[go: up one dir, main page]

UA127116C2 - Частина доріжки кочення з гіперевтектоїдної сталі - Google Patents

Частина доріжки кочення з гіперевтектоїдної сталі Download PDF

Info

Publication number
UA127116C2
UA127116C2 UAA202100541A UAA202100541A UA127116C2 UA 127116 C2 UA127116 C2 UA 127116C2 UA A202100541 A UAA202100541 A UA A202100541A UA A202100541 A UAA202100541 A UA A202100541A UA 127116 C2 UA127116 C2 UA 127116C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
rail
fact
hypereutectoid steel
steel
forced cooling
Prior art date
Application number
UAA202100541A
Other languages
English (en)
Inventor
Юрген Горіупп
Юрген Гориупп
Маріо Кусс
Марио Кусс
Original Assignee
Воестальпіне Раіл Технолоджі Гмбх
Воестальпине Раил Технолоджи Гмбх
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 Воестальпіне Раіл Технолоджі Гмбх, Воестальпине Раил Технолоджи Гмбх filed Critical Воестальпіне Раіл Технолоджі Гмбх
Publication of UA127116C2 publication Critical patent/UA127116C2/uk

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

У частині доріжки кочення зокрема у рейці для залізничних транспортних засобів, виготовленій з гіперевтектоїдної сталі, яка складається з підошви рейки, шийки рейки та зони головки рейки, застосована гіперевтектоїдна сталь із наступним спрямованим хімічним складом, мас. %: 0,98-1,17 С, 0,90-1,35 Mn , 0,70-1,10 Si, 0,15-0,70 Cr, причому сталь принаймні у зоні головки рейки має перлітову структуру, яка в основному вільна від сіток вторинного цементиту.

