车轮用钢 |
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| 申请号 | CN201180055547.6 | 申请日 | 2011-11-18 | 公开(公告)号 | CN103221561A | 公开(公告)日 | 2013-07-24 |
| 申请人 | 新日铁住金株式会社; | 发明人 | 山本雄一郎; 竹下幸辉; 加藤孝宪; 桐山健太郎; | ||||
| 摘要 | 一种 车轮 用 钢 ，其具有下述化学组成：含有C：0.65～0.84%、Si：0.02～1.00%、Mn：0.50～1.90%、Cr：0.02～0.50%、V：0.02～0.20%、S≤0.04%，[34≤2.7＋29.5×C＋2.9×Si＋6.9×Mn＋10.8×Cr＋30.3×Mo＋44.3×V≤43]且[0.76×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)≤25]，剩余部分由Fe和杂质组成，P≤0.05%、Cu≤0.20%、Ni≤0.20%。该车轮用钢，其耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐 散裂 性的平衡优异，能够使车轮具备长的寿命。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种车轮用钢，其特征在于，其具有下述化学组成：按质量%计含有C：0.65～ |
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| 说明书全文 | 车轮用钢技术领域背景技术[0003] 近年，随着世界性的行驶距离的增加和装载负荷的增加，寻求具有比以往更长的寿命的铁路用车轮(以下也称为“车轮”)。 [0004] 车轮的损伤原因主要存在(i)磨耗、(ii)转动疲劳和(iii)散裂这三种现象，特别是近年由于行驶距离的增加伴随的磨耗以及装载负荷的增加伴随的转动疲劳而损伤的车轮增加。转动疲劳有时被称为“剥落(shelling)”。由散裂形成的龟裂有时也被称为“剥落”，但是本说明书中，将由于白色层的形成所导致的龟裂的产生定义为“散裂”。 [0005] 经验上已知耐磨耗性及耐转动疲劳性与耐散裂性为相反的性质。急需开发耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐散裂性的平衡优异、可以对车轮赋予长寿命的车轮用钢。 [0007] 专利文献1中公开了含有V的“高韧性铁路车轮用钢”。 [0009] 专利文献3中公开了通过降低C的含量，并且踏面部形成贝氏体组织、回火马氏体组织、或贝氏体与回火马氏体的混合组织，从而兼具了耐剥落性和作为耐热龟裂性的耐扁疤剥离性的“铁路车辆用车轮”。 [0011] 专利文献5中公开了“耐磨耗性和耐热龟裂性优异的铁路车辆用车轮”及其制造方法，该车轮的特征在于，其为由下述化学组成的钢构成的一体型的铁路车辆用车轮：含有C：0.4～0.75%、Si：0.4～0.95%、Mn：0.6～1.2%、Cr：0～不足0.2%、P：0.03%以下及S：0.03%以下，剩余部分为Fe和杂质，从车轮踏面的表面直至至少深度50mm为止的区域由珠光体组织形成。 [0012] 专利文献6和专利文献7中分别公开了通过含有0.01～0.12%和0.009～0.013%的Nb而高强度化、耐转动疲劳性和耐散裂性得到提高的“铁路车轮用钢”。 [0013] 现有技术文献 [0014] 专利文献 [0015] 专利文献1：日本特开昭50-104717号公报 [0016] 专利文献2：日本特开2001-158940号公报 [0017] 专利文献3：日本特开2005-350769号公报 [0018] 专利文献4：日本特开2004-315928号公报 [0019] 专利文献5：日本特开平9-202937号公报 [0020] 专利文献6：美国专利第7559999号公报 [0021] 专利文献7：美国专利第7591909号公报 发明内容[0022] 发明要解决的问题 [0023] 专利文献1中公开的钢，由于C的含量低、为0.50～0.60%，因此硬度低。因此，该钢不具有充分的耐转动疲劳性，不能应对近年的装载负荷的增加。 [0024] 专利文献2中公开的钢，由于C的含量低、为0.45～0.55%，因此硬度低。因此，该钢也不具有充分的耐转动疲劳性，不能应对近年的装载负荷的增加。 [0025] 专利文献3中公开的车轮，其踏面部由贝氏体组织、回火马氏体组织、或贝氏体和回火马氏体的混合组织形成。