专利名称：具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法
技术领域：
本发明涉及一种具有优异的耐表面损伤性上端表面的高强度贝氏体系钢轨的制造方法，该钢轨上端表面的耐表面损伤性是用于客运铁路的高速运行区间时所要求的;本发明特别涉及对发生于自钢轧上端顶面至其侧面的弯角部分的疲劳损伤及出现于上端顶面的开裂或黑点损伤具有抗耐力、不发生这种损伤的具有贝氏体组织的高强度钢轨及其制造方法。
近年来，人们力图增加列车负载重量和提高列车运行速度，以此作为铁路运输高效率化的方法之一。如此提高铁路运输的效率意味着;钢轨使用的环境将更严酷，因此，为了适应这种情况，就要求钢轨质量的更进一步的改善。
具体的问题是，敷设于急拐弯(大曲率)区间的钢轨磨损急剧增加，另外，从钢轨与车轮主要接触部位的钢轨弯角处(GC)的内部频频发生疲劳损伤。
迄今，采取如下所述方法作为上述问题的对策，即，①添加大量Cu、Mo等合金元素，轧制后不加其它处理的合金钢钢轨(参阅特开昭50-140316号公报);
②不添加合金，通过将钢轨上端或整体在700-550℃的范围内加速冷却(喷气冷却)而制造的热处理钢轨(参阅特公昭55-23885号公报);
③添加较低含量的合金，得到不仅是耐磨损性、耐损伤性，且其焊接部分的硬度得到改善了的低合金热处理钢轨(参阅特公昭59-19173号公报)。
然而，这些钢轨的特征在于，它们是呈现贝氏体、铁素体及微细的珠光体组织的高强度钢轨，其目的在于提高耐磨损性能且改善耐内部疲劳损伤的性能。
另一方面，在磨损或内部疲劳损伤并不成问题的直线及平缓曲线区间的钢轨上，也时可见到由于车轮和钢轨的反复接触，而在钢轨上端表面发生滚动疲劳损伤，产生剥离或自钢轨上端表面所生成的疲劳龟裂伸入钢轨上端内部，导致横裂损伤。其中，有代表性的损伤是主要发生在新干线等高速铁路的直线区间的叫作“上端顶面开裂(squat)”、或“黑点”的损伤。然而，在上述区间里，尽管明显地发生了如上所述的损伤，但沿用至今的呈珠光体组织的、轧后状态的钢轨仍旧使用着。
在主要用作客车运输的铁路的直线或平缓曲线区间的钢轨上，经过一特定期间(列车通过吨数)后，产生起始于钢轨上端表面的滚动疲劳损伤。本发明者们对上述损伤的发生原因进行了调查，结果证实，其原因在于车轮和钢轨的反复接触而导致的疲劳损坏层蓄积于钢轨上端表层部分。
作为对策，用研磨机定期对钢轨上端表面作研磨是一种方法。但其存在的问题是研磨车及其操作费用昂贵，在列车运行期间，无充分的研磨时间。
另一种解决方法是提高钢轨上端表面的磨损速度，在疲劳损伤蓄积之前，通过磨耗除去该疲劳层。钢轨的磨损特性受硬度支配，为了促进磨损只需降低钢轨的硬度即可。但是，如单纯降低硬度则易在钢轨上端表面发生塑性变形，并常发生伴之而来的龟裂及剥离等的钢轨上端表面损伤。因此，在已有的呈珠光体组织的钢轨上很难防止上述损伤的发生。
迄今为止，所使用的钢轨主要为具有珠光体组织的钢。该珠光体组织为硬度较低的铁素体组织和板状的硬的渗碳体组织的层状组织，在车轮通过的轧道面上铁素体组织被挤压出，而仅蓄积下硬的渗碳体，加上硬化处理使其耐磨损性能得以确保。但是，其问题是，在轨道面上同时生成了朝向钢轨内部方向的层状组织流(金属塑性流动)，沿此流向发生龟裂损伤。
另一方面，磨损量大于珠光体组织的贝氏体组织中，因是在柔性的铁素体组织底质中分散了粒状微细的渗碳体，在车轮行走过程中，渗碳体因磨损与铁素体底质一起被简单地取出，促进磨损可去除钢轨上端表面的疲劳损伤层。不过，合金量少、仅以轧后状态制得的、记载于特开昭50-14316号公报等的贝氏体钢轨，因其中铁素体基质大，粒状渗碳体的分布也粗糙，其强度较低。由此产生的问题是，在紧靠近车轮行走面的钢轨上端表面上生成与列车行进方向相反的连续的组织流(金属塑性流动)，沿该组织产生龟裂损伤。
