耐磨损性和耐内部损伤性优良的钢轨及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及大幅度提高重载铁道要求的耐磨损性和内部损伤性的铁道用钢轨及其制造方法。
背景技术
作为铁路运输高效率化的手段，正在谋求列车速度的提高和列车装载重量的增加。像这样的铁路运输的效率化意味着钢轨使用环境的严酷化，要求钢轨材质的进一步改善。具体地说，敷设在重载铁道的曲线区间的钢轨，磨损急剧增加，明显降低钢轨的寿命。可是，由于最近用于钢轨高强度化的热处理技术提高，已开发呈现使用共析碳钢的细珠光体组织的高强度钢轨，例如已开发(1)轨头部是索氏体组织或者细珠光体组织的重载用热处理钢轨(参照特公昭54-25490号公报)，(2)添加Cr、Nb等合金元素，不仅改善耐磨损性而且改善焊接区的硬度低的低合金热处理钢轨(参照特开昭59-19173号公报)等，飞跃地改善重载铁道钢轨的寿命。
这些钢轨的特征是，呈现由共析碳钢而产生细珠光体组织的高强度钢轨，作为其目的在于提高耐磨损性。
但是，近年来地重载铁道，为了进一步使铁道运输效率化，所以强烈推进货物的高轴重化，特别在急曲线轨道，即使使用上述开发的钢轨耐磨损性也成难题，再者也担心钢轨轨头内部发生疲劳损伤。由于这样的背景，要求具有比现有共析碳钢的高强度钢轨更高耐磨损性和耐内部疲劳损伤性的钢轨。
发明的公开
作为提高以往钢轨钢所使用的共析碳成分的珠光体组织耐磨损性，进而改善轨头内部疲劳损伤性的方法，一般考虑提高珠光体组织的硬度，而且至轨头内部保持提高珠光体织硬度的方法。
但是，在呈现共析碳成分的珠光体组织的高强度钢轨中，现有的硬度是上限，若以提高硬度并维持至其钢轨轨头内部为目的，增加热处理冷却速度和合金添加量，则在珠光体组织中生成马氏体组织等异常硬化相，这会引起钢轨的延展性、耐疲劳损伤性降低的问题。
再有，作为另一个解决对策，考虑利用珠光体组织以外的耐磨损性高的金属组织，但是没有发现比细珠光体组织更廉价、耐磨损性优良的材料。
因此，本课题是提供不含马氏体等异常硬化相、既保持珠光体组织又提高耐磨损性、而且能够使高硬度维持至钢轨轨头内部以有效地改善钢轨轨头内部疲劳损伤性的钢轨钢及其制造方法。
在这种状况下，本发明人观察珠光体组织的磨损机理，结果得到以下的见识。即(1)在与车轮的滚动接触下增加由加工硬化而引起的硬度上升，在形成珠光体的层状铁素体和渗碳体内，硬度低的铁素体被挤出，在此后的滚动接触面正下方仅积累硬度高的渗碳体而确保耐磨损性，(2)如果提高形成渗碳体所必需的碳含量，使珠光体中的渗碳体比率增加就可飞跃地提高耐磨损性。
再观察碳含量高的钢的连续冷却转变机理的结果，得到如下认识：若复合添加助长这种碳含量高的钢的渗碳体形成的元素，与以往的含共析碳的钢相比，则稳定至高连续冷却速度能够维持珠光体转变，即，能在宽的冷却速度范围内得到不含中间阶段组织和马氏体等异种组织的均珠光体组织。若利用此效果，则能够期待从钢轨轨头头顶面正下方直至钢轨内部都保持为高硬度。
本发明是基于这样的见识，目的在于提供重载铁道用钢轨所要求的耐磨、耐内部损伤性钢轨。
本发明是达到上述目的，其要点在于以下述为特征的耐磨损性、耐内部损伤性优良的钢轨及其制造方法，即按重量％，含有C：0.85以上-1.20％、Si：0.10-1.00％、Mn：0.40-1.50％、B：0.0005-0.0040％，还可根据需要含有Cr：0.05-1.00％、Mo：0.01-0.50％、V：0.02-0.30％、Nb：0.002-0.05％、Co：0.10-2.00％中1种或2种以上，其余为Fe和不可避免的杂质组成的保持热轧高温热的钢轨，或者使为热处理目的加热至高温的钢轨轨头部从奥氏体区温度至冷却终止温度650-500℃之间以5-15℃/S加速冷却，从该钢轨的钢轨轨头部表面以该轨头部表面作为起点，使至少深度200mm范围呈现硬度为Hv370以上的珠光体组织，而且上述范围的硬度差是Hv30以下。