Description

Винахід відноситься до частини доріжки кочення, зокрема до рейки для рейкових транспортних засобів, виготовленої з гіперевтектоїдної сталі, що включає підошву рейки, шийку рейки та ділянку головки рейки.
Крім того, винахід відноситься до способу виготовлення такої частини доріжки кочення.
Останнім часом вага та швидкість руху вантажів, що транспортуються залізничним сполученням, постійно збільшуються з метою підвищення ефективності залізничного транспорту. Отже, залізничні колії піддаються посиленим режимам експлуатації і мають бути більш високої якості, щоб витримувати більш високі навантаження.
Існують певні проблеми, що спричинюють інтенсивний знос, зокрема рейок, змонтованих на кривих ділянках колії, і появу пошкоджень через втому матеріалу, яка в першу чергу утворюється на боковій грані катання рейки, що є основною точкою контакту між рейкою і колесами на кривій ділянці колії. Це призводить до появи дефектів унаслідок контактної втоми при коченні (КВК). Прикладами дефектів поверхні унаслідок контактної втоми при коченні (КВК) є тріщини в головці рейки (втома при коченні), відколювання (відшаровування), темні плями (поверхнева пластична деформація), похилі хвильові площини і гофри. Такі види пошкодження поверхні призводять до скорочення терміну застосування рейки, підвищення шуму і утворюють експлуатаційні перешкоди. Крім того, збільшення випадків виникнення таких дефектів має прискорюватися постійно зростаючими навантаженнями від транспортних засобів. Прямим наслідком такого розвитку подій є потреба у підвищенні якості залізничного обслуговування.
Однак зростаюча потреба в якісному технічному обслуговуванні вступає в протиріччя з постійним зменшенням вікон для технічного обслуговування. Безперервно зростаюча щільність поїздів все більше скорочує періоди, коли рейки можна міняти або піддавати обробці.
Хоча на ранній стадії згадані вище пошкодження типу КВК можуть бути усунені шліфуванням, однак, у разі серйозних пошкоджень, рейка має бути замінена. Тому, щоб збільшити життєвий цикл рейок, раніше вже були зроблені спроби поліпшити, як зносостійкість рейок, так і їх стійкість до пошкодження типу КВК.
Що стосується перлітових рейкових сталей, то встановлено, що зростаючі показники міцності дуже сприятливо впливають на зносостійкість та стійкість до пошкоджень типу КВК, що й призвело до виникнення потреби в удосконаленні гіперевтектоїдних рейкових сталей у
Зо минулому.
Гіперевтектоїдні сталі відомі як такі, що використовуються для виготовлення рейок, наприклад, з документу ЕР 2388352 А1. Діаграма стану залізо-вуглець показує наявність евтектоїду при вмісті вуглецю (вміст С) 0,77 95 за вагою вуглецю та при температурі 723 "С у той момент, коли при охолодженні відбувається фіксований прямий фазовий перехід від фази аустеніту до фази перліту. Перліт є переважним у порівнянні з іншими сталевими модифікаціями для рейок з точки зору зносостійкості та відносного подовження при розриві, оскільки він найкраще впливає на показники зносу завдяки ламінарній структурі.
За визначенням, перлітова структура включає феритну фазу, при цьому вміст фериту у перлітній фазі може розглядатися як пружна (в'язка) і пластична фаза і як фіксована змінна, оскільки вміст С у рейковій сталі змінюється лише у дуже вузьких межах, крім того, перлітова структура додатково містить фазу цементиту, причому, фази фериту та цементиту розташовані у ламінарному співвідношенні одна до одної.
Вміст вуглецю, більший за 0,77 мас. 95, є кращим для отримання більш високих показників твердості і, отже, зносостійкості, оскільки більший вміст вуглецю у сталі призводить до посилення товщини ламелей (пластинок) цементиту у перлітній фазі і, отже, до збільшення частки зносостійкої фази цементиту. Слід також уникати занадто високого вмісту вуглецю у фазі перліту, оскільки цементит може з'являтися не тільки в ламелях (пластинках) перліту, але і як окрема фаза в усій мікроструктурі.
На вказані ділянки мікроструктури, які називаються осадами вторинного цементиту, суттєво впливає обробка з поєднанням технології легування та термообробки. У цьому випадку обізнаність щодо температури осадження вторинного цементиту має вирішальне значення, причому, не слід опускати температуру осадження перед подальшою термічною обробкою. Крім того, швидкість охолодження у процесі термічної обробки має бути якомога більшою, щоб пригнітити осадження вторинного цементиту. Надмірний рівень вторинного цементиту може негативно вплинути на властивості опору руйнуванню сталей, оскільки руйнівна дія стає все більш міжкристалічною.