因此，尽管强度高，但是与踏面部由珠光体组织形成的情况相比耐磨耗性低，难以得到通用货车用车轮材料以上的耐磨耗性。即，与加工硬化特性优异、进而随着磨耗的进行表现出其薄层以平行于表面的方式再排列的特性的珠光体组织相比，对于贝氏体组织和回火马氏体组织而言，磨耗量增多(例如参照山本定弘：“組織制御による鋼の耐摩耗性向上技術-溶接性を備えた耐摩耗鋼の組織制御技術-”(《通过控制组织来提高钢的耐磨耗性的技术-具备焊接性的耐磨耗钢的组织控制技术-》)、第161·162次西山纪念技术讲座、平成8年、日本钢铁协会编、p.221)。 [0026] 专利文献4中公开的车轮的原材料钢，难以适用于通过被称为“踏面淬火法”的车轮独特的处理制造的车轮。作为车轮的一例，图1表示“一体车轮”的示意图。车轮的情况下，对整体进行加热后，为了对轮辋部赋予压缩残余应力，实施从车轮的外周冷却轮辋部的热处理。该冷却处理在轮辋部附近骤冷，但是轮毂部的冷却速度慢。因此，利用踏面淬火法对该文献中记载的车轮的原材料钢进行热处理时，在轮毂部的奥氏体晶界有可能析出过共析渗碳体。过共析渗碳体发挥与粗大夹杂物相同的作用，而使韧性和疲劳寿命极度降低(例如参照村上敬宜：“微小欠陥と介在物の影響”(微小缺陷和夹杂物的影响)(2004)、p.182[养贤堂])。 [0027] 专利文献5中公开的车轮，其硬度有可能不充分。因此，未必可以应对近年的装载负荷的增加。 [0028] 专利文献6中公开的铁路车轮用钢中含有0.20～0.30%的大量的Mo。因此，容易产生贝氏体组织或伪珠光体组织这种耐磨耗性低的组织，难以得到良好的耐磨耗性。而且，上述钢中必须含有0.01～0.12%的Nb。在含有Nb的钢中有可能形成粗大的夹杂物，其与上述过共析渗碳体同样地使韧性和疲劳寿命极度降低。 [0029] 专利文献7中公开的铁路车轮用钢也必须含有0.009～0.013%的Nb。如上所述，在含有Nb的钢中有可能形成粗大的夹杂物，其与过共析渗碳体同样地使韧性和疲劳寿命极度降低。 [0030] 本发明是为了解决上述问题而提出的，其目的在于，提供耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐散裂性的平衡优异，能够使车轮具备长寿命的车轮用钢。 [0031] 用于解决问题的方案 [0032] 本发明人等对耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐散裂性进行了各种研究，结果判明下述(a)～(c)的事项。 [0033] (a)对于耐磨耗性而言，使钢材的组织形成珠光体组织，并且硬度越高则耐磨耗性越高。 [0034] (b)对于耐转动疲劳性而言，不取决于组织，硬度越高则耐转动疲劳性越高。 [0035] (c)对于耐散裂性而言，淬火性越低则耐散裂性越高。 [0036] 由此，本发明人等得到下述结论：为了解决前述问题，开发通过踏面淬火得到珠光体组织，而且硬度高、淬火性低的钢即可。 [0037] 以下通过本发明人等研究的内容的一例进行具体说明。 [0038] 本发明人等通过热处理条件与实际车轮的踏面淬火类似的末端淬火试验(以下称为“末端淬透性试验”)，评价各元素对硬度和淬火性的影响。 [0040] 接着，对于各钢，通过热锻由钢锭制作直径35mm的圆棒、直径160mm的圆棒和直径70mm的圆棒。 [0041] 进而，对于钢1，为了制作后述的转动疲劳试验的“钢轨试验片”，也制作直径220mm的圆棒。 [0042] 需要说明的是，表1中的钢1相当于美国铁路协会(AAR、Association of American Railroads)的M-107/M-207标准中的“Class C”的铁路车轮用钢。 [0043] [0044] 表1 [0045] [0046] 由上述直径35mm的圆棒采集末端淬透性试验片，在大气气氛中、900℃下奥氏体化30分钟后，进行末端淬火，接着实施1.0mm的平行切削，进行洛氏C硬度(以下也称为“HRC”)的测定。 [0047] 对距离水冷端40mm的位置的HRC(以下称为“40mm硬度”)进行测定，评价各元素对该值的影响。其结果，如图2所示判明，“40mm硬度”与下述式(1)所示的Fn1具有比例关系。进而判明，若如钢23和钢24那样Fn1超过43，则至少一部分形成贝氏体组织，比例关系不成立。 [0048] 需要说明的是，测定距离水冷端40mm的位置的HRC是因为车轮是在进行踏面淬火后进行磨削来制造的。另外，对于使用过的车轮，有时此后进行磨削、重复磨削来使用，硬度低于表面的内部的钢的特性对车轮的寿命影响大。 [0049] 图2中，以标记“▲”表示相当于AAR的“Class C”的铁路车轮用钢的钢1。需要说明的是，对距离水冷端40mm的位置进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，进行光学显微镜观察来判定组织。 [0050] Fn1=2.7＋29.5×C＋2.9×Si＋6.9×Mn＋10.8×Cr＋30.3×Mo＋44.3×V(1) [0051] 上述式(1)中的C、Si、Mn、Cr、Mo和V指的是该元素的按质量%计的含量。 [0052] 将上述“40mm硬度”的测定值和式(1)所示的Fn1整理并示于表2。 [0053] 对于淬火性而言，基于ASTM A255标准中记载的马氏体组织分数为50%时的硬度，由末端淬火硬度，测定该马氏体组织分数为50%的按mm单位计的距离水冷端的距离(以下称为“M50%”)，对淬火性进行评价。其结果，如图3所示判明，“M50%”与下述式(2)所示的Fn2具有相关性。需要说明的是，图3中也以标记“▲”表示钢1。 [0054] Fn2=0.76×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V) (2) [0055] 上述式(2)中的C、Si、Mn、Cr、Mo和V也指的是该元素的按质量%计的含量。0.05×C “exp(0.05×C)”等指的是“e ”等指数表示。需要说明的是，“e”为数学常数之一的“纳皮尔常数”，用作自然对数的底。 [0056] 将上述“M50%”的测定值和式(2)所示的Fn2整理并示于表2。 [0057] [0058] 表2 [0059] [0060] 本发明人等接着使用前述表1所示的钢1～24，对耐转动疲劳性及耐磨耗性与式(1)所示的Fn1的关系进行调查。 [0062] 对于钢1～24，首先由如上所述制作的试验片的中心的部位，采集图4的(a)所示形状的试验片作为转动疲劳试验中使用的“车轮试验片”。 [0063] 对于钢1，将上述直径220mm的圆棒切断为100mm长度后，在900℃下加热30分钟后进行油淬火，制作试验片，由该试验片的中央部采集图4的(b)所示形状的试验片作为转动疲劳试验中使用的“钢轨试验片”。 [0064] 同样地，对于钢1～24，将上述直径70mm的圆棒切断为100mm长度后，在900℃下加热30分钟后进行油淬火，制作试验片。由该试验片的中心的部位，采集图5的(a)所示形状的试验片作为磨耗试验中使用的“车轮试验片”。 [0065] 对于钢1，实施与上述车轮试验片同样的热处理，制作直径70mm且长度100mm的圆棒试验片，由其中心的部位，采集图5的(b)所示形状的试验片作为磨耗试验中使用的“钢轨试验片”。 [0066] 首先，使用上述钢1～24的图4的(a)所示的车轮试验片和钢1的图4的(b)所示的钢轨试验片，用图6示意表示的方法实施转动疲劳试验。 [0067] 转动疲劳试验的具体条件为，赫茨应力：1100MPa、滑移系数：0.28%、转速：车轮侧为1000rpm、钢轨侧为602rpm，在水润滑下进行试验。用振动加速度计监测加速度的同时实施试验，将检出0.5G的重复次数作为转动疲劳寿命进行评价。需要说明的是，以0.5G作为基准是由于，在事前的预备试验中对检出加速度与损伤状态的关系进行评价的结果可以确认，超过0.5G时转动面明显产生剥离。 [0068] 表2汇总表示上述转动疲劳寿命。另外，图7表示转动疲劳寿命与式(1)所示的Fn1的关系。 [0069] 需要说明的是，上述图7中的“2.E＋06”等指的是“2.0×106”。图7中，也以标记“▲”表示钢1。 [0070] 如图7所示判明，转动疲劳寿命与式(1)所示的Fn1具有相关性，若Fn1为34以上，则与相当于AAR的“Class C”的铁路车轮用钢的钢1相比，转动疲劳寿命提高40%以上。 [0071] 进而，使用前述钢1～24的图5的(a)所示的车轮试验片和钢1的图5的(b)所示的钢轨试验片，用图8示意表示的方法实施磨耗试验。需要说明的是，磨耗试验使用西原式磨耗试验机。 [0072] 具体的试验条件为，赫茨应力：2200MPa、滑移系数：0.8%、转速：车轮侧为776rpm、5 钢轨侧为800rpm，进行试验直至重复次数为5×10 次后，由试验前后的试验片的质量差求出磨耗量。 [0073] 表2汇总表示上述磨耗量。另外，图9表示磨耗量与式(1)所示的Fn1的关系。图9中，也以标记“▲”表示钢1。 [0074] 如图9所示判明，只要组织为珠光体组织，则磨耗量与式(1)所示的Fn1成比例地减少，若Fn1为34以上，则与钢1相比，磨耗量减少10%以上，耐磨耗性提高。 [0075] 另一方面可以确认，若Fn1超过43，则如前所述至少一部分形成贝氏体组织。而含有贝氏体组织的情况下，即使Fn1增加，磨耗量也不会减少，与珠光体主体的组织的情况相比耐磨耗性差。 [0076] 金鹰等人在铁道总研报告、Vol.19(2005)No9、p.17报告指出，被称为白色层的淬火层的厚度越厚则龟裂深度越大，容易产生剥离(文中记载为“剥落”，但是其为“散裂”)。 [0077] 因此，本发明人等具体研究了淬火性对散裂的影响。 [0078] 由金鹰等人的报告预想到，淬火性越大，则白色层的厚度越大、产生龟裂而剥离寿命降低，因此对形成了白色层的情况的淬火性与龟裂产生寿命的关系进行了调查。 [0079] 具体而言，使用表1中记载的钢1、钢2、钢5、钢11、钢12和钢14的图4的(a)所示形状的“车轮试验片”，钢1的图4的(b)所示形状的“钢轨试验片”。在“车轮试验片”的试验面通过钇铝石榴石(YAG)激光形成导致剥离的程度的厚的白色层，然后实施转动疲劳试验，调查龟裂产生寿命(耐散裂性)。YAG激光的照射条件为，激光输出功率：2500W、进给速度：1.2m/分钟，激光照射后进行空气冷却。 [0080] 需要说明的是，转动疲劳试验的具体条件为，赫茨应力：1100MPa、滑移系数：0.28%、转速：车轮侧为100rpm、钢轨侧为60rpm，在水润滑下进行试验。需要说明的是，直至转动数2000次为止每200次停止试验、超过2000次时每2000次停止试验，肉眼确认试验片的表面有无龟裂。 [0081] 其结果，如图10和图11所示判明，随着与成为淬火性的指标的“M50%”具有相关的前述式(2)所示的Fn2的增加，白色层的厚度增加，随之，龟裂产生寿命急剧减少。 [0082] 进而判明，若Fn2超过25，则龟裂产生寿命极度降低，为在最初的肉眼检查(也就是说，转动数200次时的肉眼检查)中已经可以确认龟裂的程度。 [0083] 由上述结果本发明人等得到下述结论：若使钢的化学组成按前述式(2)所示的Fn2计为25以下，则可以避免剥离寿命、也就是说散裂产生寿命的极端降低。 [0084] 本发明是基于上述发现而完成的，其主旨在于下述(1)和(2)所示的车轮用钢。 [0085] (1)一种车轮用钢，其特征在于，其具有下述化学组成：按质量%计含有C：0.65～0.84%、Si：0.02～1.00%、Mn：0.50～1.90%、Cr：0.02～0.50%、V：0.02～0.20%和S：0.04%以下，并且下述式(1)所示的Fn1为34～43、且式(2)所示的Fn2为25以下，剩余部分由Fe和杂质组成，杂质中的P、Cu和Ni分别为P：0.05%以下、Cu：0.20%以下和Ni：0.20%以下。 [0086] Fn1=2.7＋29.5×C＋2.9×Si＋6.9×Mn＋10.8×Cr＋30.3×Mo＋44.3×V(1) [0087] Fn2=0.76×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V) (2) [0088] 上述式(1)和式(2)中的C、Si、Mn、Cr、Mo和V指的是该元素的按质量%计的含量。 [0089] (2)上述(1)所述的车轮用钢，其特征在于，按质量%计含有Mo：0.20%以下来替代Fe的一部分。 [0090] (3)上述(1)或(2)所述的车轮用钢，其特征在于，按质量%计含有Al：0.20%以下来替代Fe的一部分。 [0091] “杂质”指的是工业上制造钢铁材料时由作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质。 [0092] 发明的效果 [0093] 本发明的车轮用钢，其耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐散裂性的平衡优异，能够使车轮具备长的寿命。具体而言，以本发明的车轮用钢作为原材料的车轮，与以AAR的“Class C”的铁路车轮用钢作为原材料的车轮相比，磨耗量减少10～35%，并且转动疲劳寿命长寿命化至1.4～3.2倍，并且也不易产生散裂。因此，本发明的车轮用钢，极其适于用作行驶距离的增加及装载负荷的增加的极其苛刻的环境下使用的铁路用车轮的原材料。附图说明 [0094] 图1为对作为车轮的一例的“一体车轮”进行示意说明的图。 [0095] 图2为对于钢1～24，整理并示出距离水冷端40mm位置的洛氏C硬度即“40mm硬度”与式(1)所示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。 [0096] 图3为对于钢1～24，整理并示出马氏体组织分数为50%的按mm单位计的从水冷端的距离即“M50%”与式(2)所示的“Fn2”的关系的图。 [0097] 图4为表示转动疲劳试验中使用的“车轮试验片”和“钢轨试验片”的形状的图。图中的(a)为“车轮试验片”，(b)为“钢轨试验片”。需要说明的是，图中的尺寸的单位为“mm”。 [0098] 图5为表示磨耗试验中使用的“车轮试验片”和“钢轨试验片”的形状的图。图中的(a)为“车轮试验片”，(b)为“钢轨试验片”。需要说明的是，图中的尺寸的单位为“mm”。 [0099] 图6为对使用图4的(a)所示的车轮试验片和图4的(b)所示的钢轨试验片的转动疲劳试验的方法进行示意说明的图。 [0100] 图7为整理并示出转动疲劳寿命与式(1)所示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。 [0101] 图8为对使用图5的(a)所示的车轮试验片和图5的(b)所示的钢轨试验片的磨耗试验的方法进行示意说明的图。 [0102] 图9为整理并示出磨耗量与式(1)所示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。 [0103] 图10为对于钢1、钢2、钢5、钢11、钢12和钢14，整理并示出白色层的厚度与式(2)所示的“Fn2”的关系的图。 [0104] 图11为对于钢1、钢2、钢5、钢11、钢12和钢14，整理并示出龟裂产生寿命与式(2)所示的“Fn2”的关系的图。 [0105] 图12为说明为了对车轮进行所谓“踏面淬火”而在实施例中使用的装置的图。 [0106] 图13为说明实施例中制作的车轮的布氏硬度的测定位置的图。 [0107] 图14为说明对实施例中制作的车轮的轮辋部显微组织进行调查的位置的图。 [0108] 图15为说明对实施例中制作的车轮的轮毂部显微组织进行调查的位置的图。 [0109] 图16为说明由实施例中制作的车轮采集磨耗试验片、转动疲劳试验片和末端淬透性试验片的位置的图。以图中“a”、“b”、和“c”所示的位置为基准，分别采集磨耗试验片、转动疲劳试验片和末端淬透性试验片。 具体实施方式[0110] 以下对本发明的各要件进行具体说明。需要说明的是，各元素的含量的“%”指的是“质量%”。 [0111] C：0.65～0.84% [0112] C提高硬度、并提高耐磨耗性和耐转动疲劳性。进而，C由于随着含量的增加而淬火性的增加量少，因此，是可以提高硬度而不会降低耐散裂性的元素。C的含量低于0.65%时得不到充分的硬度，进而铁素体的面积率增加而耐磨耗性降低。另一方面，若C的含量超过0.84%，则在车轮轮毂部产生过共析渗碳体，而有可能使韧性和疲劳寿命极度降低，安全方面不优选。因此，使C的含量为0.65～0.84%。C的含量优选为0.68%以上，另外优选为0.82%以下。 [0113] Si:0.02～1.00% [0114] Si为通过减少珠光体的薄层的间隔并且将珠光体组织中的铁素体固溶强化、从而提高硬度的元素。Si的含量低于0.02%时，前述效果不充分。另一方面，若Si的含量超过1.00%，则韧性降低，进而淬火性增加而耐散裂性也降低。因此，使Si的含量为0.02～1.00%。另外，Si由于增加硬度的效果小，因此为了得到高硬度而需要大量添加，结果易使淬火性增加。因此，优选使Si的含量为0.90%以下，更优选为0.50%以下，进一步优选为不足0.40%。 [0115] Mn：0.50～1.90% [0116] Mn为通过减少珠光体的薄层间隔并且将珠光体组织中的铁素体固溶强化、从而提高硬度的元素。进而，Mn还具有形成MnS而捕捉钢中的S、抑制晶界脆化的作用。Mn的含量不足0.50%时，前述效果中S的捕捉效果变得不充分。另一方面，若Mn的含量超过1.90%，则形成贝氏体组织而耐磨耗性降低，进而淬火性增加而耐散裂性也降低。因此，使Mn的含量为0.50～1.90%。Mn的含量优选为1.40%以下。 [0117] Cr：0.02～0.50% [0118] Cr具有通过减少珠光体的薄层间隔而显著增加珠光体的硬度的效果。Cr的含量不足0.02%时，该效果不充分。另一方面，若Cr的含量超过0.50%，则加热时碳化物难以固溶于奥氏体中，根据加热条件形成未固溶的碳化物而硬度、韧性、疲劳强度等有可能降低。进而，淬火性增加而耐散裂性降低。因此，使Cr的含量为0.02～0.50%。