又，作为上述问题的解决方法可制造进一步添加有Cr等合金、轧制后状态的具有高强度的贝氏体钢。但是，高合金化不仅使钢轨钢的成本大幅上升，且在钢轨焊接部生成硬而脆的马氏体组织。
因此，本发明正是为了解决这些问题，目的在于以低成本提供一种具优异的耐滚动疲劳损伤性能的高强度钢轨，其中，在将热轧后的、或再加热至高温的钢轨的上端从奥氏体区温度冷却时，调节其冷却条件，使之成为低合金成分的、具高强度的贝氏体系钢轨。
本发明的另一目的在于提供一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的高强度钢轨，该钢轨因对低碳贝氏体钢赋予了适当的硬度和耐磨性而不会发生出现在钢轨的上端顶面至侧面的弯角部分的疲劳损伤，和在上端顶面上出现开裂或黑点损伤。
本发明的还有一个目的在于，提供一种具优异的耐滚动疲劳损伤性能的高强度贝氏体系钢轨，该钢轨上端顶面硬度为Hv300-400，弯角部分的硬度在Hv350以上，且，弯角部分的强度比钢轨上端顶面的强度高出Hv30以上。
本发明的其它目的及特征参照如下所述的说明及附图即可明白。
为达到上述目的，本发明主要结构如下。即，(1)本发明系一种具优异的耐洪动疲劳损伤性的贝氏体系高强钢轨的制造方法，其特征在于，本发明钢轨的钢以%(重量)计含有C0.15-0.45%，Si0.15-2.00%，Mn0.30-2.00%，Cr0.50-3.00%或根据需要在由Mo0.10-0.60%，Cu0.05-0.50%，Ni0.05-4.00%组成的第一组;
及由Ti0.01-0.05%，V0.03-0.30%，Nb0.01-0.05%组成的第二组;
和由B0.0005-0.0050%组成的第三组中含有上述各组及元素中的至少一种，其余为铁及不可避免的杂质。热轧上述组分的钢形成钢轨，将热轧后保留有高温热的钢轨，或加热至高温的钢轨上端以1-10℃/秒速率，从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃，然后，继续自然冷却至低温区域;
(2)一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在上述①的方法中，由来自钢轨内部的同流换热(回热)，将加速冷却完毕后的钢轨上端表层部分从加速冷却时的温度水平升高最多达150℃，然后，继续自然冷却至低温区域;
(3)如上述(2)所述的一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，将来自钢轨内部的同流换热产生的温度升高控制在最多高于加速冷却完毕时的温度水平50℃。
(4)一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在上述(1)方法中，以1-40℃/分钟的速率将加速冷却后的钢轨上端继续冷却至常温附近。
另外，具如下特征的，有优异的耐表面磨损性能的高强度贝氏体系钢轨也是本发明的要点，即，以含有上述(1)中记载的成分的钢形成的、具有以1-10℃/秒从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃，再继续冷却至常温附近所得的贝氏体组织，钢轨上端顶面硬度在Hv300-400，拐弯角部分的硬度在Hv350以上，且，拐弯角部的硬度比顶面硬度高出Hv30以上的钢轨。本说明书中，Hv表示Vickers Hardness。
