Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью



Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью
Рельс с перлитной структурой, обладающий превосходным сопротивлением абразивному износу и отличной ударной вязкостью

 


Владельцы патента RU 2461639:

НИППОН СТИЛ КОРПОРЕЙШН (JP)

Изобретение относится к области металлургии, а именно к железнодорожному рельсу с перлитной структурой. Рельс выполнен из стали, содержащей в мас.%: 0,65-1,20 С; 0,05-2,00 Si; 0,05-2,00 Mn; не более 0,0150 P; не более 0,0100 S; 0,0005-0,0200 Ca; остальное - Fe и неизбежные примеси. Поверхностная зона головки, проходящая от поверхностей угловых участков головки и верхнего участка головки на глубину 10 мм, имеет перлитную структуру, твердость которой составляет от 320 до 500 HV. Включения на основе сульфида Mn, имеющие основной размер в диапазоне от 10 до 100 мкм, присутствуют из расчета на единицу площади в количестве 10-200/мм2 в сечении в направлении по длине перлитной структуры. Рельсы обладают повышенной стойкостью к абразивному износу и ударной вязкостью. 10 з.п. ф-лы, 11 ил., 15 табл., 1 пр.

 

Область техники

Настоящее изобретение относится к рельсу с перлитной структурой, используемому на железных дорогах для грузовых перевозок, в головке которого улучшены как сопротивление абразивному износу (износостойкость), так и ударная вязкость.

Данная заявка притязает на приоритет заявки на японский патент №2008-281847, зарегистрированной в Японии 31 октября 2008, содержание которой этим упоминанием включено в текст данного описания.

Уровень техники

Одновременно с развитием экономики происходит выработка природных ресурсов, таких как уголь или тому подобное. А именно добыча выполняется в тех регионах с суровыми природными условиями, которые до сих пор не развивались. Соответственно, дорожные условия становятся достаточно суровыми на железных дорогах для грузовых перевозок, которые используются для транспортировки природных ресурсов. Существует необходимость того, чтобы в регионах с холодным климатом в дополнение к более высокой износостойкости, чем ранее, рельсы имели ударную вязкость или подобное. В таких обстоятельствах существует потребность в создании рельсов, имеющих более высокую износостойкость и более высокую ударную вязкость по сравнению с теми, которые имеются у высокопрочных рельсов, используемых в настоящее время.

Вообще говоря, известно, что измельчение перлитной структуры, а именно измельчение зерна в аустенитной структуре, которую еще предстоит превратить в перлит, или измельчение блоков перлита является эффективным с точки зрения улучшения ударной вязкости перлитной стали. Чтобы обеспечить измельчение зерна в аустенитной структуре при горячей прокатке, снижают температуру прокатки и повышают степень обжатия и, кроме того, применяют термическую обработку в виде низкотемпературного повторного нагрева после горячей прокатки рельсов. В дополнение к этому, чтобы обеспечить измельчение перлитной структуры, превращение в перлит, начинающееся внутри зерен аустенита, ускоряют за счет использования зародышей или тому подобного.

Однако при изготовлении рельсов, с точки зрения обеспечения формуемости во время горячей прокатки, существуют ограничения, накладываемые на снижение температуры прокатки и повышение степени обжатия, из-за чего нельзя достичь достаточного измельчения зерен аустенита. В дополнение к этому, что касается превращения в перлит внутри зерен аустенита за счет использования зародышей, существуют проблемы, заключающиеся в том, что количеством зародышей трудно управлять, и превращение в перлит внутри зерен является нестабильным, из-за чего нельзя достичь достаточного измельчения перлитной структуры.

Из-за этих проблем применяется способ фундаментального улучшения ударной вязкости рельсов с перлитной структурой, в котором после горячей прокатки рельса выполняют низкотемпературный повторный нагрев, а затем превращение в перлит выполняют путем ускоренного охлаждения, чтобы измельчить перлитную структуру. Однако в последнее время изготавливают рельсы с высоким содержанием углерода для улучшения износостойкости, поэтому существует проблема, заключающаяся в том, что внутри зерен аустенита остаются крупные карбиды при описанной выше обработке путем низкотемпературного повторного нагрева, что снижает пластичность и ударную вязкость перлитной структуры после ускоренного охлаждения. В дополнение к этому, так как этот способ включает повторный нагрев, существует другая проблема, связанная с экономической эффективностью, например высокая стоимость изготовления, низкая производительность и подобное.

Как следствие, существует потребность в разработке способа изготовления рельса из высокоуглеродистой стали, который обеспечивает формуемость во время прокатки и позволяет измельчить перлитную структуру после горячей прокатки. Чтобы решить эту проблему, разработаны способы изготовления рельса из высокоуглеродистой стали, которые рассмотрены ниже. Основной особенностью этих способов изготовления рельса является использование того факта, что зерна аустенита в высокоуглеродистой стали легко подвергаются рекристаллизации при относительно низкой температуре и даже при небольшой степени обжатия с целью измельчения перлитной структуры. В результате, путем непрерывной прокатки при небольшой степени обжатия получают мелкие зерна сходного диаметра, что позволяет улучшить пластичность и ударную вязкость перлитной стали (см., например, Патентные документы 1, 2 и 3).

В Патентном документе 1 указано, что рельс, имеющий высокую пластичность, можно получить путем выполнения 3 или более непрерывных проходов с заранее определенным интервалом времени при чистовой прокатке рельса из высокоуглеродистой стали.

В Патентном документе 2 указано, что рельс, имеющий превосходную износостойкость и высокую ударную вязкость, можно получить путем выполнения двух или более непрерывных проходов с заранее определенным интервалом времени при чистовой прокатке рельса из высокоуглеродистой стали и, кроме того, выполнения ускоренного охлаждения после непрерывной прокатки.

В Патентном документе 3 указано, что рельс, имеющий превосходную износостойкость и высокую ударную вязкость, можно получить путем выполнения охлаждения между проходами при чистовой прокатке рельса из высокоуглеродистой стали, а также выполнения ускоренного охлаждения после непрерывной прокатки.

Технологии, описанные в Патентных документах 1-3, могут обеспечить измельчение аустенитной структуры на определенном уровне и демонстрируют небольшое улучшение ударной вязкости за счет комбинации температуры, числа проходов и интервала времени между проходами во время непрерывной горячей прокатки. Однако существует проблема, заключающаяся в том, что эти технологии не обеспечивают каких-либо эффектов, связанных с началом разрушения во включениях, имеющихся в стали, и поэтому ударную вязкость нельзя улучшить фундаментальным образом.

Кроме того, в высокоуглеродистой стали скорость роста зерен аустенитной структуры является большой. В результате, зерна аустенитной структуры, которые измельчены путем прокатки, растут после прокатки, поэтому существует проблема, заключающаяся в том, что ударная вязкость рельса, подвергнутого термической обработке, не улучшается даже в случае выполнения ускоренного охлаждения.

Учитывая эти обстоятельства, изучалось добавление Ca, снижение содержания кислорода и снижение содержания Al, чтобы воспрепятствовать возникновению в рельсе типичных включений, таких как MnS или Al2O3. Особенностью этих способов изготовления является то, что MnS заменяют на CaS путем добавления Ca при предварительной обработке горячего металла, чтобы он стал безвредным, и, кроме того, в максимально возможной степени снижают содержание кислорода путем добавления раскисляющих элементов или применения вакуумной обработки, чтобы снизить количество включений в расплавленной стали, и технологии, на которых основаны эти способы, были изучены (см., например, Патентные документы 4, 5 и 6).

В Патентном документе 4 описан способ изготовления расплавленной стали, раскисленной кремнием и имеющей высокое содержание углерода и высокую чистоту, в котором оптимизируют добавляемое количество Ca, чтобы связать S в виде CaS, что позволяет снизить количество вытянутых включений на основе MnS. При этой технологии S, которая выделяется и концентрируется в процессе затвердевания, реагирует с Ca, который аналогичным образом выделяется и концентрируется, или силикатом кальция, возникающим в расплавленной стали, что, как следствие, позволяет связать S в виде CaS. В результате, подавляется возникновение вытянутых включений MnS.

В Патентном документе 5 описан способ изготовления расплавленной стали, имеющей высокое содержание углерода и высокую чистоту, в котором уменьшают количество включений MnO, что позволяет уменьшить количество вытянутых включений MnS, выделившихся в виде фазы из MnO. При этой технологии сталь выпускают в нераскисленном или слабораскисленном состоянии после выплавки в атмосферной печи для рафинирования, а затем выполняется вакуумная обработка при уровне вакуума 1 торр или менее, чтобы содержание растворенного кислорода находилось в диапазоне 30 частей на миллион или менее. Далее добавляют Al и Si, а затем Mn. За счет этого уменьшают количество побочных продуктов раскисления, которые станут центрами кристаллизации MnS, который выкристаллизовывается в окончательно затвердевших областях, и снижают концентрацию MnO в оксидах. Это позволяет воспрепятствовать кристаллизации MnS.

В Патентном документе 6 описан способ изготовления расплавленной стали, имеющей высокое содержание углерода и высокую чистоту, с уменьшенными количествами кислорода и Al в ней. При этой технологии можно изготовить рельс, обладающий превосходной стойкостью к повреждениям за счет ограничения суммарного количества кислорода на основе взаимосвязи между суммарным количеством кислорода во включениях на основе оксидов и повреждаемостью. Кроме того, стойкость рельсов к повреждениям можно дополнительно повысить за счет ограничения количества находящегося в твердом растворе Al или поддержания состава включений в предпочтительном диапазоне.

При помощи описанных выше технологий, рассмотренных в Патентных документах 4-6, управляют конфигурацией и количеством включений на основе MnS и Al, возникающих на стадии блюмной заготовки. Однако конфигурация включений меняется во время горячей прокатки рельсов. В частности, включения на основе сульфида Mn, вытягиваемые в продольном направлении при прокатке, работают как точки начала разрушения в рельсах, поэтому существует проблема, заключающаяся в том, что стойкость к повреждениям или ударная вязкость рельсов не могут быть улучшены устойчивым образом в случае, когда управляют только включениями на стадии блюмной заготовки.

В дополнение к этому, чтобы препятствовать росту зерна аустенитной структуры после горячей прокатки, изучалось применение выделяющихся фаз. Особенностью этого способа изготовления является добавление легирующих элементов и выделение карбонитридов в виде фаз, чтобы закрепить аустенитную структуру и, таким образом, препятствовать росту зерна. Как следствие, измельчается структура, подвергшаяся термической обработке, и улучшается ударная вязкость (см., например, Патентный документ 7).

Согласно технологии по Патентному документу 7 добавляют V и Nb и происходит выделение карбонитридов V и Nb в виде фаз. Кроме того, в зависимости от добавленных количеств V и Nb выполняют ускоренное охлаждение и управляют ростом зерна аустенитной структуры после горячей прокатки, что позволяет измельчить перлитную структуру и улучшить ударную вязкость рельса.

Согласно технологии, описанной в Патентном документе 7, добавляют легирующие элементы и выделяют карбонитриды в виде фаз, чтобы закрепить аустенитную структуру, и, таким образом, препятствуют росту зерна. Однако количество возникающих карбонитридов легирующих элементов в значительной степени меняется в зависимости от температуры прокатки и степени обжатия. В результате возникает очень широкая вариация в эффектах подавления роста зерна и частично происходит укрупнение кристаллических зерен. Таким образом, существует проблема, заключающаяся в том, что стойкость к повреждениям и ударную вязкость рельсов нельзя устойчивым образом улучшить при помощи только карбонитридов легирующих элементов.

В дополнение к этому, при помощи технологии, описанной в Патентном документе 7, достигается только измельчение аустенитной структуры. Эта технология не оказывает влияния на повреждение из-за включений на основе сульфида Mn, вытягиваемых в продольном направлении при прокатке, поэтому существует проблема, заключающаяся в том, что стойкость к повреждениям и ударную вязкость рельсов нельзя улучшить устойчивым образом.

Кроме того, при использовании технологий, описанных в Патентных документах 4-7, происходит охрупчивание структуры из-за смены компонентов в стали, в частности смены компонентов, входящих в нее в качестве примесей. Таким образом, существует проблема, заключающаяся в том, что стойкость к повреждениям и ударную вязкость рельсов нельзя устойчивым образом улучшить путем управления включениями за счет добавления легирующих элементов и уменьшения содержания кислорода, а также путем измельчения аустенитной структуры за счет применения выделяющихся фаз.

Исходя из этих обстоятельств, появилась необходимость в рельсе с перлитной структурой, обладающем превосходными износостойкостью и ударной вязкостью, в котором улучшены как износостойкость, так и стойкость к повреждениям перлитной структуры.

Документы по известному уровню техники

Патентные документы

Патентный документ 1: Непроверенная заявка на японский патент №Н07-173530,

Патентный документ 2: Непроверенная заявка на японский патент №2001-234238,

Патентный документ 3: Непроверенная заявка на японский патент №2002-226915,

Патентный документ 4: Непроверенная заявка на японский патент №Н05-171247,

Патентный документ 5: Непроверенная заявка на японский патент №Н05-263121,

Патентный документ 6: Непроверенная заявка на японский патент №2001-220651,

Патентный документ 7: Непроверенная заявка на японский патент №2007-291413.

