珠光体鼻，在大多数情况下，珠光体转变能在连续冷却的过程中完成。但当快速冷却速率超过10℃/秒时，冷却曲线就只在采用含有至少一定数量C的钢材时才通过珠光体转变鼻。另外，当快速冷却速率超过10℃/秒而连续冷却到温度低到300℃以下时会在珠光体结构内形成大量的马氏体，因此对钢轨的耐磨性和韧性起到有害的作用。
但当钢轨在这样高的冷却速率范围内冷却而进行珠光体转变时，过冷程度就较显著。当在冷却过程中珠光体转变进行了一定数量时，珠光体转变产生的热和从钢轨头部的内部自然蓄积的热起因于在转变过程中将快速冷却停止在某一温度区域，这时会暂时成为与等温转变相似的状态。因此，珠光体转变能在整个钢轨的头部内完成。
曾经进行了细致的实验，并曾确定，为了在快速冷却后利用珠光体转变产生的热和在钢轨头部的内部自然蓄积的热，珠光体转变最少必需的数量应至少为全部转变数量的70％。
上述生产过程的概念可在图2中的连续冷却转变图(CCT图)上示出，采用含有1.0％的C的钢作为例子。在该例子中，使钢从奥氏体区域快速冷却(大于10到30℃/秒)，并当珠光体转变量达到至少75％全部转变量时停止快速冷却，这时冷却速率降到不到10℃/秒，这是由于珠光体转变产生的热和钢轨本身自然蓄积而回放的热。因此珠光体转变能稳定地完成。
首先说明把快速冷却速率限定为大于10到30℃/秒的理由。
当钢轨用空气之外主要含水的湿气和水的喷雾以不到10℃/秒的快速冷却速率冷却时，在这样低的冷却速率范围内由于冷却的能力很高，因此冷却的稳定性很差，冷却控制变得十分困难。另外，硬度会随着不稳定冷却的部分而变化，要将钢轨头部的维氏硬度稳定地调节为至少320就很难办。因此，快速冷却速率被限定为大于10℃/秒。另外，如图2中的连续冷却转变图(CCT图)所示，当快速冷却速率超过30℃/秒时，冷却曲线并没有足够地越过珠光体转变鼻，会形成对钢轨的韧性和耐磨性有害的马氏体。另外，即使冷却曲线在快速冷却时有某些部分越过珠光体转变鼻，相当于全部转变量至少70％的珠光体转变也不能做到，结果在整个钢轨头部内的珠光体转变就不能完成。于是对钢轨的韧性和耐磨性有害的马氏体结构便会形成。因此，快速冷却速率被限定为大于10到30℃/秒。
另外，快速冷却速率被定义为从冷却开始到其完成的平均冷却速率。在快速冷却的过程中有时会有短暂的温度回升，这是由于珠光体转变时发出的热或从钢轨内部自然回出的热引起的。但只要从开始到完成快速冷却的平均冷却速率是在上述范围之内，对本发明的珠光体钢轨的性能不会有显著的影响。因此，本发明的钢轨的快速冷却条件包括在冷却过程中由于短暂的温度回升而造成的冷却速率的放慢。
再者，可用来获得在大于10到30℃/秒的范围内的预定冷却速率的方法有下列几种：用水和空气的混合物或将两者结合在一起喷射冷却；将整个钢轨或头部浸在油、热水、聚合物和水的混合物或盐浴之中。
其次，要说明在整个珠光体转变进行到70％时停止快速冷却的理由。
如果快速冷却完成时整个珠光体转变进行得还不到70％，那么在停止冷却后由于珠光体转变而产生的热量就不足，结果珠光体转变就不能在整个钢轨的头部内完成。因此，大量马氏体就在钢轨头部内形成。另外，当钢轨头部内存在显微离析部时，该部分会进一步冷却而不转变，结果形成具有马氏体结构的岛状部，这样钢轨的韧性和耐磨性就会显著地下降。因此快速冷却停止时，珠光体转变的进程被限定为至少70％。
珠光体转变的进程可从快速冷却时钢轨头部的温度变化估计出来。当珠光体转变开始时，可以观察到一个由于转变而形成的明显的发热区。在发热区的温度回升即将结束之前钢轨的状态即相当于整个珠光体转变完成70％的温度。另外，作为控制转变数量的简单方法，最合适的做法是在快速冷却时主要用冷却时间来控制转变数量。
因此，为了生产出维氏硬度至少为320、耐磨性和可焊性都优的珠光体结构钢轨，钢轨头部须进行快速冷却，用空气以外主要含水的冷却介质如湿气和水的喷雾，以大于10到30℃/秒的冷却速率冷却，而当钢轨的珠光体转变进行到整个转变量的70％时停止快速冷却。结果，具有高硬度的珠光体结构便可稳定地形成。
虽然珠光体结构是钢轨所需要的金属结构，但微量的先共析渗碳体有时会在其内形成，这取决于所用元素构成系统、快速冷却速率和钢材料的离析状态。但即使有微量先共析渗碳体在其内形成，对钢轨的延性、韧性、耐磨性并无显著影响。因此，本发明的珠光体钢轨的结构可在某些程度上含有先共析渗碳体的结构。
下面说明在权利要求6中确定下列冷却条件的理由：使钢轨头部进行快速冷却，以大于10到30℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度冷却到750到600℃，接下来以1到小于10℃/秒的冷却速率进行控制冷却，从温度750到600℃冷却到550到450℃。另外，冷却条件也就是热处理生产条件在本情况的初始冷却主要采用水如湿气或水的喷雾，而在后续冷却中采用含有空气的冷却介质、或主要是空气和湿气。
如图2所示，当快速冷却速率最高为10℃/秒时，冷却曲线不变地通过珠光体鼻，在连续冷却的过程中大多数珠光体转变都可完成。当快速冷却速率超过10℃/秒时，冷却曲线只有当钢含有至少一定量的碳时才可通过珠光体转变鼻。另外，当快速冷却速率超过10℃/秒时，继续冷却到不超过300℃的低温区会在珠光体结构内形成大量的马氏体结构。这个马氏体结构对钢轨的耐磨性和韧性起到有害的作用。
但在以超过10℃/秒的快速冷却速率冷却时，珠光体转变可在整个钢轨的头部内完成，只要使快速冷却在能够稳定地形成具有高硬度的珠光体结构的温度区域内停止，接下来进行一般的冷却即可，这样珠光体转变发生的热就能在随后加以控制，在钢轨头部内自然蓄积的热亦可回出。
在图2中取含有1.0％C的钢作为例子，上述生产过程的概念可用连续冷却转变图(CCT图)示出。在该例子中，钢被进行快速冷却，以大于10到30℃/秒的冷却速率从奥氏体区域快速冷却到一定程度，然后以1-10℃的速率冷却，控制珠光体转变随后发生的热和从钢轨头部内自然蓄积而回放的热，珠光体的转变即可稳定地完成。
首先，在使钢以大于10但不大于30℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度快速冷却到750到600℃的方法中，对限定如上所述的快速冷却的温度和快速冷却速率的理由进行说明。
当快速冷却停止温度超过750℃时，在随后的控制冷却的过程中在高温区内会形成先共析渗碳体，使钢轨的延性和韧性显著地降低。因此，快速冷却的停止温度被限定为不超过750℃。当快速冷却进行到温度低于600℃时，在随后的控制冷却中，珠光体转变将不能完成，结果，不正常结构如对钢轨的韧性和耐磨性有害的贝氏体和马氏体就会形成。因此，快速冷却的停止温度被限定为至少600℃。
现在说明将快速冷却速率限定为大于10到30℃/秒的理由。
当钢轨用空气之外主要含水的冷却介质如湿气和水的喷雾以大到10℃/秒的快速冷却速率冷却时，在这样低的冷却速率范围内由于冷却的能力很高，因此冷却的稳定性很差，冷却控制变得十分困难。另外，硬度会在不稳定冷却的部分内变化，要将钢轨头部的维氏硬度稳定地调节为至少320就很难办。因此，快速冷却速率被限定为大于10℃/秒。另外，当快速冷却速率超过30℃/秒时，在跟随着快速冷却的控制冷却期内，珠光体的转变不能完成，这时对钢轨的韧性和耐磨性有害的贝氏体和马氏体就会形成。因此，快速冷却速率被限定为大于10到30℃/秒。
另外，快速冷却速率被定义为从冷却开始到其完成的平均冷却速率。在快速冷却的过程中有时会有短暂的温度回升，这是由于珠光体转变时发出的热或从钢轨内部自然回出的热引起的。但只要从开始到完成快速冷却的平均冷却速率是在上述范围之内，对本发明的珠光体钢轨的性能不会有显著的影响。因此，本发明的钢轨的快速冷却条件包括在冷却过程中由于短暂的温度回升而造成的冷却速率的放慢。
再者，可用来获得在大于10到30℃/秒的范围内的预定冷却速率的方法有下列几种：用水和空气的混合物或将两者结合在一起喷射冷却；将整个钢轨或头部浸在油、热水、聚合物和水的混合物或盐浴之中。
其次，在以1到10℃/秒的冷却速率从750到600℃的温度控制冷却到550到450℃的温度的方法中，对限定如上所述的控制冷却停止温度和控制冷却速率的理由进行说明。
当控制冷却停止在超过550℃的温度时，在控制冷却后会立即形成大量具有低硬度的珠光体结构。这样，钢轨头部的维氏硬度便低于320，从而头部的耐磨性不能得到保证。因此，控制冷却的停止温度被限定为不超过550℃。另外，当控制冷却在低于450℃的温度进行时，不能期望在快速冷却后从钢轨的内部有足够的自然蓄积的热回出，对钢轨韧性有害的马氏体结构将在离析部等上形成。因此，控制冷却的停止温度被限定为至少450℃。
现在说明将控制冷却速率限定为1到10℃/秒的理由。当控制冷却速率小于1℃/秒时，在控制冷却的过程中，大量具有低硬度的珠光体结构会在高温区内形成。结果钢轨头部的维氏硬度便低于320，从而头部所必需的耐磨性不能得到保证。因此，控制冷却的速率被限定为至少1℃/秒。另外，当控制冷却以至少为10℃/秒的速率冷却时，珠光体转变在冷却过程中不能完成，并且对钢轨的韧性和耐磨性有害的不正常的结构如贝氏体和马氏体会在控制冷却和随后的冷却过程中形成。因此，控制冷却的速率被限定为从1到小于10℃/秒。
另外，控制冷却速率被定义为从冷却开始到其完成的平均冷却速率。在控制冷却的过程中有时会有短暂的温度回升，这是由于珠光体转变时发出的热或从钢轨内部自然回出的热引起的。但只要从开始到完成控制冷却的平均冷却速率是在上述范围之内，对本发明的珠光体钢轨的性能不会有显著的影响。因此，本发明的钢轨的控制冷却条件包括在冷却过程中由于短暂的温度回升而造成的冷却速率的放慢。
在1到10℃/秒的范围内预定的冷却速率可用空气或主要含有空气和湿气等的冷却介质或这些介质的结合来获得。