下面详细说明本发明。
首先就本发明中对钢轨的化学成分作上述规定，其说明理由如下C是为保证一定的硬度所必需的元素，如C含量不到0.15%，则难以保证作为钢轨用钢的耐磨损性;而当C含量超过0.40%，则会大量形成对钢轨表面质量有害的珠光体组织，大大降低贝氏体转变(变态)速度，影响加速冷却后的同流换热过程中贝氏体转变(变态)的完成，生成对钢轨的韧性不利的马氏体组织，因此，C含量应限定在0.15-0.45%。
Si为一种通过固溶于贝氏体组织中的铁素体质底来提高其强度的元素，但若其含量在0.15%以下则不能指望强度的提高。另外，当其含量超过2.00%时，轧制钢轨时易产生表面疵点，在贝氏体组织中生成岛状马氏体组织，使钢轨的韧性劣化，故限定于0.15-2.00%之间。
Mn与C一样，具有提高钢的淬火性，使铁素体粒子变小，同时提高强度和韧性的效果，但如含量不到0.30%，则其效果很小，而当超过2.00%的，则会大量产生加速表面损伤的有害的珠光体组织，因此，限定在0.30-2.00%。
Cr能使渗碳体细微分散于贝氏体组织中，保证其强度，所以是重要的元素。但，如其含量不到0.50%，贝氏体组织中的渗碳体分散较粗，伴随金属组织的塑性变形发生表面损伤。又，其含量大于3.00%以上时，不仅发生碳化物的粗大化，且贝氏体转变(变态)速度大幅度下降，影响加速冷却后的同流换热过程中贝氏体变态的完成，生成对钢轨的韧性有害的马氏体组织。因此，应将其含量限定在0.50-3.00%。再有，对以上述成分组份制造的钢轨，可按照各个目的，根据需要添加如下元素的一种或二种以上。即，添加由Mo0.10-0.60%，Cu0.05-0.50%，Ni0.05-4.00%组成的第一组，主要用于强化钢的贝氏体组织，添加由Ti0.01-0.05%，V0.03-0.30%，Nb0.01-0.05%组成的第二组，主要用于提高钢的韧性，另外，添加B0.0005-0.0050%用于更稳定地生成贝氏体组织。下面，就对这些化学成分作上述规定的理由作一说明。
Mo与Cr同样，对于贝氏体组织的强化、稳定，及防止焊接时的回火脆化，都是不可缺少的元素，但当其含量不到0.10%时，其效果不充分，而超过0.60以上，则贝氏体转变速度大大降低，影响加速冷却后的同流换热过程中贝氏体转变的完成，生成对钢轨的韧性有害的马氏体组织，故应限定在0.10-0.60%。
Cu是一种不损害钢的韧性，并能提高其强度的元素。其效果在0.05-0.50%范围时为最大，又，当其含量超过0.50%时，则易产生热脆性，故限定于0.05-0.50%的范围。
Ni为一使奥氏体微粒稳定化的元素，具有降低贝氏体转变温度、使贝氏体组织微细化、在提高其强度的同时，提高其韧性的效果。但当其含量不到0.05%时，效果特别小，而添加Ni超过4.00%，也难以指望其效果的增强，因此，限定在0.05-4.00%的范围。Ti因析的Ti(C，N)在高温下也不溶解这一特点，对钢轨轧制加热时的奥氏体晶粒的细小化作用很大。但是，其含量在0.01%以下时效果不大，在0.05%以上时会生成TiN的粗大颗粒，并成为钢轨内部的疲劳损伤的核心而有害，故限定在0.01-0.05%。
V由于V(C，N)的析出而可强化贝氏体组织，但其含量在0.03%以下时其效果不充分，0.30%以上时，添加V反而因V(C，N)的粗大化而脆化，故限定在0.03-0.30%。
Nb为能使奥氏体晶粒细微化的元素，可提高钢轨钢的韧性及延展性，但其含量在0.001%以下时，其效果不充分，而在0.05%以上时，易生成Nb的金属间化合物，导致脆化，故其含量限定在0.01-0.05%。