Описание изобретения

Проблемы, решаемые изобретением

Настоящее изобретение создано с учетом указанных выше проблем, и его задачей является предложить рельс с перлитной структурой, в головке которого улучшены как износостойкость, так и ударная вязкость и который, в частности, необходим как рельс для железных дорог для грузовых перевозок.

Средства решения проблем

Настоящее изобретение обладает следующими признаками.

Рельс с перлитной структурой, соответствующий настоящему изобретению, состоит из стали, содержащей в процентах по массе: 0,65-1,20 С; 0,05-2,00 Si; 0,05-2,00 Mn; не более 0,0150 Р; не более 0,0100 S; 0,0005-0,0200 Ca; остальное - Fe и неизбежные примеси. В головке рельса ее поверхностная зона, проходящая от поверхностей угловых участков головки и верхнего участка головки на глубину 10 мм, имеет перлитную структуру, и твердость перлитной структуры составляет от 320 до 500 HV. Включения на основе сульфида Mn, имеющие основной размер в диапазоне от 10 до 100 мкм, присутствуют из расчета на единицу площади в количестве 10-200/мм2 в сечении (сечении, параллельном продольному направлению рельса) в направлении по длине перлитной структуры.

Здесь HV означает твердость по Виккерсу, определенную в соответствии с японским промышленным стандартом JIS В7774.

В рельсе с перлитной структурой, соответствующем настоящему изобретению, сталь может дополнительно содержать в процентах по массе одно или оба из следующего: 0,0005-0,0200 Mg и 0,0005-0,0100 Zr, кроме того, могут присутствовать оксиды на основе Mg, оксиды Zr и включения на основе сульфида Mn с диаметром зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм из расчета на единицу площади в количестве 500-50000/мм2 в поперечном сечении (сечении, параллельном направлению по ширине рельса) перлитной структуры.

Сталь может дополнительно содержать в процентах по массе один или более компонентов, указанных далее:

0,01-1,00 Co;

одно или оба из следующего: 0,01-2,00 Cr и 0,01-0,50 Mo;

одно или оба из следующего: 0,005-0,50 V и 0,002-0,050 Nb;

0,0001-0,0050 B;

0,01-1,00 Cu;

0,01-1,00 Ni;

0,0050-0,0500 Ti;

от более 0,0100 до 1,00 Al;

0,0060-0,0200 N.

Эффекты от применения изобретения

Согласно настоящему изобретению управляют компонентами, структурой и твердостью рельсовой стали и, в дополнение к этому, снижают содержание P и S, добавляют Ca, а также управляют количеством включений на основе сульфида Mn. За счет этого улучшают износостойкость и ударную вязкость перлитной структуры, и, в результате, можно увеличить срок службы рельса, в частности, используемого на железных дорогах для грузовых перевозок за рубежом. Кроме того, можно дополнительно улучшить ударную вязкость перлитной структуры путем добавления Mg и Zr и управления количеством мелких включений на основе сульфида Mn и количеством оксидов на основе Mg и Zr, и, в результате, можно дополнительно увеличить срок службы.

Краткое описание чертежей

На фиг.1 указаны условные обозначения частей в поперечном сечении (сечении, перпендикулярном направлению по длине) стального рельса, соответствующего настоящему изобретению.

На фиг.2 показаны эффекты от добавления Ca, а также добавления Mg и Zr на взаимосвязь между количеством S и прочностью на удар, получаемые при выплавке сталей, в которых изменено содержание S, содержание P составляет не более 0,0150%, содержание углерода составляет 1,00%, а также добавлены Ca, Mg и Zr, проведении лабораторного теста с выплавкой и прокаткой, который имитирует эквивалентные условия прокатки рельсов, и проведении испытания на удар.

На фиг.3 показано место изучения включений на основе сульфида Mn в рельсовой стали, соответствующей пункту 1 Формулы изобретения.

На фиг.4 показано место изучения включений на основе сульфида Mn, оксидов на основе Mg и оксидов Zr в рельсовой стали, соответствующей пункту 2 Формулы изобретения.

На фиг.5 показано место, из которого берутся образцы для испытания на износ.

На фиг.6 в общих чертах показано испытание на износ.

На фиг.7 показано место, из которого берутся образцы для испытания на удар.

На фиг.8 показана взаимосвязь между количеством углерода и степенью износа в результатах испытания на износ рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению, и сравнительных рельсовых сталей (Сталь №№48, 50, 51, 52, 53, 64, 66 и 67).

На фиг.9 показана взаимосвязь между количеством углерода и прочностью на удар в результатах испытания на удар рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению, и сравнительных рельсовых сталей (Сталь №№49, 51, 53, 65, 66 и 68).

На фиг.10 показана взаимосвязь между количеством углерода и прочностью на удар в результатах испытания на удар рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению, и сравнительных рельсовых сталей (Сталь №№54-63 и рельсы с добавленными количествами P, S и Ca, выходящими за пределы диапазонов, соответствующих настоящему изобретению).

На фиг.11 показана взаимосвязь между количеством углерода и прочностью на удар в результатах испытания на удар рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению (Сталь №№11-13, 18-20, 24-26, 29-31, 33-35, 36-38 и 45-47).

Предпочтительные варианты реализации изобретения

Далее в качестве вариантов реализации настоящего изобретения подробно будут описаны рельсы с перлитной структурой, обладающие превосходными износостойкостью и ударной вязкостью. При этом единицами измерения содержания легирующих элементов являются проценты по массе, которые далее обозначены просто как %.

На фиг.1 показано сечение, перпендикулярное направлению по длине рельса с перлитной структурой, обладающего превосходными износостойкостью и ударной вязкостью в соответствии с настоящим изобретением. Головка 3 рельса включает верхний участок 1 головки и угловые участки 2 головки, расположенные с обоих краев от верхнего участка 1 головки. Один из угловых участков 2 головки представляет собой эталонный угловой участок (GC, gauge corner), который в основном контактирует с колесами.

Зона, проходящая от поверхностей угловых участков 2 головки и верхнего участка 1 головки на глубину 10 мм, называется поверхностной зоной 3а головки (область с диагональной сплошной линией штриховки). В дополнение к этому, зона, проходящая от поверхностей угловых участков 2 головки и верхнего участка 1 головки на глубину 20 мм, обозначена ссылочным номером 3b (область с диагональной пунктирной линией штриховки).

Сначала авторы настоящего изобретения изучили систему компонентов стали, оказывающую плохое влияние на ударную вязкость рельсов. Тестовая выплавка и тестовая горячая прокатка, которые имитировали эквивалентные условия горячей прокатки рельсов, были проведены с использованием сталей, в которых содержание P и S менялось, при этом в качестве основы применялись стали, имеющие разное содержание углерода, в результате чего были изготовлены прототипы рельсов. Затем была измерена прочность на удар у прототипов при помощи испытания на удар и было изучено влияние содержания P и S на прочность на удар.

В результате, для перлитных сталей, имеющих твердость на уровне 320-500 HV, было обнаружено, что прочность на удар повышалась в случае, когда содержание как P, так и S было снижено до определенного уровня или еще ниже.

Кроме того, в результате изучения оптимального содержания P и S было обнаружено, что прочность на удар значительно повышалась в случае, когда содержание как P, так и S было снижено до определенного уровня или еще ниже.

Далее, авторы настоящего изобретения попытались определить главные факторы, влияющие на прочность на удар, чтобы дополнительно повысить прочность рельсов на удар. В результате, было обнаружено, что рельсы, имеющие низкую прочность на удар, содержали большое число включений на основе сульфида Mn, вытягиваемых в направлении по длине при горячей прокатке, и эти включения работали как точки начала разрушения.

Затем авторы настоящего изобретения выяснили механизм возникновения включений на основе сульфида Mn, вытянутых в направлении по длине. При изготовлении рельсов блюмовую заготовку повторно нагревают до температуры в диапазоне 1200-1300°С, а затем ее подвергают горячей прокатке. Авторы исследовали взаимосвязь между условиями горячей прокатки и конфигурацией MnS. В результате было обнаружено, что в случае, когда температура прокатки была высокой, или в случае, когда во время прокатки была высокой степень обжатия, легко происходила пластическая деформация мягких включений на основе сульфида Mn, из-за чего включения на основе сульфида Mn легко вытягивались в направлении по длине рельсов.

С учетом этих обстоятельств авторы настоящего изобретения изучили способы, чтобы воспрепятствовать вытягиванию включений на основе сульфида Mn. В результате проведения тестовой выплавки и тестовой горячей прокатки было обнаружено, что включения на основе сульфида Mn возникали из оксидов различного типа, служащих зародышами. Кроме того, в результате исследования твердости оксидов и конфигурации включений на основе сульфида Mn было обнаружено, что вытягиванию можно препятствовать путем повышения твердости включений, которые работали как зародыши для включений на основе сульфида Mn.

Кроме того, авторы настоящего изобретения изучили твердые включения, которые работали как зародыши для включений на основе сульфида Mn. В результате проведения лабораторного теста с использованием оксидов, имеющих высокую температуру плавления, было обнаружено, что Ca, имеющий относительно высокую температуру плавления, образовывал сульфиды и оксиды, и возникали скопления CaO-CaS. В дополнение к этому, авторы обнаружили, что, так как CaS имеет высокую согласованность с включениями на основе сульфида Mn, эти включения эффективным образом возникали в скоплениях оксидов и сульфидов Ca (CaO-CaS).

В данном случае термин "согласованность" относится к различию в постоянных решетки (межатомном расстоянии) на кристаллографических плоскостях в кристаллических структурах двух металлов. Чем меньше различие, тем выше согласованность. То есть считается, что два металла легко связываются.

Далее авторы настоящего изобретения провели тестовую выплавку и тестовую горячую прокатку с использованием сталей, содержащих Ca, чтобы подтвердить указанное выше наблюдение. В результате, было обнаружено, что включения на основе сульфида Mn, возникшие из скоплений оксидов и сульфидов Ca (CaO-CaS), работающих как зародыши, редко вытягивались после горячей прокатки, и, следовательно, количество включений на основе сульфида Mn, вытянутых в направлении по длине, уменьшалось.

Кроме того, в результате проведения теста на удар с использованием этих сталей было обнаружено, что для сталей, в которые был добавлен Ca и у которых количество включений на основе сульфида Mn было небольшим, вероятность возникновения разрушения, начинающегося в вытянутых включениях на основе сульфида Mn, уменьшилась, в результате чего повысилась прочность на удар.

В дополнение к этому, чтобы дополнительно воспрепятствовать вытягиванию включений на основе сульфида Mn, авторы настоящего изобретения путем проведения тестовой выплавки и тестовой горячей прокатки изучили взаимосвязь между добавляемым количеством Ca и добавляемым количеством S, которые делают возможным образование скоплений оксидами и сульфидами. В результате было обнаружено, что при управлении отношением добавляемого количества S и добавляемого количества Ca возникало подходящее число сульфидов Ca, которое было распределенным в мелкой форме, следовательно, оказалось возможным дополнительно подавить вытягивание включений на основе сульфида Mn после горячей прокатки.

Кроме того, в дополнение к подавлению возникновения вытянутых включений на основе сульфида Mn, оказывающих плохое влияние на ударную вязкость, авторы настоящего изобретения изучили способы, при помощи которых можно препятствовать росту зерна аустенитной структуры после горячей прокатки, используя включения на основе сульфида Mn и оксиды. В результате тестовой выплавки и тестовой горячей прокатки было обнаружено, что необходимо распределить в мелкой форме оксиды наноразмера и включения на основе сульфида Mn, вместо ранее использовавшихся легирующих элементов, в аустенитной структуре в качестве закрепляющих элементов, чтобы устойчивым образом препятствовать росту зерна аустенитной структуры.

С учетом этих обстоятельств авторы настоящего изобретения изучили способы, при помощи которых можно распределить в мелкой форме оксиды и включения на основе сульфида Mn. В результате было обнаружено, что оксиды Mg и Zr не образовывали скоплений, но были мелко и равномерно распределены. Кроме того, было обнаружено, что, так как оксиды на основе Mg и оксиды Zr имеют хорошую согласованность с включениями на основе сульфида Mn, эти включения также распределялись в мелкой форме в случае мелких оксидов в качестве зародышей.

Далее авторы настоящего изобретения провели тестовую горячую прокатку, используя стали, содержащие Mg и Zr. В результате было обнаружено, что оксиды наноразмера и включения на основе сульфида Mn распределялись в мелкой форме, и можно было препятствовать росту зерна аустенитной структуры после горячей прокатки. Кроме того, в результате проведения испытания на удар с использованием этих сталей было обнаружено, что прочность на удар увеличивалась за счет измельчения перлитной структуры в сталях, содержащих Mg и Zr.

