RU2086671C1 - Способ изготовления высокопрочного рельса (варианты) и высокопрочный рельс - Google Patents

Способ изготовления высокопрочного рельса (варианты) и высокопрочный рельс Download PDF

Info

Publication number
RU2086671C1
RU2086671C1 RU9494006015A RU94006015A RU2086671C1 RU 2086671 C1 RU2086671 C1 RU 2086671C1 RU 9494006015 A RU9494006015 A RU 9494006015A RU 94006015 A RU94006015 A RU 94006015A RU 2086671 C1 RU2086671 C1 RU 2086671C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
rail
cooling
rails
temperature
steel
Prior art date
Application number
RU9494006015A
Other languages
English (en)
Other versions
RU94006015A (ru
Inventor
Кагеяма Хидеаки
Уеда Масахару
Сугино Казуо
Original Assignee
Ниппон Стил Корпорейшн
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=27549881&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2086671(C1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Priority claimed from JP5037959A external-priority patent/JPH06248347A/ja
Priority claimed from JP12026593A external-priority patent/JP2912117B2/ja
Priority claimed from JP12973093A external-priority patent/JP3169741B2/ja
Priority claimed from JP12972993A external-priority patent/JP2912118B2/ja
Priority claimed from JP18166493A external-priority patent/JP3254051B2/ja
Priority claimed from JP18166393A external-priority patent/JP2912123B2/ja
Application filed by Ниппон Стил Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Корпорейшн
Publication of RU94006015A publication Critical patent/RU94006015A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2086671C1 publication Critical patent/RU2086671C1/ru

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite

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 Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к способам изготовления высокопрочных рельсов из имеющей бейнитную структуру стали, которые имеют поверхность головки с высокой усталостной прочностью при контакте качения, требуемой от рельсов, используемых на высокоскоростных железных дорогах. Техническим результатом является получение высокопрочных рельсов из низколегирующих сталей с прочными бейнитными структурами. Сущность: сталь, содержащую, %: углерод 0,15 - 0,45; кремний 0,15 - 2,0; марганец 0,3 - 2,00; хром 0,5 - 3,00; и по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, в которую входят молибден, никель, медь, ниобий, ванадий, титан и бор, подвергают горячей прокатке, ускоренному охлаждению до температуры между 500oC и 300oC, при которой прекращают ускоренное охлаждение со скоростью 1 - 10 oC/с и окончательному охлаждению до более низкой температуры путем естественного или регулируемого охлаждения. Полученный рельс имеет твердость HV 300 - 400 в центре поверхности головки и не ниже HV 350 на скругленном угле и твердость угла выше твердости центра поверхности головки рельса на HV 30 или больше. 3 с. и 7 з. п. ф-лы, 4 ил., 9 табл.

