專利名稱：呈珠光體金相組織的高耐磨性和高韌性道軌及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及使鐵道及其他產(chǎn)業(yè)機(jī)械用的有優(yōu)良的強(qiáng)度和耐磨性的高碳的呈珠光體金相組織的鋼具有高韌性的高韌性道軌及其制造方法。
背景技術(shù)：
高碳的呈珠光體金相組織的鋼由于強(qiáng)度高而且耐磨性優(yōu)良，因而被用作結(jié)構(gòu)材料，尤其是它能適應(yīng)隨著鐵道車輛的重量增加而引起的高軸向載荷和高速輸送，被普遍用作道軌。
已知的為制成高性能道軌的能制造上述那樣鋼材的方法有如日本專利公開(kāi)報(bào)告特開(kāi)昭55-2768號(hào)所記載的＂把容易呈珠光體金相組織的特定成分的鋼從Ac3點(diǎn)以上的加熱溫度開(kāi)始冷卻，并在450～600℃的溫度下使其恒溫相變，使其生成細(xì)微的珠光體金相組織的硬質(zhì)道軌制造方法＂和特開(kāi)昭58-221229號(hào)提出的＂把含有C0.65～0.85％、Mn0.5～2.5％而且保留有高溫?zé)崃康牡儡壖斌E地冷卻，把道軌或道軌頂部的金相組織變成珠光體來(lái)改善耐磨性的道軌熱處理方法＂、以及特開(kāi)昭59-133322號(hào)公開(kāi)的＂把經(jīng)過(guò)穩(wěn)定處理的具有珠光體金相組織的特定成分的壓軋道軌、從Ar3點(diǎn)以上的溫度開(kāi)始、在特定溫度的熔融鹽浴槽中浸漬，使其從道軌頂部表面開(kāi)始到表面以下約10mm范圍內(nèi)具有硬度Hv＞350的呈細(xì)微珠光體金相組織的道軌熱處理方法＂。
但是，雖然金相組織呈珠光體的鋼的強(qiáng)度和耐磨性容易通過(guò)添加合金元素而達(dá)到所要求的規(guī)格并制成產(chǎn)品，而它的韌性與以鐵素體金相組織為主的鋼相比則顯著地較低，例如，共析碳鋼的呈珠光體金相組織的道軌用JIS3號(hào)規(guī)定的＂U＂型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)、常溫試驗(yàn)值可達(dá)到10～20J/cm2左右，而含有共析點(diǎn)以上的碳的道軌的試驗(yàn)值是10J/cm2；用JIS4號(hào)規(guī)定的拉伸試驗(yàn)、延伸率卻不滿10％。把這種韌性低的鋼用在受重復(fù)載荷或振動(dòng)作用領(lǐng)域里作為結(jié)構(gòu)材料時(shí)，會(huì)有因微小的初始缺陷或疲勞裂縫引起低應(yīng)力脆性破壞的問(wèn)題。
一般，使鋼的韌性提高的措施是把金相組織細(xì)?；?，即通過(guò)使奧氏體金相組織細(xì)?；蛄?nèi)相變來(lái)完成。而且，奧氏體金相組織細(xì)粒化是利用例如在壓軋時(shí)的低溫加熱或者如日本專利公開(kāi)報(bào)告特開(kāi)昭63-277721號(hào)所公開(kāi)的把控制壓軋和加熱處理組合、并在壓軋后加以低溫處理等。在道軌的制造方法中，由于難用在壓軋時(shí)的低溫加熱和控制壓軋中的低溫壓軋和大壓下壓軋來(lái)確保成形性，因而至今仍企圖通過(guò)低溫加熱處理方法來(lái)提高韌性。但這種方法在近年來(lái)關(guān)于各種鋼制品的省力和提高生產(chǎn)性能的技術(shù)開(kāi)發(fā)進(jìn)程中，有制造成本高、生產(chǎn)性能差等問(wèn)題，因此迫切需要把這些問(wèn)題盡早解決。
發(fā)明的目的本發(fā)明是為了解決上述的問(wèn)題而作出的，其目的是提供一種在道軌成形方面能克服由低溫或大壓下形成的控制壓軋的問(wèn)題，是適合于共析碳鋼或含有共析點(diǎn)以上的碳鋼成分的、進(jìn)行調(diào)整珠光體結(jié)晶顆粒的控制壓軋的、不僅能提高耐磨性、而且能使延展性和韌性提高的方法。