Авторы настоящего изобретения провели тестовую выплавку экспериментальных сталей путем подготовки сталей, содержащих 1,00% углерода и не более 0,0150% P, добавления различного количества S и последующего добавления Ca, Mg и Zr. Далее авторы провели тестовую прокатку в лабораторных условиях, имитирующую эквивалентные условия прокатки рельсов, чтобы изготовить прототипы рельсов. Затем в ходе испытания на удар была измерена прочность на удар у этих прототипов и было изучено влияние количества S и влияние добавления Ca, Mg и Zr на прочность на удар. При этом твердость материалов задавалась на уровне 400 HV за счет управления условиями термической обработки.

На фиг.2 показана взаимосвязь между количеством S (частей на миллион) и прочностью на удар. Для сталей, содержащих С на уровне 1,00% (символы •), было обнаружено, что в случае, когда содержание Р составляло не более 0,0150%, прочность на удар повышалась, если содержание S было снижено до 0,0100% или менее. В дополнение к этому, на основе результатов для сталей, содержащих Ca (символы ■), было обнаружено, что за счет добавления Ca подавлялось возникновение вытянутых включений на основе сульфида Mn и, как следствие, повышалась прочность на удар. Кроме того, на основе результатов для сталей, содержащих Ca, Mg и Zr (символы Δ), было обнаружено, что за счет добавления Mg и Zr вместе с Ca оксиды наноразмера и включения на основе сульфида Mn распределялись в мелкой форме и, как следствие, заметно повышалась прочность на удар.

На основе приведенных выше результатов изучения было создано настоящее изобретение, имеющее указанные выше признаки. Признаки настоящего изобретения будут рассмотрены ниже.

1. Причина, по которой ограничивают содержание химических компонентов в сталях.

Далее подробно будет рассмотрена причина, по которой ограничивают содержание химических компонентов в сталях указанными вышечисленными диапазонами для рельса с перлитной структурой, соответствующего настоящему изобретению.

C является элементом, эффективным с точки зрения ускорения перлитного превращения и обеспечения износостойкости. В случае, когда количество С менее 0,65% в данной системе компонентов, невозможно сохранить минимальный уровень прочности или износостойкости, требуемый для рельсов. В дополнение к этому, в случае, когда количество С превышает 1,20%, в большом объеме возникает структура в виде крупного проэвтектоидного цементита, из-за чего ухудшается износостойкость или ударная вязкость. Поэтому количество С ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,65% до 1,20%. При этом предпочтительно, чтобы количество С составляло 0,90% или более, чтобы достаточным образом обеспечить износостойкость.

Si является важным элементом с точки зрения раскисления. В дополнение к этому, Si является элементом, который увеличивает твердость (прочность) головки рельса за счет упрочнения твердого раствора в ферритной фазе перлитной структуры. Кроме того, Si является элементом, который препятствует возникновению структур проэвтектоидного цементита в заэвтектоидных сталях, благодаря чему подавляется снижение ударной вязкости. Однако в случае, когда количество Si менее 0,05%, невозможно ожидать таких эффектов в достаточной степени. В дополнение к этому, в случае, когда количество Si превышает 2,00%, во время горячей прокатки возникает ряд поверхностных дефектов и из-за возникновения оксидов ухудшается свариваемость. Кроме того, заметно увеличивается способность к закаливанию и возникает мартенситная структура, которая наносит вред износостойкости и ударной вязкости рельсов. Поэтому количество Si ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,05% до 2,00%. При этом предпочтительно, чтобы количество Si находилось в диапазоне от 0,20% до 1,30%, чтобы обеспечить нужную способность к закаливанию и препятствовать возникновению мартенситной структуры, которая наносит вред износостойкости или ударной вязкости.

Mn является элементом, который увеличивает способность к закаливанию и уменьшает расстояние между пластинками перлита, за счет чего обеспечивается твердость перлитной структуры и улучшается износостойкость. Однако в случае, когда количество Mn менее 0,05%, такие эффекты становятся небольшими, и становится трудным обеспечить износостойкость, необходимую для рельсов. В дополнение к этому, в случае, когда количество Mn превышает 2,00%, заметно увеличивается способность к закаливанию и легко может возникнуть мартенситная структура, которая наносит вред износостойкости или ударной вязкости. Поэтому количество добавляемого Mn ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,05% до 2,00%. При этом предпочтительно, чтобы количество Mn находилось в диапазоне от 0,40% до 1,30%, чтобы обеспечить способность к закаливанию и препятствовать возникновению мартенситной структуры, которая наносит вред износостойкости или ударной вязкости.

Р является элементом, неизбежно присутствующим в сталях. Количество Р имеет взаимосвязь с ударной вязкостью и, если количество Р увеличивается, перлитная структура охрупчивается из-за охрупчивания ферритных фаз и легко может возникнуть хрупкое разрушение, то есть разрушение рельса. Поэтому количество Р желательно является небольшим, чтобы улучшить ударную вязкость. В результате экспериментального исследования взаимосвязи между прочностью на удар и количеством Р было обнаружено, что в случае, когда количество Р было уменьшено до 0,0150% или менее, сегрегация Р заметно снижается, подавляется охрупчивание перлитной структуры, которая была местом начала разрушения, и за счет этого существенно повышалась прочность на удар. Исходя из этих результатов, количество Р ограничивают таким образом, чтобы оно составляло не более 0,0150%. Нижний предел количества Р не задается, однако при реальном производстве рельсов с учетом способности к дефосфорации в ходе процесса рафинирования нижним пределом считается приблизительно 0,0020%.

В то же время обработка с целью снижения количества Р (уменьшения количества Р) сопровождается не только увеличением затрат на рафинирование, но также и снижением производительности. В результате, по соображениям экономической эффективности предпочтительно, чтобы количество Р находилось в диапазоне от 0,0030% до 0,0100%, чтобы устойчивым образом повысить прочность на удар.

S является элементом, неизбежно присутствующим в сталях. Количество S имеет взаимосвязь с ударной прочностью, и если количество S увеличивается, то из-за укрупнения MnS или увеличения плотности MnS возникает концентрация напряжений, из-за чего легко может произойти хрупкое разрушение, то есть повреждение рельса. Поэтому желательно, чтобы количество S было небольшим, чтобы улучшить ударную вязкость. В результате экспериментального исследования взаимосвязи между прочностью на удар и количеством S было обнаружено, что, если количество S было снижено до 0,0100% или менее, уменьшалось количество возникающих включений на основе сульфида Mn, которые были местом начала разрушения, и, кроме того, можно было препятствовать охрупчиванию перлитной структуры за счет препятствования вытягиванию включений на основе сульфида Mn или измельчения включений на основе сульфида Mn, благодаря добавлению Ca, Zr или Mg. В результате, значительно повышалась прочность на удар. Исходя из этих результатов, количество S ограничивают таким образом, чтобы оно составляло не более 0,0100%. Нижний предел количества S не задается, однако при реальном производстве рельсов с учетом способности к десульфурации в ходе процесса рафинирования нижним пределом считается приблизительно 0,0010%.

В то же время обработка для снижения количества S (уменьшения количества S) сопровождается не только увеличением затрат при рафинировании, но также и снижением производительности. В результате, по соображениям экономической эффективности предпочтительно, чтобы количество S составляло не более 0,0060%, чтобы препятствовать возникновению вытянутых включений на основе сульфида Mn и устойчивым образом повысить прочность на удар.

Вместе с тем, чтобы дополнительно повысить прочность на удар, предпочтительно, чтобы количество S находилось в диапазоне от 0,0020% до 0,0035%, чтобы устойчивым образом возникали мелкие включения на основе сульфида Mn, которые закрепляют аустенитную структуру, и чтобы препятствовать возникновению вытянутых включений на основе сульфида Mn.

Ca является раскисляющим и обессеривающим элементом, и при добавлении Ca возникают скопления оксидов и сульфидов кальция (CaO-CaS). Эти скопления работают как зародыши для возникновения включений на основе сульфида Mn, поэтому после горячей прокатки подавляется вытягивание включений на основе сульфида Mn. Кроме того, из этих скоплений как зародышей образуются включения на основе сульфида Mn наноразмера (при использовании скоплений как зародышей). Ca является элементом, обладающим подобными функциями. В случае, когда количество Ca менее 0,0005%, такие эффекты становятся небольшими, и скопления не могут в достаточной степени работать как зародыши для возникновения включений на основе сульфида Mn. В случае, когда количество Ca превышает 0,0200%, количество независимого твердого CaO, который не работает как зародыш для включений на основе сульфида Mn, увеличивается в зависимости от количества кислорода в стали. В результате, в значительной степени ухудшается ударная вязкость рельсовой стали. Поэтому количество Ca ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0005% до 0,0200%.

При этом предпочтительно, чтобы количество Ca находилось в диапазоне от 0,0015% до 0,0150%, чтобы повысить прочность на удар за счет устойчивого подавления возникновения вытянутых включений на основе сульфида Mn и заблаговременного подавления возникновения твердого CaO, который не работает как зародыш для включений на основе сульфида Mn и наносит вред ударной вязкости. Вместе с тем, чтобы дополнительно повысить прочность на удар, необходимо устойчивым образом создавать мелкие включения на основе сульфида Mn, которые закрепляют аустенитную структуру, с целью препятствовать укрупнению включений на основе сульфида Mn. Таким образом, более предпочтительно, чтобы количество Ca находилось в диапазоне от 0,0020% до 0,0080%.

Как описано выше, S и Ca создают скопления оксидов и сульфидов (CaO-CaS). Эти скопления работают как зародыши для включений на основе сульфида Mn, поэтому скопления в значительной степени влияют на вытягивание включений на основе сульфида Mn. Таким образом, важно управлять количеством S и количеством Ca. С учетом этих обстоятельств была проведена тестовая выплавка сталей с различным количеством S и Ca и была проведена тестовая горячая прокатка. В результате, было обнаружено, что в случае, когда отношения количества Ca к количеству S (S/Ca) находились в пределах конкретного диапазона, возникало подходящее число оксидов и сульфидов Ca, которые распределялись в мелкой форме, за счет этого было возможно дополнительно препятствовать вытягиванию включений на основе сульфида Mn после горячей прокатки.

Если говорить конкретно, в случае, когда значение S/Ca меньше 0,45, количество независимого твердого CaO, который не работает как зародыш для включений на основе сульфида Mn, слегка увеличивается. В результате, существуют ситуации, когда ударная вязкость рельсовых сталей ухудшается. В случае, когда значение S/Ca превышает 3,00, число скоплений сульфидов (CaO-CaS), которые работают как зародыши для включений на основе сульфида Mn, уменьшается, что способствует вытягиванию этих включений. В результате, существуют ситуации, когда ударная вязкость рельсовых сталей ухудшается. Поэтому предпочтительно, чтобы отношение S/Ca находилось в диапазоне от 0,45 до 3,00.

В настоящем изобретении в предпочтительном случае используется одно или оба из следующего: Mg и Zr.

Mg является раскисляющим элементом, который в основном связывается с О с образованием комплекса из мелких оксидов (MgO) и сульфидов (MgS) наноразмера. Из комплексов как зародышей образуются включения на основе сульфида Mn наноразмера (при использовании комплексов как зародышей). В результате подавляется рост зерна аустенитной структуры после горячей прокатки и за счет этого измельчается структура рельсовой стали. В результате можно улучшить ударную вязкость перлитной структуры. Однако в случае, когда количество Mg меньше 0,0005%, возникшее количество комплексов мелких оксидов (MgO) и сульфидов (MgS) является небольшим, поэтому невозможно получить в достаточной степени эффект подавления роста зерна аустенитной структуры после горячей прокатки. В случае когда количество Mg превышает 0,0200%, возникают крупные оксиды Mg, поэтому ухудшается ударная вязкость рельсов, и одновременно в крупных оксидах возникает усталостное разрушение. Поэтому количество Mg ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0005% до 0,0200%.

При этом предпочтительно, чтобы количество Mg находилось в диапазоне от 0,0010% до 0,0050%, чтобы повысить прочность на удар путем обеспечения на достаточном уровне возникающего количества мелких оксидов (MgO), которые закрепляют аустенитную структуру, а также возникающего количества комплексов из оксидов (MgO) и сульфидов (MgS), которые образуют включения на основе сульфида Mn наноразмера, и путем подавления на достаточном уровне возникновения крупных оксидов, которые наносят вред усталостной прочности.

Zr является раскисляющим элементом, который в основном связывается с О с образованием мелких оксидов (ZrO2) наноразмера. Эти оксиды распределяются равномерно и в мелкой форме, и, кроме того, из этих оксидов как зародышей образуются включения на основе сульфида Mn наноразмера (при использовании оксидов как зародышей). В результате подавляется рост зерна аустенитной структуры после горячей прокатки, за счет чего измельчается структура рельсовой стали. В результате можно улучшить ударную вязкость перлитной структуры. Однако в случае, когда количество Zr меньше 0,0005%, возникающее количество мелких оксидов (ZrO2) является небольшим, поэтому невозможно получить в достаточной степени эффект подавления роста зерна аустенитной структуры после горячей прокатки. В случае, когда количество Zr превышает 0,0100%, возникают крупные оксиды Zr, из-за чего ухудшается ударная вязкость рельсов, и одновременно в крупных выделившихся фазах возникает усталостное разрушение. Поэтому количество добавляемого Zr ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0005% до 0,0100%.

