ES2834057T3 - Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide - Google Patents

Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide Download PDF

Info

Publication number
ES2834057T3
ES2834057T3 ES19752261T ES19752261T ES2834057T3 ES 2834057 T3 ES2834057 T3 ES 2834057T3 ES 19752261 T ES19752261 T ES 19752261T ES 19752261 T ES19752261 T ES 19752261T ES 2834057 T3 ES2834057 T3 ES 2834057T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
weight
rail
steel
hypereutectoid steel
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES19752261T
Other languages
English (en)
Other versions
ES2834057T1 (es
Inventor
Jürgen Goriupp
Mario Kuss
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Voestalpine Rail Technology GmbH
Original Assignee
Voestalpine Rail Technology GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Voestalpine Rail Technology GmbH filed Critical Voestalpine Rail Technology GmbH
Publication of ES2834057T1 publication Critical patent/ES2834057T1/es
Application granted granted Critical
Publication of ES2834057T3 publication Critical patent/ES2834057T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/085—Rail sections
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/63—Quenching devices for bath quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

Sección de vía, en particular un carril para vehículos ferroviarios fabricado de un acero hipereutectoide, que comprende un patín del carril, un alma del carril y una porción de la cabeza del carril, caracterizado porque se utiliza un acero hipereutectoide con el siguiente análisis direccional: 0,98 - 1,17% en peso de C 0,90 - 1,35% en peso de Mn 0,70 - 1,10% en peso de Si 0,15 - 0,70% en peso de Cry y porque el acero, al menos en la sección de la cabeza del carril, tiene una estructura perlítica que está sustancialmente libre de redes de cementita secundaria.

Description

DESCRIPCIÓN
Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide
La invención se refiere a una pieza de vía, en particular a un carril para vehículos ferroviarios, fabricada en un acero hipereutectoide, que comprende un pie o patín de carril, un alma de carril y una cabeza de carril.
La invención se refiere además a un método para producir una pieza de vía de este tipo.
El estado de la técnica pertinente para el objeto de la presente solicitud está representado por los documentos de patente JP 2013 147725 A, JP 2004204306 A y WO 2017/2000096 A.
Recientemente, el peso de las cargas transportadas en el tráfico ferroviario y la velocidad de viaje se han incrementado constantemente para aumentar la eficiencia del transporte ferroviario. Por lo tanto, las vías del ferrocarril están sujetas a condiciones de funcionamiento difíciles y deben tener mayor calidad y resistencia para soportar cargas más elevadas. Los problemas específicos que se producen son el fuerte aumento del desgaste, especialmente en los carriles montados en arcos, y la aparición de daños por fatiga del material, que se desarrollan principalmente en el borde de rodadura, que es el principal punto de contacto del carril con las ruedas en el arco. Esto provoca daños por fatiga de contacto debida a la rodadura (RCF, por sus siglas en inglés). Ejemplos de daños RCF en la superficie son, por ejemplo,. grietas o estrías en la cabeza (fatiga de rodadura), desconchados (descamación), “squats” (deformaciones plásticas superficiales), ondas de deslizamiento y arañazos y rayaduras. Estos daños a la superficie dan como resultado una vida útil más corta del carril, un aumento de las emisiones de ruido y problemas de funcionamiento. La creciente aparición de estos problemas también se ve acelerada por el aumento constante de las cargas de tráfico. La consecuencia inmediata de este desarrollo es una mayor necesidad de mantenimiento de los carriles. Sin embargo, la creciente necesidad de mantenimiento está en conflicto con las ventanas de mantenimiento cada vez más reducidas. La mayor densidad de trenes reduce cada vez más los periodos de cambio o mecanizado de carriles.
Aunque los daños por RCF mencionados se pueden eliminar en una primera etapa mediante rectificado, en caso de daños graves se debe sustituir el carril. Por lo tanto, en el pasado se ha intentado mejorar tanto la resistencia al desgaste como la resistencia al daño por RCF con el fin de aumentar el ciclo de vida de los carriles.
Con respecto a los aceros perlíticos para carriles, se ha descubierto que el aumento de la resistencia tiene un efecto muy favorable sobre el comportamiento de desgaste y la resistencia RCF, lo que ha llevado al desarrollo de aceros hipereutectoides para carriles en el pasado.