Таким чином, важливим для забезпечення якості рейки є висока зносостійкість, для якої, по суті, характеристичним показником є твердість (наприклад, позначена як твердість за
Бринелем) рейки. Однак бажана твердість неминуче супроводжується зменшенням в'язкості, 60 що шкодить довговічності частини доріжки кочення, особливо при великому навантаженні, де рейка піддається особливо високим напруженням при вигині під час їзди на залізничному транспортному засобі.
Отже, винахід спрямовано на вдосконалення частини доріжки кочення, зокрема рейки, яка має складатися з низьколегованої сталі з міркувань вартості та простоти зварювання, для досягнення технічного ефекту, завдяки якому, навіть при підвищених навантаженнях на колесо, через високу твердість матеріалу, зносостійкість головки рейки збільшується настільки, що може бути забезпечений час її (рейки) використання більше 30 років. Нарешті, частина доріжки кочення має добре зварюватися і мати інші властивості матеріалу, подібні тим, які характерні для перевірених сталій, що використовуються у конструкції рейок, наприклад, аналогічну електропровідність і аналогічний коефіцієнт теплового розширення.
Крім того, винахід спрямовано на забезпечення простого способу виготовлення частини доріжки кочення за винаходом, який характеризується скороченням процесу виготовлення (уникнення фаз розжарювання), високою відтворюваністю та високою економічною ефективністю. Спосіб має бути придатним для виготовлення довгих рейок, наприклад, довжиною понад 100 м із забезпеченням властивостей матеріалу, що відповідають специфікації, по всій довжині рейки.
Для вирішення поставленої технічної задачі винахід, відповідно до першого пункту формули, забезпечує частину доріжки кочення, зокрема рейку згаданого вище типу, яка характеризується тим, що в ній використовується гіперевтектоїдна сталь із наступним спрямованим хімічним складом: 0,98-1,17 мас. -95 С 0,90-1,35 95 мас. -956 Мп 0,70-1,10 95 мас. -95 Бі 0,15-0,70 мас. -95 Ст, при цьому сталь, принаймні, у зоні головки рейки має перлітову структуру, яка у цілому, є вільною від сіток вторинного цементиту.
При удосконаленні рейки згідно винаходу даний склад сталі виявився надзвичайно придатним, оскільки з'явилася можливість досягнути твердості у діапазоні 460 НВ і вище, а сама рейка згідно винаходу одночасно має достатнє подовження при розриві для діапазону великих навантажень. У контексті даного винаходу ознака, яка полягає в тому, що, принаймні, у зоні
Зо головки рейки перлітова структура по суті є вільною від сіток вторинного цементиту, означає, що, якнайбільше, 5 95 існуючих вторинних осадів цементиту мають форму сіток вторинного цементиту. Під сіткою вторинного цементиту слід розуміти мікроструктуру, в якій зерна колишнього аустеніту повністю оточені замкнутою сіткою вторинного цементиту.
Осади вторинного цементиту знижують надходження вуглецю для формування ламелей (пластинок) перлітного цементиту, необхідних для забезпечення зносостійкості. З цих причин сприятливим вважається пригнічення вторинного цементиту в гіперектоїдних рейкових сталях.
Концентрація марганцю у даній сталі вибирається такою, яка має сприяти зміщенню процесу формування окрихчувального вторинного цементиту до більш низьких температур завдяки його аустенітному стабілізуючому ефекту, тим самим забезпечуючи можливість прокочування дрібнозернистої сталі при низьких температурах прокатки гіперевтектоїдних залізничних сталей з одночасним пригніченням осадження вторинного цементиту.
Була обрана нижня межа марганцю, що становить величину 0,9 мас. 95, оскільки температура осадження окрихчувального вторинного цементиту зміщується до більш високих температур, якщо вказана величина опускається нижче згаданої вище нижньої межі, що може призвести до того, що пригнічення осадження вторинного цементиту не може бути гарантоване при наступній термічній обробці. Верхня межа марганцю, що становить 1,35 мас. 95, була обрана для забезпечення ливарних якостей сталі.