Description

Изобретение относится к способам изготовления высокопрочных рельсов из имеющей бейнитную структуру стали, которые имеют поверхность головки с высокой усталостной прочностью при контакте качения, требуемой от рельсов, используемых на высокоскоростных железных дорогах, и более точно, к высокопрочным рельсам, имеющим бейнитную структуру, стойкую к усталостным трещинам, которые могут образовываться на скругленном угле между головкой и сторонами рельса, и к вмятинам или черным пятнам, появляющимся на верхней плоскости поверхности головки рельса, и к способам изготовления таких рельсов.
В последнее время железнодорожные рельсы подвергаются более сильным воздействиям при эксплуатации, и, следовательно, требуется более высокое их качество.
Конкретные проблемы связаны с резким увеличением износа рельсов, установленных на кривых участках пути, и распространением усталостных трещин, расширяющихся от внутренней части скругленного угла, который представляет собой главную точку контакта рельсов с колесами поездов, идущих по ним.
Были разработаны следующие решения названных проблем:
прокатанные рельсы из легированных сталей, изготовленных путем добавления больших количеств меди, молибдена и других легирующих элементов (см. Японскую предварительную патентную публикацию N 50-140316, С 22 С 38/14, 1975);
термообработанные рельсы из нелегированных сталей, изготовленных путем применения охлаждения для головки или для всего рельса между 700oC и 550oC (см. Японскую патентную публикацию N 55-23885, C 21 D 9/04, 1980);
термообработанные рельсы из низколегирующих сталей, имеющих повышенные износостойкость и стойкость к образованию усталостных трещин и способность к образованию более прочных сварных швов, изготовленных путем добавления легирующих элементов в низкой процентной концентрации (см. Японскую патентную публикацию N 79-19173, C 21 D 9/04, 1984).
Известен способ изготовления рельса, включающий получение заготовки из стали, горячую прокатку, охлаждение головки рельса с температуры аустенитизации до температуры не выше 500oC со скоростью не выше 10oC [1]
Эти высокопрочные рельсы изготавливаются из сталей, имеющих бейнитную, ферритную и мелкозернистую перлитную структуру, с целью повышения их износостойкости к образованию внутренних усталостных дефектов.
На прямолинейных и слабо искривленных участках железнодорожных путей, где не требуется большая износостойкость и стойкость к образованию внутренних усталостных дефектов, повторяющиеся контакты между колесами и рельсами вызывают усталостные разрушения вследствие контакта качения на поверхности головки рельса. Это приводит к образованию усталостных дефектов вследствие контакта качения или поперечных дефектов, возникающих из-за распространения усталостных трещин, возникающих на верхней плоскости поверхности головки рельса, в его внутреннюю часть. Такие разрушения, называемые вмятинами или темными пятнами, которые появляются главным образом на прямолинейных участках высокоскоростных железных дорог, являются типичным примером. Хотя о распространении таких разрушений было известно, на прямолинейных и слабоизогнутых участках железнодорожного пути используются обычные рельсы с перлитными структурами, изготовленные путем прокатки (без термообработки).
После определенного периода времени (или после определенного тоннажа грузов, перевезенных по рельсам) разрушение вследствие усталости при контакте качения начинается от центра поверхности головки рельсов, используемых на прямолинейных или слабо искривленных участках железнодорожного пути, служащих главным образом для перевозки пассажиров. Проведенное исследование показало, что вышеописанные разрушения происходят вследствие накопления повреждений в центре поверхности головки рельса, которое возникает из-за повторяющихся контактов между колесами и рельсами.
Эти разрушения можно устранить путем шлифовки поверхности головки рельс через определенные промежутки времени. Однако затраты на шлифовальную передвижную платформу и стоимость работ высоки, а время шлифования ограничено расписанием движения поездов.
При другом решении интенсивность изнашивания головки рельса увеличивается так, что до возникновения дефектов накопленные усталостными разрушения отсутствуют. Интенсивность изнашивания рельсов может быть увеличина путем уменьшения их твердости, поскольку их износостойкость зависит от твердости стали. Однако простое уменьшение твердости стали вызывает пластические деформации на поверхности головки рельса, которые в свою очередь вызывают трещины и другие повреждения, называемые отслаиванием. Следовательно, было трудно эффективно предотвращать появления вышеописанных разрушений в обычных рельсах из сталей с перлитными структурами.
Обычные рельсы в основном изготавливались из сталей с перлитными структурами. Перлитная структура представляет собой сочетание мягкого феррита и тонких пластин твердого цементита. На поверхности головки рельса, которая вступает в контакт с колесами, мягкий феррит выдавливается и остаются только тонкие пластины твердого цементита. Этот цементит и эффект от механического упрочнения обеспечивают износостойкость, которая требуется от рельсов. Однако в то же время происходит пластическая деформация слоев структуры от верхней концевой поверхности рельса к его внутренней части и вдоль линий пластической деформации развиваются трещины.
Бейнитная структура, которая изнашивается больше, чем перлитная структура, состоит из частиц карбида, мелко диспергированных по основе из мягкой ферритной структуры. Следовательно, колеса, движущиеся по рельсам из сталей с бейнитными структурами, вызывают быстрое истирание карбида с ферритной основой. Износ, ускоренный таким образом, удаляет слой, подвергшийся усталостным разрушениям, с поверхности головки рельса. Недостатком исходного рельса после прокатки из низколегированной стали с бейнитной структурой (см. Японскую предварительную патентную публикацию N 50-140316, 1975) является уменьшение прочности из-за плотной ферритной основы и крупнозернистых диспергированных частиц карбида. Это уменьшение прочности вызывает непрерывную пластическую деформацию структуры в направлении, противоположном направлению движения поезда, непосредственно под колесами поезда, что приводит к образованию трещин вдоль направления пластической деформации металла.
Эта проблема может быть решена путем изготовления рельсов из сталей с бейнитными структурами, полученных путем добавления хрома или других легирующих элементов в большем процентном содержании, для обеспечения требуемой высокой прочности после прокатки. Однако увеличение содержания легирующих добавок не только является дорогостоящим, но также приводит к образованию твердой и хрупкой мартенситной структуры в сварных соединениях между рельсами.
Техническим результатом изобретения является получение высокопрочных рельсов из низколегированных сталей с прочными бейнитными структурами, имеющих высокую усталостную прочность при контакте качения, при контакте качения свободных от усталостных разрушений скругленного угла между головкой и сторонами рельсов и разрушений, называемых вмятинами или темными пятнами, при контакте качения имеющих твердость HV (твердость по Виккерсу) 300 400 в центре поверхности головки рельса и минимум HV 350 на скругленном угле, причем твердость поверхности на скругленном угле больше твердости в центре поверхности головки рельса минимум на HV 30.
На фиг. 1 показано поперечное сечение головки рельса с цифровыми обозначениями; на фиг. 2 схематическое изображение прибора Nishihara для измерения износа; на фиг. 3 схематическое изображение прибора для измерения усталости при контакте качения; на фиг. 4 схематическое изображение прибора для определения поверхностных разрушений в головке изогнутых рельсов.
Технический результат изобретения достигают за счет следующего: способ изготовления высокопрочных рельсов из сталей с бейнитной структурой, имеющих высокую усталостную при контакте качения, включающий операции горячей прокатки сталей с нижеследующими химическими составами в рельсы, ускоренного охлаждения головки горячекатаных рельсов, сохраняющих высокую температуру или нагретых до высокой температуры, из аустенитной зоны до температуры прекращения охлаждения, составляющей от 500oC до 300oC, со скоростью 1 10 oC/с и затем естественного охлаждения до зоны более низких температур, причем стали содержат, мас. углерод 0,15 0,45; кремний 0,15 2,00; марганец 0,30 2,00; хром 0,50 3,00, и, кроме того, в случае необходимости по меньшей мере один элемент, выбранный из первой группы, состоящей из 0,010 - 0,60 молибдена, 0,05 0,50 меди и 0,05 4,00 никеля, из второй группы, состоящей из 0,01 -0,05 титана, 0,03 0,30 ванадия и 0,01 0,05 ниобия, и из третьей группы, состоящей из 0,0005 0,0050 бора, а оставшаяся часть состоит из железа и неизбежных примесей.
Способ изготовления высокопрочных рельсов из сталей с бейниной структурой, имеющих высокую усталостную прочность при контакте качения, аналогичный способу, описанному выше, за исключением того, что после завершения ускоренного охлаждения поверхность головки рельса нагревается до температуры, превышающей температуру, достигнутую при завершении ускоренного охлаждения, максимум на 150oC, используя тепло, рекуперируемое из внутренней части рельсов, и затем естественно охлаждается до зоны более низких температур.
Способ изготовления высокопрочных рельсов из сталей с бейнитной структурой, имеющих высокую усталостную прочность при контакте качения, аналогичный способу, описанному выше, за исключением того, что нагрев за счет тепла, рекуперированного из внутренней части рельса, ограничен до температур, превышающих температуру, достигнутую при завершении ускоренного охлаждения, максимум на 50oC.
Способ изготовления высокопрочных рельсов из сталей с бейнитной структурой, имеющих высокую усталостную прочности при контакте качения, аналогичный известному способу, за исключением того, что головка рельса, подвергнутая ускоренному охлаждению, охлаждается до зоны комнатных температур со скоростью 1 40 oC/мин.
В пределах объема изобретения находятся также высокопрочные рельсы из сталей с бейнитной структурой, имеющие высокую усталостную прочность при контакте качения, изготовленные из сталей с вышеприведенными химическими составами, которые имеют бейнитную структуру, получаемую путем применения ускоренного охлаждения из аустенитной зоны до температуры прекращения охлаждения, составляющей от 500oC до 300oC, со скоростью 1 10 oC/с и затем дальнейшего охлаждения до зоны комнатных температур, с твердостью в центре поверхности головки рельса в диапазоне от HV 300 до HV 400, причем твердость в зоне скругленного угла составляет не меньше HV 350, а твердость в центре поверхности головки рельса выше твердости в зоне скругленного угла минимум на HV 30. Обозначение HV, используемое в данном описании, означает твердость по Виккерсу.
Причина ограничения химического состава рельсов по изобретению следующая.
Углерод имеет существенное значение для получения заданной твердости. В то время как содержание углерода ниже 0,15 недостаточно для достижения износостойкости, требуемой от рельсов, превышение его содержания свыше 0,45 приводит к образованию больших объемов перлитных структур, ухудшающих качество поверхности рельсов, значительно уменьшает интенсивность бейнитного превращения до такой степени, что тормозится завершение полного бейнитного превращения в процессе рекуперации тепла после ускоренного охлаждения и инициируется (вызывается) образование мартенситных структур, ухудшающих ударную вязкость рельсов. Поэтому содержание углерода составляет 0,15 0,45
Кремний увеличивает прочность сталей путем образования твердых растворов в ферритной основе бейнитных структур. В то время как такое увеличение прочности невозможно при содержании кремния, не превышающем 0,15 при превышении его содержания свыше 2,00 увеличивается распространение поверхностных дефектов во время качения, в бейнитных структурах образуется мартенсит и ударная вязкость рельсов уменьшается. Отсюда содержание кремния составляет 0,15 2,00