对附图的简要说明
图1是表示本发明钢轨由于添加B对转变产生影响的连续冷却曲线。
图2是表示从本发明钢轨轨头部热处理后的表面的硬度变化曲线图。
图3(a)和图3(b)是表示从以往钢轨轨头部热处理后的表面的硬度变化，图3(a)是共析钢轨，图3(b)是过共析钢轨。
实施发明的最佳方式
下面，详细地说明本发明。
首先，说明在本发明中关于将钢轨钢的化学成分像上述那样限定的理由。
C是生成珠光体组织、确保耐磨损性的有效元素，通常作为钢轨钢，使用0.60-0.85％，但C量在0.85％以下，不能确保保证耐磨损性的珠光体组织中的渗碳体密度，飞跃地提高耐磨损性是困难的。若超过1.20％，则在奥氏体晶界生成的先共析渗碳体的量增加，延性和韧性大大降低。因此，C量限定在0.85以上-1.20％。
Si通过珠光体组织中的铁素体的固溶强化使强度提高，但不到0.10％时，不能充分期待其效果，另外，若超过1.00％，则造成钢轨的延韧性降低、焊接性降低。因此，Si量限定在0.10-1.00％。
Mn是通过提高珠光体的淬火性对高强度化有效、并且抑制先共析渗碳体生成的元素，但不到0.40％的含量，其效果是小的，另外，若超过1.50％，则导致马氏体的生成，尤其助长钢轨内部的成分偏析部的马氏体生成。因而，Mn量限定在0.40-1.50％。
B形成铁的碳硼化物，促进珠光体转变，在连续冷却转变时，与共析钢或过共析钢相比，有使珠光体转变维持至高冷却速度范围的效果。图1是表示B对连续冷却转变影响的图。以往钢是共析钢(C：0.79％，无B)，比较钢是过共析钢(C：0.88％，无B)，本发明钢是过共析钢十添加B(C：0.87％，B：0.0029％)。在该图1中，冷却速度为1-10℃/S附近的珠光体转变，按以往钢、比较钢、本发明钢的顺序向高温侧移动，相同冷却速度范围的转变开始温度差变小。因而，从在冷却速度上保持分布的钢轨表面直到内部，得到更均匀的硬度分布。图2是测定本发明钢的硬度分布的图，在图3(a)、图3(b)中分别示出以往钢和比较钢的硬度分布。从这些图可知，例如在深度为16mm位置上，与表面硬度之差分别是本发明为20，以往钢为60，比较钢是40，本发明钢的硬度差得到改善。在B不到0.0005％时，上述的效果弱，若超过0.0040％，则铁的碳硼化物变得粗大，导致延性、韧性降低。因此，B量限定在0.0005-0.0040％。
另外，以上述成分组成制造的钢轨以提高强度、延性、韧性为目的，根据需要添加一种或二种以上的下列元素。
Cr：0.05-1.00％、 Mo：0.01-0.50％、
V：0.02-0.30％、 Nb：0.002-0.050％
Co：0.10-2.00％。
下面说明关于将这些化学成分像上述那样限定的理由。
Cr是使珠光体的平衡转变点上升，作为结果使珠光体组织细化，达到高强度，进而强化珠光体组织中的渗碳体，提高耐磨损性的元素，但不到0.05％时，其效果小，超过1.00％的过剩添加，生成马氏体组织，导致延性、韧性降低。因此，Cr添加量限定在0.05-1.00％。