Склад сплаву за даним винаходом забезпечує нижню межу вмісту вуглецю 0,98 мас. 95 та верхню межу 1,17 мас. 95. Нижня межа була обрана з огляду на забезпечення достатньої міцності, оскільки саме вуглець сприяє отриманню необхідної міцності. Вищеназвана верхня межа була обрана для того, щоб уникнути осадження сіток вторинного цементиту, особливо від глибини, приблизно, 5-10 мм нижче поверхні головки рейки, навіть з меншою тепловіддачею при примусовому охолодженні після прокатки. Якби сітки вторинного цементиту утворювались у внутрішній зоні головки рейки через занадто низьку тепловіддачу або занадто низьку швидкість охолодження, властивості матеріалу значно б погіршувались. Так, неможливо було б забезпечити достатнього подовження при розриві, наприклад, неможливо було б досягти такого подовження при розриві, як щонайменше, 8 95. У контексті даного винаходу особлива перевага віддається таким сталевим складам, які відрізняються тим, що в них С присутній у кількості 1,05-1,17 мас. 95, переважно, 1,06-1,15 мас. 95, і особливо переважно, 1,08 мас. -95. Даний вміст бо вуглецю забезпечує найкращий можливий баланс між зносостійкістю та подовженням при розриві.
Склад сплаву за винаходом забезпечує для кремнію нижню межу 0,70 мас. 96 та верхню межу 1,10 мас.95. Нижня межа була обрана для забезпечення ефективності кремнію у пригніченні окрихчуванльних осадів вторинного цементиту. Це розширює технологічне вікно термічної обробки задля уникнення сітки вторинного цементиту. Передумовою вибору верхньої межі є те, що, у разі перевищення цієї межі, задана електропровідність рейок має знизитися настільки, що у деяких випадках це може призвести до порушень у системі сигналізації.
Склад сплаву згідно винаходу забезпечує для хрому нижню межу 0,15 мас. 95 та верхню межу 0,70 мас. 95. Встановлено, що хром, починаючи із вмісту 0,15 мас. 95, має помітний вплив на затвердіння рейки у поперечному перерізі і пригнічує утворення вторинного цементиту, що, у свою чергу, розширює технологічне вікно термічної обробки у такий спосіб, що структура вторинного цементиту не може бути сформована як сітка. Величина верхньої межі була обрана 0,70 мас. 95, оскільки із збільшенням вмісту хрому зварюваність рейки ускладнюється або взагалі ууеможливлюється.
В цілому, при вирішенні технічної задачі щодо складу сплаву винахід базується на конкретному виборі кількісних діапазонів окремих складових частин сплаву, причому, окремі легувальні компоненти мають частково протилежні ефекти. Наприклад, для досягнення високої міцності бажано мати більш високий вміст вуглецю, але при збільшенні вмісту вуглецю слід враховувати пов'язаний з цим недолік підвищення температури перетворення аустеніту в перліт. Хоча високий вміст кремнію відповідає за пригнічення окрихчувальних осадів вторинного цементиту, він також підвищує температуру перетворення аустеніту в перліт. В цілому, вторинний цементит випадає в осад при відносно високих температурах через відносно високий вміст вуглецю та кремнію, так що осади вторинного цементиту можуть з'являтися в удосконаленому вигляді також до початку процесу теплової обробки. Таким чином, застосування високого вмісту вуглецю у поєднанні з кремнієм насправді є мало ефективним.
Однак, високі концентрації кремнію також мають дифузія-інгібуючу дію на вуглець і, таким чином, мінімізують вторинний цементит. Щоб скористатися цим позитивним ефектом, негативний ефект зміни температури перетворення має бути компенсований. Згідно винаходу, це досягається додаванням відповідних кількостей аустеніт-стабілізуючого елемента марганцю.
Для збільшення подовження при розриві, відповідно до переважного прикладу здійснення даного винаходу, спрямований хімічний склад рейкової сталі може бути сформований таким чином, щоб у ньому додатково використовувався АЇ (алюміній) у кількості 0,01-0,06 мас. 95. Це призведе до мінімізації розміру зерна перліту, що має сприятливо вплинути на показника подовження при розриві.
З урахуванням тієї ж точки зору, що і додавання АЇ, М (ванадій) може додатково використовуватися у кількості від 0,07 до 0,20 мас. 95, зокрема від 0,10 до 0,20 мас. 95, як у переважному прикладі здійснення даного винаходу. Було виявлено, що вже починаючи із вмісту ванадію 0,07 мас. 95, можна досягти збільшення міцності та ефекту подрібнення зерна. Міцність знову ж таки має зменшуватися від верхньої межі, що становить 0,2 мас. 95, оскільки занадто велика кількість С з матриці виявляється зв'язаною.
Подібним чином, згідно з переважним прикладом здійснення даного винаходу, МЬ (ніобій) може додатково використовуватися в кількості 0,010-0,030 мас. 90, щоб мінімізувати розмір перліту і тим самим позитивно впливати на показника подовження на розрив рейки відповідно до винаходу.
З тієї ж точки зору, що і додавання АЇ, Ті (титан) може додатково використовуватися в кількості 0,015-0,05 мас. б.