B具有抑止在奥氏体晶间生成铁素体的效果，对稳定地生成贝氏体组织来说是有效的元素。但是，其含量在0.0005%以下时，效果很小，而将其添加至0.0050%以上时，又会产生B的粗大的化合物，使钢轨质量劣化。故将其含量限定在0.0005%-0.0050%。
由如上所述成分组份构成的钢轨，在转炉、电炉等通常所用的溶化炉中进行熔炼，经过铸锭、开坯或连续铸造法制成钢轨轧制用材料，再经热轧工序制成规定形状。
在本发明中如此成形的钢轨，如是保留有热轧后的处于奥氏体区域的高温热的钢轨的话，就利用其保留的热量，如钢轨的温度低于此奥氏体区域，则为了热处理再加热至奥氏体区域，以1-10℃/秒的速率将钢轨上端从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃。
加速冷却完毕后继续将钢轨上端冷却至常温附近。此时的冷却，可因不同的目的采用伴随同流换热的自然冷却，或1-40℃/分左右的冷却速度。在前者的场合，利用来自钢轨内部的同流换热产生的最多达150℃的温度上升而制造的钢轨，可首先通过加速冷却在低温区域开始贝氏体转变，再利用其后的同流换热产生的温度升高，使细小的贝氏体组织的稳定生长成为可能。在后一场合，可在低温区域使贝氏体转变，接着通过冷却可稳定地生成细微、高强度的贝氏体组织。
对各快速冷却速度及冷却停止温度范围作上述规定的理由详细说明如下首先，将冷却至冷却停止温度的加速冷却速度限定在1-10℃/秒的范围的理由是，在上述成分系中，当以不到1℃/秒的速度冷却时，在冷却中途的高温区域即开始贝氏体的转变，生成粗糙的贝氏体组织。由此而使钢轨强度下降，诱发表面损伤，所以将加速冷却速度限定为1℃/秒以上。又，当以1℃/秒以上的速度冷却时，在其后的同流换热领域内发生来自钢轨内部的大量发热，生成粗大的贝氏体组织，由此而使钢轨强度下降，诱发表面损伤，所以将加速冷却速度限定在10℃/秒以下。
将此时的加速冷却停止范围限定在500-300℃的范围的理由是当在500℃以上时停止冷却，则由于其后的冷却条件，例如在同流换热领域内易生成粗糙的贝氏体组织，由此而使钢轨强度下降，诱发表面损伤，所以限定在500℃以下。为获得更细小的贝氏体组织，最好限在450℃以下。又，当冷却至不到300℃的较低温度时，则在贝氏体组织中生成马氏体组织，另外，由于其后的冷却条件，例如，在即使采用同流换热处理的场合，也无法得到来自钢轨内部的充分的同流换热，而残留下较多的硬的马氏体组织。由此使钢轨韧性显著降低，所以将加速冷却停止温度范围限定在300℃以上。另外，由本发明成分组成的钢的Ms点大致在350℃以下，因此，为了获得稳定的贝氏体组织，加速冷却停止温度最好是定在350℃以上。
在加速冷却停止温度之后进行的冷却方法之一是自然冷却(放冷)，该冷却方法常伴随同流换热。
在本发明中，同流换热限定于来自钢轨内部的自然同流换热，而不进行来自外部的强制性加热或冷却。因此，本发明成分系钢轨的上端以1-10℃/秒的速率从奥氏体区域温度加速冷却，在400-300℃停止加热冷却，作这样实验的结果，发现，在钢轨上端，由自然同流换热导致的温度升高约在50-100℃的范围(依情况不同，也有近150℃的)。另外，在上述成分系中，细微贝氏体组织的转变温度区域在500-300℃(更好的在350℃以上)的范围，选择上述加速冷却速度及加速冷却停止温度，使同流换热后的温度范围在500-350℃，这样，和高强度的贝氏体组织的转变温度区域一致。