發(fā)明的公開(kāi)為了制造具有細(xì)粒珠光體金相組織而使韌性提高的鋼，本發(fā)明人從鋼的成分及其制造方法著手做了許多實(shí)驗(yàn)，結(jié)果得出如下所述的發(fā)現(xiàn)。即，在對(duì)道軌的頂部主要追求耐磨性、對(duì)底部主要追求彎曲疲勞性和延展性的情況下，通過(guò)把這部分取成共析或過(guò)共析C成分，而且控制細(xì)粒珠光體塊尺寸，能得到耐磨性或者還在延展性、韌性等方面都是優(yōu)良的道軌；高碳鋼在其奧氏體狀態(tài)下的加工中，用較低溫度和較小的壓下量進(jìn)行壓軋后即進(jìn)行再結(jié)晶，通過(guò)小壓力和縮短壓軋軋道間的時(shí)間的連續(xù)壓軋，使其成為整粒的細(xì)微奧氏體顆粒，結(jié)果能得到細(xì)粒的珠光體金相組織。
這里，所謂珠光體塊是指如

圖1所示的結(jié)晶方位相同的珠光體集合，結(jié)晶方位和疊層方向相同的珠光體的群體集合。所謂疊層是指把構(gòu)成珠光體的鐵素體和滲碳體疊積形成條紋狀的組織。而且，珠光體塊成為珠光體顆粒破壞時(shí)的破壞單元。
本發(fā)明是根據(jù)這樣的發(fā)現(xiàn)，把下述的結(jié)構(gòu)作為主題。即，本發(fā)明的呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性的道軌是由按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％、根據(jù)需要還含有Cr0.05～2.00％、Mo0.01～0.30％、V0.02～0.10％、Nb0.002～0.01％、Co0.1～2.0％中的一種或兩種以上，剩余部分是Fe和不可避免的不純物構(gòu)成的碳鋼或低合金鋼道軌，有珠光體金相組織；在道軌斷面內(nèi)的珠光體塊平均粒經(jīng)如下即在從道軌的頂表面開(kāi)始、以道軌頂表面為起點(diǎn)的至少20mm的范圍、和從道軌的底面開(kāi)始、以道軌的底面為起點(diǎn)的至少15mm范圍內(nèi)是20～50μm；在這范圍以外的部位是35～100μm；在上述道軌的珠光體塊平均粒徑是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，＂U＂型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值是15J/cm2以上。
另外，本發(fā)明的呈珠光體金相組織的高韌性道軌的制造方法是把含有上述成分的碳鋼或低合金風(fēng)的鋼片粗軋成道軌形狀之后；把這道軌的表面溫度加熱到850～1000℃之間，用每軋道的斷面減縮的壓下率為5～30％的壓軋、取3個(gè)軋道以上、而且把壓軋的軋道間的時(shí)間取為10秒以下等條件、對(duì)其進(jìn)行連續(xù)精軋；然后放置冷卻或從700℃以上的溫度開(kāi)始，以2～15℃/秒的冷卻速度對(duì)700～500℃溫度范圍進(jìn)行冷卻。由此就能調(diào)整珠光體塊的尺寸，從而能提高機(jī)械性質(zhì)、尤其是延展性和韌性。
能把上述道軌的成分中、C的含量為0.60～0.85重量％的碳鋼或低合金鋼，形成上述珠光體塊平均粒徑為20～50μm的部位上具有延伸率12％以上、＂U＂型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值為25J/cm2以上的高韌性；使C的含量為＞0.85～1.2重量％的碳鋼或低合金鋼能具有高的耐磨性。
附圖的簡(jiǎn)要說(shuō)明圖1是表示珠光體結(jié)晶的模式圖。
實(shí)施本發(fā)明的最好方式的說(shuō)明下面，詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明。
先說(shuō)明本發(fā)明中，如上所述地對(duì)鋼的成分進(jìn)行限定的理由C是使其生成珠光體金相組織來(lái)確保耐磨性的有效成分，通常、作為軌條鋼的都取用0.60～0.85％，把C量取成這范圍能得到高韌性。這時(shí)會(huì)有在珠光體金相組織中的γ晶粒界面上生成初析鐵素體的情況，從提高耐磨性和抑制道軌內(nèi)部疲勞損傷的起因的觀點(diǎn)出發(fā)，最好使C的含量在0.85％以上。另一方面，隨著碳的增加，奧氏體晶粒界面上的初析滲碳體的量也增加，當(dāng)C量超過(guò)1.2％時(shí)，即使進(jìn)行下述的珠光體金相組織的細(xì)粒化處理也不得不注意延展性和韌性的下降和惡化。因此，把C量取為0.60～1.20％。