因此，为了生产出维氏硬度至少为320、耐磨性和可焊性均优的珠光体结构钢轨，钢轨头部须以大于10到30℃/秒的冷却速率进行快速冷却，然后以1到小于10℃/秒的冷却速率进行控制冷却，从750到600℃的温度冷却到550到450℃的温度，采用的冷却介质除空气以外主要含有水如湿气和水的喷雾。这样珠光体结构便可在钢轨头部稳定地形成。
虽然珠光体结构是钢轨所需要的金属结构，但微量的先共析渗碳体有时会在其内形成，这取决于所用元素构成系统、冷却速率和钢材料的离析状态。但即使有微量先共析渗碳体在其内形成，对钢轨的延性、韧性、耐磨性和强度并无显著影响。因此，本发明的珠光体钢轨的结构可在某些程度上含有先共析渗碳体的结构。
实验例
接下来，本发明将结合实验例进行说明。
例1
本例是在权利要求1到3的范围中的一例。
表1和2示出本发明的轨道钢与对比轨道钢的化学成分、基体钢硬度和显微结构、以及磨损量，磨损量是在图4所示的Nisihara式磨损试验机上在强制冷却条件下反应进行700,000次后得到的。
另外，表1和2清楚地示出本发明的每一轨道钢与每一对比轨道钢在闪光对焊接头和基体钢之间的硬度差。另外，表1和2所示每一轨道钢的基体钢硬度和闪光对焊接头硬度都是头部的平均值，既不是最大值，也不是最小值。
再者，图5示出在表1和2中列出的本发明的轨道钢与对比轨道钢(共晶体碳钢：标号10到13)在硬度和磨损量之间的关系以便比较磨损试验结果。图6示出在表1和2的例子中示出的本发明的轨道钢(标号2、3)和对比轨道钢(标号17、18)在焊接接头头部的硬度分布实况。另外，对例子中所用钢轨说明如下：
*  本发明的钢轨(9件)，标号为1到9。
钢轨为热处理钢轨，各有上述的化学成分，和珠光体结构，其深度从钢轨头部表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，头部曾进行快速冷却。
*  对比轨道钢(9件)
对比轨道钢(4件)，标号为10到13：由共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外，及
对比轨道钢(5件)，标号为14到18：由过共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外。
磨损试验条件如下：
试验机：Nisihara式磨损试验机
试件形状：盘状试件(外径30mm、厚度8mm)
试验载荷：686N
滑动比：20％
  配对材料：珠光体(维氏硬度390)
  氛围：在空气中
  冷却：压缩空气(流率：100Nl/分)强制冷却
  反复次数：700,000
闪光对焊条件如下：
  焊机：K-355型(苏联制造)
  功率：150KVA
  二次电流：20,000A(max)
  夹紧力：125吨(max)及
  镦粗量：10mm。
例2
本例为权利要求2到3的范围内的一例。
表3和4示出本发明的轨道钢与对比轨道钢的化学成分、基体钢的硬度和显微结构、及磨损量，磨损量是在图4和例1所示的Nisihara式磨损试验机上在强制冷却条件下反复进行700,000次后得到的。
另外，表3和4清楚地示出本发明的每一轨道钢与每一对比轨道钢在闪光对焊接头和基体钢之间的硬度差。另外，表3和4所示每一轨道钢的基体钢硬度和闪光对焊接头硬度都是头部的平均值，既不是最大值，也不是最小值。
再者，图7示出在表3和4中列出的本发明的轨道钢和对比轨道钢(共晶体碳钢：标号28到31)在硬度和磨损量之间的关系以便比较磨损试验结果。图8示出在表3和4的例子中示出的本发明的轨道钢(标号21)和对比轨道钢(标号：35)在焊接接头头部的硬度分布实况。
另外，对例子所用钢轨说明如下：
*  本发明的钢轨(9件)，标号为19到27。
钢轨为热处理钢，各有上述的化学成分，和珠光体结构，其深度从钢轨头部表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320。头部曾进行快速冷却。
*  对比钢轨(9件)
对比轨道(4件)，标号为28到31：由共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外，及
对比轨道(5件)，标号为32到36：由过共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外。
磨损试验条件和闪光对焊条件与例1相同。
例3
本例为权利要求4到6的范围内的一例。
表5到10及表11到16分别示出本发明的轨道钢与对比轨道钢的化学成分、热处理条件(热处理温度范围、冷却速率和珠光体形成比)、基体钢硬度和显微结构、及磨损量，磨损量是在图4和例1所示的Nisihara式磨损试验机上在强制冷却条件下反复进行700,000次得到的。另外，表5到8及表11到14分别清楚地示出本发明的轨道钢和对比轨道钢在闪光对焊接头上的硬度以及在闪光对焊接头与基体钢之间的硬度差。
另外，在表5到8及表11到14中所示出的每一轨道钢的基体钢硬度和闪光对焊接头硬度都是头部的平均值，既不是最大值，也不是最小值。
再者，图9示出在表5到10中列出的本发明的轨道钢与对比轨道钢(共晶碳钢：标号64到67)在硬度和磨损量之间的关系以便比较试验结果。图10示出在表5到10的例子中示出的本发明的轨道钢(标号：41、44)和对比轨道钢(标号：71、72)在焊接接头头部的硬度分布实况。
此外，图11示出在表11到16中列出的本发明的轨道钢和对比轨道钢(共晶体碳钢：标号112到115)在硬度和磨损量之间的关系以便比较试验结果。图12示出在表11到16的例子中示出的本发明的轨道钢(标号：91)和对比轨道钢(标号：120)在焊接接头头部上的硬度分布实况。
另外，对例子中所用钢轨说明如下：
(在表5到10中的例子)
*  本发明的钢轨(27件)，标号为37到63。
钢轨为热处理钢轨，各有如上所述的化学成分，和珠光体结构，其深度从钢轨头部表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，头部曾进行快速冷却。
*  对比钢轨(21件)：
对比钢轨(4件)，标号为64到67：由共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外。
对比钢轨(5件)，标号为68到72，由过共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外，及
对比轨道(12件)，标号为73到84：系在本发明权利要求范围之外的热处理条件下制成。
(表11到16中的例子)
*  本发明的钢轨(8件)，标号为85到111。
钢轨为热处理钢轨，各有上述的化学成分，和珠光体结构，其深度从钢轨头部表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，头部曾进行快速冷却。
对比钢轨(21件)
对比钢轨(4件)，标号为112到115：由共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外，
对比钢轨(5件)，标号为116到120：由过共晶体碳钢制成，其化学成分在本发明权利要求的范围之外，及
对比钢轨(12件)，标号为121到132：系在本发明权利要求范围之外的热处理条件下制成。
如图5、7、9和11所示，本发明的任一轨道钢都比硬度相同的任一对应的对比钢具有减少的磨损量，这是因为采用的碳含量较高，因此即使本发明的轨道钢的硬度与传统的轨道钢相同，也可显著地提高耐磨性。另外，耐磨性良好的珠光体结构能够稳定地形成，而不会形成对韧性、耐磨性和延性有害的马氏体、贝氏体和先共析渗碳体，这是因为化学成分都在合适的范围内并且选用合适的热处理条件如表1到4所示。
如图6和10所示，当Cr的添加量不到0.05％(对比钢的标号为17.71)时，焊接接头的硬度会下降；或者当Cr的添加量超过1.00％(对比钢的标号为18.72)时，不正常的结构如马氏体会形成，但只要使Cr的添加量大于0.50而不到1.00％，上述现象即可防止，而在轨道基体钢和焊接接头之间的硬度差可不超过30。这样由于焊接接头头部顶表面在焊接状态(未经热处理)下的磨损而引起的部分磨损如局部磨损凹陷即可防止。
如图8和12所示，当Si的添加量小于0.40％(对比钢轨的标号35、120)时，焊接接头的硬度便会下降，因此使Si的添加量为0.40到1.00％，上述现象即可防止，而在轨道基体钢与焊接接头之间的硬度差就可不超过30，这样由于焊接接头头部顶表面在焊接状态(未经热处理)下的磨损而引起的部分磨损如局部磨损凹陷即可防止。
如图5、7、9和11所示，本发明的任一轨道钢都比硬度相同的任一对应的对比钢具有较小的磨损量，这是因为采用的碳含量较高，因此能显著地提高耐磨性。另外，耐磨性良好的珠光体结构能够稳定地形成，而不会形成对延性、韧性和耐磨性有害的马氏体、贝氏体和先共析渗碳体，这是因为化学成分都在合适的范围内并且选用合适的热处理条件如表11到16所示。
另外如图6、8、10和12所示，本发明具有下列优点：可提高由于脱碳而在焊缝上被减少的硬度；在焊接接头(曾被再加热到奥氏体区域的部分)上不会形成不正常结构如马氏体；在基体钢和焊接接头之间的维氏硬度差不超过30；可以防止焊接接头头部顶表面在焊接头状态(未经热处理)下的磨损所引起的部分磨损如局部磨损凹陷。
按照上述的本发明，便可为重载铁路提供耐磨性和可焊性(焊接结构、焊接接头的性能)都优的钢轨。
表1
   轨道钢  标号                         化学成分(重量百分比)
    C        Si        Mn        Cr      Mo,V,Nb,Co,B   Si/4+Mn/2+Cr
 R.S.I.*   1   0.86   0.11   1.48   0.51      Co:0.15    1.28
 R.S.I.*   2   0.91   0.45   0.41   0.55         -    0.87