Los aceros hipereutectoides son conocidos para la producción de carriles, por ejemplo, a partir del documento de la patente EP 2388352 A1. El diagrama hierro-carbono muestra un eutectoide con un contenido de carbono (contenido de C) del 0,77% en peso de carbono y a una temperatura de 723°C, momento en el que se produce una transición de fase directa fija de la fase austenita a la fase perlita cuando se enfría. Se prefiere la perlita a otras modificaciones de acero para carriles en términos de resistencia al desgaste y límite elástico, ya que es mejor para el desgaste debido a la estructura laminar.
Por definición, la estructura perlítica comprende una fase de ferrita, pudiendo considerarse el contenido de ferrita en la fase de perlita como una fase tenaz y dúctil y como una variable fija, porque el contenido de C del acero del carril varía sólo entre límites muy estrechos. y la estructura perlítica comprende además una fase de cementita, en la que las fases de ferrita y cementita están dispuestas en una relación laminar entre sí.
Son preferibles contenidos de carbono superiores al 0,77% en peso para una mayor dureza y, por tanto, resistencia al desgaste, porque un mayor contenido de carbono en el acero da como resultado un fortalecimiento del espesor de las laminillas de cementita en la fase de perlita y, por tanto, un aumento de la parte de la fase de cementita resistente al desgaste. También en la fase de perlita se deben evitar contenidos de carbono demasiado altos, ya que la cementita puede presentarse no sólo en las láminas de perlita, sino también como una fase separada en la microestructura.
Estas partes de la microestructura, llamadas precipitados secundarios de cementita, están significativamente influenciadas por una combinación de tecnología de aleación y tratamiento térmico. En este caso, el conocimiento de la temperatura de precipitación de la cementita secundaria es de crucial importancia y no se debe bajar por debajo de la temperatura de precipitación antes del tratamiento térmico posterior. Además, la velocidad de enfriamiento durante el proceso de tratamiento térmico debe ser lo más alta posible para inhibir la precipitación de cementita secundaria. Niveles excesivos de cementita secundaria pueden afectar negativamente a las propiedades de rotura de los aceros, ya que el comportamiento de rotura se vuelve cada vez más intercristalino.
Por lo tanto, es esencial para la calidad de un carril una alta resistencia al desgaste, para lo cual es característica esencialmente la dureza del carril (indicada, por ejemplo, como dureza Brinell). Sin embargo, la dureza deseable va inevitablemente acompañada de una reducción de la tenacidad, lo que perjudica la durabilidad de la pieza de vía, especialmente en caso de cargas pesadas, donde el carril está expuesto a tensiones de flexión especialmente altas al pasar sobre él un vehículo ferroviario. La invención se define en las reivindicaciones adjuntas.
Por lo tanto, la invención tiene como objetivo mejorar una pieza de vía, en particular un carril, que por razones de coste y facilidad de soldadura debe estar compuesta de un acero de baja aleación, de modo que debido a la alta dureza del material, incluso con cargas de rueda elevadas, la resistencia al desgaste en la cabeza del carril aumenta hasta tal punto que se puede garantizar una vida útil de más de 30 años. Finalmente, la parte de la vía debería ser bien soldable y tener otras propiedades de material similares a las de los aceros probados utilizados en la construcción de carriles, como por ejemplo una conductividad eléctrica similar y un coeficiente de expansión térmica similar.
Además, la invención tiene como objetivo proporcionar un método de fabricación sencillo para una pieza de vía según la invención, que se caracteriza por un tiempo de proceso corto (evitación de fases incandescentes), una alta reproducibilidad y una alta rentabilidad. El método será adecuado para producir carriles largos de, por ejemplo, más de 100 m de longitud, debiendo garantizarse propiedades del material conformes a las especificaciones en toda la longitud del carril.
Para lograr este objetivo, la invención según un primer aspecto proporciona una pieza de vía, en particular un carril del tipo mencionado anteriormente, que se caracteriza porque se utiliza un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido:
0,98 - 1,17 % en peso de C
0,90 - 1,35 % peso de Mn
0,70 - 1,10 % peso de Si
0,15 - 0,70 % en peso de Cr
y el acero, al menos en la parte de cabeza del carril, tiene una estructura perlítica que está sustancialmente libre de redes secundarias de cementita.