Как и углерод, марганец увеличивает прокаливаемость сталей, приводит к образованию бейнитной структуры с более мелкими зернами и повышает одновременно прочность и ударную вязкость. В то время как при содержании марганца ниже 0,30 можно достичь лишь незначительного повышения значений вышеуказанных характеристик, превышение его содержания свыше 2,00 увеличивает распространение образования перлитных структур, которые способствуют появлению поверхностных разрушений. Следовательно, содержание марганца составляет 0,30 2,00
Хром является важным элементов, который обеспечивает заданную прочность путем мелкого диспергирования карбида в бейнитных структурах. При содержании хрома ниже 0,50 увеличиваются размеры зерен диспергированной структуры карбида в бейнитных структурах, что вызывает пластическую деформацию металла и сопутствующие поверхностные дефекты. Содержание хрома не ниже 3,00 вызывает увеличение размеров зерна карбидов, значительно уменьшает интенсивность бейнитного превращения до такой степени, что тормозится завершение бейнитного превращения в процессе рекуперации тепла после ускоренного охлаждения и инициируется образование мартенситных структур, ухудшающих ударную вязкость рельсов. Поэтому содержание хрома составляет 0,50 3,00
Кроме того, один, два или более из нижеописанных элементов могут при необходимости быть добавлены в сталям с вышеприведенными химическими составами.
Первая группа, состоящая из 0,10 0,60 молибдена, 0,05 0,50 меди и 0,05 4,00 никеля, добавляется главным образом для упрочнения бейнитных структур в сталях. Вторая группа, состоящая из 0,01 0,05 титана, 0,03 - 0,30 ванадия и 0,01 0,05 ниобия, добавляется преимущественно для увеличения ударной вязкости сталей. Добавление 0,0005 0,0050 бора делает возможным более устойчивое образование бейнитных структур. Добавление вышеупомянутых элементов ограничивается определенными значениями по следующим соображениям.
Подобно хрому молибден необходим для упрочнения и стабилизации бейнитных структур, а также для предотвращения отпускной хрупности, вызываемой сваркой. В то время как при содержании молибдена ниже 0,10 невозможно достичь никаких ощутимых результатов, при превышении его содержания свыше 0,60 значительно уменьшается скорость бейнитного превращения в процессе рекуперации тепла после ускоренного охлаждения и инициируется образование мартенситных структур, ухудшающих ударную вязкость рельсов. Поэтому содержание молибдена составляет 0,10 0,60
Медь увеличивает прочность сталей без уменьшения их ударной вязкости. В то время как можно достичь максимального эффекта при содержании меди 0,05 - 0,50 превышение ее содержания свыше 0,50 вызывает хрупкость при нагреве. Следовательно, содержание меди составляет 0,05 0,50
Никель стабилизирует зерна аустенина, сжимает температуру бейнитного превращения, улучшает бейнитные структуры и увеличивает как прочность, так и ударную вязкость сталей. В то время как при содержании никель ниже 0,05 эти результаты достигаются лишь в незначительной степени, превышение содержания никеля свыше 4,00 не дает никакого дальнейшего улучшения вышеупомянутых свойств. Следовательно, содержание никеля составляет 0,05 4,00
Добавление титана способствует образованию мелких зерен аустенита при процессах прокатки и нагрева рельсов, поскольку выкристаллизованные карбонитриды титана не растворяются даже при высоких температурах. Однако этот эффект незначителен при содержание титана ниже 0,01 в то время как добавление титана свыше 0,05 приводит к ухудшению качества стали вследствие увеличения размеров зерен нитрида титана, которые служат источником образования усталостных трещин в рельсах. Следовательно, содержание титана составляет 0,01 0,05
Хотя ванадий упрочняет бейнитные структуры за счет (выкристализовывания) карбонитридов ванадия, упрочняющий эффект недостаточен, если содержание добавляемого ванадия не превышает 0,03 С другой стороны, добавление ванадия свыше 0,30 вызывает хрупкость в результате увеличения размеров зерна карбонитридов ванадия. Следовательно, содержание ванадия составляет 0,03 - 0,30
Ниобий улучшает зерна аустенита и повышает ударную вязкость и пластичность сталей для рельсов. Вследствие того, что при содержании ниобия ниже 0,01 невозможно достичь достаточного улучшения свойств, а добавление его свыше 0,05 вызывает хрупкость за счет образования интерметаллических соединений, содержание ниобия составляет 0,01 0,05
Бор обладает эффектом подавления образования феррита на границах зерен, тем самым делая возможным устойчивое образование бейнитных структур. Однако невозможно достичь достаточного эффекта при содержании бора ниже 0,0005 в то время как добавление его свыше 0,0050 ухудшает качество рельсов вследствие образования крупнозернистых соединений бора. Следовательно, содержание бора составляет 0,0005 0,0050
Стали вышеописанных химических составов плавятся в кислородных конвертерах, электрических или других широко используемых печах. Затем из полученных сталей путем сочетания процессов отливки слитков и первичной прокатки или путем непрерывной разливки изготовляются блюмы, которые затем подвергаются горячей прокатке с целью получения рельсов желаемых форм.
Головка рельсов, изготовленных таким образом, подвергается ускоренному охлаждению из аустенитной зоны до температуры прекращения охлаждения, составляющей от 500oC до 300oC, со скоростью 1 10 oC/с. Это ускоренное охлаждение применяется для только что прокатанных рельсов, которые еще сохраняют достаточно тепла для того, чтобы оставаться в аустенитной зоне, или для рельсов, которые снова были нагреты до аустенитной зоны.
После ускоренного охлаждения головка рельса охлаждается дальше до зоны комнатной температуры. В зависимости от поставленной цели может применяться или естественное охлаждение, сопровождающее рекуперацию тепла, или принудительное охлаждение со скоростью 1 40 oC/мин. В первом случае используется увеличение температуры до 150oC, происходящее в результате рекуперации тепла, имеющей место во внутренней части рельсов. Такие рельсы сначала подвергаются ускоренному охлаждению, чтобы бейнитное превращение началось в зоне более низких температур. Затем становится возможным устойчивый рост (мелкозернистых) бейнитных структур путем использования увеличения температуры, вызываемого рекуперацией тепла. Во втором случае бейнитное превращение имеет место в зоне более низких температур и последующее охлаждение вызывает устойчивое образование мелкозернистых и прочных бейнитных структур.
Вышеприведенные значения скорости ускоренного охлаждения и диапазона температур прекращения охлаждения устанавливались исходя из следующих соображений.
Во-первых, причина ограничения скорости ускоренного охлаждения до температуры прекращения охлаждения значениями от 1 до 10 oC/с следующая: если стали с вышеприведенными химическими составами охлаждаются со скоростью, более медленной, чем 1 oC/с, бейнитное превращение начинается в высокотемпературной зоне в середине процесса охлаждения, вызывая образование крупнозернистых бейнитных структур, которые уменьшают прочность рельсов и приводят к образованию поверхностных дефектов. По этой причине нижний предел скорости ускоренного охлаждения составляет 1 oC/с. Если охлаждение осуществляется со скоростью, большей 10 oC/с, во внутренней части рельсов при последующем процессе рекуперации тепла образуется большое количество тепла, что приводит к образованию крупнозернистых бейнитных структур, которые уменьшают прочность рельсов и вызывают поверхностные разрушения, как упоминалось выше. Следовательно, верхний предел скорости ускоренного охлаждения составляет 10 oC/с.
Причина ограничения диапазона температур прекращения охлаждения из аустенитной зоны до температур между 500oC и 300oC следующая: если охлаждение прекращается при температуре свыше 500oC, в зависимости от условий последующего охлаждения в зоне рекуперации тепла имеется тенденция образования крупнозернистых бейнитных структур, которые уменьшают прочность рельсов и вызывают поверхностные дефекты. По этой причине верхний предел температуры прекращения охлаждения составляет 500oC. Для получения более мелкой бейнитной структуры верхний предел предпочтительно не должен превышать 450oC. С другой стороны, если происходит ускоренное охлаждение до температур ниже 300oC, в бейнитных структурах образуются мартенситные структуры. В зависимости от условий последующего охлаждения во внутренней части рельсов не происходит достаточной рекуперации тепла, тем самым большие количества твердых мартенситных структур остаются неудаленными. Чтобы избежать этого нежелательного отмеченного уменьшения ударной вязкости рельсов, нижний предел температуры прекращения ускоренного охлаждения устанавливается не ниже 300oC. Для получения устойчивой бейнитной структуры температура прекращения ускоренного охлаждения предпочтительно должна быть не ниже 350oC, поскольку температура мартенситного превращения (Ms-температура) сталей с химическими составами по изобретению не превышает примерно 350oC.
Одним из способов охлаждения, применяемых после прекращения ускоренного охлаждения, является естественное (или самопроизвольное) охлаждение, сопровождающее рекуперацию тепла.
Рекуперация тепла, используемая в изобретении, ограничена естественной рекуперацией из внутренней части рельса. Не применяется никакого принудительного нагрева или охлаждения извне. Был проведен эксперимент, цель которого подвергнуть головку рельсов с химическими составами изобретению ускоренному охлаждению из аутенитной зоны со скоростью 1 10 oC/с, которое прекращалось при температурах между 400oC и 300oC. Подтвердилось, что в головке рельса происходит увеличение температуры в среднем на 50 100oC вследствие естественной рекуперации тепла (некоторые образцы показали увеличение температуры почти на 150oC). В сталях с вышеуказанными химическими составами мелкозернистые бейнитные структуры превращаются в температурном диапазоне от 500oC до 300oC (предпочтительно не ниже 350oC). Когда выбираются вышеприведенные значения скорости ускоренного охлаждения и температуры прекращения ускоренного охлаждения, температура после рекуперации тепла падает до значений в пределах от 500oC до 300oC, что совпадает с диапазоном температур, в пределах которого происходит превращение высокопрочных бейнитных структур.
Увеличение температуры (рекуперация тепла) приблизительно на 100oC в температурном диапазоне, в котором прекращается ускоренное охлаждение, обеспечивает желаемую прочность сталей с бейнитной структурой. Однако та же самая рекуперация тепла может увеличить размеры зерна в части структуры, что приводит к ухудшению ударной вязкости. Следовательно, в другом эксперименте головка рельсов с химическими составами по изобретению была подвергнута ускоренному охлаждению из аустенитной зоны со скоростью от 1 10 oC/с. После прекращения ускоренного охлаждения в зоне температур между 400oC и 300oC рекуперация тепла из внутренней части рельсов была подавлена. Кроме того, было обнаружено, что можно предотвратить увеличение размеров зерна бейнитных структур путем поддержания увеличения температуры в головке рельса вследствие рекуперации тепла ниже 50oC. Следовательно, возможно получить бейнитные структуры с высокой прочностью и ударной вязкостью.
Способы, основанные на результатах этих экспериментов, позволяют получить устойчивый рост мелкозернистых бейнитных структур путем начала бейнитного превращения из аустенитной зоны со скоростью 1 10 oC/с, прекращая ускоренное охлаждение при температурах между 500oC и 300oC, используя увеличение температуры максимум на 150oC, вызванное естественным охлаждением, включающим рекуперацию тепла, или подавляя такую рекуперацию тепла до определенных пределов.
Технический результат изобретения может быть достигнут путем применения регулируемого охлаждения со скоростью 1 40 oC/мин. После прекращения ускоренного охлаждения для придания желаемой прочности предпочтительно регулировать охлаждение после ускоренного охлаждения, например, путем ускорения его в случае рельсов с большими поперечными сечениями и замедления его в случае рельсов с меньшими поперечными сечениями. Такое регулируемое охлаждение обеспечивает получение мелкозернистых бейнитных структур. Причина ограничения скорости охлаждения следующая. Охлаждение со скоростями, меньшими 1 oC/мин приводит к выкристаллизовыванию крупнозернистых карбидов в бейнитных структурах, что значительно уменьшает прочность и ударную вязкость головки рельса. С другой стороны, охлаждение со скоростями, большими 40 oC/мин, тормозит завершение полного бейнитного превращения, зависящее от температуры прекращения охлаждения. Мартенситное превращение, которое может произойти во время такого охлаждения, может привести к образованию твердого мартенсита в бейнитных структурах, ухудшающего ударную вязкость рельсов.