Встановлено, що особливо переважним є додаткове використання У у кількості від 0,07 до 0,20 мас. 95, зокрема від 0,10 до 0,2 мас. 95, разом з МБ у кількості від 0,010 до 0,030 мас. 95.
Таке одночасне використання М і МО призвело до наявності особливо високого показника подовження при розриві, як стане очевидним з прикладів здійснення даного винаходу, викладених нижче.
З урахуванням тієї ж точки зору було встановлено, що особливо переважним є додаткове використання АЇ у кількості 0,01-0,06 мас. 95 разом з МБ у кількості 0,01-0,03 мас. 95.
Крім того, при додаванні вищезазначених легувальних елементів (АЇїЇ, Ті, М, МБ) ефект подрібнення зерна може бути збільшений за рахунок вмісту азоту в сталі в діапазоні від 40 до 120 ррт, що відповідає переважному прикладу здійснення даного винаходу.
Зокрема, завдяки складу за даним винаходом, досягається така якість сталі, що дозволяє виготовити частину доріжки кочення, в якій сталь, принаймні в зоні головки рейки, має межу міцності на розрив більше 1500 МПа, подовження при розриві більше 8 95 і твердість по бо Бринелю (згідно з ЕМ ІБО 6506-1) більше 460 НВ, що відповідає переважному прикладу здійснення даного винаходу.
Предметом, що заявляється, є також спосіб виготовлення частини доріжки кочення за винаходом, який характеризується тим, що гіперевтектоїдна сталь, склад якої відповідає кожному з пп.1-9, формули винаходу, виймають із печі при температурі 1000-1300 "С, потім прокочують при кінцевій температурі прокатки 850-950 С, а далі піддають примусовому охолодженню до температури від 450 "С до 600 "С. Переважно, застосовують піч з крокуючим балковим подом. Сталь зі складом за винаходом виймають із печі і прокочують до отримання заданої форми частини доріжки кочення, зокрема, рейки. Щоб уникнути осадження вторинного цементиту при неевтектоїдному переході від фази аустеніту до фази перліту, відповідно до даного винаходу, температуру не опускають нижче кінцевої температури прокатки, тобто температури сталі в кінці прокатного стану, що становить 850 "С, оскільки вторинний цементит, що випадає в осад на межі зерен перліту, особливо при формуванні сіток вторинного цементиту, може призвести до неприйнятного окрихчення рейки. Режими роботи прокатного стану вибирають за допомогою накопиченого ступеня трансформації у межах безперервних проходів прокатки на шкалі чистоти таким чином, що перекристалізація - керований процес прокатки досягається через переосадження, спричинені деформацією, і осади у розчині з урахуванням швидкості формування деформації за прохід, температури та складу сплаву, що дозволяє реалізувати невеликий розмір зерна колишнього аустеніту від 8 мкм до 35 мкм, принаймні, в зоні головки рейки. Відповідно до винаходу, цей процес супроводжується швидким охолодженням до температури нижче 600 "С, причому, у такому діапазоні температур вторинний цементит більше не осідає, створюючи умови для отримання дуже зносостійкої дрібноперлітової мікроструктури з показником подовження при розриві, достатньо високим для застосування у важких умовах експлуатації.
Відповідно до переважного прикладу здійснення даного винаходу, примусове охолодження виконують, щонайменше, у зоні головки рейки, щоб забезпечити, принаймні, там перлітову структуру.
Швидкість охолодження вибирають настільки високою, що відбувається суттєве пригнічення осадження вторинного цементиту, без утворення небажаних вторинних фаз, таких як бейніт чи мартенсит, що сприяють зносу.
Зо Для того, щоб якомога менше вторинного цементиту осаджувалося у перлітовій структурі, спосіб згідно винаходу, переважно, додатково характеризується тим, що примусове охолодження здійснюють у ванні з охолоджувальним середовищем, яке не є водою у чистому вигляді. Використовуючи охолоджувальне середовище, що не є водою у чистому вигляді, можна уникнути ефекту випаровування на поверхні рейки, яку охолоджують, що, з одного боку, покращує передачу тепла від гарячої сталі до охолоджувального середовища і, отже, на користь уникнення осадів вторинних цементитів, призводить до більш швидкого охолодження, а з іншого боку, пригнічує появу плям кородування на поверхні рейки.
Особливо ефективним охолодження для уникнення осадів вторинного цементиту є тоді, коли примусове охолодження відбувається у полімерній ванні з температурою 10-70 С, як передбачено у переважному прикладі здійснення даного винаходу. Особливо переважно, коли для уникнення осадів вторинного цементиту спосіб проводять таким чином, що примусове охолодження здійснюють зі швидкістю, щонайменше, 4 "С/сек, переважно, щонайменше, 8 "С/сек, більш переважно, щонайменше, 12 "С/сек. Таким чином, область утворення осадів вторинного цементиту минає на діаграмі залізо-вуглець так швидко, що можна успішно уникнути крихкості залізничної сталі.