При этом предпочтительно, чтобы количество Mg находилось в диапазоне от 0,0010% до 0,0050%, чтобы повысить прочность на удар путем обеспечения на достаточном уровне возникающего количества мелких оксидов (ZrO2), которые закрепляют аустенитную структуру, и возникающего количества оксидов (ZrO2), которые образуют включения на основе сульфида Mn наноразмера, а также путем подавления на достаточном уровне возникновения крупных оксидов, которые наносят вред усталостной прочности.

Если необходимо, рельсы, изготовленные с описанным выше химическим составом, в предпочтительном случае содержат один или более элементов, выбираемых из группы, состоящей из Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al и N, с целью улучшения твердости (прочности) перлитной структуры или проэвтектоидной ферритной структуры, улучшения ударной вязкости, предотвращения размягчения в зонах теплового воздействия при сварке и управления распределением твердости в сечении головки рельса.

Ниже будут рассмотрены основные цели добавления указанных выше элементов и получаемые эффекты.

Co измельчает пластинчатую структуру в контактной поверхности качения и уменьшает диаметр зерна феррита, благодаря чему увеличивается износостойкость перлитной структуры. Cr и Mo повышают температуру равновесного превращения и, в основном, уменьшают расстояние между пластинками перлита, благодаря чему обеспечивается твердость перлитной структуры. V и Nb создают карбиды и нитриды в процессе горячей прокатки и процессе последующего охлаждения, что препятствует росту зерен аустенита. Кроме того, V и Nb выделяются в виде фаз и повышают твердость ферритной структуры и перлитной структуры, благодаря чему улучшаются ударная вязкость и твердость перлитной структуры. В дополнение к этому, V и Nb создают карбиды и нитриды устойчивым образом, благодаря чему предотвращается размягчение зон теплового воздействия сварных соединений.

В снижает зависимость температуры превращения в перлит от скорости охлаждения, благодаря чему распределение твердости в головке рельса становится равномерным. Cu способна растворяться в твердом растворе в ферритной структуре и в ферритной фазе перлитной структуры, благодаря чему увеличивается твердость перлитной структуры. Ni улучшает ударную вязкость и твердость ферритной структуры и перлитной структуры, и одновременно Ni предотвращает размягчение зон теплового воздействия сварных соединений. Ti измельчает структуру в зонах теплового воздействия при сварке и предотвращает охрупчивание зон теплового воздействия сварных соединений. Al повышает температуру эвтектоидного превращения до более высокого уровня и увеличивает твердость перлитной структуры. N выделяется по границам зерен аустенита, благодаря чему ускоряется превращение в перлит. В дополнение к этому, N уменьшает размер перлитных блоков, благодаря чему улучшается ударная вязкость.

Ниже подробно будет рассмотрена причина, по которой ограничивают количества этих компонентов.

Co способен растворяться в твердом растворе в ферритной фазе перлитной структуры. За счет этого происходит дальнейшее измельчение мелкой ферритной структуры, возникающей при контакте с колесами на контактной поверхности качения головки рельса и, как результат, улучшается износостойкость. В случае когда количество Co меньше 0,01%, измельчение ферритной структуры не достигается, поэтому невозможно ожидать эффекта улучшения износостойкости. В дополнение к этому, даже в случае, когда количество Co превышает 1,00%, указанный выше эффект достигает насыщения, поэтому измельчение ферритной структуры, соответствующее добавленному количеству Co, не достигается. К тому же, увеличение затрат при добавлении легирующих элементов снижает экономическую эффективность. Поэтому количество Co ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01% до 1,00%.

Cr увеличивает температуру равновесного превращения и, следовательно, Cr измельчает ферритную структуру и перлитную структуру, поэтому Cr способствует увеличению твердости (прочности). В то же время Cr упрочняет фазу цементита, благодаря чему улучшается твердость (прочность) перлитной структуры. Однако в случае, когда количество Cr меньше 0,01%, такой эффект становится небольшим, и эффект улучшения твердости рельсовой стали не наблюдается вообще. В случае когда Cr добавляют в количестве более 2,00%, что является чрезмерным, увеличивается способность к закаливанию и возникает мартенситная структура. Из-за чего в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание, начинающееся в мартенситной структуре, и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество Cr ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01% до 2,00%.

Mo, аналогично Cr, увеличивает температуру равновесного превращения и, следовательно, Mo измельчает ферритную структуру и перлитную структуру, поэтому Mo способствует увеличению твердости (прочности). Таким образом, Mo является элементом, который улучшает твердость (прочность). Однако в случае когда количество Mo меньше 0,01%, такой эффект становится небольшим, и эффект улучшения твердости рельсовых сталей не наблюдается вообще. В случае когда Mo добавляют в количестве более 0,50%, что чрезмерно, скорость превращения заметно снижается. Из-за этого в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание, начинающееся в мартенситной структуре, и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество Mo ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01% до 0,50%.

V измельчает зерна аустенита из-за эффекта закрепления со стороны карбидов и нитридов V в случае, когда термическую обработку проводят при высоких температурах. Кроме того, V увеличивает твердость (прочность) ферритной структуры и перлитной структуры из-за дисперсионного упрочнения за счет карбидов и нитридов V, возникающих в процессе охлаждения после горячей прокатки, и одновременно V улучшает ударную вязкость. V является элементом, действенно обеспечивающим эти эффекты. В дополнение к этому, в областях теплового воздействия, которые повторно нагреваются до температуры в диапазоне Ac1 или менее, V является элементом, эффективно предотвращающим размягчение зон теплового воздействия сварных соединений за счет создания карбидов и нитридов V в диапазоне относительно высоких температур. Однако в случае, когда количество V менее 0,005%, такой эффект нельзя ожидать на достаточном уровне, и улучшение твердости и ударной вязкости ферритной структуры и перлитной структуры не наблюдается. В случае когда количество V превышает 0,50%, дисперсионное упрочнение за счет карбидов и нитридов V становится чрезмерным, и ударная вязкость ферритной структуры и перлитной структуры ухудшается. Из-за чего в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество V ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,005% до 0,50%.

Nb, аналогично V, измельчает зерна аустенита из-за эффекта закрепления со стороны карбидов и нитридов Nb в случае, когда термическую обработку проводят при высоких температурах. Кроме того, Nb увеличивает твердость (прочность) ферритной структуры и перлитной структуры из-за дисперсионного упрочнения за счет карбидов и нитридов Nb, возникающих в процессе охлаждения после горячей прокатки, и одновременно Nb улучшает ударную вязкость. Nb является элементом, действенно обеспечивающим эти эффекты. В дополнение к этому, в областях теплового воздействия, которые повторно нагреваются до температуры в диапазоне Ac1 или менее, Nb является элементом, эффективно предотвращающим размягчение зон теплового воздействия сварных соединений за счет устойчивого создания карбидов и нитридов Nb от диапазона низких температур до диапазона высоких температур. Однако в случае, когда количество Nb менее 0,002%, такого эффекта нельзя ожидать, и улучшения твердости и ударной вязкости ферритной структуры и перлитной структуры не наблюдается. В случае когда количество Nb превышает 0,050%, дисперсионное упрочнение за счет карбидов и нитридов Nb становится чрезмерным, и ударная вязкость ферритной структуры и перлитной структуры ухудшается. Из-за чего в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество Nb ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,002% до 0,050%.

B образует борокарбиды железа (Fe23(CB)6) по границам зерен аустенита и ускоряет превращение в перлит. Этот эффект ускорения превращения в перлит уменьшает зависимость температуры превращения в перлит от скорости охлаждения, благодаря чему достигается более равномерное распределение твердости от поверхностной зоны головки до внутренней области рельса. В результате чего можно увеличить срок службы рельса. В случае когда количество B меньше 0,0001%, эти эффекты недостаточны и улучшения распределения твердости в головке рельса не наблюдается. В случае когда количество В превышает 0,0050%, возникают крупные борокарбиды железа, из-за чего ударная вязкость ухудшается. Поэтому количество В ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0001% до 0,0050%.

Cu является элементом, который способен растворяться в твердом растворе в ферритной структуре и ферритной фазе перлитной структуры, и Cu улучшает твердость (прочность) перлитной структуры благодаря твердорастворному упрочнению. В случае когда количество Cu меньше 0,01%, этих эффектов нельзя ожидать. В случае когда количество Cu превышает 1,00%, из-за заметного улучшения способности к закаливанию возникает мартенситная структура, которая наносит вред ударной вязкости. Из-за этого в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество Cu ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01% до 1,00%.

Ni является элементом, который улучшает ударную вязкость ферритной структуры и перлитной структуры, и одновременно Ni увеличивает твердость (прочность) за счет твердорастворного упрочнения. Кроме того, Ni выделяется в виде мелкой фазы интерметаллического соединения Ni3Ti, которое является комплексным соединением с Ti, в зонах теплового воздействия при сварке, благодаря чему за счет дисперсионного упрочнения подавляется размягчение. В случае когда количество Ni менее 0,01%, эти эффекты чрезвычайно малы. В случае когда количество Ni превышает 1,00%, ударная вязкость ферритной структуры и перлитной структуры заметно ухудшается. Из-за этого в угловых участках и верхнем участке головки происходит растрескивание и, в результате, ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям. Поэтому количество Ni ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01% до 1,00%.

Ti является элементом, который эффективно измельчает структуру в зонах теплового воздействия, которые нагреваются до диапазона аустенита, за счет использования того факта, что карбиды и нитриды Ti, которые выделяются в виде фазы во время повторного нагрева при сварке, не плавятся, поэтому Ti предотвращает охрупчивание участков сварных соединений. Однако в случае когда количество Ti меньше 0,0050%, эти эффекты являются небольшими, а в случае когда количество Ti превышает 0,0500%, возникают крупные карбиды и нитриды Ti, из-за чего ухудшается ударная вязкость рельса. В то же время из-за крупных выделившихся фаз возникает усталостное разрушение. Поэтому количество Ti ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0050% до 0,050%.

Al является важным раскисляющим элементом. В дополнение к этому, Al является элементом, который поднимает температуру эвтектоидного превращения до более высокого уровня, и Al способствует увеличению твердости (прочности) перлитной структуры. В случае когда количество Al составляет 0,0100% или менее, эти эффекты являются небольшими. В случае когда количество Al превышает 1,00%, становится трудным обеспечить растворимость Al в твердом растворе в стали, из-за чего возникают крупные включения на основе оксида алюминия. Из-за этого ухудшается ударная вязкость рельса, и одновременно из-за крупных выделившихся фаз происходит усталостное разрушение. Кроме того, во время сварки образуются оксиды, из-за чего заметно ухудшается свариваемость. Соответственно, количество Al ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от более 0,0100% до 1,00%.

N выделяется по границам зерен аустенита, благодаря чему N ускоряет превращение в феррит и превращение в перлит, начинающееся на границах зерен аустенита. В результате размер перлитных блоков в основном уменьшается, благодаря чему можно улучшить ударную вязкость. Однако в случае когда количество N меньше 0,0060%, эти эффекты являются небольшими. В случае когда количество N превышает 0,0200%, становится трудно обеспечить растворимость N в твердом растворе в стали. В результате возникают пузырьки газа, работающие как места начала усталостного разрушения, из-за чего внутри головки рельса возникает усталостное разрушение. Поэтому количество N ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,0060% до 0,0200%.

2. Причины, по которым ограничивают области и твердость перлитной структуры в поверхностной зоне 3а головки рельса.

Далее будут рассмотрены причины, по которым поверхностная зона 3а головки рельса содержит перлитную структуру, и твердость этой структуры ограничивают таким образом, чтобы она находилась в диапазоне от 320 до 500 HV.

Сначала будет рассмотрена причина, по которой твердость перлитной структуры ограничивают таким образом, чтобы она находилась в диапазоне от 320 до 500 HV.

В данной системе компонентов в случае, когда твердость перлитной структуры меньше 320 HV, становится трудно обеспечить износостойкость поверхностной зоны 3а головки рельса, из-за чего срок службы рельса уменьшается. В дополнение к этому, на контактной поверхности качения происходит расслаивание из-за пластической деформации, из-за чего в значительной степени ухудшается стойкость к поверхностным повреждениям в поверхностной зоне 3а головки рельса. Помимо этого, в случае, когда твердость перлитной структуры превышает 500 HV, значительно ухудшается ударная вязкость перлитной структуры, из-за чего ухудшается стойкость к повреждениям в поверхностной зоне 3а головки рельса. Поэтому твердость перлитной структуры ограничивают таким образом, чтобы она находилась в диапазоне от 320 до 500 HV.

Далее будет рассмотрена причина, по которой область, которая должна содержать перлитную структуру, имеющую твердость в диапазоне от 320 до 500 HV, ограничивают поверхностной зоной 3а головки стального рельса.

