珠光体钢轨及珠光体钢轨的制造方法 |
|||||||
| 申请号 | CN201480018025.2 | 申请日 | 2014-03-25 | 公开(公告)号 | CN105051220B | 公开(公告)日 | 2017-05-31 |
| 申请人 | 杰富意钢铁株式会社; | 发明人 | 木村达己; 上井清史; 远藤茂; 山口盛康; | ||||
| 摘要 | 本 发明 的珠光体 钢 轨的制造方法中，将以 质量 百分比计含有C：0.70％以上且0.90％以下、Si：0.1％以上且1.5％以下、Mn：0.01％以上且1.5％以下、P：0.001％以上且0.035％以下、S：0.0005％以上且0.030％以下、Cr：0.1％以上且2.0％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢片以使 轧制 终轧 温度 为900℃以上的方式进行 热轧 ，成形为钢轨原材，对钢轨原材从770℃以上的温度起开始 加速 冷却，以2℃/秒以上且30℃/秒以下的冷却速度冷却至500℃以下的温度后，回热或再加热至530℃以上且580℃以下的温度范围，在该温度范围内保持20秒以上且100秒以下的时间后，以2℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度加速冷却至450℃以下的温度范围。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种珠光体钢轨的制造方法，其包括如下工序： |
||||||
| 说明书全文 | 珠光体钢轨及珠光体钢轨的制造方法技术领域[0001] 本发明涉及珠光体钢轨及珠光体钢轨的制造方法。 背景技术[0002] 在货物运输、矿山铁路中，装载重量比客车重，因此，施加在货车的车轴上的载荷高，钢轨与车轮之间的接触环境非常苛刻。对于在这样的环境下使用的钢轨要求耐磨损性，以往使用具有珠光体组织的钢。另外，近年来，为了铁路运输的高效化，货物、矿物的装载重量进一步增加等，钢轨的磨损变得更加严重，钢轨更换寿命变短。因此，要求提高用于增加钢轨的更换寿命的钢轨的耐磨损性，而且耐损伤性的提高也很重要，还要求高延展性、高韧性。 [0003] 以往提出了多种提高了钢轨的硬度的高硬度钢轨。例如，在专利文献1、2、3、4中，公开了使渗碳体的量增加的过共析钢轨及其制造方法。另外，专利文献5、6、7、8中记载的钢轨中，对于共析碳水平的钢，通过使珠光体组织的片层间距微细化来实现高硬度化。 [0004] 另一方面，还提出了多种通过控制轧制条件、冷却条件等制造条件来实现钢轨的高硬度化的技术。例如，在专利文献8中公开了如下技术：从Ar1点以上的温度起至以钢轨的头顶部和头侧部的表面为起点在表面下5mm以内的区域开始珠光体相变为止，将头表面的冷却速度设定为1℃/秒～10℃/秒，将至表面下20mm以上的区域的珠光体相变结束为止的头表面的冷却速度设定为2℃/秒～20℃/秒。 [0005] 另外，在专利文献9中公开了如下技术：在终轧中，在钢轨头部表面为900℃以下～Ar3相变点或Arcm相变点以上的温度范围内，进行头部的累积断面收缩率为20％以上且反作用力比为1.25以上的轧制，然后，以2℃/秒～30℃/秒的冷却速度将终轧后的钢轨头部表面加速冷却或自然放冷到至少550℃。另外，在专利文献9中公开了一种钢轨，其中，自钢轨头部表面起2mm内部的硬度为HV350～HV485(HB331～HB451)，并且延展性和耐磨损性优良。 [0006] 另外，在专利文献10、11、12中公开了如下技术：在终轧后对钢轨头部进行加速冷却，然后，进行升温、保持后，进一步进行加速冷却。 [0007] 现有技术文献 [0008] 专利文献 [0009] 专利文献1：日本专利第4272385号公报 [0010] 专利文献2：日本专利第3078461号公报 [0011] 专利文献3：日本专利第3081116号公报 [0012] 专利文献4：日本专利第3513427号公报 [0013] 专利文献5：日本专利第4390004号公报 [0014] 专利文献6：日本特开2009-108396号公报 [0015] 专利文献7：日本特开2009-235515号公报 [0016] 专利文献8：日本专利第3731934号公报 [0017] 专利文献9：日本特开2008-50687号公报 [0018] 专利文献10：日本专利第4355200号公报 [0019] 专利文献11：日本专利第4214044号公报 [0020] 专利文献12：日本特开2010-255046号公报 发明内容[0021] 发明所要解决的问题 [0022] 但是，上述专利文献1～专利文献12中记载的技术中，虽然在钢轨头顶部的表层部分能够实现高硬度，但有时在比表层深的内部得不到充分的硬度。另外，上述专利文献8中记载的技术中，所得到的硬度水平在表面为HV391以上(以布氏硬度换算计为HB370以上)、在头顶下20mm处为HV382以上(HB362以上)，从耐磨损性的观点考虑是不充分的。 [0023] 本发明是为了解决如上所述的问题而完成的，其目的在于提供从钢轨头顶部表面至内部都能够实现硬度提高、并且使耐磨损性提高的珠光体钢轨及珠光体钢轨的制造方法。 [0024] 用于解决问题的方法 [0026] 为了解决上述问题并达到目的，本发明的珠光体钢轨的特征在于，包含以质量百分比计含有C：0.70％以上且0.90％以下、Si：0.1％以上且1.5％以下、Mn：0.01％以上且1.5％以下、P：0.001％以上且0.035％以下、S：0.0005％以上且0.030％以下、Cr：0.1％以上且2.0％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，钢轨头顶部的表面硬度为HB430以上，并且，自上述钢轨头顶部的表面起深度25mm内部的硬度为HB410以上。 [0027] 优选上述成分组成以质量百分比计还含有V：0.15％以下、Nb：0.030％以下、Cu：1.0％以下、Ni：0.5％以下及Mo：0.5％以下中的至少一种以上。 [0028] 优选上述成分组成以质量百分比计还含有Ca：0.010％以下、REM：0.1％以下中的一种或两种。 [0030] 为了解决上述问题并达到目的，本发明的珠光体钢轨的制造方法的特征在于，包括如下工序： [0031] 将成分组成为以质量百分比计含有C：0.70％以上且0.90％以下、Si：0.1％以上且1.5％以下、Mn：0.01％以上且1.5％以下、P：0.001％以上且0.035％以下、S：0.0005％以上且0.030％以下、Cr：0.1％以上且2.0％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢片以使轧制终轧温度为900℃以上的方式进行热轧，成形为钢轨原材；以及 [0032] 对上述钢轨原材从770℃以上的温度起开始加速冷却，以2℃/秒以上且30℃/秒以下的冷却速度冷却至500℃以下的温度后，回热或再加热至530℃以上且580℃以下的温度范围，在该温度范围内保持20秒以上且100秒以下的时间后，以2℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度加速冷却至450℃以下的温度范围。 [0033] 优选上述钢片的成分组成以质量百分比计还含有V：0.15％以下、Nb：0.030％以下、Cu：1.0％以下、Ni：0.5％以下及Mo：0.5％以下中的至少一种以上。 [0034] 优选上述钢片的成分组成以质量百分比计还含有Ca：0.010％以下、REM：0.1％以下中的一种或两种。 [0035] 优选还包括如下工序：使上述以2℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度进行的加速冷却在350℃以上且450℃以下的温度范围内停止，然后，以0.5℃/秒以下的冷却速度进行缓冷。 [0036] 发明效果 [0038] 图1是对本制造方法中的轧制和冷却模式进行说明的图。 具体实施方式[0039] 以下，将本发明的珠光体钢轨及珠光体钢轨的制造方法分成珠光体钢轨的成分组成、钢轨头顶部的表面硬度、内部硬度、0.2％屈服强度、拉伸强度、伸长率、室温下的断裂韧性以及用于满足这些要求的制造方法来详细地进行说明。 [0040] 首先，对珠光体钢轨的成分组成进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则表示钢轨的成分元素的含量的“％”是指“质量百分比(质量％)”。 [0041] (C的含量) [0042] C(碳)的含量设定为0.70％以上且0.90％以下的范围内。对于珠光体钢轨，C是形成渗碳体而提高硬度、强度、并使耐磨损性提高的重要元素。但是，C量低于0.70％时，这些效果弱，因此，C量的下限设定为0.70％。另一方面，C量的增加意味着渗碳体量的增加，虽然能够期待硬度、强度的升高，但延展性反而会降低。另外，C量的增加会扩大γ+θ温度范围，助长焊接热影响区的软化。考虑到这些不良影响，C量的上限设定为0.90％。优选C的含量可以设定为0.73％以上且0.87％以下的范围内。 [0043] (Si的含量) [0044] Si(硅)的含量设定为0.1％以上且1.5％以下的范围内。Si相作为脱氧材料并且为了强化珠光体组织而添加到钢轨材料中。但是，Si量低于0.1％时，这些效果弱，因此，Si量的下限设定为0.1％。另一方面，Si量的增加会促进钢轨的表面缺陷的生成，因此，Si量的上限设定为1.5％。优选Si的含量可以设定为0.2％以上且1.3％以下的范围内。 [0045] (Mn的含量) [0046] Mn(锰)的含量设定为0.01％以上且1.5％以下的范围内。Mn具有使向珠光体相变的温度降低、使珠光体片层间距变得致密的效果，因此是对于使高硬度维持至钢轨内部而言有效的元素。但是，Mn量低于0.01％时，其效果弱，因此，Mn量的下限设定为0.01％。另一方面，添加超过1.5％的Mn时，会使珠光体的平衡相变温度(TE)降低，并且容易发生马氏体相变。因此，Mn量的上限设定为1.5％。优选Mn的含量可以设定为0.3％以上且1.3％以下的范围内。 [0047] (P的含量) [0048] P(磷)的含量设定为0.001％以上且0.035％以下的范围内。P的含量超过0.035％时，会使韧性、延展性降低，因此，P量的上限设定为0.035％。优选P量的上限可以设定为0.025％。另一方面，为了降低P量而进行特殊精炼等时，会导致熔炼的成本升高，因此，P量的下限设定为0.001％。 [0049] (S的含量) [0050] S(硫)的含量设定为0.0005％以上且0.030％以下的范围内。S会形成沿轧制方向伸展的粗大的MnS而使延展性、韧性降低，因此，S量的上限设定为0.030％。另一方面，将S量抑制为低于0.0005％时，会导致熔炼处理时间的增大等熔炼的大幅成本升高，因此，S量的下限设定为0.0005％。优选S的含量可以设定为0.001％以上且0.015％以下的范围内。 [0051] (Cr的含量) [0052] Cr(铬)的含量设定为0.1％以上且2.0％以下的范围内。Cr使珠光体的平衡相变温度(TE)升高，有助于珠光体片层间距的微细化，从而使硬度、强度升高。但是，为此需要添加0.1％以上，因此，Cr量的下限设定为0.1％。另一方面，添加超过2.0％的Cr时，会使焊接缺陷的产生增加，并且使淬透性增加，促进马氏体的生成。因此，Cr量的上限设定为2.0％。优选Cr的含量可以设定为0.2％以上且1.5％以下的范围内。 [0053] 以上，对钢片的化学组成进行了说明，但钢片除了上述化学组成以外，还可以根据需要进一步含有以下的成分元素。 [0054] (Cu、Ni、Mo、V、Nb的含量) [0056] Cu的含量设定为1.0％以下。Cu是通过固溶强化而能够实现进一步的高硬度化的元素。另外，对于抑制脱碳也有效。但是，为了期待这些效果，优选添加0.01％以上的Cu。另一方面，添加超过1.0％的Cu时，在连铸时、轧制时容易产生表面裂纹，因此，Cu量的上限设定为1.0％。优选Cu的含量可以设定为0.05％以上且0.6％以下的范围内。 [0057] Ni的含量设定为0.5％以下。Ni是提高韧性、延展性的有效元素。另外，Ni是通过与Cu复合添加而抑制Cu裂纹的有效元素，因此，在添加Cu的情况下，优选添加Ni。为了表现出上述效果，Ni量优选为0.01％以上。