En el desarrollo del carril según la invención se ha demostrado que esta composición de acero es muy adecuada, ya que se podría conseguir una dureza en el intervalo de 460 HB y superior y el carril según la invención tiene al mismo tiempo un elongación de rotura suficiente para la gama de cargas pesadas. En el contexto de la presente invención, la característica de que al menos en la parte de cabeza del carril la estructura perlítica está sustancialmente libre de redes de cementita secundaria significa que como máximo el 5% de los precipitados de cementita secundaria existentes están en forma de redes de cementita secundaria. Una red de cementita secundaria quiere decir una microestructura en la que los antiguos granos de austenita están completamente rodeados por una red cerrada de cementita secundaria.
Los precipitados secundarios de cementita reducen el suministro de carbono para la formación de láminas de cementita perlítica necesarias para la resistencia al desgaste. Por estas razones, se considera ventajosa la supresión de cementita secundaria en aceros hipereutectoides para carriles.
La concentración de manganeso en el presente acero se selecciona para desplazar la formación de cementita secundaria fragilizante a temperaturas más bajas debido a su efecto estabilizador de la austenita, permitiendo así la laminación de grano fino a bajas temperaturas de laminación de aceros para carriles hipereutectoides mientras se suprime a la vez la precipitación de cementita secundaria.
Se eligió el límite inferior de 0,9% en peso de manganeso porque la temperatura de precipitación de la cementita secundaria fragilizante se desplaza a temperaturas más altas si se cae por debajo de este límite inferior, lo que daría como resultado que no se pueda garantizar la supresión de la misma en el posterior tratamiento térmico. Se eligió el límite superior de 1,35% en peso de manganeso para garantizar la moldeabilidad del acero.
La composición de la aleación de la presente invención proporciona un límite inferior del contenido de carbono de 0,98% en peso y un límite superior de 1,17% en peso. El límite inferior se eligió aquí con vistas a una resistencia suficiente, ya que el carbono aporta la resistencia requerida. El límite superior se eligió para evitar la precipitación de redes secundarias de cementita, especialmente a partir de una profundidad de aproximadamente 5-10 mm por debajo de la superficie de la cabeza del carril, incluso con una menor disipación de calor durante el enfriamiento forzado después del laminado. Si debido a una disipación de calor demasiado baja o a una velocidad de enfriamiento demasiado baja se formasen redes secundarias de cementita en el interior de la cabeza del carril, las propiedades del material se deteriorarían de manera significativa, de modo que ya no se lograría un límite elástico suficiente, como por ejemplo un límite elástico de al menos el 8%.
En el marco de la invención se prefieren especialmente composiciones de acero que se caracterizan por el hecho de que el C está presente en cantidades de 1,05 - 1,17 % en peso, preferentemente 1,06 - 1,15 % en peso y de forma especialmente preferente 1,08 % en peso. Estos contenidos de carbono garantizan el mejor equilibrio posible entre resistencia al desgaste y límite elástico.
La composición de la aleación de la invención proporciona para el silicio un límite inferior de 0,70 % en peso y un límite superior de 1,10 % en peso. El límite inferior se eligió para garantizar la eficacia del silicio para suprimir los precipitados de cementita secundarios fragilizantes. Esto amplía la ventana del proceso del tratamiento térmico de modo que se puede evitar una red de cementita secundaria. El límite superior se basa en el hecho de que, si se supera este límite, la conductividad eléctrica requerida de los carriles disminuiría de tal manera que, en algunos casos, sería posible que se produzcan fallos en la tecnología de señalización.
La composición de la aleación según la invención proporciona para el cromo un límite inferior de 0,15 % en peso y un límite superior de 0,70 % en peso. Se ha descubierto que el cromo, a partir de un contenido de 0,15% en peso, tiene un marcado efecto sobre el endurecimiento de la sección transversal del carril y suprime la formación de cementita secundaria, lo que a su vez amplía la ventana del proceso del tratamiento térmico, por lo que la estructura secundaria de cementita no puede formarse como una red. Se eligió el límite superior de 0,70% en peso porque la soldabilidad del carril se hace difícil o imposible al aumentar el contenido de cromo.