В данном случае поверхностная зона 3а головки рельса, как показано на фиг.1, представляет собой зону, проходящую от поверхностей угловых участков 2 головки и верхнего участка 1 головки на глубину 10 мм (область с диагональной сплошной линией штриховки). Если перлитная структура, содержащая указанные выше компоненты, расположена в поверхностной зоне 3а головки, это препятствует абразивному износу при контакте с колесами, поэтому улучшается износостойкость рельса.

В дополнение к этому, предпочтительно располагать перлитную структуру, имеющую твердость в диапазоне от 320 до 500 HV в зоне 3b, проходящей от поверхностей угловых участков 2 головки и верхнего участка 1 головки на глубину 20 мм, то есть, по меньшей мере, в области диагональной пунктирной штриховки, показанной на фиг.1. За счет этого износостойкость обеспечивается даже в случае, когда абразивный износ из-за контакта с колесами происходит на большей глубине внутри головки рельса, что позволяет увеличить срок службы рельсов. Таким образом, предпочтительно располагать перлитную структуру, имеющую твердость в диапазоне от 320 до 500 HV, на поверхности или в непосредственной близости от поверхности головки 3 рельса, с которой в основном контактируют колеса, а другие области могут иметь металлографическую структуру, отличающуюся от перлитной.

При этом в качестве способа создания перлитной структуры, имеющей твердость в диапазоне от 320 до 500 HV, на поверхности или в непосредственной близости от поверхности головки 3 рельса, как описано ниже, предпочтительно выполнять ускоренное охлаждение головки 3 рельса, содержащей аустенитную область с высокой температурой после горячей прокатки или повторного нагрева.

Для головки 3 рельса в настоящем изобретении предпочтительно, чтобы по металлографической структуре ее поверхностная зона 3а или зона 3b, которая проходит на глубину 20 мм и включает поверхностную зону 3а головки, представляли собой описанную выше перлитную структуру. Однако в зависимости от химического состава рельса, а также условий термической обработки и способов изготовления, существуют ситуации, когда перлитная структура смешана с проэвтектоидной ферритной структурой, проэвтектоидной цементитной структурой, бейнитной структурой и мартенситной структурой в небольшом количестве, например, с долей площади 5% или менее. Даже в случае, когда описанные выше структуры содержатся на уровне 5% или менее, они не оказывают сильного неблагоприятного влияния на износостойкость и ударную вязкость головки 3 рельса. Таким образом, описанная выше перлитная структура может включать структуры, смешанные с проэвтектоидной ферритной структурой, проэвтектоидной цементитной структурой, бейнитной структурой и мартенситной структурой или тому подобным с долей площади 5% или менее.

Другими словами, для головки 3 рельса в настоящем изобретении необходимо, чтобы по металлографической структуре ее поверхностная зона 3а или зона 3b, которая проходит на глубину 20 мм и включает поверхностную зону 3а головки на 95% или более, представляли собой описанный выше перлит, и предпочтительно, чтобы металлографическая структура головки на 98% или более представляла собой перлит, чтобы на достаточном уровне обеспечить износостойкость и ударную вязкость.

При этом в столбцах "Микроструктура" приведенных ниже Таблиц 1 и 2 указание "небольшое количество" означает содержание на уровне 5% или менее, а без указания "небольшое количество" подразумевается, что структуры, отличающиеся от перлитной, содержатся в количестве более 5% (за пределами диапазона, соответствующего настоящему изобретению).

3. Причина, по которой ограничивают количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основную ось (основной размер) в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм.

Далее будет подробно рассмотрена причина, по которой в настоящем изобретении длину основной оси (основной размер) включений на основе сульфида Mn, являющихся объектом оценки, в произвольном сечении, выбранном в направлении по длине, ограничивают таким образом, чтобы она находилась в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм.

В результате исследования, касающегося длины основной оси включений на основе сульфида Mn и повреждения реальных рельсов (повреждений при реальной эксплуатации рельсов), при данной системе компонентов, было обнаружено, что разрушение рельсов возникало в концевых областях включений на основе сульфида Mn, где происходила концентрация напряжений. С учетом этих обстоятельств были проведены тестовая выплавка сталей с созданием в них включений на основе сульфида Mn, имеющих разную длину основной оси, и тестовая горячая прокатка. В результате было обнаружено, что имелась хорошая взаимосвязь между количеством включений на основе сульфида Mn, имеющих длину основной оси в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, и стойкостью рельса к повреждениям. Как следствие, длину основной оси включений на основе сульфида Mn, которые подходят в качестве объектов оценки при подсчете количества, ограничивают таким образом, чтобы она находилась в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм.

При этом включения на основе сульфида Mn, имеющие большую длину основной оси, в которых возникает заметная концентрация напряжений, оказывают существенное влияние на стойкость к повреждениям, а включения на основе сульфида Mn, имеющие маленькую длину основной оси, оказывают небольшое влияние на стойкость к повреждениям. Причем в стали, соответствующей настоящему изобретению, существует небольшое количество включений на основе сульфида Mn, имеющих длину, превышающую 100 мкм, которые не подходят для определения характеристик сталей. Кроме того, включения на основе сульфида Mn, имеющие длину менее 10 мкм, оказывают небольшое влияние на стойкость к повреждениям. Поэтому в качестве объектов оценки используются включения на основе сульфида Mn, имеющие указанную выше длину основной оси (основной размер).

Далее подробно будет рассмотрена причина, по которой количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм в произвольном сечении, выбранном в направлении по длине (сечении, параллельном продольному направлению рельса), ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 10/мм2 до 200/мм2.

В случае когда общее количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, превышает 200/мм2, при данной системе компонентов, количество включений на основе сульфида Mn становится чрезмерным, в результате чего увеличивается вероятность повреждения рельса из-за возникновения концентрации напряжений во включениях или в непосредственной близости от них. Даже с точки зрения механических характеристик стали невозможно повысить прочность на удар. В случае, когда общее количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, меньше 10/мм2, при данной системе компонентов, заметно уменьшается число мест-ловушек, которые поглощают неизбежный водород, остающийся в стали. Таким образом, увеличивается вероятность появления водородных дефектов (водородного охрупчивания), из-за чего ухудшается стойкость рельса к повреждениям. В результате общее количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 10/мм2 до 200/мм2.

При этом, для данного ограничения, включения на основе сульфида Mn представляют собой как включения на основе сульфида Mn, возникшие из скоплений оксидов и сульфидов кальция (CaO-CaS) как зародышей, так и другие включения на основе сульфида Mn в качестве объектов оценки.

В дополнение к этому, что касается количества включений на основе сульфида Mn, как показано на фиг.3, образец берется из сечения, выбранного в направлении по длине головки 3 рельса, в которой происходит разрушение рельса, и проводится измерение этих включений. Срез в направлении по длине рельса каждого из взятых образцов подвергается зеркальной полировке, и включения на основе сульфида Mn изучаются в произвольном месте при помощи оптического микроскопа. Затем подсчитывается количество включений, имеющих размеры, ограниченные указанным выше образом, и рассчитывается количество на единицу площади сечения. Типичное значение для каждой рельсовой стали получают на основе среднего значения от количеств на единицу площади сечения для 20 таких просматриваемых полей. Место (область), используемое для исследования включений на основе сульфида Mn, конкретным образом не ограничивается, однако предпочтительно изучать область, проходящую от поверхности головки 3 рельса, которая работает как начальная точка повреждения, на глубину от 3 до 10 мм.

В дополнение к этому, чтобы устойчивым образом улучшить стойкость рельса к разрушению за счет дальнейшего снижения влияния включений на основе сульфида Mn, работающих как начальные точки разрушения, и за счет заблаговременного препятствования появлению водородных дефектов, предпочтительно управлять общим количеством (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 20/мм2 до 180/мм2.

4. Причина, по которой ограничивают количество (на единицу площади) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм.

В настоящем изобретении предпочтительно, чтобы оксиды на основе Mg, оксиды Zr и включения на основе сульфида Mn, имеющие диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, присутствовали в произвольном поперечном сечении из расчета на единицу площади в количестве от 500/мм2 до 50000/мм2.

Далее будет подробно рассмотрена причина, по которой диаметр зерна оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, являющихся объектом оценки, ограничивают таким образом, чтобы он находился в диапазоне от 5 нм до 100 нм.

В случае когда диаметр зерна оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn находится в диапазоне от 5 нм до 100 нм, если они возникают в аустенитной структуре, то по границам зерен обеспечивается достаточный эффект закрепления. Поэтому было обнаружено, что, без негативного влияния на стойкость рельса к повреждениям, как следствие, измельчалась перлитная структура, благодаря чему надежно улучшалась ударная вязкость. Поэтому диаметр зерна оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, которые подходят в качестве объектов оценки, ограничивают таким образом, чтобы он находился в диапазоне от 5 нм до 100 нм.

При этом, что касается эффекта закрепления, чем больше присутствует включений, имеющих небольшой диаметр зерна, тем большим становится эффект. Однако, что касается оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна менее 5 нм, чрезвычайно трудно измерить их количество. В дополнение к этому, что касается оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна более 100 нм, указанный выше эффект закрепления не может быть получен. Таким образом, в качестве объектов оценки используются оксиды на основе Mg, оксиды Zr и включения на основе сульфида Mn, имеющие указанный выше диаметр зерна.

Далее, что касается предпочтительных конфигураций, будет подробно рассмотрена причина, по которой количество (число) (на мм2) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, в произвольном сечении в направлении по длине ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 500 до 50000.

В случае когда общее количество (на единицу площади) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, составляет менее 500/мм2, в аустенитной структуре после горячей прокатки эффект закрепления не обеспечивается на достаточном уровне. В результате перлитная структура становится укрупненной, и ударная вязкость рельса не улучшается. В случае когда общее количество (на единицу площади) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, превышает 50000/мм2, происходит чрезмерное выделение фаз, и перлитная структура становится хрупкой, из-за чего ударная вязкость рельса ухудшается. Поэтому общее количество (на единицу площади) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, ограничивают таким образом, чтобы оно находилось в диапазоне от 500/мм2 до 50000/мм2.

При этом, для данного ограничения, оксиды на основе Mg и оксиды Zr представляют собой оксиды, частично содержащие комплексные оксиды, такие как с сульфидом Mn или тому подобное. В дополнение к этому, включения на основе сульфида Mn представляют собой включения, возникшие из мелких оксидов, например, оксидов Mg, оксидов Zr, оксидов Ca или тому подобного, в качестве зародышей.

Диаметр зерна и количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn изучают и измеряют следующим образом. Сначала из произвольного поперечного сечения, показанного на фиг.4, берут тонкую пленку, и эту пленку изучают с использованием просвечивающего электронного микроскопа при увеличении от 50000 до 500000. Диаметр зерна выделившихся фаз получают путем измерения площади каждой выделившейся фазы при наблюдении и вычисления диаметра окружности, имеющей ту же площадь, что и выделившаяся фаза.

Выделившиеся фазы изучают для 20 просматриваемых полей, подсчитывают количество выделившихся фаз, имеющих диаметр в заранее определенном диапазоне от 5 нм до 100 нм, и количество на единицу площади вычисляют на основе подсчитанного количества. Типичное значение для рельсовой стали получают на основе среднего значения для этих 20 просматриваемых полей. При этом место (область), используемое для исследования оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, конкретным образом не ограничивается, однако предпочтительно изучать область, проходящую от поверхности поверхностной зоны 3а головки рельса на глубину от 3 мм до 10 мм, где необходима ударная вязкость.

5. Способ изготовления рельсовой стали (рельса), соответствующей настоящему изобретению.

Способ изготовления рельсовой стали, соответствующей настоящему изобретению, которая имеет указанный выше химический состав и микроструктуру, конкретным образом не ограничивается, однако, в основном, рельсовую сталь изготавливают при помощи следующего способа. Сначала, чтобы получить расплавленную сталь, проводят выплавку с использованием обычной плавильной печи, такой как конвертерная печь, электрическая печь или тому подобное. Затем из расплавленной стали делают слитки или блюмовые заготовки, либо ее используют для выполнения непрерывного литья, чтобы получить блюмовую заготовку (стальной слиток) для прокатки. Кроме того, заготовку повторно нагревают до 1200°С или более, а затем ее подвергают горячей прокатке с несколькими проходами и формуют в рельсы. После этого проводят термическую обработку (повторный нагрев и охлаждение), чтобы изготовить рельс.

В частности, на стадии существования горячего металла проводят общие десульфурацию и дефосфорацию (обработку для дефосфорации и десульфурации) и, кроме того, десульфурацию и дефосфорацию на достаточном уровне проводят в обычной плавильной печи, такой как конвертерная печь, электрическая печь или тому подобное (обработку для дефосфорации и десульфурации). Далее добавляют Ca, чтобы управлять включениями на основе сульфида Mn. Кроме того, при необходимости, добавляют Mg и Zr, чтобы распределить в мелкой форме оксиды наноразмера и включения на основе Mn.

Ниже будут приведены подробные условия изготовления.