Si從作為強(qiáng)化珠光體金相組織中的鐵素體的有效成分考慮，應(yīng)使其含量在0.1％以上。但由于含量超過(guò)1.20％會(huì)生成馬氏體金相組織，從而有使鋼脆化的問(wèn)題，因此，Si的含量取為0.10～1.20％。
Mn是強(qiáng)化珠光體金相組織、降低珠光體相變溫度、抑制初析滲碳體生成的元素。使用量少于0.40％、其效果就差；相反當(dāng)超過(guò)1.50％時(shí)就使其生成馬氏體組織而使鋼脆化。因此，把Mn的含量取為0.40～1.50％。
Cr是使珠光體的平衡相變點(diǎn)上升、結(jié)果使珠光體金相組織細(xì)微、而且是有效地抑制初析滲碳體生成的元素，可根據(jù)需要、有選擇地添加。含量不滿0.05％的、其效果較??；超過(guò)2.0％的過(guò)剩添加會(huì)使其生成馬氏體金相組織，從而使鋼脆化。因此，把Cr的含量取為0.05～2.00％。
Mo、NbMo和Nb是珠光體強(qiáng)化的有效元素，可根據(jù)需要、有選擇地添加。分別不滿0.01％、0.002％時(shí)其效果較小。另一方面，若分別超過(guò)0.03％、0.01％地添加、則如下所述地、在有金屬組織細(xì)?；Ч膲貉又袝?huì)抑制奧氏體顆粒的再結(jié)晶，使其不生成伸長(zhǎng)的粗大的奧氏體，從而使珠光體鋼脆化。因此，Mo的含量取為0.01～0.30％；Nb的含量取為0.002～0.01％。
V、CoV的含量定為0.02～0.1％，Co的含量定為0.10～2.0％，這些都是各自能強(qiáng)化珠光體金相組織的有效含量，可根據(jù)需要、有選擇地添加。用量不滿下限的強(qiáng)化效果小、而用量超過(guò)上限的則強(qiáng)化效果達(dá)到飽和程度。
由于本發(fā)明是基于具有上述的共析碳鋼或這以上的碳，并基于對(duì)高碳鋼特有的奧氏體的再結(jié)晶舉動(dòng)的實(shí)際知識(shí)，因而，即使根據(jù)需要添加上述各種成分對(duì)金屬組織呈珠光體的范圍沒(méi)有任何妨礙。
把珠光體塊平均粒徑為20～50μm的范圍定成從軌道頂表面開(kāi)始、以這頂表面為起點(diǎn)的0～20mm的范圍內(nèi)或者這以上的范圍；和從軌道底面開(kāi)始、以軌道底面為起點(diǎn)的0～15mm范圍或者這以上，這是根據(jù)由于列車通過(guò)、因軌道的頂部與車輪的接觸而引起損傷問(wèn)題的范圍、在考慮到軌道磨損的情況下、是從軌道頂表面開(kāi)始的不滿20mm范圍內(nèi)；而受到在底部發(fā)生的拉伸應(yīng)力引起的損傷影響的范圍是從軌道底面開(kāi)始到不滿15mm。
如上所述地把道軌頂表面和底面附近的珠光體塊平均粒徑定為20～50μm范圍是由于把構(gòu)成粒徑細(xì)化成不滿20μm時(shí)，不能得到所需要的硬度，就不能確保構(gòu)成道軌基本特性的耐磨性；當(dāng)超過(guò)50μm時(shí)，延展性和韌性就會(huì)惡化。
把道軌頂表面和底面附近以外的部位的珠光體塊平均粒徑取為35～100μm是由于當(dāng)粒徑不滿35μm地細(xì)?；瘯r(shí)，不能得到道軌基本金屬應(yīng)具備的強(qiáng)度；當(dāng)超過(guò)100μm時(shí)會(huì)使道軌基本金屬的延展性和韌性惡化。
把珠光體塊平均粒徑在20～50μm范圍的這部分道軌的延伸率定為10％以上、＂U＂型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值定為15J/cm2以上是由于延伸率不滿10％時(shí)、不能與列車通過(guò)時(shí)的拉伸應(yīng)變相對(duì)應(yīng)，有因長(zhǎng)期使用而發(fā)生斷裂的問(wèn)題；而＂U＂型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值不滿15J/cm2時(shí)，仍然不能與列車通過(guò)時(shí)的沖擊相對(duì)應(yīng)，有因長(zhǎng)期使用而破壞的問(wèn)題。在C的含量低到0.60～0.85重量％程度場(chǎng)合下，可把上述道軌的延伸率定為12％以上、把＂U＂型凹口擺錘試驗(yàn)值定為25J/cm2以上，就能構(gòu)成具有比以前的道軌更高韌性的道軌。
