专利名称：焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在左右铁道钢轨寿命的头顶部及头部的角部难以发生滚动疲劳损伤、而且闪光对焊和气压焊的焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨及其制造方法。
过去，在钢轨中，主要为了提高头顶部及头部的角部的耐磨性，一直使用珠光体钢。但是近年来，伴随着铁道的输送量增加，钢轨的使用条件变得日益严峻。特别在日本国内，为提高使用者的便利性，进行了在来线和新干线的高速化和运输过密化，使每年的累积通过吨数增大，因此增加了钢轨滚动疲劳损伤的发生。为此，各铁道会社为削减维修费用，一直期望具有优良耐滚动疲劳损伤性的钢轨。
在现有情况下，在钢轨的滚动疲劳损伤构成问题的区间，使用的是按JIS规格化的强度为800MPa级的珠光体钢普通钢轨。
另一方面，由于贝氏体钢比珠光体钢耐滚动疲劳损伤性优良，所以在例如特开平2-282448号公报中，揭示了贝氏体钢钢轨。这种钢轨提高了疲劳强度，并且促进磨耗除去了疲劳层，以谋求耐滚动疲劳损伤性的提高。
但是，由于与珠光体钢钢轨相比，贝氏体钢钢轨中合金元素的添加量多，所以产生闪光对焊和气压焊的焊接部的接合性问题。
鉴于这样的历来的问题，本发明的目的在于，提供一种闪光对焊和气压焊焊接部的接合性与过去的珠光体钢钢轨同等的贝氏体钢钢轨及其制造方法为解决上述课题，本发明采用以下所述的手段。
第一项发明是焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，以重量％计含有C0.15～0.4％,Si0.1～0.2％,Mn0.15～1.1％,P0.035％以下，S0.035％以下，Cr0.05～0.45％,Nb0.005～0.15％,Mo0.05～0.85％，并满足Mn％/Si％≤5.5，其余实质上由Fe及不可避免的杂质组成，钢轨头部为贝氏体组织，钢轨头顶部及头部的角部的任一位置都具有均一的硬度分布，威氏硬度为HV230～320。
第二项发明是焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，在第一项发明的钢轨钢成分中，以重量％计还含有Ni0.1～1％。
第三项发明是焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，在第一项发明的钢轨钢成分中，以重量％计还含有V0.01～0.2％。
第四项发明是焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨的制造方法，其特征在于，具备将具有第一项发明的钢轨组成的钢以精轧温度800～1000℃进行热轧的工序，和将热轧后的钢材由贝氏体转变开始点以上的温度以空冷～5℃/秒的冷却速度冷却到300℃以下的工序。
图1是表示本发明实施方式中钢轨头部表面位置称呼的横断面图。
图2表示本发明实施方式中钢材的抗拉强度和磨耗量的关系。
图3表示本发明实施方式中钢材的Si含量和焊接部的接合性的关系。
图4表示本发明的实施方式中钢材的Cr含量和焊接部的接合性的关系。
图5表示本发明的实施方式中钢材的Mo含量和焊接部的接合性的关系。
图6表示本发明的实施方式中钢材的Mn/Si和焊接部的接合性的关系。
图7表示本发明的实施方式中钢材的硬度和焊接部的接合性的关系。
图8表示本发明的实施力式中钢材的硬度和磨耗减量比的关系。
本发明是基于本发明人为提高贝氏体钢钢轨焊接部的接合性而进行锐意研究得到的以下见解。