另一方面，在该冷却停止温度范围内如有100℃左右的温度的升高(同流换热)，则可确保贝氏体钢的强度，但由于同流换热，也会发生一部分(贝氏体)组织的粗大化，从而降低韧性。因此，进行了将本发明的成分系的钢轨上端以1-10℃/秒的冷却速率从奥氏体区域温度加速冷却，在400-300℃的温度范围停止加速冷却，其中，对钢轨上端作抑止来自钢轨内部的同流换热的实验，其结果，发现，由同流换热导致的钢轨上端的温度上升幅度在50℃以下时，可防止贝氏体组织的粗大化，生成高强度的、且具高韧性的贝氏体组织。
根据上述结果，在本发明中，从奥氏体区域温度以1-10℃/秒速率加速冷却，并将加速冷却的停止温度定在500-300℃的范围，由此可在低温区域开始贝氏体的转变，并可再利用由包括同流换热在内的自然冷却而产生的多达150℃的温度上升，或由可回热的抑止，使细小贝氏体组织的稳定生长成为可能。
本发明的冷却停止温度以后的冷却也可通过在1-40℃/分的范围内的控制冷却而达到，即，例如，为赋与具较大截面尺寸的钢轨以所希望的强度，需要加快上述加速冷却停止温度以后的冷却;而在具较小截面的钢轨的场合，采用缓冷等控制冷却方法较理想，因为如此冷却，可以得到微细的、且具高强度的贝氏体组织。对冷却速度作如此的限定是因为，以不到1℃/分的速率冷却，则贝氏体组织中会析出粗大的碳化物，大大降低钢轨上端的强度和韧性;而当以超过40℃/分的速率冷却，会由于冷却停止温度，影响贝氏体转变的完成，在该冷却过程中产生马氏转体转变，在贝氏体组织中生成许多硬的马氏体，损害钢轨韧性。
另外，由于成分系及加速冷却速度的选择的不同，有这样二种情况即，在加速冷却过程中的500-300℃的冷却停止温度范围内贝氏体开始转变，在其后的同流换热领域内完成转变;和在紧接加速冷却之后的同流换热领域开始贝氏体并完成转变。但是，由于在本发明的冷却停止温度范围内，所有的贝氏体组织都很细小，不会给钢轨的强度、韧性及耐表面损伤性以很大的影响，因此，作为本发明的贝氏体组织，包含有在加速冷却过程中的500-300℃的冷却停止温度范围内生成的贝氏体组织和在加速冷却后的同流换热领域内生成的贝氏体组织这二种。
另外，该冷却后的金属组织最好是贝氏体组织，但因加速冷却速度及冷却停止温度的选择，也会在贝氏体组织中混入微小的马氏体组织，并最终由于钢轨内部的同流换热而作为回火马氏体组织存在。然而，在贝氏体组织中即使混入微小的回火马氏体组织也不会对钢轨的强度、韧性及耐表面损伤性产生很大影响。因此，作为本发明的贝氏体系钢轨的金相组织，也包含有若干混杂的回火马氏体组织。
作为加速冷却时的冷却介质，可使用空气或喷雾等气液混合物，冷却为由配置于钢轨上端两侧部分的喷嘴喷出上述冷却介质来进行。由上述方法，进行加速冷却及其后的冷却的钢轨硬度为，其上端顶部达Hv300-400，其上端弯角部达Hv350以上，另外，其上端强度最好是在1000Pa以上，这样，防止在直线轨道区间上生成的钢轨上端顶面损伤，同时也防止在超高速铁路上列车弯曲行走或在平缓曲线间等发生的钢轨上端弯角部表面的损伤。
根据如上所述的本发明的方法制造的贝氏体系钢轨具有作为高速客运铁路用的高强度钢轨所需的耐表面损伤性。
下面说明本发明的实施例。
图1表示用于实施例1的ⅡS60kg/m钢轨的上端横截面表面位置的称呼部位。1为钢轨上端顶部，2为上端弯角部，将1、2部分合起来后，简单地叫作钢轨上端。
图面的简单说明图1显示钢轨上端横截面位置的称呼部位。
图2为西原式磨损机示意图。
图3为滚动疲劳试验机示意图。
图4为将实物钢轨加工成曲状钢轨进行表面损伤试验的机器示意图。