В зависимости от выбранных химического состава стали и скорости ускоренного охлаждения бейнитное превращение может начаться в процессе ускоренного охлаждения в температурном диапазоне от 500oC до 300oC, где ускоренное охлаждение прекращается, и закончится при последующем процессе рекуперации тепла, или оно может начаться и закончиться в процессе рекуперации тепла сразу после ускоренного охлаждения. Обе бейнитные структуры, образованные в диапазоне температур прекращения охлаждения, являются мелкозернистыми и оказывают лишь небольшое отрицательное влияние на прочность, ударную вязкость и стойкость рельсов к поверхностным дефектам. Следовательно, бейнитные структуры в сталях для рельсов по изобретению могут быть получены в процессе ускоренного охлаждения в температурном диапазоне от 500oC до 300oC, где ускоренное охлаждение прекращается, так и в процессе рекуперации тепла вслед за ускоренным охлаждением.
Структура металла, полученная после охлаждения, предпочтительно должна быть бейнитной. Однако в зависимости от выбранных скорости ускоренного охлаждения и температуры прекращения охлаждения в бейнитные структуры могут примешиваться чрезвычайно мелкозернистые структуры, которые в конечном счете могут остаться в виде мартенсита, отпущенного теплом, рекуперированным из внутренней части рельса. Поскольку наличие мелкозернистого мартенсита отпуска в бейнитных структурах оказывает лишь незначительное отрицательное воздействие на прочность, ударную вязкость и стойкость рельсов к поверхностным дефектам, стали с бейнитными структурами для рельсов по изобретению могут содержать небольшие количества структур мартенсита отпуска.
Ускоренное охлаждение выполняется с помощью воздуха, тумана или других воздушно распыляемых жидкостей из распылителей (сопел), расположенных с обеих сторон от головки рельса. Головки рельсов, подвергнутые описанным ускоренному и последующему охлаждению, должны предпочтительно иметь твердость HV 300 400 в центре поверхности головки рельса и не ниже HV 350 на поверхности скругленного угла при прочности не меньше 1000 МПа. Головки рельсов, имеющие такие твердость и прочность, как указано выше, обладают достаточной стойкостью к образованию дефектов на рабочей поверхности, которые могут возникать на прямолинейных участках железнодорожных путей, и к образованию угловых поверхностных повреждений, имеющих место на слабо искривленных участках или образующихся в результате изгибающего, волнообразного движения высокоскоростных поездов.
Рельсы из сталей с бейнитной структурой, полученные описанными способами по изобретению, имеют стойкость к поверхностным дефектам, требуемую от высокопрочных рельсов для высокоскоростных железных дорог.
На фиг. 1 показано поперечное сечение головки рельсов класса 60 кг/м по Японскому промышленному стандарту с обозначениями. Номера позиций 1 и 2 соответственно обозначают центр поверхности головки рельса и угол, которые образуют участок, называемый головкой рельса.
Пример 1. В табл. 1 показаны химические составы и условия (параметры режима) охлаждения рельсов по изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения. В табл. 2 показаны их твердость, величины износа, определенные после приложения нагрузок 500 000 раз при сухом режиме, используя прибор Nishihara для измерения износа, и количество нагружений, приложенных до того, как при испытании на контактную усталость при качении при смачивании водой на рельсах и дискообразных образцах, полученных путем уменьшения конфигурации колес в масштабе 1/4, появились поверхностные дефекты. На фиг. 2 представлено схематическое изображение прибора Nishihara для измерения износа, на котором З образец рельса, 4 образец колеса, 5 пара зубчатых колес, 6 - электродвигатель. Фиг. 3 представляет собой схематическое изображение прибора для испытания на контактную усталость при качении, на котором 7 образец рельса, 8 колеса, 9 электродвигатель, а поз. 10 подшипниковый узел.
Подробное описание испытываемых образцов и методик испытаний.
Рельсы по данному изобретению (10 образцов):
от A до J: рельсы с бейнитными структурами, полученными путем естественного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения.
Рельсы, испытываемые для сравнения (3 образца):
K: рельс с бейнитной структурой, полученной путем естественного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения;
L: рельс с бейнитной структурой, полученной путем естественного охлаждения после прокатки;
M: рельс с перлитной структурой, полученной путем естественного охлаждения после прокатки.
Условия испытаний были следующими.
Испытание на износ (общее для всех испытываемых рельсов).
Установка для испытаний Прибор Nishihara для измерения износа
Конфигурация образца Дискообразный (наружный диаметр 30 мм, внутренний диаметр 16 мм, ширина (толщина) 8 мм)
Выгрузка при испытании 490 H
Коэффициент скольжения 9
Истирается относительно Отпущенной мертенситной стали (HV 350)
Атмосфера В атмосфере
Частота нагружения 500 000 оборотов
Испытание на контактную усталость при качении.
Установка для испытаний Прибор для испытаний на контактную усталость при качении
Конфигурация образца Дискообразный (наружный диаметр 200 мм, поперечное сечение образца рельса 1/4 рельса класса 60 кг/м)
Нагрузка при испытаниях 1,5 т (радиальная нагрузка)
Атмосфера Сухая + смачивание водой (60 cc/min)
Скорость вращения Сухое 100 об/мин, при смачивании водой 300 об/мин
Частота нагружения 0 5 000 оборотов в сухом состоянии и свыше этого при условии смачивания водой до появления повреждений
В табл. 2 показаны твердость рельсов по изобретению и испытываемых для сравнения, величины износа, определенные после приложения нагрузки в течение 500 000 оборотов при сухих условиях, используя прибор Nishihara для измерения износа, и количество нагружений, приложенных перед тем, как при испытании на контактную усталость при качении при смачивании водой на рельсах и дискообразных образцах, полученных путем уменьшения конфигурации колес в масштабе 1/4, появляются поверхностные дефекты.
Как видно из табл. 2, рельсы по изобретению от A до J изнашиваются (истираются) больше, чем обычный рельс M с перлитной структурой, показывая значительно увеличенную усталостную прочность при контакте качения. Усталостная прочность при контакте качения рельсов по изобретению была значительно выше, чем у прокатанного рельса L с бейнитной структурой непосредственно после прокатки рельса K с бейнитной структурой, полученной путем естественного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения.
Пример 2. В табл. 3 показаны химические составы и условия охлаждения рельсов согласно изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения. В табл. 4 показаны их твердость, величины износа, определенные после приложения нагрузок в течение 500 000 оборотов в сухом состоянии, используя прибор Nashihara для измерения износа, и количество нагружений, приложенных перед тем, как при испытании на контактную усталость при качении при смачивании водой на рельсах и дискообразных образцах, полученных путем уменьшения конфигурации колеса до масштаба 1/4, появились поверхностные дефекты.
Химические составы и условия охлаждения рельсов от A до M были такими же, как в примере 1.
Как видно из табл. 4, рельсы по изобретению от A до J изнашивались больше, чем обычный рельс M с перлитной структурой, показывая заметно увеличенную усталостную прочность при контакте качения. Усталостная прочность при контакте качения рельсов по изобретению была значительно выше, чем у исходного прокатанного рельса K с бейнитной структурой и у рельса L с бейнитной структурой, полученной путем естественного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения.
Пример 3. В табл. 5 показаны химические составы и условия охлаждения рельсов по изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения. Фиг. 4 представляет собой схематическое изображение испытательного прибора для определения поверхностных дефектов в головках рельсов. Рельсы по изобретению и испытываемые для сравнения (см. табл. 5) были все изготовлены из сталей с бейнитными структурами за исключением NN 1 и 6. Испытание проводилось путем обкатывания колесами 12 головки изогнутого рельса 11. Табл. 6 показывает число нагружений, приложенных перед тем, как при вышеописанном (смоделированном) испытании появились поверхностные повреждения. Испытание проводилось при двух режимах: при одном моделировался (производился) контакт между колесами и рельсами на криволинейном участке железных дорог, а при другом воспроизводился контакт на прямолинейном участке. На фиг. 4 изображены изогнутый рельс 11 и колеса 12, бегущие по нему.
Испытание проводилось с использованием рельса, подвергнутого термообработке в соответствии с заданными условиями, который был изогнут с диаметром кривизны, равным 6 м, с головкой, расположенной с внутренней стороны образованной окружности, и колес поезда, используемого на железнодорожном пути Shinkausen. При испытании для имитации условий на искривленном участке пути к колесу было приложено боковое давление, чтобы прижать гребень колеса к углу головки рельса, и определялось повреждение на поверхности угла, образующееся в результате испытания. При испытании для имитации условий на прямолинейном участке пути верхнюю концевую поверхность рельса вводили в контакт с центром колеса и определялось образующееся в результате повреждение на верхней концевой поверхности головки рельса. Срок службы рельса до появления поверхностного дефекта выражается в виде величины совокупного тоннажа нагрузок, что имеет место на реальных железных дорогах.
Очевидно, что поддержание (сохранание) твердости (поверхности) угла головки рельса свыше HV 400 обеспечивает заметно большую стойкость к поверхностным дефектам, чем у рельсов, испытанных для сравнения, в то время как регулирование твердости в центре поверхности головки рельса между HV 300 - 400 предотвращает образование на ней поверхностных дефектов.
Пример 4. В табл. 7 показаны химические составы и условия охлаждения рельсов по изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения. В табл. 8 показаны их твердость, величины износа, определенные после приложения нагрузок в течение 500 000 оборотов в сухом состоянии, используя прибор Nashihara для измерения износа, и количество нагружений, приложенных перед тем, как на рельсах и дискообразных образцах, полученных путем уменьшения конфигурации колес до масштаба 1/4, при испытании на контактную усталость при качении при смачивании водой появляются поверхностные дефекты. В табл. 9 показаны результаты испытания падающим грузом рельсов по изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения. В табл. 8 также показаны результаты испытания на удар, проводимого на образцах, взятых из головок рельсов.
Химические составы и условия охлаждения рельсов от A до J по изобретению и рельсов от K до M, испытываемых для сравнения, были такими же, как в примере 1.
Как видно из табл. 8, рельсы по изобретению от A до J изнашиваются больше, чем обычный рельс M с перлитной структурой, но они показывают заметно увеличенную усталостную прочность при контакте качения. Усталостная прочность при контакте качения рельсов по изобретению была значительно выше усталостной прчности прокатанного рельса K с бейнитной структурой, полученной путем естественного охлаждения головки рельса после ускоренного охлаждения при условиях, выходящих за объем изобретения.
В табл. 9 показаны результаты испытаний падающим грузом рельсов по изобретению и рельсов, испытываемых для сравнения, вместе с принятым режимом испытаний, которые даны в виде числа разрушенных образцов из каждой марки стали. В то время как все четыре образца, взятые из рельсов, испытываемых для сравнения, разрушались при температурах (-30) (-50)oС, оказалось, что ни один из рельсов согласно изобретению не остается неразрушенным, пока температура не упадет до -90oС.