 R.S.I.*   3   0.91   0.32   0.37   0.98         -    1.25
 R.S.I.*   4   0.95   0.81   0.22   0.52      V:0.06    0.83
 R.S.I.*   5   0.96   0.84   0.21   0.94      V:0.05    1.26
 R.S.I.*   6   1.01   0.61   1.05   0.82      Mo:0.02    1.50
 R.S.I.*   7   1.05   0.28   0.42   0.75      B:0.0019    1.03
 R.S.I.*   8   1.11   0.98   0.52   0.51      Nb:0.02    1.02
 R.S.I.*   9   1.19   0.25   0.34   0.74         -    0.97
表1(续)
   轨道钢  标号  基体轨道内头部硬度(Hv)  头部显微结构  磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv)   基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHV)
  R.S.I.*    1     386  珠光体     0.99     405     19
  R.S.I.*    2     395  珠光体     0.91     374     21
  R.S.I.*    3     410  珠光体     0.85     406     4
  R.S.I.*    4     402  珠光体     0.81     378     24
  R.S.I.*    5     412  珠光体     0.74     411     1
  R.S.I.*    6     431  珠光体     0.49     440     9
  R.S.I.*    7     385  珠光体     0.74     402     17
  R.S.I.*    8     410  珠光体     0.43     408     2
  R.S.I.*    9     401  珠光体     0.42     411     10
表2                                  (续自表1)
 轨道钢   标号                        化学成分(重量百分比)
    C        Si        Mn        Cr     Mo,V,Nb,Co,B  Si/4+Mn/2+Cr
 C.R.S.*    10   0.76   0.55   1.08   0.28       -    0.96
 C.R.S.*    11   0.81   0.62   1.31    -     V:0.06    0.81
 C.R.S.*    12   0.77   0.85   0.81   0.58     V:0.04    1.20
 C.R.S.*    13   0.81   0.81   1.24    -       -    0.82
 C.R.S.*    14   1.01   1.25   0.61   0.65       -    1.26
 C.R.S.*    15   0.90   0.74   0.42   1.30       -    1.70
 C.R.S.*    16   1.36   0.41   0.50   0.74       -    1.09
 C.R.S.*    17   0.90   0.61   0.56   0.21       -    0.64
 C.R.S.*    18   0.90   0.90   1.52   1.05       -    2.03
表2(续)
  轨道钢   标号  基体轨道内头部硬度(Hv)   头部显微结构    磨损量(g/700,000次)  焊接接头内头部硬度(Hv)   基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
  C.R.S.*    10     381    珠光体     1.22      -       -
  C.R.S.*    11     389    珠光体     1.15      -       -
  C.R.S.*    12     401    珠光体     1.06      -       -
  C.R.S.*    13     394    珠光体     1.12      -       -
  C.R.S.*    14                         轧制时产生的表面缺陷
  C.R.S.*    15     506    珠光体+贝氏体       -      -       -
  C.R.S.*    16     452    珠光体+先共析渗碳体       -      -       -
  C.R.S.*    17     396    珠光体     0.91     352      44
  C.R.S.*    18     421    珠光体     0.75     461形成马氏体      40
注：R.S.I.=本发明的轨道钢              C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
   #:Ref.N.=标号
表3
  轨道钢   标号                     化学成分(重量百分比)
    C        Si        Mn        Cr      Mo,V,Nb,Co,B   Si/4+Mn/2+Cr
 R.S.I.*    19   0.85   0.81   0.38   0.47    0.86
 R.S.I.*    20   0.90   0.45   0.39   0.49      V:0.04    0.80
 R.S.I.*    21   0.90   0.98   0.39   0.48      V:0.04    0.92
 R.S.I.*    22   0.95   0.98   0.21   0.48        -    0.83
 R.S.I.*    23   0.95   0.98   0.39   0.37        -    0.81
 R.S.I.*    24   1.00   0.85   0.35   0.41      Mo:0.01    0.80
 R.S.I.*    25   1.04   0.78   0.39   0.43      Co:0.21    0.82
 R.S.I.*    26   1.10   0.65   0.35   0.48      B:0.0014    0.82
 R.S.I.*    27   1.20   0.95   0.22   0.49      Nb:0.03    0.84
表3(续)
  轨道钢   标号  基体轨道内头部硬度(Hv)  头部显微结构  磨损量(g/700,000次)  焊接接头内头部硬度(Hv)      基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
  R.S.I.*    19     384  珠光体     0.99     369         15
  R.S.I.*    20     391  珠光体     0.95     370         21
  R.S.I.*    21     392  珠光体     0.94     383          9
  R.S.I.*    22     384  珠光体     0.93     375          9
  R.S.I.*    23     380  珠光体     0.95     370         10
  R.S.I.*    24     395  珠光体     0.75     380         15
  R.S.I.*    25     386  珠光体     0.72     382          4
  R.S.I.*    26     395  珠光体     0.53     385         10
  R.S.I.*    27     401  珠光体     0.38     395          6
表4                                 (续自表3)
  轨道钢   标号                         化学成分(重量百分比)
    C        Si        Mn        Cr     Mb,V.Nb,Co,B   Si/4+Mn/2Cr
 C.R.S.*    28   0.77   0.50   1.00   0.25       -    0.88
 C.R.S.*    29   0.82   0.55   1.35    -     V:0.05    0.81
 C.R.S.*    30   0.79   0.85   0.83   0.54       -    1.16
 C.R.S.*    31   0.80   0.80   1.22    -     V:0.04    0.81
 C.R.S.*    32   1.01   1.36   0.39   0.49       -    1.03