En una consideración global de la composición de la aleación según la invención, la invención se basa en una selección particular de los intervalos cuantitativos de los componentes individuales de la aleación, teniendo los componentes individuales de la aleación efectos parcialmente opuestos. Por ejemplo, es deseable un mayor contenido de carbono para lograr altas resistencias, pero, a medida que aumenta el contenido de carbono, se debe considerar la desventaja del aumento de la temperatura de transición de austenita a perlita. Aunque los altos contenidos de silicio son responsables de la supresión de los precipitados de cementita secundarios fragilizantes, también aumentan la temperatura de transición de austenita a perlita. En general, la cementita secundaria precipita a temperaturas relativamente altas debido al contenido relativamente alto de carbono y silicio, de modo que los precipitados de cementita secundaria se pueden producir de manera potenciada también antes del proceso de tratamiento térmico. Por tanto, el uso de un alto contenido de carbono en combinación con silicio es en realidad contraproducente. Sin embargo, las altas concentraciones de silicio también tienen un efecto inhibidor de la difusión del carbono y, por lo tanto, minimizan la cementita secundaria. Para aprovechar este efecto positivo, se debe compensar el efecto negativo del cambio en la temperatura de transformación. Esto se consigue según la invención mediante la adición de las cantidades correspondientes de manganeso, elemento estabilizador de la austenita.
Para aumentar el límite elástico, según una realización preferida de la presente invención, el análisis dirigido del acero del carril puede modelarse de manera que se utilice adicionalmente Al (aluminio) en cantidades de 0,01-0,06% en peso. Esto conduce a una minimización del tamaño del grano de perlita, lo que es beneficioso para el límite elástico.
Desde el mismo punto de vista que la adición de Al, se puede utilizar adicionalmente V (vanadio) en cantidades de 0,07 a 0,20 % en peso, en particular de 0,10 a 0,20 % en peso, como en una realización preferida de la presente invención. Se ha demostrado que a partir de un contenido de vanadio del 0,07% en peso se puede conseguir un aumento de la resistencia y un efecto de afinamiento del grano. La resistencia vuelve a disminuir a partir del límite superior del 0,2% en peso, ya que se une a demasiado C de la matriz.
Asimismo, según una realización preferida de la presente invención, se puede utilizar adicionalmente Nb (niobio) en cantidades de 0,010-0,030% en peso para minimizar el tamaño de la perlita y, por tanto, influir positivamente en el límite elástico del carril según a la invención.
Desde el mismo punto de vista que la adición de Al, también se puede utilizar Ti (titanio) en cantidades de 0,015 -0,05% en peso.
Se ha encontrado que se prefiere especialmente utilizar V en cantidades de 0,07 a 0,20 % en peso, en particular de 0,10 a 0,2 % en peso, junto con Nb en cantidades de 0,010 a 0,030 % en peso. Este uso simultáneo de V y Nb dio como resultado un límite elástico particularmente alto, como resultará evidente a partir de las realizaciones de la presente invención expuestas a continuación.
Desde el mismo punto de vista se ha encontrado que se prefiere especialmente utilizar Al en cantidades de 0,01 -0,06% en peso junto con Nb en cantidades de 0,01 - 0,03% en peso.
Además, añadiendo los elementos de aleación mencionados anteriormente (Al, Ti, V, Nb), el efecto de refinado del grano se puede aumentar mediante un contenido de nitrógeno fijado en el acero en el intervalo de 40 a 120 ppm, lo que corresponde a una realización preferida de la presente invención.
En particular, con la composición según la presente invención, se consigue una calidad de acero que permite la producción de una pieza de vía en la que el acero, al menos en la parte de cabeza del carril, tiene una resistencia a la tracción superior a 1500 MPa, un límite elástico superior al 8% y una dureza Brinell (según EN ISO 6506-1) superior a 460 HB, como corresponde a la presente invención.