Claims (10)

1. Способ изготовления высокопрочного рельса, включающий получение заготовки из стали, горячую прокатку, охлаждение головки рельса с температуры аустенитизации, сначала со скоростью не более 10 град./с до температуры не более 500oС, а затем до комнатной температуры, отличающийся тем, что получают заготовку из стали следующего химического состава, мас.
Углерод 0,15 0,45
Кремний 0,15 2,0
Марганец 0,3 2,0
Хром 0,5 3,0
Железо Остальное
охлаждение рельса ведут до 500 300oС со скоростью 1 10 град./с с обеспечением бейнитной структуры.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что после охлаждения до 500 - 300oС осуществляют самоотпуск центра поверхности головки до температуры, превышающей достигнутую не более чем на 150oС и затем охлаждают до комнатной температуры.
3. Способ по п.2, отличающийся тем, что самоотпуск проводят при температуре, не превышающей достигнутую не более чем на 50oС.
4. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение до комнатной температуры ведут со скоростью 1 40 град./мин.
5. Способ изготовления высокопрочного рельса, включающий получение заготовки из стали, горячую прокатку, охлаждение головки рельса с температуры аустенитизации сначала со скоростью не более 10 град./с до температуры не более 500oС, а затем до комнатной температуры, отличающийся тем, что получают заготовку из стали следующего химического состава, мас.
Углерод 0,15 0,45
Кремний 0,15 2,0
Марганец 0,3 2,0
Хром 0,5 3,0
и дополнительно содержащей один или более элементов из первой группы, содержащей, мас.
Молибден 0,1 0,6
Медь 0,05 0,5
Никель 0,05 4,0
из второй группы, содержащей, мас.
Титан 0,01 0,05
Ванадий 0,03 0,30
Ниобий 0,01 0,05
и из третьей группы, содержащей, мас.
Бор 0,0005 0,005
Железо Остальное
сначала рельс охлаждают до 500 300oС со скоростью 1 10 град./с с обеспечением получения бейнитной структуры.
6. Способ по п.5, отличающийся тем, что после охлаждения до 500 - 300oС осуществляют самоотпуск центра поверхности головки до температуры, превышающей достигнутую не более чем на 150oС, и затем охлаждают до комнатной температуры.
7. Способ по п.6, отличающийся тем, что самоотпуск проводят при температуре, не превышающей достигнутую не более чем на 50oС.
8. Способ по п.6, отличающийся тем, что охлаждение до комнатной температуры ведут со скоростью 1 40 град./мин.
9. Высокопрочный рельс, выполненный в виде подошвы, шейки и головки с скругленным углом и изготовленный из стали, отличающийся тем, что рельс изготовлен из стали следующего химического состава, мас.
Углерод 0,15 0,45
Кремний 0,15 2,0
Марганец 0,3 2,0
Хром 0,5 3,0
Железо и неизбежные примеси Остальное
имеет бейнитную структуру, получаемую путем охлаждения головки рельса с температуры аустенитизации сначала со скоростью 1 10 град./с до 500 - 300oС, а затем до комнатной температуры с обеспечением твердости в центре поверхности головки рельса 300 400 HV, на скругленных участках не ниже 350 HV, при этом твердость на скругленном участке должна превышать твердость в центре поверхности головки на 30 HV и более.
10. Рельс по п.9, отличающийся тем, что рельс изготовлен из сталиб дополнительно содержащей один или более компонентов из группы I, II и III с химическим составом соответственно, мас.
I
Молибден 0,1 0,6
Медь 0,05 0,5
Никель 0,05 4,0
II
Титан 0,01 0,05
Ванадий 0,01 0,05
Ниобий 0,01 0,05
III
Бор 0,0005 0,005
Приоритет по пунктам:
26.02.93 по пп.5 и 8;
21.05.93 по пп.1, 4, 5 и 8;
31.05.93 по пп.2, 6, 9 и 10;
22.07.93 по пп.3, 7, 9 и 10.
RU9494006015A 1993-02-26 1994-02-25 Способ изготовления высокопрочного рельса (варианты) и высокопрочный рельс RU2086671C1 (ru)