具有上述組成和特性的本發(fā)明道軌可用下述的方法加以制造。
把用通常的熔化爐熔煉的鋼水經(jīng)過(guò)連續(xù)鑄造法或鑄錠開(kāi)坯法工序制成的碳鋼片、或者把還含有少量Cr、Mo、V、Nb、Co等提高強(qiáng)度和韌性的元素的低合金鋼片加熱到超過(guò)1050℃的通常高溫后、粗軋成道軌形狀、接著進(jìn)行連續(xù)精軋。雖然粗軋結(jié)束的溫度沒(méi)特別地限定，但考慮到精軋工序的成形性，最好取1000℃以上。連續(xù)精軋是形成最后尺寸的道軌形狀的精加工，從粗軋結(jié)束的高溫開(kāi)始連續(xù)精軋，在道軋的表面溫度為850～1000℃之間、以每軋道5～30％的斷面縮減率進(jìn)行連續(xù)的精軋。
這個(gè)連續(xù)精軋條件是既要得到細(xì)粒的珠光體金相組織、又必需是整粒，而且能得到細(xì)粒奧氏體金相組織的范圍。即，由于本發(fā)明含有較多量的碳，根據(jù)下列緣由能得到細(xì)粒奧氏體金相組織。
(1)低的溫度和壓下率容易使細(xì)粒奧氏體金相組織再結(jié)晶；(2)由于壓軋后完全再結(jié)晶所需要的時(shí)間非常短，因而容易迅速完成再結(jié)晶過(guò)程；(3)即使以小的壓下率、如進(jìn)行連續(xù)軋制那樣地反復(fù)再結(jié)晶，也還是把奧氏體金相組織的顆粒成長(zhǎng)抑制到下一軋道的壓軋之前。
但由于珠光體是以?shī)W氏體晶粒邊界作為起點(diǎn)而成長(zhǎng)，在使珠光體塊尺寸細(xì)微化過(guò)程中必需使奧氏體顆粒細(xì)微化，因而通過(guò)在奧氏體溫度區(qū)域?qū)︿撨M(jìn)行熱加工來(lái)進(jìn)行奧氏體顆粒細(xì)微化。由于這奧氏體顆粒在每次熱加工時(shí)都進(jìn)行再結(jié)晶，因而通過(guò)反復(fù)地?zé)峒庸?、而且通過(guò)增大壓下率來(lái)進(jìn)行細(xì)微化。另一方面，由于奧氏體結(jié)晶顆粒在壓軋后的較短時(shí)間內(nèi)就開(kāi)始成長(zhǎng)，因而必需縮短壓軋的時(shí)間間隔。
作為能反映出這種現(xiàn)象的連續(xù)精軋法的本發(fā)明把道軋表面溫度定為850～1000℃的范圍是由于；用不滿850℃的低精軋溫度時(shí)，奧氏體金相組織未形成再結(jié)晶狀態(tài)，會(huì)影響珠光體金相組織的生成。而超過(guò)1000℃的精軋，會(huì)使奧氏體金相組織顆粒成長(zhǎng)，在繼續(xù)的珠光體金相組織相變時(shí)，生成粗粒的奧氏體金相組織的就得不到均勻的細(xì)微的珠光體金相組織。
這時(shí)所用的每軋道的斷面縮減率為5～30％的壓下率是使其生成細(xì)粒奧氏體金相組織的有效加工度，用不滿5％的輕度壓下率、在使奧氏體金相組織再結(jié)晶時(shí)不能進(jìn)行充分變形加工；相反、用超過(guò)30％的過(guò)剩壓下率、道軌的成形加工就困難。另外，在連續(xù)精軋中，為了能以30％以下的斷面縮減率使其容易生成細(xì)粒奧氏體金相組織，必需將奧氏體金相組織的再結(jié)晶和晶粒成長(zhǎng)抑制地進(jìn)行3個(gè)軋道以上的壓軌。