实施例1表1显示本发明的钢与比较钢的化学成分和冷却条件。表2显示本发明钢与比较钢的硬度、用西原式磨损试验在干燥条件下重复50万次后的磨损量测定结果，以及使用将钢轨和车轮形状缩小到1/4后加工成的园盘试验片进行的水润滑滚动疲劳试验的表面损伤发生前的寿命。图2为西原式磨损试验机示意图。图中，3为钢轨试验片，4为车轮试验片，5为齿轮，6为电动机。图3为滚动疲劳试验机的示意图。图中，7为钢轨试验片，8为车轮试验片，9为电动机，10为轴承套。
又，钢轨的构成材料的组织如下·本发明钢轨(10根)符号A～J将钢轨上端急速冷却、然后自然冷却而制成的呈现贝氏体组织的钢轨。
·比较钢轨(3根)符号K将钢轨上端急速冷却、然后自然冷却而制成的呈现贝氏体组织的钢轨符号L轧制后自然放冷的呈现贝氏体组织的钢轨符号M轧制后自然放冷的呈现珠光体组织的钢轨试验条件如下磨损试验条件(全部试验钢轨通用)·试验机西原式磨损试验机·试验片形状圆盘状试验片(外径30mm;内径16mm;厚度8mm)·试验负荷490N·滑动率9%·对磨材料回火马氏体钢(Hv 350)·环境大气中·负荷次数50万次滚动疲劳试验·试验机滚动疲劳试验机·试验片形状圆盘形试验片(外径200mm;钢轨材料断面形状60kg/m 钢轨的1/4模型)·试验负荷1.5吨(径向负荷)·环境干燥+水润滑(60ml/分钟)·转速干燥100rpm;水润滑300rpm·负荷次数在干燥状态0-5000次，然后在水润滑状态下直至发生损伤表2显示本发明钢与比较钢的硬度、用西原式磨损试验在干燥条件下重复50万次后的磨损量测定结果以及使用将钢轨和车轮形状缩小到1/4后加工成的圆盘试验片进行的水润滑滚动疲劳试验的表面损伤发生前的寿命。
从表2可以明显看出，本发明钢轨A、B、C、D、E和F、G、H、I、J与已往的呈现珠光体组织的钢轨M比较，磨损量多，发生滚动疲劳损伤发生前的寿命大为改善。而且，与轧后状态的呈现贝氏体组织的钢轨L以及将钢轨上端加速冷却，而后自然冷却所制成的呈现贝氏体组织的钢轨K进行比较，滚动疲劳损伤发生前的寿命也大为改善。
实施例2表3显示本发明钢与比较钢的化学成分及冷却条件。表2显示这样制成的本发明钢轨钢与比较钢轨钢，其上端表面的硬度、在西原式磨损试验中于干燥条件下重复50万次后的磨损量测定结果、以及使用将钢轨和车轮形状缩小至1/4后加工成的圆盘试验片进行的水润滑滚动疲劳试验的表面损伤发生前的寿命。
符号A～M的构成材料的组织及各试验条件采用与实施例1同样的方法。
如表2所示，本发明钢轨A～J与已往的呈现珠光体组织的钢轨M比较，磨损量多，滚动疲劳损伤发生前的寿命大为改善。而且，与轧后状态的呈现贝氏体组织的钢轨K及钢轨上端加热，然后自然冷却所制成的呈现珠光体组织的钢轨L比较，滚动疲劳损伤发生前的寿命也大为改善。
实施例3表5显示本发明钢轨与比较钢轨的化学成分及冷却条件。图4为评价钢轨上端的各种表面损伤的实验评价试验机(日本专利号1183162)的概图。按表5所示处理得到的本发明钢轨钢全部由贝氏体组织构成，而比较钢，除(1)和(6)为珠光体组织钢轨外，其他具有贝氏体组织。对于各钢轨钢，如图4所示，与加工成曲形的钢轨11的上端相接，进行车轮12旋转运行的实验室评价试验，在表6中列出了在相当于曲线区间的车轮接触条件下测得的表面损伤发生前的寿命的试验结果。该表也列出了在同样的相当于直线区间的车轮接触条件下的试验结果。图4中，11表示加工成曲状的钢轨，12表示车轮。
实验室评价试验采用通过经热处理加工成曲率直径为6m的、上端朝内的钢轨，及在新干线上实际使用的车轮进行试验。在试验中为模拟曲线区间的钢轨与车轮的接触条件，在车轮上施加侧压，将轮缘压在钢轨上端弯角处，由此进行在钢轨上端弯角处表面产生的损伤的评价试验;为模拟直线区间钢轨与车轮的接触条件，使钢轨上端顶面与车轮中央接触，由此进行上端顶面损伤的发生特性的评价。另外，损伤发生前的寿命与在铁路上实际进行的一样，以列车的累积通过吨数表示。