El método de la invención para producir una pieza de vía según la invención se caracteriza porque un acero hipereutectoide que tiene una composición según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9 se toma de un horno a una temperatura de 1000 - 1300°C, luego se lamina a una temperatura de laminación final de 850 - 950°C y luego se somete a enfriamiento forzado a una temperatura de 450°C a 600°C. Preferiblemente, el horno es un horno de viga móvil. El acero con la composición según la invención se retira del horno y se lamina hasta obtener la forma deseada de la pieza de vía, en particular del carril. En este caso, para evitar precipitaciones secundarias de cementita en la transición no eutectoide de la fase de austenita a la fase de perlita, según la presente invención no se cae por debajo de una temperatura final de laminación, es decir, la temperatura del acero al final del laminador, de 850°C, puesto que los precipitados de cementita secundaria en los límites de los granos de perlita, especialmente en la formación de redes de cementita secundarias, pueden conducir a una fragilización inaceptable del carril.. Las condiciones en el laminador se seleccionan mediante el grado acumulado de transformación tras pasadas continuas de laminación en la capa de óxido de acabado, de modo que se logra un proceso de laminación controlado por recristalización mediante precipitaciones inducidas por deformación y precipitados en disolución teniendo en cuenta la velocidad de conformación de la reducción por pasada, la temperatura y la composición de la aleación, lo que permite lograr un pequeño tamaño de grano de austenita anterior de 8 pm a 35 pm, al menos en la parte de cabeza del carril. Según la invención, a esto le sigue un enfriamiento rápido por debajo de 600 °C, intervalo de temperatura en el que ya no se precipita cementita secundaria, creando una microestructura perlítica fina muy resistente al desgaste con suficiente límite elástico para aplicaciones de alta resistencia.
Según una forma de realización preferida de la presente invención, el enfriamiento forzado se realiza al menos en la parte de cabeza del carril, para garantizar al menos allí la estructura perlítica.
En este caso, la velocidad de enfriamiento se elige tan alta que se produce una supresión sustancial de la precipitación de cementita secundaria, pero no se produce ninguna formación de fases secundarias indeseables, como por ejemplo bainita o martensita, que favorecen el desgaste.
Para precipitar la menor cantidad posible de cementita secundaria en la estructura de perlita, el proceso según la invención se perfecciona preferiblemente de manera que el enfriamiento forzado se realice en un baño de un medio refrigerante que no sea agua pura. Con medios de refrigeración de agua no pura se pueden evitar efectos de evaporación en la superficie del carril a enfriar, lo que conduce por un lado a una mejor transferencia de calor del acero caliente al medio de refrigeración y, en consecuencia, a un enfriamiento más rápido, en interés de evitar precipitados secundarios de cementita y, por otro lado, suprime la aparición de manchas blandas en la superficie del carril.
Un enfriamiento particularmente efectivo tiene éxito con el fin de evitar precipitados de cementita secundarios, cuando el enfriamiento forzado tiene lugar en un baño de polímero con una temperatura de 10 - 70°C, como se proporciona según una realización preferida de la presente invención. Según la invención, el método se lleva a cabo de manera que, para evitar precipitados secundarios de cementita, el enfriamiento forzado se realiza a una velocidad de al menos 4°C/s, preferiblemente al menos 8°C/s, más preferiblemente al menos 12°C/s. De este modo se pasa rápidamente por la zona de formación de precipitados secundarios de cementita en el diagrama hierro-carbono, de modo que se puede evitar eficazmente la fragilización del acero del carril
La invención se explicará con más detalle haciendo referencia a realizaciones de la invención.
Ejemplo 1:
Se fabricó un carril para vehículos ferroviarios con un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido según el método de la invención:
1,13 % en peso de C,
1,28 % en peso de Mn,
0,87 % en peso de Si,
0,39 % en peso de Cr,
0,15 % en peso de V,
0,03 % en peso de Nb,
elementos acompañantes y y elementos traza, resto Fe.
<Se obtuvo un carril con una resistencia a la tracción de 1580 MPa/mm>2<, un límite elástico (A5) del 8,5% y una dureza>(RS) de 475 HB (dureza Brinell).
Ejemplo 2:
Se fabricó un raíl para vehículos ferroviarios con un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido según el método de la invención:
1,12 % en peso de C,
1,10 % en peso de Mn,
0,85 % en peso de Si,
0,45 % en peso de Cr,
0,15 % en peso de V,
0,015 % en peso de Nb,
elementos acompañantes y elementos traza, resto Fe.
<Se obtuvo un carril con una resistencia a la tracción de 1550 MPa/mm>2<, un límite elástico (A5) del 9,2% y una dureza>(RS) de 470 HB (dureza Brinell).