На стадии существования горячего металла предпочтительно проводить общую обработку для дефосфорации и обработку для десульфурации тщательным образом, чтобы обеспечить уменьшение количеств P и S.

Что касается десульфурации, предпочтительно добавлять CaO медленно и на достаточном уровне в ковш с чугуном (этап, предшествующий рафинированию в конвертерной печи) и выводить CaS как шлак.

При этом добавление CaO представляет собой способ, выполняемый в случае, когда S удаляют из чугуна, имеющего чрезвычайно большое количество S. В отличие от добавления сплава CaO-Si, который добавляют, чтобы создать скопления оксидов и сульфидов кальция (CaO-CaS), как описано ниже, этот способ не оказывает влияния.

Что касается дефосфорации, при рафинировании в конвертерной печи предпочтительно скачивать шлак в середине процесса рафинирования, чтобы предотвратить повторный переход Р из шлака, содержащего Р (P2O5 или тому подобное), который был отделен при дефосфорации.

Далее добавляют Ca, чтобы управлять включениями на основе сульфида Mn.

Предпочтительно добавлять Ca в процессе рафинирования перед литьем. Предпочтительным способом добавления Ca является либо добавление проволоки из сплава Ca (сплава Ca-Si или тому подобного), либо слитков из сплава Ca в ковш, либо введения порошка из сплава Ca.

В качестве сплава Ca используют сплав Ca-Si (50Ca-50Si или тому подобное), сплав Fe-Si-Ca (Fe-30Si-30Ca или тому подобное) и сплав Ni-Ca (90Ni-10Ca или тому подобное). Так как давление паров Ca является высоким, если добавляется чистый Ca, происходит выплескивание расплавленной стали, либо шлак, находящийся на поверхности расплавленной стали, попадает в эту сталь, из-за чего снижается чистота расплавленной стали. В дополнение к этому, снижается усвоение. Как следствие, широко применяют добавление сплава Ca, например сплава Ca-Si. По сравнению с чистым Ca, активность в сплаве Ca снижается. Таким образом, в случае добавления сплава Ca испарение во время добавления становится относительно слабым, а также повышается усвоение.

Чем ниже концентрация Ca в сплаве, тем в большей степени повышается усвоение и, кроме того, подавляется возникновение выплескивания во время добавления. Таким образом, предпочтительна низкая концентрация Ca в сплаве. Однако так как при низкой концентрации Ca содержатся и другие элементы, отличные от Ca (Si или тому подобное), необходимо тщательно подбирать состав сплава Ca.

Чтобы предотвратить агрегирование или выделение скоплений оксидов и сульфидов кальция (CaO-CaS), предпочтительно перемешивать расплавленную сталь посредством барботирования Ar или тому подобным в ковше после добавления сплава Ca, чтобы распределение концентрации Ca стало равномерным и всплыли включения больших размеров. В случае когда количество расплавленной стали составляет 200 т или более, предпочтительно проводить перемешивание в течение приблизительно от 5 до 10 минут. Чрезмерное перемешивание вызывает агрегирование включений, из-за чего включения укрупняются. Таким образом, чрезмерное перемешивание не является предпочтительным.

С точки зрения обеспечения усвоения Ca выгодно добавлять сплав Ca на последней стадии процесса рафинирования. Ca можно добавлять в разливочное устройство при выполнении процесса литья, вместо процесса рафинирования. Необходимо регулировать скорость добавления сплава Ca в зависимости от производительности во время литья (объем литья в час). В этом случае, так как перемешивание расплавленной стали после добавления Ca проводят внутри разливочного устройства или литейной формы, равномерность концентрации Ca несколько ниже, чем в случае добавления Ca в ковш. Таким образом, предпочтительно перемешивать расплавленную сталь во время затвердевания при помощи электромагнитных сил или тому подобного, чтобы предотвратить агрегирование или выделение скоплений оксидов и сульфидов кальция (CaO-CaS) на этапе литья. В дополнение к этому предпочтительно оптимизировать форму литьевого сопла, чтобы управлять потоком расплавленной стали во время литья.

Кроме того, чтобы эффективным образом создавать CaS, имеющий высокую согласованность с включениями на основе сульфида Mn, предпочтительно регулировать количество кислорода в расплавленной стали, чтобы подавлять образование чрезмерного количества CaO. Чтобы регулировать количество кислорода заблаговременно, предпочтительно заблаговременно раскислять расплавленную сталь при помощи Al, Si или тому подобного.

В дополнение к этому, чтобы распределять в мелкой форме оксиды наноразмера и включения на основе сульфида Mn, предпочтительно добавлять чистый металлический Mg, сплав Mg (Fe-Si-Mg, Fe-Mn-Mg, Fe-Si-Mn-Mg и Si-Mg) или сплав Zr (Fe-Si-Zr, Fe-Mn-Mg-Zr и Fe-Si-Mn-Mg-Zr) в ковш с расплавленной сталью при высоких температурах после общего рафинирования или в разливочное устройство во время литья. Кроме того, предпочтительно перемешивать расплавленную сталь во время затвердевания при помощи электромагнитных сил или тому подобного, чтобы предотвратить агрегирование или выделение на этапе литья. В дополнение к этому, предпочтительно оптимизировать форму литьевого сопла, чтобы управлять потоком расплавленной стали во время литья.

При этом, хотя порядок добавления Ca, Mg и Zr четко не указан, в случае высокоуглеродистой стали, содержащей небольшое количество кислорода, предпочтительно сначала добавлять Ca, имеющий относительно слабое сродство к кислороду, а затем добавлять Mg и Zr, имеющие более сильное сродство, чтобы создавать оксиды Ca, Mg и Zr с хорошей эффективностью.

При горячей прокатке температура, при которой выполняют окончательное формование, с учетом материала и обеспечения формы, предпочтительно находится в диапазоне от 900°С до 1000°С.

В дополнение к этому, что касается термической обработки после горячей прокатки, предпочтительно выполнять ускоренное охлаждение головки 3 рельса при высоких температурах, при которых после горячей прокатки или повторного нагрева существуют аустенитные области, чтобы получить перлитную структуру с твердостью от 320 до 500 HV в головке 3 рельса. Что касается способа ускоренного охлаждения путем проведения термической обработки (и охлаждения) с использованием способа, описанного в Патентном документе 8 (Непроверенная заявка на японский патент №Н08-246100), Патентном документе 9 (Непроверенная заявка на японский патент №Н09-111352) или тому подобного, можно получить структуру и твердость в заранее определенных диапазонах.

В данном случае, чтобы выполнить термическую обработку с повторным нагревом после прокатки рельса, предпочтительно нагреть головку рельса или весь рельс при помощи пламени или индукционного нагрева.

Примеры

Далее будут рассмотрены примеры настоящего изобретения.

В таблицах 1-6 приведен химический состав протестированных рельсовых сталей. При этом остальными компонентами являются Fe и неизбежные примеси. Рельсовые стали, имеющие химический состав, приведенный в таблицах 1-6, были изготовлены следующим образом.

Дефосфорация и десульфурация были проведены на стадии существования чугуна, кроме того, дефосфорация и десульфурация на достаточном уровне были проведены в обычной плавильной печи, такой как конвертерная печь, электрическая печь или тому подобное, при получении расплавленной стали. Ca был добавлен в расплавленную сталь, чтобы управлять включениями на основе сульфида Mn, либо были дополнительно добавлены Mg и Zr, чтобы распределить в мелкой форме оксиды наноразмера и включения на основе сульфида Mn. Затем путем непрерывного литья был изготовлен стальной слиток, который был подвергнут горячей прокатке. После этого была проведена термическая обработка, чтобы получить рельс.

Таблица 3
Рельс Сталь Химический состав (% по массе) S/Ca
C Si Mn P S Ca Mg, Zr Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al, N
Рельсовые стали по настоящему изобретению 25 0,85 0,55 0,85 0,0060 0,0080 0,0050 - 1,60
26 0,85 0,55 0,85 0,0060 0,0080 0,0050 Mg:0,0040
Zr:0,0025
1,60
27 0,90 0,30 1,25 0,0050 0,0095 0,0140 Zr:0,0050 0,68
28 0,90 0,30 1,25 0,0050 0,0095 0,0140 Zr:0,0050 Co:0,30 0,68
29 0,95 0,95 0,80 0,0070 0,0030 0,0005 - Ti:0,01 6,00
30 0,95 0,95 0,80 0,0070 0,0030 0,0030 - Ti:0,01 1,00
31 0,95 0,95 0,80 0,0070 0,0030 0,0030 Mg:0,0020
Zr:0,0030
Ti:0,01 1,00
32 0,95 0,25 1,20 0,0095 0,0095 0,0150 - Mo:0,02 0,63
33 1,00 0,50 0,70 0,0040 0,0080 0,0009 - Cr:0,20 8,89
34 1,00 0,50 0,70 0,0040 0,0080 0,0045 - Cr:0,20 1,78
35 1,00 0,50 0,70 0,0040 0,0080 0,0045 Mg:0,0050 Cr:0,20 1,78
36 1,05 0,10 0,90 0,0050 0,0025 0,0160 - Al:0,0080 0,16

Таблица 5
Рельс Сталь Химический состав (% по массе) S/Ca
C Si Mn P S Ca Mg, Zr Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al, N
Сравнительные рельсовые стали 48 0,60 0,25 0,80 0,0100 0,0050 0,0020 Mg:0,0020 Cu:0,15 2,50
49 1,30 0,25 0,80 0,0100 0,0050 0,0020 Mg:0,0020 Cu:0,15 2,50
50 0,85 0,01 0,60 0,0120 0,0070 0,0080 - 0,88
51 0,85 2,50 0,60 0,0120 0,0070 0,0080 - 0,88
52 0,90 0,30 0,01 0,0060 0,0040 0,0060 Mg:0,0020
Zr:0,0012
Cr:0,25 0,67
53 0,90 0,30 2,30 0,0060 0,0040 0,0060 Mg:0,0020
Zr:0,0012
Cr:0,25 0,67
54 1,00 0,50 1,00 0,0250 0,0030 0,0100 - 0,30
55 1,10 0,50 0,70 0,0150 0,0240 0,0120 Zr:0,0015 2,00
56 0,95 0,95 0,80 0,0070 0,0030 0,0001 - Ti:0,01 30,00
57 0,95 0,95 0,80 0,0070 0,0030 0,0300 - Ti:0,01 0,10
58 0,65 0,30 0,75 0,0160 0,0050 0,0035 - 1,43
Таблица 6
Рельс Сталь Химический состав (% по массе) S/Ca
C Si Mn P S Ca Mg, Zr Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al, N
Сравнительные рельсовые стали 59 0,75 0,50 1,00 0,0180 0,0150 0,0004 - Nb:0,01 37,50
60 0,85 0,55 0,85 0,0060 0,0120 0,0050 - 2,40
61 0,95 0,95 0,80 0,0170 0,0030 0,0002 - Ti:0,01 15,0
62 1,05 0,10 0,90 0,0050 0,0025 0,0210 - Al:0,0080 0,12
63 1,20 1,25 0,45 0,0190 0,0130 0,0035 - N:0,0090 3,71
64 0,65 0,30 0,45 0,0080 0,0050 0,0010 - 5,00
65 1,20 0,50 0,45 0,0020 0,0060 0,0050 - N:0,0080 1,20
66 0,95 1,20 1,20 0,0070 0,0030 0,0080 - Ti:0,01 0,38
67 0,85 0,30 0,30 0,0060 0,0080 0,0025 - 3,20
68 1,05 1,00 1,35 0,0050 0,0025 0,0030 - Al:0,0080 0,83

а. Измерение количества включений на основе сульфида Mn

На фиг.3 показано место, в котором в рельсовой стали изучались включения на основе сульфида Mn, которые определены в пункте 1 Формулы изобретения.

Как показано на фиг.3, в сечениях, выбираемых в направлении по длине получаемой рельсовой стали, образец был вырезан из области, проходящей от поверхности головки рельса на глубину от 3 до 10 мм, которая включает поверхностную зону 3а головки. Затем при помощи описанного выше способа было получено количество (на единицу площади) включений на основе сульфида Mn (включений/мм2), имеющих основной размер (длину основной оси) в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм.

b. Измерение количества включений на основе сульфида Mn, оксидов на основе Mg и оксидов Zr

На фиг.4 показано место, в котором в рельсовой стали изучались включения на основе сульфида Mn, оксиды на основе Mg и оксиды Zr, которые определены в пункте 2 Формулы изобретения.

Как показано на фиг.4, в поперечных сечениях получаемой рельсовой стали образец был вырезан из области, проходящей от поверхности головки рельса на глубину от 3 до 10 мм, которая включает поверхностную зону 3а головки. Затем при помощи описанного выше способа было получено количество (на единицу площади) оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn (включений/мм2), имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм.

с. Изучение микроструктуры и измерение твердости поверхностной зоны 3а головки

Образец был вырезан из области, находящейся на глубине 4 мм от поверхности головки 3 рельса. После чего изучаемая поверхность была отполирована, а затем была протравлена с использованием травильного раствора ниталь. Микроструктура на изучаемой поверхности исследовалась с использованием оптического микроскопа в соответствии с японским промышленным стандартом JIS G 0551.