另一方面，添加超过1.0％的Ni时，会提高淬透性而使马氏体的生成加快，因此，Ni量的上限设定为1.0％。优选Ni的含量可以设定为0.05％以上且0.6％以下的范围内。 [0058] Mo的含量设定为0.5％以下。Mo是对于高强度化有效的元素。为了表现出其效果，Mo量优选设定为0.01％以上。另一方面，添加超过0.5％的Mo时，会提高淬透性，作为其效果，会生成马氏体，因此使韧性、延展性极端降低。因此，Mo量的上限设定为0.5％。优选Mo的含量可以设定为0.05％以上且0.3％以下的范围内。 [0059] V的含量设定为0.15％以下。V是形成VC或VN等而在铁素体中微细地析出并通过铁素体的析出强化而对高强度化有效的元素。另外，也作为氢的捕获位点发挥作用，还能够期待抑制延迟断裂的效果。为此，需要添加0.001％以上的V。另一方面，添加超过0.15％的V时，这些效果达到饱和，并且合金成本也大幅升高，因此，V量的上限设定为0.15％。优选V的含量可以设定为0.005％以上且0.12％以下的范围内。 [0060] Nb的含量设定为0.030％以下。Nb是使奥氏体的未再结晶温度升高、通过轧制时向奥氏体中引入加工应变而对珠光体晶团或块尺寸的微细化有效、从而对提高延展性、韧性有效的元素。为了期待这些效果，优选添加0.001％以上的Nb。另一方面，添加超过0.030％的Nb时，在凝固过程中使Nb碳氮化物结晶而使洁净度降低，因此，Nb量的上限设定为0.030％。优选Nb的含量可以设定为0.003％以上且0.025％以下的范围内。 [0061] (Ca、REM的含量) [0062] 关于Ca(钙)、REM(稀土金属)，优选以下述含量含有选自这些元素中的至少一种。即，Ca、REM在凝固时与钢中的O(氧)及S结合而形成粒状的硫氧化物，使得延展性/韧性、延迟断裂特性提高。为了期待这些效果，Ca优选添加0.0005％以上，REM优选添加0.005％以上。另一方面，过量添加Ca、REM时，反而会使洁净度降低。因此，在添加Ca和/或REM的情况下，Ca的含量设定为0.010％以下，REM的含量设定为0.1％以下。优选Ca的含量可以设定为 0.0010％以上且0.0070％以下的范围内，REM的含量可以设定为0.008％以上且0.05％以下的范围内。 [0063] 以上示出了含量的成分以外的余量为Fe(铁)和不可避免的杂质。需要说明的是，只要在不损害本发明效果的范围内，则不排除含有上述以外的其他成分。N(氮)的含量为0.015％以下时可以允许，O的含量为0.004％以下时可以允许。另外，AlN、TiN会使滚动疲劳特性降低，因此，Al(铝)的含量优选抑制为0.003％以下，Ti(钛)的含量优选抑制为0.003％以下。 [0064] 接着，对本发明的珠光体钢轨的钢轨头顶部的表面硬度、内部硬度、0.2％屈服强度、拉伸强度、伸长率及室温下的断裂韧性进行说明。 [0065] (钢轨头顶部的表面硬度、自钢轨头顶部的表面起深度25mm内部的硬度)[0066] 钢轨头顶部的表面硬度设定为HB430以上，自钢轨头顶部的表面起深度25mm内部的硬度设定为HB410以上。在钢轨头顶部的表面硬度低于HB430的情况下、自钢轨头顶部的表面起深度25mm内部的硬度低于HB410的情况下，耐磨损性不会充分提高。 [0067] (钢轨头顶部的0.2％屈服强度、拉伸强度、伸长率及室温下的断裂韧性)[0068] 作为表示钢轨头顶部的拉伸特性的指标，优选满足下述条件：0.2％屈服强度(YS)为1000MPa以上、拉伸强度(TS)为1450MPa以上、伸长率(EL)为12％以上、室温下的断裂韧性为40MPa√m以上。通过使0.2％屈服强度(YS)为1000MPa以上、使伸长率(EL)为12％以上且使室温下的断裂韧性为40MPa√m以上，能够确保钢轨的耐损伤性为高水平。另外，通过使拉伸强度(TS)为1450MPa以上，能够确保耐磨损性为高水平。 [0069] 接着，对用于由上述成分组成的钢得到本发明的高硬度珠光体钢轨的制造方法的一个实施方式进行说明。图1是对本制造方法中的轧制及冷却模式进行说明的图。 [0070] 本制造方法中，如图1所示，将上述成分组成的钢片以使轧制终轧温度为900℃以上的方式进行热轧，成形为钢轨原材(A)。例如，通过常用的孔型轧制、万能轧制进行热轧，由此，将钢片成形为钢轨原材。另外，关于钢片，优选将利用高炉、铁水预处理、转炉及RH脱气等熔炼工艺进行了成分调节的钢水通过连铸法制成钢片。 [0071] 轧制终轧温度为900℃以上是指，在奥氏体的再结晶区域进行轧制。在为900℃以下时，会形成部分再结晶区域或未再结晶区域，由于轧制而在奥氏体中引入加工应变。这样，珠光体相变被促进，因此珠光体片层间距增大，主要是在内部，硬度的降低变得显著。因此，轧制终轧温度设定为900℃以上。对于上限没有特别规定，但在超过1000℃的温度下结束轧制时，会使韧性、延展性降低，因此，优选轧制终轧温度可以设定为1000℃以下。 [0072] 接着，如图1所示，对如上所述成形出的钢轨原材从770℃以上的温度(冷却开始温度)起开始加速冷却，以2℃/秒以上且30℃/秒以下的冷却速度冷却至500℃以下的温度(冷却停止温度)(B→C→D)。 [0073] 轧制后，需要从770℃以上起开始钢轨头顶部表面的加速冷却。在从低于770℃起开始加速冷却的情况下，钢轨头顶部的表层温度与自钢轨头顶部表面起深度25mm内部的温度的温度差小，另外，钢轨头顶部表面开始发生珠光体相变，由于其相变发热而使内部的冷却速度降低，因此，内部的片层组织粗大化，使得内部硬度降低。因此，需要将冷却开始温度设定为770℃以上。优选冷却开始温度可以设定为800℃以上。对于上限没有特别规定，但由于轧制终轧温度为900℃以上，因此，冷却开始温度可以为900℃以下。 [0074] 另外，此处的基于加速冷却的冷却速度设定为2℃/秒以上且30℃/秒以下的范围内。这是因为，冷却速度低于2℃/秒时，不能确保过冷度，钢轨头顶部表面的硬度降低。另一方面，冷却速度超过30℃/秒时，容易生成对耐磨损性有害的贝氏体、马氏体。优选冷却速度可以设定为2.0℃/秒以上且10℃/秒以下的范围内。 [0075] 另外，为了使钢轨头顶部表面的珠光体相变充分完成，需要冷却至500℃以下。因此，此处的加速冷却的冷却停止温度设定为500℃以下。这是因为，冷却停止温度超过500℃时，钢轨头顶部表面变软。需要说明的是，将冷却速度为2.0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却进行至200℃以下的范围时，会生成马氏体，因此，冷却停止温度优选设定为200℃以上。 [0076] 接着，如图1所示，回热或再加热至530℃以上且580℃以下的温度范围(回热/再加热温度)，在该温度范围内保持20秒以上且100秒以下的时间(保持时间)后，以2℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度加速冷却至450℃以下、优选为350℃以上且450℃以下的温度范围(冷却停止温度)(E→F→G→H)。 [0077] 在使钢轨头顶部表面加速冷却至500℃以下后，为了从钢轨头顶部表面至深度25mm内部依次进行珠光体相变，需要回热或再加热至530℃以上且580℃以下的温度范围。 即，回热/再加热温度低于530℃时，有可能发生贝氏体相变，因此，回热/再加热温度的下限设定为530℃。另一方面，为了确保用于使内部的珠光体组织微细化的过冷度，将回热/再加热温度的上限设定为580℃。这是因为，回热或再加热至超过580℃的温度时，内部硬度降低。 [0078] 在此，至作为回热/再加热温度的530℃以上且580℃以下的温度范围为止的升温可以利用钢轨头顶部内部的保有热、伴随从钢轨头顶部表面向内部依次发生珠光体相变时的相变发热而产生的回热，也可以利用来自外部的热源(气体燃烧器、感应加热等)强制性地进行加热。 [0079] 然后，在作为回热/再加热温度的530℃以上且580℃以下的温度范围内保持的保持时间需要为20秒以上。保持时间少于20秒时，主要是钢轨头顶部的表层的珠光体相变不充分。另一方面，保持时间超过100秒时，珠光体相变后的板状渗碳体发生部分球化，因此，特别是内部硬度会降低。因此，保持时间设定为20秒以上且100秒以下的范围内。 [0080] 在保持20秒以上且100秒以下的保持时间后，需要迅速进行加速冷却。此处的基于加速冷却的冷却速度设定为2℃/秒以上且10℃/秒以下的范围。为了防止通过珠光体相变形成的板状渗碳体分解成球状，上述条件在本制造方法中是特别重要的。冷却速度低于2℃/秒时，渗碳体的球化抑制不充分，另一方面，冷却速度超过10℃/秒时，弯曲、翘曲等增大。 [0081] 另外，此处的加速冷却需要进行至450℃以下。这是因为，冷却停止温度超过450℃时，板状渗碳体发生部分球化而软化。在此，进行加速冷却至低于350℃的温度时，存在因钢中残留有氢而产生延迟断裂的风险，因此，加速冷却优选在350℃以上的温度停止。因此，此处的加速冷却的冷却停止温度设定为450℃以下的温度范围，优选设定为350℃以上且450℃以下的温度范围。 [0082] 需要说明的是，在350℃以上且450℃以下的温度范围内停止加速冷却的情况下，接着，如图1所示，优选以0.5℃/秒以下的冷却速度进行缓冷(I)。 [0083] 这是因为，在为了抑制渗碳体的球化而以上述方式加速冷却至350℃以上且450℃以下的温度范围后，优选释放出钢中的氢。加速冷却停止后的冷却速度超过0.5℃/秒时，钢中残留有氢，因此不能完全避免产生延迟断裂的风险。因此，此处的冷却速度优选设定为0.5℃/秒以下。另外，在停止缓冷的温度超过200℃的情况下，同样的风险也会增高，因此，优选进行缓冷至200℃以下。 [0084] 通过以上说明的制造方法，可以得到具有高硬度(高强度)、延展性和韧性优良的高硬度珠光体钢轨。更具体而言，可以得到作为表示硬度的指标的头顶部的表面硬度为HB430以上、25mm内部硬度为HB410以上的本发明的珠光体钢轨。需要说明的是，本发明的珠光体钢轨中，将头顶部的表面硬度和头顶部的25mm内部硬度(自头顶部表面起25mm的深度位置处的硬度)分别设定为HB430以上、HB410以上是因为，如果不满足上述条件，则耐磨损性不会充分提高。另外，通过上述的本发明的制造方法，可以得到作为表示拉伸特性的指标满足0.2％屈服强度(YS)为1000MPa以上、拉伸强度(TS)为1450MPa以上、伸长率(EL)为12％以上、室温下的断裂韧性为40MPa√m以上的高硬度珠光体钢轨。通过使0.2％屈服强度(YS)为1000MPa以上且使伸长率(EL)为12％以上，能够确保钢轨的耐损伤性为高水平。另外，通过使拉伸强度(TS)为1450MPa以上，能够确保耐磨损性为高水平。 [0085] 特别是，通过上述制造方法可以得到头顶部的表面硬度为HB430以上、25mm内部硬度为HB410以上的高硬度的理由在于，通过对用于使珠光体相变进行的回热/再加热时的保持时间以及回热/再加热后的冷却条件进行特别规定，抑制了渗碳体的球化。珠光体组织是指硬质的渗碳体与软质的铁素体以层状构成的组织。该层状组织的层间距(片层间距)越致密，则越能够在不损害韧性、延展性的情况下使珠光体组织变硬。但是，在将钢片通过热轧而成形为钢轨后进行冷却的过程中，珠光体相变结束后，在较高的温度下维持时，渗碳体向热稳定的球状变化，因此会产生不能维持微细片层结构的状态。这种状况仅限于在图1的工序E的保持时间超过100秒的情况下、工序G的冷却速度低于2℃/秒的情况下产生。而且，该渗碳体的球化会使硬度、强度大幅降低。 [0086] 对于通过上述制造方法制造的钢轨和上述制造方法，本发明的发明人对以使图1的工序E的保持时间超过100秒的方式制造的钢轨以及使工序G的冷却速度低于2℃/秒而制造的钢轨观察了自钢轨头顶表面起25mm深度区域的珠光体组织，并考察了渗碳体的球化的程度。具体而言，对于自钢轨头顶表面起25mm深度区域，使用扫描电子显微镜以20000倍的倍率随机地观察30个视野，以如下所示的式(1)所定义的球化率(C)对渗碳体的球化状态进行评价。 [0087] 球化率(C)＝长径比小于20的渗碳体的数目(A)/整体的渗碳体数目(B)×100 …(1) [0088] 其结果是，自钢轨头顶部的表面起25mm内部的硬度满足HB410以上的通过上述本发明的制造方法制造的钢轨的球化率(C)小于5％。