Applications Claiming Priority (12)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPHEI5-37959 1993-02-26
JP5037959A JPH06248347A (ja) 1993-02-26 1993-02-26 ベイナイト組織を呈し耐表面損傷性に優れた高強度レールの製造法
JP12026593A JP2912117B2 (ja) 1993-05-21 1993-05-21 ベイナイト組織を呈し耐表面損傷性に優れた高強度レールの製造法
JPHEI5-120265 1993-05-21
JP12973093A JP3169741B2 (ja) 1993-05-31 1993-05-31 耐表面損傷性に優れたベイナイト鋼レールの製造方法
JPHEI5-129729 1993-05-31
JP12972993A JP2912118B2 (ja) 1993-05-31 1993-05-31 耐表面損傷性に優れた高強度ベイナイト系レールの製造法
JPHEI5-129730 1993-05-31
JPHEI5-181663 1993-07-22
JPHEI5-181664 1993-07-22
JP18166493A JP3254051B2 (ja) 1993-07-22 1993-07-22 耐表面損傷性に優れた高強度ベイナイト鋼レールの製造方法
JP18166393A JP2912123B2 (ja) 1993-07-22 1993-07-22 耐表面損傷性に優れた高強度・高靭性ベイナイト系レールの製造法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU94006015A RU94006015A (ru) 1996-06-27
RU2086671C1 true RU2086671C1 (ru) 1997-08-10

Family

ID=27549881

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU9494006015A RU2086671C1 (ru) 1993-02-26 1994-02-25 Способ изготовления высокопрочного рельса (варианты) и высокопрочный рельс

Country Status (10)

Country Link
US (1) US5382307A (ru)
EP (2) EP0612852B1 (ru)
KR (1) KR0131437B1 (ru)
CN (1) CN1040660C (ru)
AT (2) ATE212384T1 (ru)
AU (1) AU663023B2 (ru)
BR (1) BR9400689A (ru)
CA (1) CA2116504C (ru)
DE (2) DE69433512T2 (ru)
RU (1) RU2086671C1 (ru)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2569624C2 (ru) * 2013-12-11 2015-11-27 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Пензенский Государственный Университет Архитектуры И Строительства" Способ изготовления рельса
RU2578873C1 (ru) * 2014-11-25 2016-03-27 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Пермский национальный исследовательский политехнический университет" Сталь с бейнитной структурой
RU2747773C1 (ru) * 2017-11-27 2021-05-13 Арселормиттал Способ изготовления рельса и соответствующий рельс