В дополнение к этому, в соответствии с японским промышленным стандартом JIS B7774 была измерена твердость вырезанного образца по Виккерсу. В данном случае твердость по Виккерсу измерялась путем вдавливания алмазного наконечника в образец с силой 98 Н (10 кгс). Твердость по Виккерсу в таблицах обозначена как "HV, 98 Н".

Полученные результаты приведены в таблицах 7-12. При этом в Таблицах столбец "Материал головки *1" относится к материалу в области, находящейся на глубине 4 мм от поверхности головки 3 рельса.

Таблица 7
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм2) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость (HV, 98 Н)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 1 50 3800 Перлит + небольшое количество проэвтектоидного феррита 320
2 50 3800 Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 400
3 100 - Перлит 330
4 100 - Перлит + небольшое количество мартенсита 460
5 70 5600 Перлит 320
6 70 5600 Перлит + небольшое количество мартенсита 460
7 30 - Перлит 440
8 30 - Перлит 440
9 150 3500 Перлит 420
10 30 3500 Перлит 420
11 200 - Перлит 430
12 10 - Перлит 430
Таблица 8
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм2) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость (HV, 98 Н)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 13 15 - Перлит 350
14 70 - Перлит 350
15 60 6800 Перлит 350
16 100 4000 Перлит 350
17 12 - Перлит 370
18 190 - Перлит + небольшое количество бейнита 390
19 90 - Перлит + небольшое количество бейнита 390
20 80 17000 Перлит + небольшое количество бейнита 390
21 180 - Перлит 400
22 100 - Перлит 400
23 20 - Перлит 400
24 180 - Перлит 400
Таблица 9
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм2) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость (HV, 98 Н)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 25 140 - Перлит 400
26 130 30000 Перлит 400
27 170 18000 Перлит 420
28 170 19000 Перлит 420
29 190 - Перлит 430
30 140 - Перлит 430
31 130 19000 Перлит 430
32 170 - Перлит + небольшое количество мартенсита 450
33 195 - Перлит 425
34 150 - Перлит 425
35 130 15000 Перлит 425
36 18 - Перлит 375
Таблица 10
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм2) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость (HV, 98 Н)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 37 100 - Перлит 375
38 80 26000 Перлит 375
39 60 635 Перлит 460
40 90 1200 Перлит 445
41 80 13000 Перлит 445
42 50 45000 Перлит 445
43 120 - Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 500
44 150 4500 Перлит 450
45 190 - Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 445
46 90 - Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 445
47 70 12000 Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 445
Таблица 11
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм2) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость (HV, 98 Н)
Сравнительные рельсовые стали 48 50 3800 Перлит + проэвтектоидный феррит 300
49 50 3800 Перлит + проэвтектоидный цементит 420
50 100 - Перлит 310
51 100 - Перлит + мартенсит 550
52 70 5600 Перлит 280
53 70 5600 Перлит + мартенсит 580
54 30 - Перлит 440
55 300 - Перлит 420
(количество включений увеличивается → ударная вязкость снижается)
56 230 - Перлит 430
(количество включений увеличивается → ударная вязкость снижается)
57 5 - Перлит 430
(возникает CaO → ударная вязкость снижается)
58 70 - Перлит 350
Таблица 12
Рельс Сталь Количество включений на основе сульфида Mn, имеющих основной размер в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм (/мм) Количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn, имеющих диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм (/мм2) Материал головки *1
Микроструктура Твердость, (HV, 98 Н)
Сравнительные рельсовые стали 59 220 - Перлит + небольшое количество бейнита 390
(количество включений увеличивается → ударная вязкость снижается)
60 140 - Перлит 400
61 210 - Перлит 430
(количество включений увеличивается → ударная вязкость снижается)
62 8 - Перлит 375
(возникает CaO → ударная вязкость снижается)
63 90 - Перлит + небольшое количество проэвтектоидного цементита 445
64 70 - Перлит + проэвтектоидный феррит 320
65 90 - Перлит + проэвтектоидный цементит 370
66 140 - Перлит + мартенсит 490
67 140 - Перлит 300
68 100 - Перлит 520

d. Испытание на износ

На фиг.5 показано место, из которого был взят образец для испытания на износ, а численные значения на чертеже демонстрируют размеры (мм).

Как показано на фиг.5, из области рельсовой стали, включающей поверхностную зону 3а головки, был вырезан испытываемый образец в форме диска. Затем, как показано на фиг.6, были подготовлены две расположенных напротив оси вращения, испытываемый образец в форме диска (испытываемый образец 4 рельса) был установлен на одной из осей вращения, а на другой оси вращения был установлен расположенный напротив материал 5. Испытываемый образец 4 рельса и расположенный напротив материал 5 были приведены в контакт в состоянии, при котором к испытываемому образцу 4 рельса была приложена заранее определенная нагрузка. В таком состоянии две оси вращения были приведены во вращение с заранее определенной скоростью при одновременном охлаждении испытываемого образца путем подачи сжатого воздуха из охлаждающей форсунки 6. После этого, спустя 700000 оборотов осей, было измерено уменьшение веса (степень абразивного износа) испытываемого образца 4 рельса.

Условия испытания на износ приведены ниже.

Машина для испытаний: Машина для испытаний на износ типа Nishihara (см. фиг.6);

Форма испытываемого образца: Испытываемый образец в форме диска (внешний диаметр: 30 мм, толщина: 8 мм);

Место, из которого взят испытываемый образец: на 2 мм ниже поверхности головки рельса (см. фиг.5);

Нагрузка при испытании: 686 Н (давление на контактную поверхность 640 МПа);

Коэффициент проскальзывания: 20%;

Расположенный напротив материал: перлитная сталь (380 HV);

Атмосфера: в атмосфере (воздух)

Охлаждение: Принудительное охлаждение сжатым воздухом (расход: 100 н.л./мин)

Число оборотов: 700000

e. Испытание головки на удар

На фиг.7 показано место, из которого был взят испытываемый образец для испытания на удар.

Как показано на фиг.7, испытываемый образец был вырезан в направлении по ширине стального рельса (в поперечном сечении) таким образом, чтобы дно выемки было создано в области, включающей поверхностную зону 3а головки. Затем полученный испытываемый образец был подвергнут испытанию на удар в приведенных далее условиях, в результате чего была измерена прочность на удар (Дж/см2).

Машина для испытаний: Машина для испытаний на удар;

Форма испытываемого образца: U-образная выемка 2 мм в образце по японскому промышленному стандарту JIS № 3;

Место, из которого взят испытываемый образец: на 2 мм ниже поверхности головки рельса (см. фиг.7);

Температура испытания: обычная температура (20°С);

Полученные результаты приведены в таблицах 13-15. В данном случае в таблицах столбец "Результаты испытания на износ *2" относится к результатам описанного выше испытания на износ, а снижение веса (г) испытываемого образца 13 рельса выражено в виде степени абразивного износа. Столбец "Результаты испытания на удар *3" относится к результатам описанного выше испытания головки на удар, и в этом столбце приведены значения прочности на удар (Дж/см2). При этом большее значение прочности на удар (Дж/см2) означает более высокую ударную вязкость.

При данной оценке ситуация, когда степень абразивного износа составляла менее 1,5 г после 700000 оборотов, расценивалась как наличие отличной износостойкости. Так как значения прочности на удар, измеренные при 20°С, значительно изменяются с количеством углерода в стали, критерии, которые демонстрировали относительное качество характеристик, не были заданы, и относительное качество значений прочности на удар оценивалось для рельсовых сталей, содержащих одинаковое количество углерода.

Таблица 13
Рельс Сталь Результаты испытания на износ *2,
(г, 700000 оборотов)
Результаты испытания на удар *3
Прочность на удар,
(Дж/см2)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 1 1,45 37,0
2 0,35 10,0
3 1,25 19,0
4 1,10 17,0
5 1,00 16,0
6 0,91 14,5
7 0,62 12,5
8 0,63 16,0
9 0,46 11,3
10 0,45 13,0
11 0,80 13,0
12 0,81 12,0
13 1,35 33,0
14 1,33 34,5
15 1,37 38,5
16 1,25 29,0
17 1,22 26,0
18 1,18 25,0
19 1,19 27,0
20 1,18 31,0
21 1,05 18,5
22 1,04 19,5
23 1,06 22,5
24 0,95 19,5
Таблица 14
Рельс Сталь Результаты испытания на износ *2
(г, 700000 оборотов)
Результаты испытания на удар *3
Прочность на удар
(Дж/см2)
Рельсовые стали по настоящему изобретению 25 0,94 20,5
26 0,94 25,0
27 0,86 18,0
28 0,70 18,5
29 0,75 14,0
30 0,74 15,5
31 0,75 18,5
32 0,72 14,2
33 0,60 12,5
34 0,62 14,0
35 0,60 16,0
36 0,64 12,0
37 0,63 13,5
38 0,63 16,0
39 0,45 13,5
40 0,44 12,5
41 0,43 14,0
42 0,44 16,0
43 0,30 11,0
44 0,32 12,0
45 0,25 10,0
46 0,26 11,5
47 0,27 14,0
Таблица 15
Рельс Сталь Результаты испытания на износ *2,
(г, 700000 оборотов)
Результаты испытания на удар *3
Прочность на удар,
(Дж/см2)
Сравнительные рельсовые стали 48 2,30 (значительный абразивный износ) 37,0
49 0,30 5,0 (прочность на удар снижена)
50 1,65 (значительный абразивный износ) 18,0
51 1,80 (значительный абразивный износ) 4,5 (прочность на удар снижена)
52 1,62 (значительный абразивный износ) 16,0
53 1,90 (значительный абразивный износ) 4,0 (прочность на удар снижена)
54 0,62 9,0
55 0,46 7,5
56 0,75 9,5
57 0,75 8,0
58 1,35 29,0
59 1,18 20,0
60 0,95 14,0
61 0,75 9,8
62 0,64 9,0
63 0,25 7,0
64 2,00 (значительный абразивный износ) 35,0
65 0,40 6,0 (прочность на удар снижена)
66 1,90 (значительный абразивный износ) 4,0 (прочность на удар снижена)
67 1,75 (значительный абразивный износ) 18,0
68 0,40 7,0 (прочность на удар снижена)

(1) Рельсы, соответствующие настоящему изобретению (47 рельсов), Сталь №№1-47

Сталь №№3, 4, 7, 8, 11-14, 17-19, 21-25, 29, 30, 32-34, 36, 37, 43, 45 и 46: рельсы с перлитной структурой, обладающие превосходными износостойкостью и ударной вязкостью, химический состав которых находится в пределах указанного выше ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению, и у которых упомянутое количество включений на основе сульфида Mn имеет основной размер (длину основной оси) в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, микроструктура головки рельса и твердость находятся в пределах ограниченных диапазонов, соответствующих настоящему изобретению.

Сталь №№1, 2, 5, 6, 9, 10, 15, 16, 20, 26-28, 31, 35, 38-42, 44 и 47: рельсы с перлитной структурой, обладающие превосходными износостойкостью и ударной вязкостью, химический состав которых находится в пределах указанного выше ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению, у которых упомянутое количество включений на основе сульфида Mn имеет основной размер (длину основной оси) в диапазоне от 10 мкм до 100 мкм, и упомянутое количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn имеет диаметр зерна в диапазоне от 5 нм до 100 нм, микроструктура головки рельса и твердость находятся в пределах ограниченных диапазонов, соответствующих настоящему изобретению.

(2) Сравнительные рельсы (21 рельс), Сталь №№48-68

Сталь №№48-53: рельсы, у которых количества C, Si и Mn выходят за пределы диапазонов, соответствующих настоящему изобретению.

Сталь №№54-55: рельсы, у которых количества P и S выходят за пределы диапазонов, соответствующих настоящему изобретению.

Сталь №№56-57: рельсы, у которых количество Ca выходит за пределы диапазона, соответствующего настоящему изобретению.

Сталь №№58-63: рельсы, у которых количества P, S и Ca выходят за пределы диапазонов, соответствующих настоящему изобретению.

Сталь №№64-66: рельсы, у которых химический состав находится в пределах диапазонов, соответствующих настоящему изобретению, однако микроструктура головки рельса не отвечает указанным выше признакам настоящего изобретения.

Сталь №№67-68: рельсы, у которых химический состав находится в пределах диапазонов, соответствующих настоящему изобретению, однако твердость головки рельса выходит за пределы указанного выше диапазона, соответствующего настоящему изобретению.

Как показано в таблицах 1-15, по сравнению со сравнительными рельсовыми сталями (Сталь №№48-53), рельсовые стали, соответствующие настоящему изобретению (Сталь №№1-47), содержат C, Si и Mn в пределах ограниченных диапазонов, соответствующих настоящему изобретению. Таким образом, можно устойчивым образом получать перлитную структуру, имеющую твердость в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению, без возникновения эвтектоидной ферритной структуры, эвтектоидной цементитной структуры и мартенситной структуры, которые негативно влияют на износостойкость и ударную вязкость.