Mo使钢的淬火性提高，对珠光体组织的高强度化有效果，但不到0.01％时，其效果小，超过0.50％的过剩添加，生成马氏体组织，使延性，韧性降低。因此，Mo添加量限定在0.01-0.50％。
V、Nb共同形成碳、氮化物，通过沉淀强化提高强度，或者抑制再加热热处理过程的奥氏体晶粒长大，对由珠光体组织细化而引起的延性、韧性提高有效的元素，其添加量，V是0.02-0.30％、Nb是0.002-0.05％的范围，其效果显著。因此，各自的量限定在上述范围。
Co是对珠光体的强化有效的元素，在不到0.10％时，其效果小，而超过2.00％的添加，其效果达到饱和。因此，Co量限定在0.10-2.00％。
用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉熔炼以上述成分组成构成的钢轨钢，利用铸锭、分解法或连铸法将钢水制成钢锭，再经过热轧形成钢轨。接着，将保持该热轧高温热的钢轨加速冷却，或者在以热处理目的加热至高温的钢轨轨头部，将轨头部加速冷却，提高钢轨轨头部的珠光体组织的硬度和分布。
在此，说明关于从钢轨轨头部表面起以该轨头部表面作为起点，在至少深度20mm的范围，将珠光体组织的硬度限定在Hv370以上、而且该范围的硬度差限定为Hv30以下的理由。
本发明是以提高重载铁道的耐磨损性为目的，从确保该性能的观点看，硬度若是Hv320以上，就能达到此目的。另外，从确保具有钢轨轨头部所要的耐磨损性范围的观点看，其深度需要20mm。另一方面，在钢轨内存在的细小铁素体组织容易成为疲劳损伤的起点，该组织的存在量越大，珠光体的硬度降低得越低。
在以往的呈现珠光体组织的钢轨钢中，以不生成马氏体等异常硬化组织范围的冷却速度，从冷却表面向内部方向的硬度大大降低，在钢轨内部容易混杂细小的铁素体组织。另外，若要想确保内部硬度，则在表层部形成马氏体等异常硬化组织。为了避免这些问题，提高耐内部疲劳损伤性，从冷却表面向内部方向的硬度降低，以该轨头部表面作为起点，在至少深20mm的位置，达到Hv370以上。即，需要保持表面硬度直至内部。因此，从钢轨轨头部表面起以该轨头部表面作为起点，在至少深度20mm的范围，将珠光体组织的硬度限定在Hv370以上、而且上述范围的硬度差为Hv30以下。
下面说明将冷却终止温度范围和冷却速度像上述那样限定的理由。
首先阐述关于从奥氏体区温度开始限定冷却终止温度在650-500℃范围内的理由。下述的本发明钢的冷却速度范围，若在超过650℃温度停止加速冷却，则在刚加速冷却后得不到为了产生转变为目的的硬珠光体组织。另一方面，若在不足500℃时进行冷却，则不能从此后的钢轨内部得到足够的恢复热，在偏析部生成马氏体等异常组织。因此，冷却终止温度限定在650-500℃范围。
下面阐述关于冷却速度(轨头部加速冷却速度)限定在5-15℃/S的理由。
本发明的特征也是根据在呈现珠光体组织的钢中添加B并使其转变维持至高冷却速度范围的这一见识。利用该效果，为了在保持珠光体组织的同时，得到直至钢轨内部的高硬度，以高冷却速度进行冷却成为前提。因此，冷却速度必须至少是5℃/S。若在此值之下，尽管能确保钢轨表面的硬度，但在内部生成低硬度的珠光体，也容易导致生成易成为内部疲劳损伤起点的细小铁素体。另一方面，若以超过15℃/S的冷却速度进行冷却，则开始生成马氏体，显著损害钢轨的延性。由于以上的理由，冷却速度限定在5-15℃/S。
下面详细说明本发明的实施例。
实施例
在表1中示出本发明钢和比较钢钢轨的化学成分及加速冷却条件(从奥氏体区至650-500℃的冷却)，在表2中示出在钢轨轨头截面中的表面部和深度20mm位置的维氏硬度。