Далі винахід буде пояснюватися більш докладно з посиланнями на приклади здійснення.
Приклад 1:
Рейка для залізничного транспорту була виготовлена з гіперевтектоїдної сталі з наступним спрямованим хімічним складом відповідно до способу за винаходом: 1,13 мас. -95 С 1,28 мас. -95 Мп 0,87 мас. 95 5 0,39 мас. -95 Сг 0,15 мас. -95 М 0,03 мас. оо МО супроводжувальні елементи та домішки, залишок Ге.
Отримано рейку з межею міцності на розрив 1580 МПа/мм-, подовженням при розриві (А5) 8,5 9о і твердістю (К5) 475 НВ (твердість за Бринелем). 60 Приклад 2:
Рейка для залізничного транспорту була виготовлена з гіперевтектоїдної сталі з наступним спрямованим хімічним складом відповідно до способу за винаходом: 1,12 мас. -965 С 1,10 мас. -95 Ми 0,85 мас. 95 5 0,45 мас. -95 Сг 0,15 мас. -95 М 0,015 мас. -95 МЬ супроводжувальні елементи та домішки, залишок Ее.
Отримано рейку з межею міцності на розрив 1550 МПа/мм-, подовженням при розриві (А5) 9,2 9б і твердістю (К5) 470 НВ (твердість за Бринелем).
Приклад 3:
Рейка для залізничного транспорту була виготовлена з гіперевтектоїдної сталі з наступним спрямованим хімічним складом відповідно до способу за винаходом: 0,98 мас. -95 С 1,15 мас. -95 Ми 0,95 мас. 95 51 0,55 мас. -95 Сг супроводжувальні елементи та домішки, залишок Ее.
Отримано рейку з межею міцності на розрив 1515 МПа/мм-, подовженням при розриві (А5) 9,7 95 та твердістю (К5) 463 НВ (твердість за Бринелем).
Приклад 4:
Рейка для залізничного транспорту була виготовлена з гіперевтектоїдної сталі з наступним спрямованим хімічним складом відповідно до способу за винаходом: 1,01 мас. -965 С 0,90 мас. -95 Мп 0,90 мас. 95 51
Зо 0,53 мас. -95 Сг супроводжувальні елементи та домішки, залишок Ее.
Отримано рейку з межею міцності на розрив 1500 МПа/мм-, подовженням при розриві (А5) 9,6 9о і твердістю (К5) 460 НВ (твердість за Бринелем).
Приклад 5:
Рейка для залізничного транспорту була виготовлена з гіперевтектоїдної сталі з наступним спрямованим хімічним складом відповідно до способу за винаходом: 1,06 мас. -95 С 1,20 мас. -95 Ми 0,95 мас. 95 5 0,56 мас. 95 Сг 0,15 мас. -95 М 0,015 мас. -95 МЬ супроводжувальні елементи та домішки, залишок Ее.
Отримано рейку з межею міцності на розрив 1570 МПа/мм-, подовженням при розриві (А5) 9,2 95 та твердістю (К5) 478 НВ (твердість за Бринелем).
Верхні граничні значення для супроводжувальних елементів та домішок вказані у контексті даного винаходу наступним чином: 0,017 мас. -95 Р 0,017 мас. -95 5 0,10 мас. -б5 Мі 0,15 мас. 95 Си 0,05 мас. 925 Ті 0,02 мас. 96 Мо 0,03 мас. -95 п 0,003 мас. -95 ОО 14 ррт Н 0,012 мас. Фобо А5 60 0,01 мас. 965 РЬ
0,01 мас. во Со 0,01 мас. 95 56 0,012 мас. -95 М залишок: Ее
Рейки, виготовлені згідно з прикладами від 1 до 5, мають чисто перлітову мікроструктуру, по суті, вільну від сіток вторинного цементиту згідно з Фіг. 1
Мікроструктура матеріалу рейки, принаймні, у позиції стандартного випробування на розтяг (10 мм нижче бокової грані катання), має перлітову структуру нижче З 95 - травлення азотною кислотою, яка практично не містить сіток вторинного цементиту, що відповідає класифікаційній таблиці на фіг. 3.
Товщина ламелі цементиту значно збільшується у випадку з рейкою згідно винаходу порівняно з рейкою з рівня техніки (рейка К4ООНТ згідно з ЕМ 13674-1), як видно з Фіг. 2.
Рівень самого вторинного цементиту можна оцінити за допомогою класифікаційної схеми для оцінки осадів вторинного цементиту на мікроструктурі, як показано на Фіг. 3. 0... без вторинного цементиту 1... дуже мало слідів вторинного цементиту 2... виділені суміжні структури вторинного цементиту 3... замкнута сітка вторинного цементиту
Стійкість до зносу рейок, що відповідає прикладам здійснення, вимірювали за допомогою випробувального пристрою згідно з АТ 409766 В (випробувальний стенд колісно-рейкового типу) та порівнювали зі стійкістю звичайних рейкових сталей згідно з ЕМ 13674-1 (Фіг. 4).
Отримані результати показують, що зносостійкість прикладів здійснення винаходу може бути значно вищою у порівнянні з комерційними залізничними коліями, завдяки чому, застосовуючи винахід, можуть бути значно ефективніше виконані підвищені вимоги до властивостей виробу.