Cr的含量优选为 0.05%以上，另外优选为0.45%以下。 [0119] V：0.02～0.20% [0120] V具有以V碳化物形式析出到珠光体中的铁素体、使珠光体的硬度显著增加的效果。V的含量不足0.02%时，该效果不充分。另一方面，即使含有超过0.2%的量的V，利用通常的热处理时，硬度也会饱和而成本升高，而且淬火性增加而耐散裂性降低。因此，使V的含量为0.02～0.20%。V的含量优选为0.03%以上，另外优选为0.15%以下。 [0121] S：0.04%以下 [0122] S为钢中含有的杂质。另外，积极地含有S时，对硬度和淬火性的影响小，但是具有提高切削性的效果。若S的含量超过0.04%则韧性降低。因此，使S的含量为0.04%以下。S的含量优选为0.03%以下。需要说明的是，为了得到切削性的提高效果时，S的含量优选为0.005%以上。 [0123] Fn1：34～43 [0124] 对于本发明的车轮用钢而言， [0125] Fn1=2.7＋29.5×C＋2.9×Si＋6.9×Mn＋10.8×Cr＋30.3×Mo＋44.3×V(1) [0126] 的式(1)所示的Fn1必须为34～43。其中，式(1)中的C、Si、Mn、Cr、Mo和V指的是该元素的按质量%计的含量。 [0127] Fn1不足34时，耐磨耗性和耐转动疲劳性与以AAR的“Class C”的铁路车轮用钢作为原材料的情况相比几乎没有提高，有时与“Class C”相比降低。因此，难以用作行驶距离的增加和装载负荷的增加这种极其苛刻的环境下使用的铁路用车轮的原材料。 [0128] 另一方面，若Fn1超过43，则难以得到珠光体主体的组织而耐磨耗性降低。进而硬度过高，因此韧性降低。 [0129] 若Fn1为34以上，则与以AAR的“Class C”的铁路车轮用钢作为原材料的情况相比，转动疲劳寿命增加40%以上，若Fn1为35以上则增加50%以上，若Fn1为36以上则估计增加70%以上，因此Fn1优选为35以上，进一步优选为36以上。另外，优选为43以下。 [0130] Fn2：25以下 [0131] 对于本发明的车轮用钢而言， [0132] Fn2=0.76×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V) (2) [0133] 的式(2)所示的Fn2必须为25以下。其中，式(2)中的C、Si、Mn、Cr、Mo和V指的是该元素的按质量%计的含量。 [0134] 若Fn2超过25，则淬火性提高而导致耐散裂性的降低。Fn2优选为20以下，进一步优选为15以下。 [0135] 需要说明的是，Fn2不足3时，难以使式(1)所示的Fn1为34以上。因此，Fn2优选为3以上。 [0136] 本发明的车轮用钢之一，具有除了上述元素之外、剩余部分由Fe和杂质组成的化学组成。 [0137] 本发明中，杂质中的P、Cu和Ni的含量必须分别为P：0.05%以下、Cu：0.20%以下和Ni：0.20%以下。 [0138] 以下对此进行说明。 [0139] P：0.05%以下 [0140] P为钢中含有的杂质。若P的含量超过0.05%则韧性降低。因此，使杂质中的P的含量为0.05%以下。更优选的P的含量为0.025%以下。 [0141] Cu：0.20%以下 [0142] Cu为钢中含有的杂质。若Cu的量超过0.20%，则制造时的表面缺陷的产生增加，进而淬火性增加而耐散裂性降低。因此，使杂质中的Cu的含量为0.20%以下。更优选的Cu含量为0.10%以下。 [0143] Ni：0.20%以下 [0144] Ni为钢中含有的杂质。若Ni的量超过0.20%，则淬火性增加而耐散裂性降低。因此，使杂质中的Ni的含量为0.20%以下。更优选的Ni的含量为0.10%以下。 [0145] 对于本发明的车轮用钢的化学组成的其它一例而言，根据需要可以含有下述量的Mo来替代Fe的一部分。 [0146] Mo：0.20%以下 [0147] Mo由于具有增加珠光体的硬度的作用，因此可以含有。但是，若Mo的含量超过0.20%，则形成贝氏体组织而耐磨耗性降低，进而淬火性增加而耐散裂性也降低。因此，使含有Mo时的Mo的量为0.20%以下。需要说明的是，含有Mo时的Mo的量优选为0.07%以下。 [0148] 另一方面，为了稳定地得到前述Mo的效果，Mo的量优选为0.02%以上。 [0149] 另外，对于本发明的车轮用钢的化学组成的其它一例而言，根据需要可以含有下述量的Al来替代Fe的一部分。 [0150] Al：0.20%以下 [0151] Al由于具有使晶粒微细化而提高韧性的效果，因此可以含有。但是，若Al的含量超过0.20%，则粗大的夹杂物增多，使韧性和疲劳强度降低。因此，使含有Al时的Al的量为0.20%以下。更优选的Al的量为0.15%以下。 [0152] 另一方面，为了稳定地得到Al的使晶粒微细化的效果，Al的量优选为0.002%以上。 [0153] 以本发明的车轮用钢作为原材料的车轮的组织，对于轮辋部而言，优选珠光体组织的面积率为95%以上，最优选100%为珠光体组织。其理由在于，铁素体、贝氏体等珠光体以外的组织的耐磨耗性低，优选珠光体以外的组织的总计面积率为5%以下。进而，优选为不析出过共析渗碳体的组织。其理由在于，过共析渗碳体的析出使耐转动疲劳性降低。 [0154] 对于轮毂部而言，也优选为与轮辋部相同的组织，然而即使珠光体以外的组织的面积率超过5%也没有特别问题。但是，优选为不析出过共析渗碳体的组织。其理由在于，过共析渗碳体的析出有可能导致韧性和疲劳寿命的极度降低，至少必须避免可用光学显微镜观察到的过共析渗碳体的形成。 [0155] 以本发明的车轮用钢作为原材料的车轮，例如可以通过依次实施下述<1>～<3>所述的处理来制造。<3>的处理之后可以进行回火处理。 [0156] <1>钢的熔炼及铸造： [0157] 通过电炉、转炉等熔炼后，进行铸造形成钢锭。需要说明的是，钢锭可以为利用连续铸造得到的铸件、浇铸到铸模中的钢锭中的任意一种。 [0158] <2>对车轮的成型： [0159] 为了形成规定的车轮形状，由钢锭直接或将钢锭加工为一端钢坯后，用热锻、机械加工等适当的方法成型。需要说明的是，虽然可以通过铸造来直接形成车轮形状，但是优选为热锻。 [0160] <3>淬火： [0161] 采用“踏面淬火法”这种轮辋部产生压缩残余应力的淬火方法。需要说明的是，淬火时的加热温度优选为Ac3点～(Ac3点＋250℃)。加热温度低于Ac3点时，不会相变为奥氏体，有可能不能通过加热后的冷却来得到硬度高的珠光体，另一方面，若超过(Ac3点＋250℃)，则晶粒粗化而韧性有可能降低，在车轮的性能方面不优选。 [0162] 加热后的冷却优选考虑到车轮的尺寸、设备等用水冷、油冷、喷雾冷却、空气冷却等适当的方法进行以使车轮得到上述优选的组织。 [0163] 以下通过实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不被这些实施例所限定。 [0164] 实施例 [0165] 利用电炉将具有表3所示化学成分的钢25～46熔化后，在直径513mm的铸模中铸造而制作钢锭。 [0166] 表3中的钢28、钢29、钢31、钢33、钢34和钢38～46为化学组成处于本发明规定的范围内的本发明例的钢。另一方面，钢25～27、钢30、钢32和钢35～37为化学组成在本发明规定的条件之外的比较例的钢。 [0167] 上述比较例的钢中钢25为相当于AAR的“Class C”的铁路车轮用钢的钢。 [0168] [0169] 表3 [0170] [0171] 将各钢的钢锭切断为300mm长度，加热至1200℃后，用通常的方法热锻而制造直径965mm的车轮。需要说明的是，上述车轮具有AAR的M-107/M-207标准中记载的“AAR TYPE：B-38”的形状。 [0173] 需要说明的是，在上述热处理后实施回火处理(500℃下保持2小时后在大气中进行冷却的处理)。 [0174] 对于如此制造的车轮，实施轮辋部的硬度试验、轮辋部及轮毂部的组织调查、磨耗试验、转动疲劳试验和末端淬透性试验。需要说明的是，对于各试验，以使用钢25的试验记号A的试验结果作为基准。 [0175] [1]轮辋部的硬度试验： [0176] 对于各钢，如图13所示，测定轮辋部的距离踏面中央部的踏面40mm位置的布氏硬度(以下称为“HBW”)。 [0177] [2]轮辋部的组织调查： [0178] 对于各钢，如图14所示，调查轮辋部的距离踏面中央部的踏面40mm位置的显微组织。需要说明的是，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以400倍的倍率进行光学显微镜观察来鉴定组织。 [0179] 需要说明的是，组织中含有铁素体或贝氏体组织时，测定其面积率，含有5%以上时，认定为含有铁素体和贝氏体的组织。含有铁素体或贝氏体时，在后述的表4中记载为“P＋F”或“P＋B”。 [0180] [3]轮毂部的组织调查： [0181] 对于各钢，如图15所示，调查轮毂部中央位置的显微组织。