由对列车通过时的振动、噪音采取对策出发，为减小缝隙间的接缝而焊接钢轨，使用的频度变得非常高，要求钢轨间有良好的焊接部接合性。钢轨的焊接方法有闪光对焊、气压焊、强制成形电弧焊、铝热焊，其中的闪光对焊和气压焊不使用焊接金属，是使钢轨母材直接接合，因此母材彼此间焊接部的接合性成为问题。闪光对焊和气压焊的焊接部的接合性，受到成分元素的氧化物生成能力、生成的氧化物的熔融温度、接合时新生面的除去氧化物的能力等的影响。
因此，使用具有表1所示成分，硬度以威氏硬度计HV320以下的钢No.1a-1～9,1b-1～9,1c-1～9,1d-1～9，调查Si、Cr、Mo的含量及 Mn/Si对焊接部接合性的影响。
图3～6显示了Si、Cr、Mo的含量及Mn/Si对焊接部接合性的影响。
用40φ的圆棒经过闪光对焊及气压焊作成焊接接头，以接头的接合面成为抗拉试片平行部中央的方式采取试片，图3～6的纵轴表示用这样的试片进行抗拉试验时，破断部断面收缩值的平均值(RA)，此值越大焊接部的接合性越高。
可看出，Si为0.2％、Cr为0.45％、Mo为0.85％、Mn/Si超过5.5时，断面收缩值为5％以下，焊接部的接合性显著降低。其理由据认为如下所述。
因为Si、Cr是易氧化元素，所以其含量多时，因闪速电流或气焰的加热在接合面形成致密的氧化皮膜，该氧化皮膜即使在闪光对焊或气压焊时的最终的镦锻(upset)中也不能由接合面除去，使得焊接部的接合性降低。
Mo的含量多时，镦锻时的变形抗力高，不能充分进行新生面彼此的接合，得不到良好的焊接部接合性。
Mn/Si的值高时，Mn、Si、Fe的复合氧化物的熔点变成显著高温，接合面残留的复合氧化物的粘性相对变高，因此在镦锻中难以除去，对焊接部的接合性产生阻害。
表1
<p>使用表2所示成分组成和硬度的钢，调查硬度对焊接部接合性的影响。
图7显示硬度对焊接部接合性的影响。
即使在Si、Cr、Mo、Mn/Si各自满足本发明范围的场合，伴随硬度的上升，焊接部接合性也降低，特别是硬度超过HV320时，断面收缩值成为5％以下，成为实用上的问题。
而在Si、Cr、Mo、Mn/Si的任一个不满足本发明范围的场合，即使硬度在HV320以下，焊接部接合性也降低。
表2
因而，为了确保充分的焊接部接合性，必须将Si定为0.2％以下、Cr定为0.45％以下、Mo定为0.85％以下、Mn/Si定为5.5以下，再将硬度定为HV320以下。
以下，对上述以外的本发明构成要点的限定理由进行说明。
(1)成分组成范围
CC是为确保强度的必需元素，在不足0.15％时，难以廉价地确保作为钢轨的硬度。而超过0.4％时，易生成使头部变脆的马氏体。因而将其含量定作0.15～0.4％。
SiSi不仅作为脱氧剂有效，也是固溶后使强度上升的元素，但不足0.1％时看不出其效果。其上限如上所述为0.2％。因而将其含量定作0.1～0.2％。
MnMn是使贝氏体转变温度降低使淬透性提高，籍此赋与钢轨高强度化的元素。但是，不足0.15％时其效果小，超过1.1％时因钢的微观偏析易生成马氏体，在热处理时及焊接时因硬化和脆化而发生材质劣化。因而将其含量定作0.15～1.1％。
P过量含P使钢的韧性劣化，因此定作0.035％以下。
SS作为主要的夹杂物存在于钢中，但超过0.035％时，该夹杂物量显著增加，引起脆化造成的材质劣化，因此定作0.035％以下。
CrCr是促进贝氏体转变的元素，是使得象本发明的钢轨那样将显微组织变成为贝氏体组织的重要元素。不足0.05％时转变促进效果小，显微组织不能成为均一的贝氏体组织。其上限如上述为0.45％。因而取其含量为0.05～0.45％。
MoMo是促进贝氏体转变的元素，是使得象本发明的钢轨那样将显微组织变成为贝氏体组织的重要元素。不足0.05％时转变促进效果低，显微组织不能成为均一的贝氏体组织。其上限如上述为0.85％。因而取其含量为0.05～0.85％。