Claims (14)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Частина доріжки кочення, виготовлена з гіперевтектоїдної сталі, що складається з підошви Зо рейки, шийки рейки та зони головки рейки, яка відрізняється тим, що в ній застосована гіперевтектоїдна сталь з наступним спрямованим хімічним складом, мас. 90: 0,98-1,17 С, 0,90-1,35 Мп, 0,70-1,10 51, 0,15-0,70 Ст, причому дана сталь має перлітну структуру принаймні у зоні головки рейки, при цьому не більше 5 95 наявних осадів вторинного цементиту мають форму сіток вторинного цементиту, крім того, згадана гіперевтектоїдна сталь принаймні в зоні головки рейки має межу міцності на розрив більше ніж 1500 МПа, подовження при розриві більше ніж 8 95 і твердість за Бринелем більше ніж 460 НВ.
2. Частина доріжки кочення за п. 1, яка відрізняється тим, що С присутній у кількості від 1,05 до 1,17 мас. 95.
3. Частина доріжки кочення за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що гіперевтектоїдна сталь додатково містить АЇ у кількості від 0,01 до 0,06 мас. 95.
4. Частина доріжки кочення за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що гіперевтектоїдна сталь додатково містить М у кількості від 0,07 до 0,20 мас. 95.
5. Частина доріжки кочення за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що гіперевтектоїдна сталь додатково містить МЬ у кількості від 0,01 до 0,03 мас. 965.
6. Частина доріжки кочення за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що гіперевтектоїдна сталь додатково містить Ті у кількості від 0,015 до 0,05 мас. 95.
7. Частина доріжки кочення за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що гіперевтектоїдна сталь додатково містить М у кількості від 40 до 120 частин на мільйон.
8. Спосіб виготовлення частини доріжки кочення за будь-яким з пп. 1-7, який відрізняється тим, що гіперевтектоїдну сталь, яка має склад відповідно до будь-якого з пп. 1-7, виймають з печі при температурі 1000-1300 "С, потім прокатують до досягнення кінцевої температури прокатки 850- 950 "С, а далі піддають примусовому охолодженню до температури від 450 до 600 "С, причому примусове охолодження здійснюють зі швидкістю щонайменше 4 "С/с.
9. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що примусове охолодження здійснюють зі швидкістю щонайменше 8 "С/с. 60
10. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що примусове охолодження здійснюють зі швидкістю щонайменше 12 "С/с.
11. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що деформація частини доріжки кочення щонайменше в зоні головки рейки під час прокатки має накопичений порівняльний ступінь деформації принаймні 1,4.
12. Спосіб за будь-яким з пп. 8-11, який відрізняється тим, що примусове охолодження здійснюють принаймні в зоні головки рейки.
13. Спосіб за будь-яким з пп. 8-12, який відрізняється тим, що примусове охолодження здійснюють у ванні з охолоджувальним середовищем, яке не є водою у чистому вигляді.
14. Спосіб за будь-яким з пп. 8-13, який відрізняється тим, що примусове охолодження здійснюють у полімерній ванні з температурою 15-50 "С. рай но ! Се ноя Я Ще І г Е ги
Фіг. 1 м : : ; ї 3 може Н Ї І х Ах ? ї : Приклаж З : 5 ТЗ 3 ; Е х ов бух паси думку» - ІЗ вовни нення У Е : РУ У зер щ | | Гейка КУЄ ! Я ою : : ве Ї 3 : НІ і п -- --ї у . дл в З іо Б 2 же Тозвція вмкооюавої грані Кен я дю орд головою рейки г
Фіг. 2
UAA202100541A 2018-07-10 2019-07-03 Частина доріжки кочення з гіперевтектоїдної сталі UA127116C2 (uk)