Ejemplo 3:
Se fabricó un carril para vehículos ferroviarios con un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido según el método de la invención:
0,98 % en peso de C,
1,15 % en peso de Mn,
0,95 % en peso de Si,
0,55 % en peso de Cr,
elementos acompañantes y elementos traza, resto Fe.
<Se obtuvo un carril con una resistencia a la tracción de 1515 MPa/mm>2<, un límite elástico (A5) del 9,7% y una dureza>(RS) de 463 HB (dureza Brinell).
Ejemplo 4:
Se fabricó un carril para vehículos ferroviarios con un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido según el método de la invención:
1,01 % en peso de C,
0,90 % en peso de Mn,
0,90 % en peso de Si,
0,53 % en peso de Cr,
elementos acompañantes y elementos traza, resto Fe.
<Se obtuvo un carril con una resistencia a la tracción de 1500 MPa/mm>2<, un límite elástico (A5) del 9,6% y una dureza>(RS) de 460 HB (dureza Brinell).
Ejemplo 5:
Se fabricó un carril para vehículos ferroviarios con un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido según el método de la invención:
1,06 % en peso de C,
1,20 % en peso de Mn,
0,95 % en peso de Si,
0,56 % en peso de Cr,
0,15 % en peso de V,
0,015 % en peso de Nb,
elementos acompañantes y elementos traza, resto Fe.
<Se obtuvo un carril con una resistencia a la tracción de 1570 MPa/mm>2<, un límite elástico (A5) del 9,2% y una dureza>(RS) de 478 HB (dureza Brinell).
Los valores límite superiores para los elementos acompañantes y elementos traza se enumeran en el contexto de la presente invención de la siguiente manera:
0,017 % en peso de P,
0,017 % en peso de S,
0,10 % en peso de Ni,
0,15 % en peso de Cu,
0,05 % en peso de Ti,
0,02 % en peso de Mo,
0,03 % en peso de Sn,
0,003 % en peso de O,
1,4 ppm de H,
0,012 % en peso de As,
0,01 % en peso de Pb,
0,01 % en peso de Co,
0,01 % en peso de Sb,
0,012 % en peso de N,
resto: Fe.
Los carriles producidos según los ejemplos 1 a 5 tienen una microestructura puramente perlítica esencialmente libre de redes secundarias de cementita según la figura 1.
La microestructura del material del carril, al menos en la posición de prueba de tracción estándar del carril (10 mm por debajo del borde de rodadura), tiene una estructura perlítica revelada mediante grabado con nital por debajo del 3% sustancialmente libre de redes de cementita secundarias correspondiente a la tabla de clasificación en la figura 3. El espesor de las láminas de cementita aumenta claramente en el carril según la invención en comparación con un carril del estado de la técnica (carril R400HT según EN 13674-1), como se puede ver en la figura 2.
El grado de cementita secundaria en sí se puede evaluar con la ayuda de una tabla de clasificación para evaluar los precipitados de cementita secundaria en la microestructura, como se muestra en la figura 3.
0 ... libre de cementita secundaria
1 ... muy pocas trazas de cementita secundaria
2 ... estructuras de cementita secundaria contiguas aisladas
3 ... red cerrada de cementita secundaria
La resistencia al desgaste de los carriles correspondientes a los ejemplos se midió mediante un dispositivo de prueba según el documento AT 409766 B (banco de pruebas rueda-carril) y se compara con la de aceros para carriles convencionales según EN 13674-1 (figura 4).
Los resultados obtenidos muestran que la resistencia al desgaste de los ejemplos de la invención podría aumentar significativamente en comparación con las vías de ferrocarril disponibles comercialmente, pudiendo satisfacerse las mayores exigencias sobre las propiedades del producto significativamente mejor con la ayuda de la invención.