 C.R.S.*    33   1.02   0.51   0.84   0.86       -    1.41
 C.R.S.*    34   1.33   0.85   0.35   0.44       -    0.83
 C.R.S.*    35   0.90   0.39   0.38   0.35       -    0.64
 C.R.S.*    36   0.90   0.95   0.12   0.48       -    0.78
表4(续)
  轨道钢   标号  基体轨道内头部硬度(Hv)  头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv)     基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 C.R.S.*     28     379 珠光体     1.22     -        -
 C.R.S.*     29     388 珠光体     1.15     -        -
 C.R.S.*     30     403 珠光体     1.06     -        -
 C.R.S.*     31     395 珠光体     1.12     -        -
 C.R.S.*     32              轧制时产生的表面缺陷
 C.R.S.*     33     422 珠光体     0.58     在柱部离析成微量马氏体(3％)
 C.R.S.*     34     452 珠光体+先共析渗碳体      -     -        -
 C.R.S.*     35     401 珠光体     0.91     356        45
 C.R.S.*     36     398 珠光体     0.75     364        34
注：*:R.S.I.=本发明的轨道钢    *C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
    #:Ref.N.=标号
表5
轨道钢 R.F.N.#                       化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(％/秒)
C        Si        Mn        Cr      Mo,V,Nb,     Si/4+Co,B         Mn/2+Cr
 R.S.I.*     37   0.86   0.12   1.48   0.52    Co:0.16   1.29   745-589     2
 R.S.I.*     38   0.86   0.12   1.48   0.52    Co:0.16   1.29   721(开始)    11
 R.S.I.*     39   0.86   0.12   1.48   0.52    Co:0.16   1.29   781-625    11
 R.S.I.*     40   0.90   0.44   0.43   0.52       -   0.85   752-544     4
 R.S.I.*     41   0.90   0.44   0.43   0.52       -   0.85   781(开始)    13
 R.S.I.*     42   0.90   0.44   0.43   0.52       -   0.85   756-600    13
 R.S.I.*     43   0.92   0.34   0.35   0.98       -   1.24   731-578     3
 R.S.I.*     44   0.92   0.34   0.35   0.98       -   1.24   721(开始)    12
 R.S.I.*     45   0.92   0.34   0.35   0.98       -   1.24   761-631    12
表5(续)
轨道钢 Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv)  基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 R.S.I.* 37      -     386 珠光体     0.99     401     15
 R.S.I.* 38 珠光体形成比70％     406 珠光体     0.91     399      7
 R.S.I.* 39 控制冷却范围625-471℃冷却率3℃/秒     400 珠光体     0.94     405      5
 R.S.I.* 40      -     394 珠光体     0.92     384     10
 R.S.I.* 41 珠光体形成比84％     403 珠光体     0.89     382     21
 R.S.I.* 42 控制冷却范围600-501℃冷却率4℃/秒     408 珠光体     0.82     380     28
 R.S.I.* 43      -     401 珠光体     0.89     410     9
 R.S.I.* 44 珠光体形成比74％     408 珠光体     0.81     408     0
 R.S.I.*  45 控制冷却范围631-540℃冷却率2℃/秒     409 珠光体     0.80     411     2
表6                                 (续自表5)
轨道钢  Ref.N.#                                          化学成分(重量百分比) 头部内加速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
C        Si      Mn     Cr      Mo,V,Nb,    Si/4+Co,B        Mn/2+Cr
R.S.I.* 46   0.96   0.80   0.25   0.53    V:0.05   0.86   752-555      4
R.S.I.* 47   0.96   0.80   0.25   0.53    V:0.05   0.86   764(开始)     17
R.S.I.* 48   0.96   0.80   0.25   0.53    V:0.05   0.86   785-641     18
R.S.I.* 49   0.96   0.76   0.21   0.95    V:0.04   1.25   720-592      3
R.S.I.* 50   0.96   0.76   0.21   0.95    V:0.04   1.25   728(开始)     15
R.S.I.* 51   0.96   0.76   0.21   0.95    V:0.04   1.25   761-622     14
R.S.I.* 52   1.01   0.62   1.04   0.80    Mo:0.01   1.48   704-504      1
R.S.I.* 53   1.01   0.62   1.04   0.80    Mo:0.01   1.48   815(开始)     16
R.S.I.* 54   1.01   0.62   1.04   0.80    Mo:0.01   1.48   780-642     17
表6(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 R.S.I.* 46       -     397 珠光体     0.82     381     16
 R.S.I.* 47 珠光体形成比92％     404 珠光体     0.78     381     23
 R.S.I.* 48 控制冷却范围641-451℃冷却率3℃/秒     409 珠光体     0.77     380     29
 R.S.I.* 49       -     408 珠光体     0.76     414      6
 R.S.I.* 50 珠光体形成比79％     412 珠光体     0.75     410      2
 R.S.I.* 51 控制冷却范围622-490℃冷却率2℃/秒     416 珠光体     0.70     412      4
 R.S.I.* 52      -     410 珠光体     0.65     432     22
 R.S.I.* 53 珠光体形成比72％     421 珠光体     0.61     430      9
 R.S.I.* 54 控制冷却范围642-548℃冷却率1℃/秒     432 珠光体     0.51     429      3
表7                               (续自表6)
轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
C       Si      Mn       Cr      Mo,V,Nb,     Si/4+Co,B         Mn/2+Cr
R.S.I.* 55  1.04   0.22   0.40   0.71   B:0.0014   0.97   789-562      3