Families Citing this family (59)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5759299A (en) * 1994-05-10 1998-06-02 Nkk Corporation Rail having excellent resistance to rolling fatigue damage and rail having excellent toughness and wear resistance and method of manufacturing the same
IN191289B (ru) * 1994-07-19 2003-11-01 Voest Alpine Schienen Gmbh
GB2297094B (en) * 1995-01-20 1998-09-23 British Steel Plc Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels
AT407057B (de) * 1996-12-19 2000-12-27 Voest Alpine Schienen Gmbh Profiliertes walzgut und verfahren zu dessen herstellung
DE19735285C2 (de) * 1997-08-14 2001-08-23 Butzbacher Weichenbau Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils
CN1086743C (zh) * 1998-01-14 2002-06-26 新日本制铁株式会社 具有高抗表面疲劳损伤性和高耐磨性的贝氏体钢钢轨
CN1061385C (zh) * 1998-06-19 2001-01-31 四川工业学院 高速准高速铁路道叉高性能耐磨钢及制造方法
US6299705B1 (en) * 1998-09-25 2001-10-09 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. High-strength heat-resistant steel and process for producing high-strength heat-resistant steel
FR2800670B1 (fr) * 1999-11-05 2003-04-18 Fag Oem & Handel Ag Bandage de roues ou roue monobloc pour des jeux de roues de vehicules ferroviaires
US6632301B2 (en) 2000-12-01 2003-10-14 Benton Graphics, Inc. Method and apparatus for bainite blades
US6488790B1 (en) 2001-01-22 2002-12-03 International Steel Group Inc. Method of making a high-strength low-alloy hot rolled steel
US6783610B2 (en) * 2001-03-05 2004-08-31 Amsted Industries Incorporated Railway wheel alloy
JP4091910B2 (ja) * 2001-05-30 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 レールの製造方法および製造設備
DE10148305A1 (de) * 2001-09-29 2003-04-24 Sms Meer Gmbh Verfahren und Anlage zur thermischen Behandlung von Schienen
CN1164786C (zh) * 2001-12-13 2004-09-01 宋仁祯 Xy30无镍高锰钢及其应用
FR2840628B1 (fr) 2002-06-05 2004-08-13 Cogifer File de rail comportant un element d'appareil de voie et un troncon de rail soudes sans apport de matiere
KR100955222B1 (ko) * 2002-12-26 2010-04-29 재단법인 포항산업과학연구원 용접성이 우수한 베이나이트 레일강 제조방법
EP1561833B1 (de) * 2004-02-05 2007-04-11 Edelstahlwerke Südwestfalen GmbH Stahl zur Herstellung von hochfesten Bauteilen mit herausragender Tieftemperaturzähigkeit und Verwendungen eines solchen Stahls
CZ14602U1 (cs) * 2004-06-22 2004-08-16 Dtávýhybkárnaáaámostárnaáa@Ás Ocel pro odlitky srdcovek železničních a tramvajových výhybek
CN100395366C (zh) * 2004-12-31 2008-06-18 马鞍山钢铁股份有限公司 一种铁道车辆车轮用贝氏体钢
CN100408712C (zh) * 2005-04-18 2008-08-06 河南省强力机械有限公司 准贝氏体钢
CN100449027C (zh) * 2005-06-09 2009-01-07 关铁 高强度耐磨钢及其制造方法
DE102006030815A1 (de) * 2006-06-30 2008-01-03 Deutsche Bahn Ag Verfahren zur Herstellung hochfester Zungenvorrichtungen , Zungenschienen und/oder Backenschienen sowie Zungenvorrichtung, Zungenschiene und/oder Backenschiene sowie Schienenauszügen und Isolierstöße
DE102006030816A1 (de) * 2006-06-30 2008-01-03 Deutsche Bahn Ag Verfahren zur Herstellung einer hochfesten Herzstückspitze sowie Herzstückspitze
CN101613830B (zh) * 2008-06-27 2012-08-29 鞍钢股份有限公司 一种热轧贝氏体钢轨及生产工艺
JP5868704B2 (ja) * 2008-07-24 2016-02-24 シーアールエス ホールディングス, インコーポレイテッドCrs Holdings, Incorporated 高強度・高靭性鋼合金
US20110165011A1 (en) * 2008-07-24 2011-07-07 Novotny Paul M High strength, high toughness steel alloy
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
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
CN102021481A (zh) * 2009-09-15 2011-04-20 鞍钢股份有限公司 一种微合金化贝氏体钢轨及其热处理方法
CN102534403A (zh) * 2010-12-17 2012-07-04 鞍钢股份有限公司 一种贝氏体热处理钢轨及其热处理方法
DE102011014877A1 (de) * 2011-03-23 2012-09-27 Db Netz Ag Verfahren zum Umschmieden eines Gleisteils und gemäß diesem Verfahren umgeschmidete Gleisteile
JP5459453B1 (ja) * 2012-04-23 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 レール
CN102747299A (zh) * 2012-07-23 2012-10-24 西华大学 高寒地区铁路辙叉高性能贝氏体耐磨钢及制造方法
CN102839268B (zh) * 2012-08-28 2014-08-13 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种贝氏体道岔钢轨的热处理方法
AT512792B1 (de) * 2012-09-11 2013-11-15 Voestalpine Schienen Gmbh Verfahren zur Herstellung von bainitischen Schienenstählen
CN103555896B (zh) * 2013-10-28 2015-11-11 武汉科技大学 一种超高强度高韧性多步等温贝氏体钢及其制备方法
AU2015268447B2 (en) * 2014-05-29 2017-09-07 Nippon Steel Corporation Rail and production method therefor
AU2015268431B2 (en) * 2014-05-29 2017-09-07 Nippon Steel Corporation Rail and production method therefor
US20180016654A1 (en) * 2014-09-23 2018-01-18 British Steel Limited Method and Device for Production of Heat Treated Welded Rail for Rail Transport and Rail Produced Therewith
JP6488757B2 (ja) * 2015-02-25 2019-03-27 新日鐵住金株式会社 ベイナイト鋼レール
CN104762558A (zh) * 2015-03-20 2015-07-08 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种高强度抗冲击型货架梁用钢及其焊接工艺
CN106191665B (zh) * 2016-07-06 2018-01-02 马钢(集团)控股有限公司 一种高强度、高韧性、抗热裂轨道交通用贝氏体钢车轮及其制造方法
AT519669B1 (de) * 2017-06-07 2018-09-15 Voestalpine Schienen Gmbh Gleisteil und Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils
CN107227429B (zh) * 2017-06-19 2019-03-26 武汉钢铁有限公司 一种含b钢轨的生产方法
CN107385188B (zh) * 2017-08-07 2019-04-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体钢轨焊接接头的焊后热处理方法
CZ2018364A3 (cs) * 2018-07-20 2020-01-08 Univerzita Pardubice Bainitická ocel se zvýšenou kontaktně-únavovou odolností
JP6787426B2 (ja) * 2019-03-19 2020-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 レールの製造方法
CN110480139B (zh) * 2019-08-26 2022-08-05 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 控制下限Mn含量R350HT钢轨闪光焊接接头组织的工艺
CN112575263A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112575266A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112575264A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
CN112662957B (zh) * 2020-12-09 2021-09-17 暨南大学 一种强磨损硬化能力贝氏体耐磨铸钢及其制备方法和应用
CN112593159A (zh) * 2020-12-10 2021-04-02 含山县朝霞铸造有限公司 一种汽车用钢铁材料及其制备方法
CN112981260B (zh) * 2021-02-08 2021-11-30 上海振华港机重工有限公司 一种集装箱起重机车轮钢、车轮及其制备方法
CN113416818B (zh) * 2021-05-12 2022-09-23 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种高强韧性贝马复相贝氏体钢轨的热处理工艺
CN114058965B (zh) * 2021-11-30 2022-05-13 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 一种高抗接触疲劳微合金钢车轮及其生产方法
CN115786665B (zh) * 2022-11-04 2024-07-23 中铁宝桥集团有限公司 一种超细贝氏体轨道钢的组织和性能稳定方法及轨道用钢