Claims (8)

REIVINDICACIONES
1. Pieza de vía, en particular carril para vehículos ferroviarios, fabricada con un acero hipereutectoide, que comprende un pie de carril, un alma de carril y una parte de cabeza de carril, en la que se usa un acero hipereutectoide con el siguiente análisis dirigido:
0.98 - 1,17% en peso de C
0.90 - 1,35% en peso de Mn
0.70 - 1,10% en peso de Si
0.15 - 0,70% en peso de Cr
y el acero, al menos en la parte de la cabeza del carril, tiene una estructura perlítica que está sustancialmente libre de redes de cementita secundaria estando como máximo el 5% de los precipitados de cementita secundaria existentes en forma de redes de cementita secundaria, en la que el acero hipereutectoide contiene adicionalmente de manera opcional Al en una cantidad de 0,01 - 0,06 % en peso y opcionalmente V en una cantidad de 0,07 a 0,20 % en peso, en particular 0,10 a 0,20 % en peso, y opcionalmente Nb en una cantidad de 0,01 - 0,03 % en peso y opcionalmente Ti en una cantidad de 0,015 - 0,05 % en peso, en la que el acero hipereutectoide, al menos en la parte de cabeza del carril, tiene una resistencia a la tracción superior a 1500 MPa, un límite elástico superior a 8% y una dureza Brinell superior a 460 HB.
2. Pieza de vía según la reivindicación 1, caracterizada por que el C está presente en cantidades de 1,05 a 1,17 % en peso, preferiblemente de 1,06 a 1,15 % en peso y de manera particularmente preferida de 1,08 % en peso.
3. Pieza de vía según la reivindicación 1 o 2, caracterizada por que el acero hipereutectoide contiene además N en una cantidad que oscila entre 40 y 120 ppm.
4. Un método para producir una pieza de vía según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizado por que el acero hipereutectoide que tiene una composición según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3 se toma de un horno a una temperatura de 1000 - 1300°C, luego se lamina a una temperatura de laminación final de 850 - 950°C y luego se somete a enfriamiento forzado hasta una temperatura de 450°C a 600°C, en el que el enfriamiento forzado se realiza a una velocidad de al menos 4°C/s, preferiblemente al menos 8°C/s, más preferiblemente al menos 12°C/s.
5. El método según la reivindicación 4, caracterizado por que la deformación en el intervalo de temperatura de 1000-850°C al menos en la parte de la cabeza del carril tiene un grado comparativo de deformación acumulado de mínimo 1,4.
6. El método según la reivindicación 4 o 5, caracterizado por que el enfriamiento forzado tiene lugar al menos en la parte de la cabeza del carril.
7. El método según cualquiera de las reivindicaciones 4 a 6, caracterizado por que el enfriamiento forzado tiene lugar en un baño de un medio refrigerante que no es agua pura.
8. El método según cualquiera de las reivindicaciones 4 a 7, caracterizado por que el enfriamiento forzado tiene lugar en un baño de polímero que tiene una temperatura de 15 - 50°C.
ES19752261T 2018-07-10 2019-07-03 Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide Active ES2834057T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ATA201/2018A AT521405B1 (de) 2018-07-10 2018-07-10 Gleisteil aus einem hypereutektoiden Stahl
PCT/IB2019/055660 WO2020012297A1 (en) 2018-07-10 2019-07-03 Track part made of a hypereutectoid steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
ES2834057T1 ES2834057T1 (es) 2021-06-16
ES2834057T3 true ES2834057T3 (es) 2024-03-26

Family

ID=67551584

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES19752261T Active ES2834057T3 (es) 2018-07-10 2019-07-03 Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20200017943A1 (es)
EP (1) EP3821040B1 (es)
AR (1) AR115726A1 (es)
AT (1) AT521405B1 (es)
AU (1) AU2019204857A1 (es)
BR (1) BR102019014230B1 (es)
CA (1) CA3048723C (es)
ES (1) ES2834057T3 (es)
MA (1) MA53132A (es)
PL (1) PL3821040T3 (es)
UA (1) UA127116C2 (es)
WO (1) WO2020012297A1 (es)
ZA (1) ZA202006996B (es)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2021302317B2 (en) * 2020-06-29 2023-11-16 Jfe Steel Corporation Rail having excellent fatigue crack propagation resistance characteristics, and method for producing same