而且在壓軋的軌道間的道軌會(huì)因保留著高溫?zé)崃慷箠W氏體金相組織成長(zhǎng)、生成粗大的顆粒，從而降低道軌的強(qiáng)度、韌性等所要求的特性。因此本發(fā)明必需把壓軋的軋道間的時(shí)間縮短到10秒以下，使它馬上進(jìn)行下一個(gè)軋道的壓軋，進(jìn)行使奧氏體金相組織細(xì)微化，進(jìn)而使其生成細(xì)微的珠光體金相組織的連續(xù)精軋。通常的換向壓軋的軋道之間的時(shí)間約是20～25秒左右。這樣，在這段時(shí)間里，被壓軋的奧氏體金相組織變形的恢復(fù)程度、再結(jié)晶程度和晶粒成長(zhǎng)的程度都加大，使得由壓軋?jiān)俳Y(jié)晶形成奧氏體顆粒細(xì)微化效果減弱，從而不能制造珠光體塊尺寸被細(xì)微化了的道軌，也就不能達(dá)到本發(fā)明的目的。為此，必需把壓軋的軋道間的時(shí)間盡可能地縮短。把用上述的壓軋條件形成規(guī)定尺寸的、保留有高溫?zé)崃康牡儡壷苯臃爬涞降蜏睾筇峁┲破贰?br> 在要求有高強(qiáng)度的道軌的場(chǎng)合下，從具有連續(xù)精軋后相變強(qiáng)化機(jī)能的700℃以上的溫度開(kāi)始的冷卻速度是與鋼的相變有關(guān)的，即以2～15℃/秒的冷卻速度來(lái)冷卻700～500℃的溫度。這時(shí)，不滿2℃/秒的冷卻形成較慢冷卻，得到與放置冷卻相同程度的相變強(qiáng)化，使強(qiáng)化不充分。相反，用超過(guò)15℃/秒的急驟冷卻，因生成貝氏體和馬氏體等異常金相組織，顯著地阻害了韌性的提高、使其成為脆性道軌。
用上述的本發(fā)明的方法能制造出具有細(xì)粒的珠光體金相組織、使韌性提高的道軌。
表1列出了金相組織呈珠光體的作為試樣的鋼的化學(xué)成分。表2列出了用本發(fā)明方法和作為比較的方法，把含有表1所列成分的鋼加工成道軌時(shí)用的加熱條件和精軋條件。表3表示壓軋后的冷卻條件。
表4表示把表1～表3所列的鋼的成分、壓軋條件和冷卻條件加以組合后，制造道軌時(shí)、用本發(fā)明方法和作比較的方法所得到的軌條鋼的機(jī)械性質(zhì)。
由表列可知，雖然本發(fā)明的方法中，因鋼成分和冷卻條件不同，使道軌的強(qiáng)度也變化，但延展性(延伸率)、韌性值(2UF＋20℃)等與比較的方法相比較，均有顯著高的值。
表1

表2

表3

<p>表4-1

表4-2<

p><p>產(chǎn)業(yè)上的可用性如上所述，用本發(fā)明的方法制得的道軌是在特定的條件下經(jīng)精軋、冷卻制成，由此得到的是具有細(xì)微的珠光體金相組織、有耐磨性，而且有極好的延展性、韌性，特別是能適用于隨著鐵路車輛重量的增加所帶來(lái)的高軸向載荷和高速輸送的極有用的高韌性道軌。
權(quán)利要求
1.一種呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性的道軌，其特征是，它是由按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％，剩余部分為Fe和不可避免的不純物構(gòu)成的鋼，有珠光體金相組織；在道軌斷面內(nèi)的珠光體塊平均粒經(jīng)如下，即在從道軌的頂表面開(kāi)始、以道軌頂表面為起點(diǎn)的至少20mm的范圍、和從道軌的底面開(kāi)始、以道軌底面為起點(diǎn)的至少15mm范圍內(nèi)是20～50μm；在這范圍以外的部位是35～100μm；在上述道軌的珠光體塊平均粒徑是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，“U”型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值是15J/cm2。以上。
2.一種呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性的道軌，其特征是，它是由按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％，還含有Cr0.05～2.00％、Mo0.01～0.30％、V0.02～0.10％、Nb0.002～0.01％、Co0.1～2.0％中的一種或兩種以上，剩余部分是Fe和不可避免的不純物構(gòu)成的鋼；有珠光體組織；在道軌斷面內(nèi)的珠光體塊平均粒徑如下，即在從道軌的頂表面開(kāi)始、以道軌頂表面為起點(diǎn)的至少20mm的范圍、和從道軌的底面開(kāi)始、以軌道底面為起點(diǎn)的至少15mm范圍內(nèi)是20～50μm；在這范圍以外的部位是35～100μm；在上述軌道的珠光體塊平均粒徑是20～50μm的部位、延伸率是10％以上，“U”型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值是15J/cm2以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性的道軌，其特征是，在含有的成分內(nèi)，C的含量為70.85～1.20重量％。