R.S.I.* 56  1.04   0.22   0.40   0.71   B:0.0014   0.97   776(开始)     19
R.S.I.* 57  1.04   0.22   0.40   0.71   B:0.0014   0.97   815-691     18
R.S.I.* 58  1.10   0.97   0.52   0.51   Nb:0.03   1.01   851-625      6
R.S.I.* 59  1.10   0.97   0.52   0.51   Nb:0.03   1.01   842(开始)     20
R.S.I.* 60  1.10   0.97   0.52   0.51   Nb:0.03   1.01   790-625     23
R.S.I.* 61  1.18   0.21   0.35   0.78      -   1.01   880-700      9
R.S.I.* 62  1.18   0.21   0.35   0.78      -   1.01   821(开始)     29
R.S.I.* 63  1.18   0.21   0.35   0.78      -   1.01   840-750     28
表7(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 R.S.I.*  55      - 400 珠光体     0.59  392     8
 R.S.I.*  56 珠光体形成比94％ 409 珠光体     0.54  395    14
 R.S.I.*  57 控制冷却范围冷却率5℃/秒 418 珠光体     0.51  394    24
 R.S.I.*  58      - 401 珠光体     0.56  402     1
 R.S.I.*  59 珠光体形成比84％ 405 珠光体     0.54  400     5
 R.S.I.* 60 控制冷却范围冷却率4℃/秒 418 珠光体     0.40  404    14
 R.S.I.* 61      - 383 珠光体     0.56  405    22
 R.S.I.* 62 珠光体形成比71％ 401 珠光体     0.39  406     5
 R.S.I.* 63 控制冷却范围冷却率10℃/秒 410 珠光体     0.32  406     4
注：*:R.S.I.=本发明的轨道钢       *C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
    #:Ref.N.=标号
表8                              (续自表7)
轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
    C      Si       Mn      Cr      Mo,V,Nb,   Si/4+Co,B       Mn/2+Cr
  C.R.S.*    64   0.75   0.55  1.04   0.28     -   0.94      -     -
  C.R.S.*    65   0.82   0.52  1.33    -   V:0.04   0.80      -     -
  C.R.S.*    66   0.78   0.84  0.80   0.54   V:0.04   1.15      -     -
  C.R.S.*    67   0.82   0.80  1.20    -     -   0.80      -     -
  C.R.S.*    68   1.01   1.24  0.66   0.62     -   1.26      -     -
  C.R.S.*    69   0.90   0.71  0.43   1.32     -   1.71   752-555     4
  C.R.S.*    70   1.43   0.40  0.50   0.77     -   1.12   845(开始)     12
  C.R.S.*    71   0.91   0.61  0.50   0.24     -   0.64   780-574      5
  C.R.S.*    72   0.91   0.61  1.60   1.10     -   2.05   765-625     14
表8(续)
轨道钢 Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 C.R.S.*     64     -     384 珠光体      1.21    -     -
 C.R.S.*     65     -     387 珠光体      1.16    -     -
 C.R.S.*     66     -     397 珠光体      1.08    -     -
 C.R.S.*     67     -     390 珠光体      1.14    -     -
 C.R.S.*     68     -     轧制时形成的表面缺陷
 C.R.S.*     69     -     364 珠光体+贝氏体       -    -     -
 C.R.S.*     70 珠光体形成比72％     478 珠光体+先共析渗碳体       -    -     -
 C.R.S.*     71      -     398 珠光体      0.89    352     46
 C.R.S.*     72 控制冷却范围625-536℃冷却率1℃/秒     421 珠光体      0.74    478形成马氏体     57
表9                                (续自表8)
 轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
    C       Si      Mn        Cr       Mo,V,Nb,    Si/4+Co,B        Mn/2+Cr
 C.R.S.* 73   0.91   0.40   0.44   0.61       -   0.93   751-506 8-11不可控制
 C.R.S.* 74   0.91   0.40   0.44   0.61       -   0.93   781(开始) 8-13不可控制
 C.R.S.* 75   0.91   0.40   0.44   0.61       -   0.93   778-621  35
 C.R.S.* 76   0.95   0.91   0.22   0.84    V:0.05   1.18   751-425   3
 C.R.S.* 77   0.95   0.91   0.22   0.84    V:0.05   1.18   752(开始)  34
 C.R.S.* 78   0.95   0.91   0.22   0.84    V:0.05   1.18   791-684 7-15不可控制
 C.R.S.* 79   1.00   0.54  1.00   0.74    Mo:0.02   1.38   864-724   5
 C.R.S.* 80   1.00   0.54  1.00   0.74    Mo:0.02   1.38   724(开始)  18
 C.R.S.* 81   1.00   0.54  1.00   0.74    Mo:0.02   1.38   780-631  15
表9(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
C.R.S.*     73      -    454 珠光体+马氏体      -    -     -
C.R.S.*     74 珠光体形成比75％    308不稳定冷却部硬度 珠光体      -    -     -
C.R.S.*     75 控制冷却范围621-522℃冷却率8℃/秒    542 珠光体+马氏体      -    -     -
C.R.S.*     76      -    471 珠光体+马氏体      -    -     -
C.R.S.*     77 珠光体形成比75％    564 珠光体+马氏体      -    -     -
C.R.S.*     78 控制冷却范围684-506℃冷却率8℃/秒  314不稳定冷却部硬度 珠光体      -    -     -
C.R.S.*     79      -    302 珠光体      -    -     -
C.R.S.*     80 珠光体形成比42％    474 珠光体+马氏体      -    -     -
C.R.S.*     81 控制冷却范围631-481℃冷却率12℃/秒    461 珠光体+马氏体      -    -     -
表10                                 (续自表9)
轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
C       Si        Mn        Cr   Mo,V,Nb, Si/4+Co.B     Mn/2+Cr
 C.R.S.*  82  1.18   0.31   0.38   0.86 -    1.13  864-506   0.5