По сравнению со сравнительными рельсовыми сталями (Сталь №№64-68), рельсовые стали, соответствующие настоящему изобретению (Сталь №№1-47), содержат перлитную структуру в микроструктуре головки, и твердость перлитной структуры находится в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению. В результате, можно улучшить износостойкость и ударную вязкость рельса.

На фиг.8 приведены результаты испытания на износ рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению (Сталь №№1-47), и Сравнительных рельсовых сталей (Сталь №№48, 50, 51, 52, 53, 64, 66 и 67).

В случае когда C, Si и Mn содержатся в количествах, находящихся в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению, предотвращается возникновение эвтектоидной ферритной структуры и мартенситной структуры, которые оказывают негативное влияние на износостойкость, и, в дополнение к этому, твердость находится в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению. За счет этого можно в значительной степени улучшить износостойкость при любом количестве углерода.

На фиг.9 приведены результаты испытания на удар рельсовых сталей, соответствующих настоящему изобретению (Сталь №№1-47), и Сравнительных рельсовых сталей (Сталь №№49, 51, 53, 65, 66 и 68).

В случае, когда C, Si и Mn содержатся в количествах, находящихся в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению, предотвращается возникновение эвтектоидной цементитной структуры и мартенситной структуры, которые оказывают негативное влияние на ударную вязкость, и, в дополнение к этому, твердость находится в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению. За счет этого можно в значительной степени улучшить ударную вязкость при любом количестве углерода.

Как показано на фиг.10, по сравнению со сравнительными рельсовыми сталями (Сталь №№54-63), рельсовые стали, соответствующие настоящему изобретению (Сталь №№1-47), содержат P, S и Ca в количествах, находящихся в пределах ограниченных диапазонов, соответствующих настоящему изобретению. За счет этого можно в значительной степени улучшить ударную вязкость рельсов с перлитной структурой при любом количестве углерода.

Кроме того, как показано на фиг.11, рельсовые стали, соответствующие настоящему изобретению (Сталь №№11-13, 18-20, 24-26, 29-31, 33-35, 36-38 и 45-47), содержат Ca и, кроме того, добавляемое количество Ca оптимизируют. За счет этого включениями на основе сульфида Mn управляют таким образом, чтобы их количество находилось в пределах ограниченного диапазона, соответствующего настоящему изобретению. В результате, можно улучшить ударную вязкость рельса с перлитной структурой. В дополнение к этому, в случае, когда добавляют Mg и Zr, оксиды и включения на основе сульфида Mn распределяются в мелкой форме, что позволяет обеспечить количество оксидов на основе Mg, оксидов Zr и включений на основе сульфида Mn в пределах диапазона от 500/мм2 до 50000/мм2. За счет этого можно дополнительно улучшить ударную вязкость рельса с перлитной структурой.

Промышленная применимость

Рельс с перлитной структурой, соответствующий настоящему изобретению, обладает износостойкостью и ударной вязкостью, превосходящими износостойкость и ударную вязкость высокопрочного рельса, используемого в настоящее время. Таким образом, настоящее изобретение в предпочтительном случае может быть применено для рельсов, используемых в чрезвычайно суровых дорожных условиях, например, рельсов для железных дорог для перевозки грузов, по которым транспортируются природные ресурсы, добываемые в регионах с суровыми природными условиями.

Ссылочные обозначения

1 - Верхний участок головки

2 - Угловой участок головки

3 - Головка рельса

3а - Поверхностная зона головки

3b - Зона, проходящая от поверхностей угловых участков головки и верхнего участка головки на глубину 20 мм

4 - Испытываемый образец рельса

5 - Расположенный напротив материал

6 - Форсунка для охлаждения

1. Рельс с перлитной структурой, состоящий из стали, содержащей, мас.%:
0,65-1,20 C;
0,05-2,00 Si;
0,05-2,00 Mn;
не более 0,0150 P;
не более 0,0100 S;
0,0005-0,0200 Ca и
остальное - Fe и неизбежные примеси,
причем в головке рельса ее поверхностная зона, проходящая от поверхностей угловых участков головки и верхнего участка головки на глубину 10 мм, имеет перлитную структуру, причем твердость перлитной структуры составляет от 320 до 500 Hv, и включения на основе сульфида Mn, имеющие основной размер от 10 до 100 мкм, присутствуют из расчета на единицу площади в количестве 10-200/мм2 в сечении в направлении по длине перлитной структуры.

2. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит, мас.%: одно или оба из следующего: 0,0005-0,0200 Mg и 0,0005-0,0100 Zr и оксиды на основе Mg, оксиды Zr и включения на основе сульфида Mn, имеющие диаметр зерна от 5 до 100 нм, присутствуют из расчета на единицу площади в количестве 500-50000/мм2 в поперечном сечении перлитной структуры.

3. Рельс по п.1 или 2, в котором сталь дополнительно содержит 0,01-1,00 мас.% Co.

4. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит одно или оба из следующего: 0,01-2,00 мас.% Cr и 0,01-0,50 мас.% Mo.

5. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит одно или оба из следующего: 0,005-0,50 мас.% V и 0,002-0,050 мас.% Nb.

6. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит 0,0001-0,0050 мас.% B.

7. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит 0,01-1,00 мас.% Cu.

8. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит 0,01-1,00 мас.% Ni.

9. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит 0,0050-0,0500 мас.% Ti.

10. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит от более 0,0100 до 1,00 мас.% Al.

11. Рельс по п.1, в котором сталь дополнительно содержит 0,0060-0,0200 мас.% N.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к области металлургии, а именно к изготовлению горячекатаных листов и деталей из многофазных сталей, используемых в автомобилестроении. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к деформируемой стали для облегченных конструкций, обладающей TRIP и TWIP свойствами. .

Изобретение относится к изготовлению горячекатаных или холоднокатаных деталей. .
Изобретение относится к области металлургии, в частности к технологии прокатки высокопрочного штрипса для магистральных труб из низколегированной стали на реверсивном толстолистовом стане.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству горячекатаных и холоднокатаных листов из аустенитной стали, применяемых в автомобильной промышленности.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к изготовлению стальной трубки, используемой в качестве топливопровода высокого давления. .
Изобретение относится к области металлургии, а именно к сплавам на основе железа, применяемым для изготовления изделий и оборудования, работающих в активных углеродсодержащих средах при повышенных температурах.

Изобретение относится к изготовлению горячекатаной полосы из стали с TRIP-эффектом с многофазной структурой. .

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листа из электротехнической стали
Изобретение относится к прокатному производству, в частности к изготовлению тонколистовой низкоуглеродистой холоднокатаной стали для штамповки

Изобретение относится к области металлургии, а именно к имеющим перлитную структуру железнодорожным рельсам, используемым на кривых с малым радиусом кривизны

Изобретение относится к термической обработке доэвтектоидных низколегированных сталей и может быть преимущественно использовано при термической обработке сталей типа 20Г-20ГЛ

Изобретение относится к области металлургии, а именно к рельсам из перлитной стали, используемым на грузовых железных дорогах

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения коррозионной стойкости стального листового изделия и обеспечения хорошей свариваемости осуществляют предварительное покрытие стальной полосы или листа алюминием, или алюминиевым сплавом, резку указанной стального листа или полосы с предварительным покрытием для получения стальной заготовки с предварительным покрытием, нагрев заготовки в предварительно нагретой печи до температуры и в течение времени согласно диаграмме в соответствии с толщиной заготовки при средней скорости нагрева Vc в температурном диапазоне от 20 до 700°C, составляющей от 4 до 12°C/с и при скорости нагрева Vc' в температурном диапазоне от 500 до 700°C, составляющей от 1,5 до 6°C/с, затем перемещение указанной нагретой заготовки к штамповочному прессу, горячую штамповку нагретой заготовки в штамповочном прессе для получения горячештампованного стального листового изделия, охлаждение нагретой заготовки от температуры на выходе из печи до температуры 400°C при средней скорости охлаждения, по меньшей мере, 30°C/с. 4 н. и 9 з.п. ф-лы, 1 ил., 2 пр.

Изобретение относится к области производства материалов для броневых изделий и конструкций, подвергающихся воздействию динамических нагрузок. Способ производства листовой стали включает сварку взрывом тыльного и лицевого слоев стали. Затем осуществляют отпуск двухслойного листа при температуре 600-650°С. Затем осуществляют нагрев листов в печи до температуры 1050-1150°С и прокатку в интервале температур 1150-800°С с суммарным обжатием 30-40%. Далее производят закалку в масло или воду при температуре 900-950°С и двойной отпуск при температуре 170-200°С с охлаждением на воздухе. Техническим результатом изобретения является повышение бронестойкости от пуль двухслойной, стойкой к динамическому воздействию, листовой стали. 2 н. и 1 з.п. ф-лы, 1 табл., 1 пр., 1 ил.

Изобретение относится к термической обработке доэвтектоидных низколегированных сталей. Для обеспечения диспергированной структуры и ее композиционной гетерогенизации с формированием наноразмерных фрагментов, позволяющих получить высокие и стабильные механические свойства, заготовку из стали, содержащую С 0,15-0,25 мас.% и Mn 1,2-1,7 мас.%, нагревают до полной аустенитизации структуры, затем проводят ее охлаждение в печи до температуры выдержки 735-740°C или на воздухе до комнатной температуры с последующим нагревом до температуры выдержки 735-740°C, при этом выдержку осуществляют для формирования двухфазной аустенитно-ферритной структуры, а охлаждение после выдержки ведут со скоростью, обеспечивающей неполное мартенситное превращение аустенита и формирование многофазной микроструктуры, после чего проводят высокотемпературный отпуск-старение при 550°C в течение 2-2,5 часов. Перед нагревом до полной аустенитизации проводят предварительную нормализацию при температуре от 930°C. 1 з.п. ф-лы, 1 табл., 3 ил.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к гальванизированной листовой стали с пределом прочности на растяжение 770 МПа или более, применяемой в автомобилестроении и строительстве и состоящей из участка листовой стали, слоя покрытия, образованного на поверхности участка листовой стали, мягкого слоя, непосредственно прилегающего к границе раздела со слоем покрытия, и внутреннего слоя, отличающегося от мягкого слоя. Сталь листового участка содержит, мас.%: С: от 0,05 до 0,50, Si: от 0,005 до 2,5, Mn: от 0,01 до 3,0, Р: не более чем 0,03, S: не более чем 0,02, N: не более чем 0,0060, один или несколько из: Al, Ni, Cu, Cr, Мо, В, Ti, Nb, V, РЗМ и Са, Fe и неизбежные примеси - остальное. Слой покрытия представляет собой слой гальванического покрытия или слой отожженного гальванического покрытия, причем слой гальванического покрытия содержит Al от 0,01% до 1,5% и один или более элементов, выбранных из Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Са, Cu, Li, Ti, Be, Bi и РЗМ, составляющих в сумме до 3,5%, и остальное составляют Zn и неизбежные примеси, а слой отожженного гальванического покрытия содержит Fe от 5% до 15%, Al от 0,01% до 1% и один или более элементов, выбранных из Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Со, Са, Cu, Li, Ti, Be, Bi и РЗМ, составляющих в сумме до 3,5%, причем остальное составляют Zn и неизбежные примеси. Обеспечивается подавление образования растрескивания на поверхности стали и требуемая усталостная долговечность. 3 н. и 3 з.п. ф-лы., 1 ил., 7 табл., 4 пр.

Изобретение относится к области термомеханической обработки для изготовления стального проката с требуемыми свойствами. Для обеспечения требуемого уровня потребительских свойств металлопроката получают заготовку из стали, содержащей, мас.%: C 0,05-0,18, Si 0,05-0,6, Mn 1,30-2,05, S не более 0,015, P не более 0,020, Cr 0,02-0,35, Ni 0,02-0,45, Cu 0,05-0,30, Ti не более 0,050, Nb 0,010-0,100, V не более 0,120, N не более 0,012, Al не более 0,050, Mo не более 0,45, железо и неизбежные примеси остальное. Заготовку нагревают и осуществляют черновую прокатку при температурах, превышающих температуру рекристаллизации аустенита, с междеформационной паузой, обеспечивающей требуемое снижение температуры металла, затем проводят чистовую прокатку, правку и ускоренное охлаждение проката, при этом температуру нагрева под прокатку Т устанавливают с обеспечением требуемой растворимости карбидов и нитридов микролегирующих элементов и определяют по зависимости: t+280°C<T<t+310°C, где t=883-313,95C+37,88Si-9,58Mn-2,79Cr-15,99Ni-2,55Cu+110,18Ti+5,5Nb+76,74V-142,53N+71,45Al+23,67Mo, °C, a теплоотвод с поверхности проката в процессе ускоренного охлаждения задают с обеспечением формирования требуемой объемной доли бейнита в сечении металлоизделия. 2 з.п.ф-лы, 4 пр.
Наверх