表1 钢轨 No. 化 学 成 分 (重量％)轨头部加速冷却速度(℃/S)* C Si Mn B Cr Mo V Nb Co 本 发 明 钢 轨 1 0.90 0.50 1.00 0.0025 0.20 - - - - 10 2 0.90 0.50 1.00 0.0025 0.20 - - - - 6 3 0.90 0.20 0.90 0.0015 - - 0.05 0.02 - 14 4 0.87 0.50 1.40 0.0035 - - - - - 7 5 0.90 0.90 0.60 0.0025 - 0.05 - - - 8 6 1.00 0.50 0.80 0.0030 - - - - - 13 7 1.15 0.20 1.00 0.0025 - - - - 0.50 6 比 较 钢 轨 8 0.70 0.20 0.90 - ----- 4 9 0.80 0.50 1.00 - 0.20---- 4 10 0.90 0.50 1.00 - 0.20---- 3 11 0.90 0.50 1.00 0.0025 0.20---- 2 12 0.80 0.50 1.00 - 0.20---- 9
*轧制后，钢轨轨头部的从Ar3以上至500℃的冷却速度
表2 钢轨 No. 轨头部表面的硬度 (Hv) 20mm深度硬度 (Hv) 硬度差 (Hv) 本 发 明 钢 轨 1 408 389 19 2 402 380 22 3 407 390 17 4 398 380 18 5 404 383 21 6 409 391 18 7 406 384 22 比 较 钢 轨 8 300 260 40 9 395 362 33 10 398 365 33 11 375 340 35 12 543 394 149
从表1和表2可知，本发明钢钢轨，轨头部硬度及其分布具有确保耐磨损性和耐内部损伤性的足够值。
再者，以轨头部加速冷却速度作为相同条件，测定以往钢钢轨的共析钢、过共析钢的不添加B的硬度分布，以及在本发明的过共析钢中添加B的硬度差分布。
表3中示出各自的化学成分和轨头部加速冷却速度。
表 3钢轨区别 化 学 成 分 (重量％)轨头部加速 冷却速度 (℃/S) B C Si Mn P S Cr本发明钢0.870.261.00 0.0140.0110.18 0.0029 4 共析钢0.790.551.07 0.0200.0100.17 - 4过共析钢0.890.480.62 0.0140.0060.25 - 4
关于其结果，在图2中表示从本发明钢钢轨的轨头中心部、右侧轨头部和左侧轨头部的表面向内部的硬度分布，在图3(a)、(b)中，分别表示关于以往的共析钢，过共析钢钢轨的硬度分布。
如果从这些图读取表面硬度和从表面至16mm处的最大硬度，则本发明钢钢轨，表面Hv是390，内部(16mm位置)是370；以往的共析钢钢轨，表面Hv是400，内部(16mm位置)是340；过共析钢钢轨，表面Hv是405，内部(16mm位置)是365。从这些结果可知，与表面的硬度差，分别是本发明钢钢轨是20，以往的共析钢钢轨是60，过共析钢钢轨是40。即，本发明钢钢轨通过添加B改善了表面和内部20mm以下的范围的硬度分布。
工业实用性
本发明钢轨，由于添加B，与以往钢轨相比较，显示出使转变向高冷却速度侧移动，而且缓和因冷却速度变化而造成的影响的效果，因此，能使表面硬度和表面20mm以内范围中的热处理硬度分布小，具有均匀的硬度特性，提高耐磨损性和耐内部疲劳损伤性。