 C.R.S.*  83  1.18   0.31   0.38   0.86 -    1.13  824(开始)   29
 C.R.S.*  84  1.18   0.31   0.38   0.86 -    1.13  820-724   27
表10(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
C.R.S.*     82     -   441 珠光体+先共析渗碳体    -    -    -
C.R.S.*     83 珠光体形成比55％   541 珠光体+马氏体    -    -    -
C.R.S.*     84 控制冷却范围724-514℃冷却率0.5℃/秒   442 珠光体+先共析渗碳体    -    -    -
注：*:R.S.I.=本发明的轨道钢         *C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
    #:Ref.N.=标号
表11
轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
C        Si        Mn        Cr      Mo,V,Nb,   Si/4+Co,B       Mn/2+Cr
 R.S.I.* 85   0.86   0.82   0.37   0.48   0.87  792-562     3
 R.S.I.* 86   0.86   0.82   0.37   0.48   0.87  761(开始)     12
 R.S.I.* 87   0.86   0.82   0.37   0.48   0.87  776-622     12
 R.S.I.* 88   0.92   0.48   0.37   0.49   V:0.06   0.80  781-521     5
 R.S.I.* 89   0.92   0.48   0.37   0.49   V:0.06   0.80  794(开始)     14
 R.S.I.* 90   0.92   0.48   0.37   0.49   V:0.06   0.80  754-602     13
 R.S.I.* 91   0.92   0.99   0.36   0.47   V:0.04   0.90  762-532      5
 R.S.I.* 92   0.92   0.99   0.36   0.47   V:0.04   0.90  761(开始)     15
 R.S.I.* 93   0.92   0.99   0.36   0.47   V:0.04   0.90  721-640     14
表11(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
R.S.I.*  85     -  382 珠光体     0.99     372     10
R.S.I.*  86 珠光体形成比71％  389 珠光体     0.96     374     15
R.S.I.*  87 控制冷却范围622-481℃冷却率3℃/秒  394 珠光体     0.95     375     19
R.S.I.* 88     -  391 珠光体     0.94     371     20
R.S.I.* 89 珠光体形成比86％  400 珠光体     0.91     372     28
R.S.I.* 90 控制冷却范围602-504℃冷却率4℃/秒  401 珠光体     0.90     372     29
R.S.I.* 91     -  394 珠光体     0.93     380     14
R.S.I.* 92 珠光体形成比72％  405 珠光体     0.87     382     23
R.S.I.* 93 控制冷却范围640-547℃冷却率2℃/秒  404 珠光体     0.88     384     20
表12                                      (续自表11)
轨道钢  Ref.N.#                                         化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
    C       Si     Mn     Cr      Mo,V,Nb,     Si/4+Co,B         Mn/2+Cr
 R.S.I.* 94   0.96   0.90   0.21   0.49      -   0.82   748-549     -
 R.S.I.* 95   0.95   0.98   0.21   0.48      -   0.83   781(开始)     17
 R.S.I.* 96   0.95   0.98   0.21   0.48      -   0.83   785-661     19
 R.S.I.* 97   0.96   0.91   0.39   0.39      -   0.81   741-562      5
 R.S.I.* 98   0.96   0.91   0.39   0.39      -   0.81   796(开始)     16
 R.S.I.* 99   0.96   0.91   0.39   0.39      -   0.81   771-611     17
 R.S.I.* 100   1.01   0.84   0.36   0.42    Mo:0.02   0.81   741-502      2
 R.S.I.* 101   1.01   0.84   0.36   0.42    Mo:0.02   0.81   832(开始)     17
 R.S.I.* 102   1.01   0.84   0.36   0.42    Mo:0.02   0.81   774-621     17
表12(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 R.S.I.* 94     -  398 珠光体     0.81     375     24
 R.S.I.* 95 珠光体形成比90％  403 珠光体     0.75     376     27
 R.S.I.* 96 控制冷却范围661-454℃冷却率3℃/秒  400 珠光体     0.76     377     23
 R.S.I.* 97     -  394 珠光体     0.78     374     20
 R.S.I.* 98 珠光体形成比94％  402 珠光体     0.75     374     28
 R.S.I.* 99 控制冷却范围611-514℃冷却率2℃/秒  405 珠光体     0.73     376     29
 R.S.I.* 100     -  384 珠光体     0.78     382     2
 R.S.I.* 101 珠光体形成比89％  406 珠光体     0.69     384     22
 R.S.I.* 102 控制冷却范围621-524℃冷却率1℃/秒 396 珠光体     0.71     384     12
表13                                (续自表12)
轨道钢  Ref.N.#                                       化学成分(重量百分比) 头部快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
   C      Si      Mn      Cr       Mo,V,Nb,     Si/4+Co,B         Mn/2+Cr
 R.S.I.* 103  1.05   0.77   0.39   0.44   Co:0.14   0.83   769-560     4
 R.S.I.* 104  1.05   0.77   0.39   0.44   Co:0.14   0.83   801(开始)     18
 R.S.I.* 105  1.05   0.77   0.39   0.44   Co:0.14   0.83   835-662     19
 R.S.I.* 106  1.09   0.68   0.36   0.49   B:0.0022   0.84   834-602     6
 R.S.I.* 107  1.09   0.68   0.36   0.49   B:0.0022   0.84   832(开始)     21
 R.S.I.* 108  1.09   0.68   0.36   0.49   B:0.0022   0.84   821-642     22
 R.S.I.* 109  1.19   0.94   0.21   0.49   Nb:0.03   0.83   842-695     10
 R.S.I.* 110  1.19   0.94   0.21   0.49   Nb:0.03   0.83   844(开始)     28
 R.S.I.* 111  1.19   0.94   0.21   0.49   Nb:0.03   0.83   860-741     29
表13(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 R.S.I.* 103     -  384 珠光体     0.70     385     1