4.如權(quán)利要求1或2所述的呈珠光體金相組織的高韌性的道軌，其特征是，在含有的成分內(nèi)，C的含量為0.60～0.85重量％，在上述道軌的珠光體塊平均粒徑是20～50μm的部位、延伸率是12％以上，“U”型凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值是25J/cm2以上。
5.一種呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性道軌的制造方法，其特征是，把按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％，根據(jù)需要還含有Cr0.05～2.00％、Mo0.01～0.30％、V0.02～0.10％、Nb0.002～0.01％、Co0.1～2.0％中的一種或兩種以上的碳鋼或低合金鋼的鋼片粗軋成道軌形狀之后；把這道軌的表面溫度加熱到850～1000℃之間，用每軋道的斷面縮減的壓下率為5～30％的壓軋，取3個(gè)軋道以上，而且壓軋的軋道間的時(shí)間取10秒以下等條件，對(duì)其進(jìn)行連續(xù)精軋；然后加以放置冷卻；調(diào)整珠光體塊的尺寸和機(jī)械性質(zhì)。
6.一種呈珠光體金相組織的高耐磨性、高韌性的道軌，其特征是，它是由按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％，根據(jù)需要還含有Cr0.05～2.00％、Mo0.01～0.30％、V0.02～0.10％、Nb0.002～0.01％、Co0.1～2.0％中的一種或兩種以上的碳鋼或低合金鋼的鋼片粗軋成道軌形狀之后；把這道軌的表面溫度加熱到850～1000℃之間，用每軋道的斷面縮減的壓下率為5～30％的壓軋，取3個(gè)軋道以上，而且壓軋的軋道間的時(shí)間取10秒以下等條件，對(duì)其進(jìn)行連續(xù)精軋；然后從700℃以上的溫度開(kāi)始，以2～15℃/秒的冷卻速度對(duì)700～500℃溫度范圍進(jìn)行冷卻，調(diào)整珠光體塊的尺寸和機(jī)械性質(zhì)。
7.如權(quán)利要求5或6所述的呈珠光體金相組織的高耐磨性道軌的制造方法，其特征是，在所含有的成分內(nèi)，把C的含量定為70.85～1.20重量％。
8.如權(quán)利要求5或6所述的呈珠光體金相組織的高韌性道軌的制造方法，其特征是，在含有的成分內(nèi)，把C的含量定為0.60～0.85重量％。
全文摘要
一種具有強(qiáng)度和耐磨性且有優(yōu)良延展性和韌性的高碳的呈珠光體金相組織的高韌性道軌及其制造方法。即對(duì)按重量％計(jì)、含有C0.60～1.20％、Si0.10～1.20％、Mn0.40～1.50％、根據(jù)需要還含有Cr、Mo、V、Nb、Co中的一種或兩種以上的耐磨性優(yōu)良鋼進(jìn)行特定壓軋，使其形成珠光體塊，制成延伸率為12％以上、“U”形凹口擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)值為15J/cm
文檔編號(hào)C22C38/00GK1118174SQ94191249
公開(kāi)日1996年3月6日 申請(qǐng)日期1994年12月19日 優(yōu)先權(quán)日1993年12月20日
發(fā)明者內(nèi)野耕一, 黑木俊哉, 上田正治 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社