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1896572A (en) * 1931-10-22 1933-02-07 Brunner John Heat treatment of rails
JPS5523885B2 (ru) * 1972-03-10 1980-06-25
DE2302865C2 (de) * 1973-01-20 1975-09-11 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verfahren zum Herstellen einer unvergüteten hochfesten Schiene
DE2416055C3 (de) * 1974-04-03 1978-08-17 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verwendung eines Stahles als Werkstoff für Schienen
DE2543750A1 (de) * 1974-10-04 1976-04-15 Centre Rech Metallurgique Verfahren und vorrichtung zur verbesserung der qualitaet bei profilstahl
DE2501175C3 (de) * 1975-01-14 1982-02-11 Bochumer Eisenhütte Heintzmann GmbH & Co, 4630 Bochum Vorrichtung zur Wärmebehandlung von Profilstahlabschnitten für den untertägigen Streckenausbau
DE2940826C2 (de) * 1979-10-09 1987-03-26 Fa. Paul Ferd. Peddinghaus, 5820 Gevelsberg Verfahren zur Tiefenhärtung von Werkstücken sowie Vorrichtung zur Durchführung dieses Verfahrens
JPS5816464B2 (ja) * 1976-06-25 1983-03-31 新日本製鐵株式会社 転がり疲労試験機
JPS54148124A (en) * 1978-05-12 1979-11-20 Nippon Steel Corp Manufacture of high strength rall of excellent weldability
JPS5523885A (en) * 1978-08-09 1980-02-20 Sanshu Sangyo Kk Leaf tabacco drier
JPS5919173B2 (ja) * 1979-03-17 1984-05-02 新日本製鐵株式会社 溶接性低合金熱処理硬頭レ−ルの製造法
CA1193176A (en) * 1982-07-06 1985-09-10 Robert J. Ackert Method for the production of improved railway rails by accelerated colling in line with the production rolling mill
DE3227801C2 (de) * 1982-07-24 1986-10-09 TA Triumph-Adler AG, 8500 Nürnberg Nadeldruckkopf
LU84417A1 (fr) * 1982-10-11 1984-05-10 Centre Rech Metallurgique Procede perfectionne pour la fabrication de rails et rails obtenus par ce procede
JPH0730401B2 (ja) * 1986-11-17 1995-04-05 日本鋼管株式会社 靭性の優れた高強度レ−ルの製造方法
US5004510A (en) * 1989-01-30 1991-04-02 Panzhihua Iron & Steel Co. Process for manufacturing high strength railroad rails
US5328531A (en) * 1989-07-07 1994-07-12 Jacques Gautier Process for the manufacture of components in treated steel
SU1839687A3 (en) * 1990-07-30 1993-12-30 Berlington Nortern Rejlroad Ko Rail, method for its manufacturing and method of its cooling inspection

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
1. Авторское свидетельство СССР N 1831506, кл. C 21 D 9/04, 1986. 2. Патент Японии N 140316, кл. C 21 D 9/04, 1975. *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2569624C2 (ru) * 2013-12-11 2015-11-27 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Пензенский Государственный Университет Архитектуры И Строительства" Способ изготовления рельса
RU2578873C1 (ru) * 2014-11-25 2016-03-27 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Пермский национальный исследовательский политехнический университет" Сталь с бейнитной структурой
RU2747773C1 (ru) * 2017-11-27 2021-05-13 Арселормиттал Способ изготовления рельса и соответствующий рельс

Also Published As

Publication number Publication date
ATE212384T1 (de) 2002-02-15
KR0131437B1 (ko) 1998-04-17
EP1101828A1 (en) 2001-05-23
EP0612852B1 (en) 2002-01-23
US5382307A (en) 1995-01-17
EP0612852A1 (en) 1994-08-31
AU5630494A (en) 1994-09-01
CA2116504A1 (en) 1994-08-27
DE69433512T2 (de) 2004-11-11
CA2116504C (en) 1998-06-30
RU94006015A (ru) 1996-06-27
DE69429685D1 (de) 2002-03-14
BR9400689A (pt) 1994-09-27
ATE258232T1 (de) 2004-02-15
AU663023B2 (en) 1995-09-21
CN1095421A (zh) 1994-11-23
DE69433512D1 (de) 2004-02-26
CN1040660C (zh) 1998-11-11
DE69429685T2 (de) 2002-08-22
EP1101828B1 (en) 2004-01-21
KR940019872A (ko) 1994-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2086671C1 (ru) Способ изготовления высокопрочного рельса (варианты) и высокопрочный рельс
KR100202251B1 (ko) 우수한 내마모성을 가지는 펄라이트강 레일 및 그 제조방법
RU2194776C2 (ru) Рельсы из бейнитной стали с высокими сопротивлением усталостному разрушению поверхности и износостойкостью
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
EP3717142B1 (en) Method for manufacturing a rail and corresponding rail
JP3987616B2 (ja) 耐表面損傷性および耐摩耗性に優れた高強度ベイナイト系レールの製造法
JP2000199041A (ja) 耐ころがり疲労損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたベイナイト系レ―ル
JP4598265B2 (ja) パーライト系レールおよびその製造法
JP3063543B2 (ja) 車輪とのなじみ性に優れた高強度レールおよびその製造方法
JP3522613B2 (ja) 耐ころがり疲労損傷性、耐内部疲労損傷性、溶接継ぎ手特性に優れたベイナイト系レールおよびその製造法
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
JP2912123B2 (ja) 耐表面損傷性に優れた高強度・高靭性ベイナイト系レールの製造法
JP2002363698A (ja) 耐ころがり疲労損傷性および耐摩耗性に優れたレールおよびその製造法
JPH06248347A (ja) ベイナイト組織を呈し耐表面損傷性に優れた高強度レールの製造法
JP3117916B2 (ja) 耐摩耗性に優れたパーライト系レールの製造法
JP3287495B2 (ja) 耐表面損傷性に優れたベイナイト鋼レールの製造法
JP2001049393A (ja) 耐摩耗性に優れた焼戻しマルテンサイト系レールおよびその製造法
JP2003129182A (ja) 耐表面損傷性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
JP2002194499A (ja) 耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたベイナイト系レールおよびその製造法
JP2912117B2 (ja) ベイナイト組織を呈し耐表面損傷性に優れた高強度レールの製造法
JP2002194498A (ja) 耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたベイナイト系レールおよびその製造法
JP2000290752A (ja) 耐摩耗性に優れた焼戻しマルテンサイト系レールおよびその製造法
JP2912118B2 (ja) 耐表面損傷性に優れた高強度ベイナイト系レールの製造法
JPH11152521A (ja) 耐摩耗性に優れた高強度パーライト系レールの製造法
JPH06336614A (ja) 耐表面損傷性に優れたベイナイト鋼レールの製造方法