 R.S.I.* 104 珠光体形成体94％  404 珠光体     0.58     386     18
 R.S.I.* 105 控制冷却范围662-540℃冷却率4℃/秒  412 珠光体     0.52     388     24
 R.S.I.* 106    -  406 珠光体     0.52     391     15
 R.S.I.* 107 珠光体形成比89％  410 珠光体     0.49     394     16
 R.S.I.* 108 控制冷却范围624-544℃冷却率5℃/秒  420 珠光体     0.41     394     26
 R.S.I.* 109    -  381 珠光体     0.57     396     15
 R.S.I.* 110 珠光体形成比74％  411 珠光体     0.32     397     14
 R.S.I.* 111 控制冷却范围741-501℃冷却率10℃/秒  418 珠光体     0.21     398     20
注：*:R.S.I.=本发明的轨道钢，*C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
    #:Ref.N.=标号
表14                                       (续自表13)
轨道钢  Ref.N.#                                        化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
    C        Si        Mn        Cr      Mo,V,Nb,   Si/4+Co,B       Mn/2+Cr
 C.R.S.* 112   0.78   0.54   0.98   0.30     -   0.93      -     -
 C.R.S.* 113   0.81   0.56   1.39    -   V:0.04   0.84      -     -
 C.R.S.* 114   0.80   0.81   0.89   0.51     -   1.16      -     -
 C.R.S.* 115   0.81   0.79   1.30    -   V:0.06   0.85      -     -
 C.R.S.* 116   1.00   1.44   0.23   0.44     -   0.92      -     -
 C.R.S.* 117   1.02   0.42   0.88   0.65     -   1.20   745-544     6
 C.R.S.* 118   1.28   0.88   0.38   0.40     -   0.81   764-561     2
 C.R.S.* 119   0.91   0.91   0.38   0.29     -   0.71   801(开始)     12
 C.R.S.* 120   0.91   0.38   0.38   0.48     -   0.77   741-640     13
 表14(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
 C.R.S.* 112      -     394 珠光体     1.10     -      -
 C.R.S.* 113      -     382 珠光体     1.17     -      -
 C.R.S.* 114      -     402 珠光体     1.05     -      -
 C.R.S.* 115      -     386 珠光体     1.16     -      -
 C.R.S.* 116      -     轧制时产生的表面缺陷
 C.R.S.* 117      -     404 珠光体     0.72 在柱部离析成微量马氏体(4％)
 C.R.S.* 118      -     441 珠光体+先共析渗碳体      -     -      -
 C.R.S.* 119 珠光体形成比74％     396 珠光体     0.92    360     36
 C.R.S.* 120 控制冷却范围640-544℃冷却率3℃/秒     408 珠光体     0.82    364     44
表15                                   (续自表14)
轨道钢  Ref.N.#     化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
C        Si      Mn     Cr      Mo,V,Nb,   Si/4+Co,B       Mn/2+Cr
 C.R.S.* 121   0.91   0.80   0.34   0.49    V:0.04   0.86   774-504  8-14不可控制
 C.R.S.* 122   0.91   0.80   0.34   0.49    V:0.04   0.86   741(开始)  6-13不可控制
 C.R.S.* 123   0.91   0.80   0.34   0.49    V:0.04   0.86   764-642  36
 C.R.S.* 124   0.95   0.96   0.24   0.45      -   0.81   764-398  5
 C.R.S.* 125   0.95   0.96   0.24   0.45      -   0.81   761(开始)  32
 C.R.S.* 126   0.95   0.96   0.24   0.45      -   0.81   761-621  14-8不可控制
 C.R.S.* 127   0.99   0.98   0.39   0.38      -   0.82   824-712  6
 C.R.S.* 128   0.99   0.98   0.39   0.38      -   0.82   764(开始)  16
 C.R.S.* 129   0.99   0.98   0.39   0.38      -   0.82   774-603  15
表15(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
C.R.S.*  121     -  462 珠光体+马氏体     -    -    -
C.R.S.*  122 珠光体形成比72％  289不稳定冷却部硬度 珠光体     -    -    -
C.R.S.* 123 控制冷却范围642-464℃冷却率7℃/秒  574 珠光体+马氏体     -    -    -
C.R.S.* 124     -  486 珠光体+马氏体     -    -    -
C.R.S.* 125 珠光体形成比79％  446 珠光体+马氏体     -    -    -
C.R.S.* 126 控制冷却范围621-641℃冷却率6℃/秒  301不稳定冷却部硬度 珠光体     -    -    -
C.R.S.* 127     -  312 珠光体     -    -    -
C.R.S.* 128 珠光体形成比37％  513 珠光体+马氏体     -    -    -
C.R.S.* 129 控制冷却范围603-472℃冷却率14℃/秒  498 珠光体+马氏体     -    -    -
表16                                      (续自表15)
轨道钢  Ref.N.#                               化学成分(重量百分比) 头部内快速冷却范围(℃) 冷却率(℃/秒)
   C       Si        Mn        Cr   Mo,V,Nb, Si/4+Co,B     Mn/2+Cr
 C.R.S.* 130  1.18   0.90   0.36   0.40 -     0.81   841-541     0.3
 C.R.S.* 131  1.18   0.90   0.36   0.40 -     0.81   836(开始)     29
 C.R.S.* 132  1.18   0.90   0.36   0.40 -     0.81   841-741     28
表16(续)
轨道钢  Ref.N.# 其他热处理条件 基体轨道内头部硬度(Hv) 头部显微结构 磨损量(g/700,000次) 焊接接头内头部硬度(Hv) 基体轨道与焊接接头的硬度差(ΔHv)
C.R.S.* 130     -  456 珠光体+先共析渗碳体     -    -     -
C.R.S.* 131 珠光体形成比66％  472 珠光体+马氏体     -    -     -
C.R.S.* 132 控制冷却范围741-522℃冷却率0.4℃/秒  466 珠光体+先共析渗碳体     -    -     -
注：*:R.S.I.=本发明的轨道钢，*C.R.S.=对比轨道钢
    化学成分的余额为不可避免的杂质和Fe
    #:Ref.N.=标号

Claims (3)