CN115094338B (zh) * 2022-07-27 2023-09-22 内蒙古科技大学 一种过共析钢轨用钢及其制备方法
WO2024134872A1 (ja) * 2022-12-23 2024-06-27 日本製鉄株式会社 レール及びレールの製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5762723A (en) * 1994-11-15 1998-06-09 Nippon Steel Corporation Pearlitic steel rail having excellent wear resistance and method of producing the same
DE19906694C2 (de) 1999-02-18 2002-04-11 Lueraflex Gmbh G Lueckenotto Breitstreckwalze
JP2002256393A (ja) * 2001-02-28 2002-09-11 Nippon Steel Corp 耐破壊性に優れた耐摩耗パーライト系レール
US20040187981A1 (en) * 2002-04-05 2004-09-30 Masaharu Ueda Pealite base rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof
JP4272410B2 (ja) * 2002-11-12 2009-06-03 新日本製鐵株式会社 パーライトレールの熱処理方法
JP4336101B2 (ja) * 2002-12-25 2009-09-30 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性および靭性に優れた高炭素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
ITMI20072244A1 (it) * 2007-11-28 2009-05-29 Danieli Off Mecc Dispositivo per trattamento termico di rotaie e relativo processo
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
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
JP5776565B2 (ja) * 2012-01-23 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 レール鋼及び車輪鋼の材質選択方法
US9534278B2 (en) * 2012-06-14 2017-01-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail
BR112018073094A2 (pt) * 2016-05-19 2019-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp trilho

Also Published As

Publication number Publication date
EP3821040B1 (en) 2023-08-30
ZA202006996B (en) 2021-10-27
CA3048723C (en) 2021-11-09
BR102019014230B1 (pt) 2023-10-31
CA3048723A1 (en) 2020-01-10
AT521405A1 (de) 2020-01-15
AU2019204857A1 (en) 2020-01-30
ES2834057T1 (es) 2021-06-16
AR115726A1 (es) 2021-02-17
UA127116C2 (uk) 2023-05-03
WO2020012297A1 (en) 2020-01-16
MA53132A (fr) 2021-05-19
PL3821040T3 (pl) 2024-02-12
BR102019014230A2 (pt) 2020-02-27
US20200017943A1 (en) 2020-01-16
EP3821040A1 (en) 2021-05-19
AT521405B1 (de) 2021-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2834057T3 (es) Pieza de vía fabricada en acero hipereutectoide
ES2794621T3 (es) Vía
JP5327106B2 (ja) プレス部材およびその製造方法
ES2218578T3 (es) Metodo para producir aceros bainiticos sin carburo.
ES2544607T3 (es) Chapa de acero laminada en caliente o en frio, su procedimiento de fabricación y su uso en la industria del automóvil
EP2196552B1 (en) Pearlite steel rail of high internal hardness type excellent in wear resistance, fatigue failure resistance and delayed fracture resistance and process for production of the same
ES2734993T3 (es) Material de acero de alta resistencia para el uso en pozos de petróleo, y tuberías de pozos de petróleo
ES2828084T3 (es) Material de acero
US20170191149A1 (en) Railway vehicle wheel and method for manufacturing railway vehicle wheel
ES2370149T3 (es) Acero de raíl con una excelente combinación de propiedades de desgaste y resistencia a la fatiga de contacto por rodadura.
ES2551005T3 (es) Procedimiento de fabricación de acero martensítico de límite elástico muy alto y chapa o pieza obtenida de ese modo
ES2864159T3 (es) Producto de banda de acero laminado en caliente de ultra alta resistencia
ES2310620T3 (es) Aceros nanocompuestos de triple fase.
ES2793938T3 (es) Chapa de acero laminada en caliente y método de producción de la misma
JPH09316598A (ja) 耐摩耗性および溶接性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
KR20190112021A (ko) 경화강의 ?칭
JP2010180443A (ja) 高炭素パーライト系レールの熱処理方法
JP6801747B2 (ja) オーステナイト系レールの製造方法
ES2267692T3 (es) Acero laminado al calor de muy alto limite de elasticidad y resistencia mecanica utilizable especificamente para la realizacion de piezas de vehiculos automoviles.
ES2216840T3 (es) Procedimiento de obtencion de una banda de chapa laminada en caliente de resistencia muy elevada, utilizable para la conformacion y especialmente para la embuticion profunda.
JP2008050684A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール
JP2007169727A (ja) 高強度パーライト系レールおよびその製造方法
JP3267124B2 (ja) 耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レール及びその製造方法
JP2009235515A (ja) 耐遅れ破壊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
JP4795004B2 (ja) ベイナイト系レール