从上述实施例可以明显地看出，由于将钢轨上端弯角处的硬度保持在Hv400以上，与比较钢相比，可大幅度地改善弯角处表面的损伤发生前的寿命，而且由于将钢轨上端表面的硬度控制在Hv300-400，因而可抑制钢轨上端表面损伤的发生。
实施例4表7中列出本发明钢轨与比较钢轨的化学成分及冷却条件。表8中列出本发明与比较钢的硬度、用西原式磨损试验在干燥条件下重复50万次后的磨损量测定结果，以及使用将钢轨和车轮形状缩小到1/4后加工成的圆盘试验片进行的水润滑滚动疲劳试验的表面损伤发生前的寿命。本发明钢轨与比较钢轨的落重试验结果见表9。表8中也记录了用从钢轨上端采取的试验片进行冲击试验的结果(吸收能量值)。
本发明钢轨(符号A～J)和比较钢轨(符号K、L、M)的构成材料的组织及试验条件也和实施例1相同。
冲击试验条件(全试验片通用)试验片采取位置钢轨上端试验片JIS3号2mm U凹口却贝试验片试验温度常温(约20℃)
由表8可显见，本发明的钢轨A～J与已有的呈珠光体组织的钢轨M比较，其磨损量大，耐滚动疲劳损伤的寿命大大改善。另外，与轨制后状态的贝氏体系钢轨K比较及与在轧制后将钢轨上端以在本发明之外的条件作加速冷却，然后再作自然冷却所制得的贝氏体系钢轨L比较，本发明的耐滚动疲劳损伤的使用寿命也大大地改善了。
又，表9显示了在各个试验条件下，同时就本发明的钢轨和比较钢轨各4根作落重试验的结果，表明比较组钢轨的4根在-30°-50℃下全部断裂，相对比之下，本发明的4根钢轨直至-90°皆无断裂。
权利要求
1.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，将以%(重量)计含有C0.15-0.45%， Si0.15-2.00%，Mn0.30-2.00%， Cr0.50-3.00%其余为铁或不可避免的杂质组成的钢热轧形成钢轨，将热轨后保留有高温热的钢轨、或加热至高温的钢轨的上端以1-10℃/秒之速率，从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃，然后，继续自然冷却至低温区域。
2.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在上述权利要求(1)的方法中，由来自钢轨的内部的同流换热，将加速冷却完毕后的钢轨上端表层部分从加速冷却完毕时的温度水平升高最多达150℃，然后，继续自然冷却至低温域。
3.如权利要求2所述的一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，将来自钢轨内部的同流换热产生的温度升高限定于最多高于加速冷却完毕时的温度水平50℃之内。
4.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在权利要求1的方法中，以1-40℃/分钟的速率将加速冷却后的钢轨上端继续冷却至常温附近。
5.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高温度钢轨的制造方法，其特征在于，该钢轨系将以%(重量)计含有C0.15-0.45%，Si0.15-2.00%，Mn0.30-2.00%，Cr0.50-3.00%并在由，以Mo0.10～0.60%，Cu0.05～0.50%，Ni0.05～4.00组成的第一组;和，由 Ti0.01-0.05%，V0.03-0.30%，Nb0.01-0.05%，组成的第二组，及由B0.0005-0.0050%组成的第三组元素中含有选自上述各组中的至少一种元素、其余为铁及不可避免的杂质组成的钢热轧后形成的钢轨，将热轧后保留有高温热的钢轨、或加热至高温的钢轨的上端以1-10℃/秒之速率，从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃，然后，继续自然冷却至低温区域。