需要说明的是，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，与轮辋部同样地观察组织。 [0182] [4]磨耗试验： [0183] 对于各钢，如图16所示，以轮辋部的距离踏面中央部的踏面40mm位置(图中“a”所示的位置)作为基准，采集磨耗试验中使用的“车轮试验片”(图5的(a)所示形状的试验片)。 [0184] 使用上述钢25～46的“车轮试验片”和先前的钢1的“钢轨试验片”，在与先前的钢1～24的情况相同的条件下使用西原式磨耗试验机进行磨耗试验，求得磨耗量。 [0185] 具体而言，在赫茨应力：2200MPa、滑移系数：0.8%、转速：车轮侧为776rpm、钢轨侧5 为800rpm的条件下进行磨耗试验，试验至重复次数为5×10 次后，由试验前后的试验片的质量差求出磨耗量。 [0186] [5]转动疲劳试验： [0187] 对于各钢，如图16所示，以轮辋部的距离踏面中央部的踏面40mm位置(图中“b”所示的位置)作为基准，采集转动疲劳试验中使用的“车轮试验片”(图4的(a)所示形状的试验片)。 [0188] 使用上述“车轮试验片”，在与先前的钢1～24的情况相同的条件下进行转动疲劳试验，求得转动疲劳寿命。 [0189] 具体而言，使用上述钢25～46的“车轮试验片”和先前的钢1的“钢轨试验片”，在赫茨应力：1100MPa、滑移系数：0.28%、转速：车轮侧为1000rpm、钢轨侧为602rpm，水润滑下的条件下进行转动疲劳试验，将用加速度计检出0.5G的重复次数作为转动疲劳寿命进行评价。 [0190] [6]末端淬透性试验： [0191] 对于各钢，如图16所示，以轮辋部的距离踏面中央部的踏面40mm位置(图中“c”所示的位置)作为基准，采集末端淬透性试验片，在与先前的钢1～24的情况相同的条件下进行末端淬透性试验，求得“M50%”。 [0192] 具体而言，在大气气氛中、900℃下奥氏体化30分钟后，进行末端淬火，接着实施1.0mm的平行切削，测定从水冷端直至50mm位置为止的硬度分布，利用与前述相同的方法求得“M50%”。 [0193] 表4汇总示出各试验结果。 [0194] [0195] 表4 [0196] [0197] 由表4可知，使用了化学组成满足本发明规定的条件的钢的本发明例的试验记号D、试验记号E、试验记号G、试验记号I、试验记号J和试验记号N～V的情况下，与使用相当于AAR的“Class C”的铁路车轮用钢的钢25的基准的试验记号A相比，耐磨耗性和耐转动疲劳性优异。 [0198] 上述本发明例的各试验记号中使用的钢的Fn2都小于25。因此，淬火性低，预想到耐散裂性优异。 [0199] 与此相对，使用了C的含量低、为0.58%，在本发明规定的条件之外的钢26的比较例的试验记号B的情况下，组织中形成5%以上的铁素体而磨耗量多。 [0200] 使用了C的含量高、为0.87%、不含有V、在本发明规定的条件之外的钢27的比较例的试验记号C的情况下，轮毂部观察到过共析渗碳体。 [0201] 使用了Fn2高、为25.6、在本发明规定的条件之外的钢30的比较例的试验记号F的情况下，淬火性高。因此，预想到耐散裂性差。 [0202] 使用了Mo的含量高、为0.30%、不含有V、在本发明规定的条件之外的钢32的比较例的试验记号H的情况下，由于组织中形成5%以上的贝氏体，因此磨耗量多。 [0203] 使用了Fn1低、为29.57、在本发明规定的条件之外的钢35的比较例的试验记号K的情况下，轮辋部的硬度降低、按HBW计为308，因此磨耗量增大。进而，转动疲劳寿命也短。 [0204] 使用了Fn1高、为45.59、在本发明规定的条件之外的钢36的比较例的试验记号L的情况下，由于组织中形成5%以上的贝氏体，因此磨耗量多。 [0205] 使用了Si的含量为1.02%、Fn2高、为27.1、在本发明规定的条件之外的钢37的比较例的试验记号M的情况下，淬火性高。因此，预想到耐散裂性差。 [0206] 产业上的可利用性 [0207] 本发明的车轮用钢，其耐磨耗性、耐转动疲劳性和耐散裂性的平衡优异，能够使车轮具备长的寿命。具体而言，以本发明的车轮用钢作为原材料的车轮，与以AAR的“Class C”的铁路车轮用钢作为原材料的车轮相比，磨耗量减少10～35%，且转动疲劳寿命长寿命化至1.4～3.2倍，并且也不易产生散裂。因此，本发明的车轮用钢，极其适于用作行驶距离的增加及装载负荷的增加的极其苛刻的环境下使用的铁路用车轮的原材料。 |
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