1．一种耐磨性和可焊性都优的珠光体钢轨，含有：以重量计，大于0.85到1.20％的C、0.10到1.00％的Si、0.20到1.50％的Mn、大于0.50到1.00％的Cr，含量之和Si/4+Mn/2+Cr为0.80到1.80％以重量计，其余为Fe和不可避免的杂质，钢轨具有珠光体结构，其深度从头部角隅和头部顶表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，在钢轨的基体钢和焊接接头之间的维氏硬度差最多为30。
2．按照权利要求1的耐磨性和可焊性都优的珠光体钢轨，其特征为，该钢轨还含有：以重量计，一个或至少两个从下列组群中选出的元素：0.01到0.20％的Mo、0.02到0.30％的V、0.002到0.050％的Nb、0.10到2.00％的Co和0.0005到0.005％的B，其余为Fe和不可避免的杂质，钢轨具有珠光体结构，其深度从头部角隅和头部顶表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，在钢轨的基体钢和焊接接头之间的维氏硬度差最多为30。
3．一种生产耐磨性和可焊性都优的珠光体钢轨的方法，包括下列步骤：
使热轧钢轨头部具有高温的热能或将它加热到高温以便进行热处理，该钢轨具有按照权利要求1到3中任一项的化学成分，使钢轨以1到10℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度快速冷却，
当钢轨温度降达700到500℃时停止快速冷却，
使钢轨冷却，钢轨具有珠光体结构，其深度从头部角隅和头部顶表面起算至少为20mm，其维氏硬度至少为320，在钢轨的基体钢和焊接接头之间的维氏硬度差最多为30。
CN 96195234 1996-03-27 1996-05-14 低合金热处理耐磨好焊珠光体钢轨及其制造方法 Expired - Lifetime CN1074056C (zh)

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Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2190124C (en) * 1995-03-14 2000-08-22 Masaharu Ueda Steel rail having excellent wear resistance and internal breakage resistance and method of producing the same
CN1113724C (zh) * 1999-02-04 2003-07-09 魏国章 一种防止珠光体耐热钢产生焊接裂纹的焊接方法
CA2451147C (en) 2002-04-05 2013-07-30 Nippon Steel Corporation Pearlitic steel rail excellent in wear resistance and ductility and method for producing the same
EP2135966B1 (en) * 2007-03-28 2017-05-03 JFE Steel Corporation Pearlite steel rail of high internal hardness type excellent in wear resistance and fatigue failure resistance and process for production of the same
WO2010005362A1 (en) * 2008-07-11 2010-01-14 Aktiebolaget Skf A method for manufacturing a steel component, a weld seam, a welded steel component, and a bearing component
JP4938158B2 (ja) * 2010-06-07 2012-05-23 新日本製鐵株式会社 鋼レールおよびその製造方法
EP2785890B1 (en) * 2011-11-28 2015-07-15 Tata Steel UK Ltd Rail steel with an excellent combination of wear properties, rolling contact fatigue resistance and weldability
US9334546B2 (en) * 2011-11-29 2016-05-10 Evraz Inc. Na Canada Method and apparatus for treatment of a rail weld
EP2674504A1 (en) * 2012-06-11 2013-12-18 Siemens S.p.A. Method and system for thermal treatments of rails
US10214795B2 (en) 2013-03-28 2019-02-26 Jfe Steel Corporation Rail manufacturing method and manufacturing equipment
US9670570B2 (en) 2014-04-17 2017-06-06 Evraz Inc. Na Canada High carbon steel rail with enhanced ductility
WO2015157856A1 (en) * 2014-04-17 2015-10-22 Evraz Inc. Na Canada High carbon steel rail with enhanced ductility
CN107675083B (zh) * 2017-10-10 2019-05-10 攀钢集团研究院有限公司 强韧性珠光体钢轨及其制造方法
CN108570550B (zh) * 2018-05-18 2020-06-26 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 热处理型贝氏体钢轨焊接接头焊后热处理方法
CN108660306B (zh) * 2018-06-07 2020-07-07 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 过共析钢钢轨与共析钢钢轨焊接接头的焊后热处理方法
CN108796202B (zh) * 2018-07-02 2020-05-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 异种材质钢轨焊接接头的热处理方法
CN108754114B (zh) * 2018-07-02 2020-06-16 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钢轨焊接接头的热处理方法
CN108823394B (zh) * 2018-07-25 2020-07-07 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钢轨焊后热处理方法
CN109082589B (zh) * 2018-08-22 2019-10-25 武汉钢铁有限公司 一种超高强韧性导向轨钢材及其制备方法
CN109022750A (zh) * 2018-10-26 2018-12-18 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钢轨的焊后热处理方法
CN113439001B (zh) * 2019-02-19 2022-12-09 杰富意钢铁株式会社 钢轨的制造方法和钢轨
CN112239831A (zh) * 2020-10-19 2021-01-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高韧高寒铁路钢轨及其生产方法
EP4282991A1 (en) * 2021-03-31 2023-11-29 JFE Steel Corporation Rail and method for manufacturing same
CN113637912A (zh) * 2021-08-18 2021-11-12 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种耐腐蚀过共析钢轨及其制备方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63277721A (ja) * 1987-05-09 1988-11-15 Nkk Corp 高強度高靭性レ−ルの製造方法
JPH0487042A (ja) * 1990-07-31 1992-03-19 Sony Corp 光学ピックアップ装置
JP2601741B2 (ja) * 1991-12-18 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 レ−ルの補修溶接方法
JP3323272B2 (ja) * 1993-03-29 2002-09-09 新日本製鐵株式会社 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法
JPH06279927A (ja) * 1993-03-29 1994-10-04 Nippon Steel Corp 延性および靭性に優れた高強度レールおよびその製造法

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CA2222281C (en) 2002-02-26

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