6.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在权利要求5的方法中。由来自钢轨内部的同流换热，将加速冷却完毕后的钢轨上端表层部分从加速冷却完毕时的温度水平升高最多达150℃，然后，继续自然冷却至低温域。
7.如权利要求6所述的一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，将来自钢轨内部的同流换热产生的温度升高限定于最多高于快速冷却完毕时的温度水平50℃之内。
8.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨的制造方法，其特征在于，在权利要求5的方法中，以1-40℃/分钟的速率将加速冷却后的钢轨上端继续冷却至常温附近。
9.一种具优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨，其特征在于，该钢以%(重量)计含有，C0.15-0.45%，Si0.15-2.00%，Mn0.30-2.00%，Cr0.50-3.00%其余为由铁及不可避免的杂质组成，具有通过以1-10℃/分的速率从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃后，继续冷却至常温附近而所得的贝氏体组织，其上端顶面硬度为Hv300～400，弯角部分的硬度在Hv350以上，且，弯角部分的强度比钢轨上端顶面的强度高出Hv30以上。
10.一种具有优异的耐滚动疲劳损伤性的贝氏体系高强度钢轨，其特征在于，所述钢轨系以%(重量)计含有，C0.15-0.45%，Si0.15-2.00%，Mn0.30-2.00%，Cr0.50-3.00%.并在以 Mo0.10-0.60%，Cu0.05-0.50%，Ni0.05-4.00% 组成的第一组和，以Ti0.01-0.05%，V0.03-0.30%，Nb0.01-0.05% 组成的第二组及以B0.0005-0.0050%组成的第三组元素中含有选自上述各组中的至少一种元素，其余为铁及不可避免的杂质的钢成形的钢轨，所述钢轨具有通过以1-10℃/秒的速率从奥氏体区域温度加速冷却至冷却停止温度500-300℃后，继续冷却至常温附近而所得的贝氏体组织，钢轨上端顶面的硬度为Hv300-400，弯角部分的硬度为350℃以上，且，弯角部分的强度高出钢轨上端顶面的硬度Hv30以上。
全文摘要
一种具优异的耐表面损伤性的高强度贝氏体钢系钢轨的制造方法，将含C0.15—0.45％，Si0.15—2.00％，Mn0.30—2.00％及Cr0.50—3.00％，并按需要含Mo、Ni、Cu、Nb、V、Ti、B中的至少一种的钢从γ区域温度以上以1—10℃/秒冷却钢轨上端，在500—300℃间停止加速冷却，其后，自然放冷或控制冷却至常温。所述钢轨上端部的硬度为Hv300—400，上端弯角部分硬度在Hv350以上，高出钢轨上端顶部Hv30以上。
文档编号C21D1/20GK1095421SQ94101720
公开日1994年11月23日 申请日期1994年2月25日 优先权日1993年2月26日
发明者影山英明, 上田正治, 杉野和男 申请人:新日本制铁株式会社