另一方面，对于以使工序E的保持时间超过100秒的方式制造的钢轨以及使工序G的冷却速度低于2℃/秒而制造的钢轨而言，自钢轨头顶部的表面起25mm内部的硬度低于HB410，球化率(C)为5％以上。由此可知，对于自钢轨头顶部的表面起25mm的内部区域，通过抑制渗碳体的球化，可以得到高的内部硬度。 [0089] [实施例] [0090] 表1中示出本实施例中作为供试材料的基准例、发明例及比较例的钢轨的化学组成(质量百分比)。在本实施例中，将具有表1所示的化学组成的钢熔炼，进行加热、热轧、冷却，由此制造136磅或141磅钢轨。在此，表1中的Al、Ti、N及O的含量是作为不可避免的杂质而混入的含量。表2中示出基准例、发明例及比较例的钢轨的制造条件。 [0091] [0092] [0093] 然后，对所得到的各钢轨的钢轨头顶部的硬度和显微组织进行评价。将其结果示于表3中。 [0094] [0095] 在此，关于钢轨头顶部表面的硬度(表面硬度)，利用研磨机除去脱碳层后进行测定。关于自钢轨头顶部表面起深度25mm内部的硬度(25mm内部硬度)，切割出钢轨头顶C断面并进行研磨后，对自表面起25mm的深度位置的硬度进行测定。钢轨头顶部的显微组织通过使用显微镜对表层和深度25mm内部的显微组织进行观察来评价。另外，利用扫描电子显微镜以20000倍的倍率随机地进行30个视野的观察，通过图像处理求出珠光体组织中的各渗碳体的长径比(纵横比)，根据所得到的长径比求出上述式(1)所定义的球化率(C)。将球化率(C)小于5％的情况评价为无渗碳体的球化，将球化率(C)为5％以上的情况评价为有渗碳体的球化。另外，拉伸试验中，依据AREMA标准裁取试验片并在室温下进行。断裂韧性试验中，从钢轨头顶C断面裁取0.9英寸的CT试验片，依据ASTMA399在室温下进行KIC。关于延迟断裂的评价，进行钢轨头顶部的UT试验，通过有无缺陷的扩大来判断。耐磨损性的评价通过如下方法进行：从自钢轨头顶部表面起20mm深度的部分裁取外径为30mm、宽度为8mm的试验片，使用双圆筒式磨损试验机对该试验片测定接触应力1200MPa、滑移率-10％、8万次旋转后的磨损量，求出与基准例的磨损量比。需要说明的是，对于试验时的对象材料，使用硬度为HB370的材料，在大气中进行试验。 [0096] 如表3所示，对于化学组成、制造条件在发明范围内的发明例的钢轨而言，钢轨头顶部均为珠光体组织，均达到了表面硬度为HB430以上且25mm内部硬度为HB410以上的高硬度。除此以外，钢轨头顶部的0.2％屈服强度(YS)为1000MPa以上、拉伸强度(TS)为1450MPa以上、伸长率(EL)为12％以上、室温下的断裂韧性为40MPa√m以上，均得到了良好的评价。 [0097] 与此相对，对于化学组成、制造条件在发明范围外的基准例、比较例的钢轨而言，在钢轨头顶部生成一部分贝氏体而使耐磨损性降低，或者即使为珠光体组织，硬度也低，从而使耐磨损性、延展性、韧性降低。 [0098] 如以上所说明的那样，根据本发明，通过调节钢片的化学组成和冷却条件，能够充分抑制珠光体相变后的板状渗碳体的球化。而且，由此能够得到具有钢轨头顶部的表面硬度为HB430以上、自钢轨头顶部的表面起深度25mm内部的硬度为HB410以上这样的高硬度、且具有优良的耐磨损性的钢轨。除此以外，从钢轨头顶部的表面至内部在钢轨的整个头顶部都可以得到珠光体的微细的片层组织，因此，能够得到延展性、断裂韧性优良、耐损伤性也良好的钢轨。因此，能够稳定地提供从钢轨头顶部表面至内部都具有高硬度的珠光体钢轨以及珠光体钢轨的制造方法。另外，本发明适合于作为要求耐磨损性的主要在重货物铁路用途等中使用的钢轨的用途。 [0099] 以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不被由本实施方式构成本发明的公开的一部分的记载所限定。即，本领域技术人员基于本实施方式而得到的其他实施方式、实施例以及运用技术等均包含在本发明的范围内。 [0100] 产业上的可利用性 [0101] 根据本发明，能够提供从钢轨头顶部表面至内部的硬度都提高并且耐磨损性优良的高硬度珠光体钢轨。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