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 (1)

Publication Number Publication Date
UA127116C2 true UA127116C2 (uk) 2023-05-03

Family

ID=67551584

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202100541A UA127116C2 (uk) 2018-07-10 2019-07-03 Частина доріжки кочення з гіперевтектоїдної сталі

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20200017943A1 (uk)
EP (1) EP3821040B1 (uk)
AR (1) AR115726A1 (uk)
AT (1) AT521405B1 (uk)
AU (1) AU2019204857B2 (uk)
BR (1) BR102019014230B1 (uk)
CA (1) CA3048723C (uk)
ES (1) ES2834057T3 (uk)
MA (1) MA53132A (uk)
PL (1) PL3821040T3 (uk)
UA (1) UA127116C2 (uk)
WO (1) WO2020012297A1 (uk)
ZA (1) ZA202006996B (uk)

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
AU2022491131A1 (en) * 2022-12-23 2025-04-03 Nippon Steel Corporation Rail and manufacturing method for rail

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100202251B1 (ko) * 1994-11-15 1999-06-15 다나카 미노루 우수한 내마모성을 가지는 펄라이트강 레일 및 그 제조방법
JPH09316598A (ja) * 1996-03-27 1997-12-09 Nippon Steel Corp 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
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
CN1304618C (zh) * 2002-04-05 2007-03-14 新日本制铁株式会社 耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法
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
WO2010095354A1 (ja) * 2009-02-18 2010-08-26 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
CN102803536B (zh) * 2009-06-26 2015-01-28 新日铁住金株式会社 延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨及其制造方法
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
BR112014031008B1 (pt) * 2012-06-14 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Trilho ferroviário e seus métodos de produção
US10995396B2 (en) * 2016-05-19 2021-05-04 Nippon Steel Corporation Rail

Also Published As

Publication number Publication date
AU2019204857A1 (en) 2020-01-30
BR102019014230A2 (pt) 2020-02-27
US20200017943A1 (en) 2020-01-16
AR115726A1 (es) 2021-02-17
BR102019014230B1 (pt) 2023-10-31
ES2834057T3 (es) 2024-03-26
EP3821040A1 (en) 2021-05-19
ES2834057T1 (es) 2021-06-16
CA3048723A1 (en) 2020-01-10
MA53132A (fr) 2021-05-19
CA3048723C (en) 2021-11-09
EP3821040B1 (en) 2023-08-30
WO2020012297A1 (en) 2020-01-16
AT521405A1 (de) 2020-01-15
AT521405B1 (de) 2021-09-15
ZA202006996B (en) 2021-10-27
PL3821040T3 (pl) 2024-02-12
AU2019204857B2 (en) 2025-02-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
AU2016200056B2 (en) High-Strength and Highly Fatigue-Resistant Steel Rail and Production Method Thereof
EP1101828B1 (en) High-strength bainitic steel rails with excellent rolling-contact fatigue resistance
US12258657B2 (en) Hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, steel pipe, member, and manufacturing methods therefor
US4082577A (en) Process for the heat treatment of steel
US20250305078A1 (en) Method for manufacturing a rail and corresponding rail
EP3124636A1 (en) Rail and method for manufacturing same
EP2247764B1 (en) Rail steel with an excellent combination of wear properties and rolling contact fatigue resistance
US12378628B2 (en) Wire rod and steel wire for spring, having enhanced toughness and corrosion fatigue properties, and respective manufacturing methods therefor
JP7063400B2 (ja) レール及びその製造方法
UA127116C2 (uk) Частина доріжки кочення з гіперевтектоїдної сталі
CN1057810C (zh) 钢轨
KR101051934B1 (ko) 용접용 강 빌딩 구성요소 및 그 제조방법
KR101010595B1 (ko) 용접용 강 빌딩 구성요소 및 그 제조방법
JP6270730B2 (ja) 耐摩耗性、転がり接触疲労耐性および溶接性の優れた組み合わせを有するレール鋼
OA20006A (en) Track Part Made of a Hypereutectoid Steel.
KR20190077182A (ko) 내사우어 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
CN118621223A (zh) 一种耐高寒城市轻轨道岔用耐磨钢板及其制造方法