NbNb不仅促进贝氏体转变，而且与钢中的C结合在轧制后析出，强化到钢轨头部的内部，使耐磨耗性提高，延长钢轨的寿命。不足0.005％时该效果小，而超过0.15％时该效果饱和，因而将其含量取为0.005～0.15％。
在本发明中，除上述的成分元素之外，为提高钢材的强度、耐磨耗性，优选再含有Ni或V。此时，NiNi是促进贝氏体转变，为了高强度化有效的元素，但不足0.1％时看不出其效果，超过1％时其效果饱和，因此将其含量取为0.1～1％。
VV与Nb同样，与钢中的C结合在轧制后析出，延长钢轨的寿命，但不足0.01％时其效果小，超过0.2％时其效果饱和，因此将其含量取为0.01～0.2％。
(2)金属组织将贝氏体组织与过去的珠光体组织比较，在同一抗拉强度下进行比较时，对提高疲劳强度，延长滚动疲劳寿命是有效的。而且如图2所示，磨耗量多对除去疲劳层是有效的，因此至少钢轨头部必须是贝氏体组织。
(3)硬度(耐磨耗性)关于磨耗量，最希望以实地敷设的磨耗量进行评价，但使用西原式磨耗试验机进行评价的方法也是有效的。使用该试验法可以短时间对耐磨耗性(硬度和磨耗减量比的关系)进行评价。
如表3所示将合金元素含量作各种变化的钢加到1250℃，于920℃轧制后，空冷制成试料。然后由试料取外径30mm、宽8mm的西原式磨耗试片，在接触荷重130kg、滑动率-10％、无润滑剂的条件下进行磨耗试验，测定50万次回转后的磨耗减量。照如下方法进行评价按JIS测定规格化的HV280程度的珠光体钢普通钢轨的磨耗减量，采用相对于珠光体钢普通钢轨的试料磨耗减量之比。
表3
图8示出了硬度对磨耗减量比的影响。
在同一硬度下，与珠光体组织相比，贝氏体组织的磨耗减量比大，显示出约2倍的值。HV不足230时，磨损减量比超过3倍，与基于累计通过吨数的钢轨更换寿命相比，因磨耗选成的更换寿命显著变短，发生实用上的问题。因而将硬度的下限值取作HV230。其上限为HV320，为的是如上所述不引起焊接部接合性的降低。因而，在图1所示的头部的头顶部1、头部角部2的任一位置，威氏硬度也定作HV230～320。
对于头顶部、头部角部，试着进行按意图改变硬度，作为对与车轮的接触状况进行控制的方法，但是在实际路线中，铁轨与车轮的接触状况是经常变化的，要变化头部的硬度控制接触状况以延长钢轨寿命实际上是困难的。因而头顶部、头部角部任何位置都必须采取均一的硬度分布。通过对头顶部及头部角部都施加同样条件的热处理，得到这样的均一的硬度分布。
如以上所说明的那样，通过调整成分组成范围、金属组织及硬度，就可以得到闪光对焊和气压焊的焊接部接合性与过去的珠光体钢钢轨同等的贝氏体钢钢轨。
可以按照以下的制造方法制造具有这样特性的钢轨。
(4)钢轨制造方法将具有本发明成分组成的钢，以精轧温度800～1000℃进行热轧，接着由贝氏体转变开始点以上的温度，以空冷～5℃/秒的冷却速度冷却到300℃以下。
a．精轧温度精轧温度不足800℃在其以下时，开始铁素体转变使强度降低。而终轧温度超过1000℃时，热轧后的贝氏体组织显著粗大化，使确保韧性困难。因而，将精轧温度定作800～1000℃。
b．冷却速度具有本发明成分组成的钢，即使空冷也得到贝氏体组织，能够确保所希望的强度、韧性。但是，冷却速度超过5℃/秒时，生成马氏体，使韧性显著降低。因而将冷却速度定作空冷～5℃/秒。
实施例实施例1将具有表4所示成分的钢(本发明钢NO.2～4，比较钢NO.1,5,6)加热到1250℃，在920℃轧制后，使用空冷后的板厚12mm的钢板，进行硬度测定、磨耗试验、焊接部接合性评价试验。关于磨耗试验，由轧制钢板取外径30mm、宽8mm的试片，由铁道车轮材采取同一尺寸的轮箍试片，使用西原式磨耗试验机，在滑动率-10％、接触荷重130kg、无润滑剂的条件下对它们进行试验，测定50万次回转后的磨耗减量，采取与作为比较用的HV275珠光体组织的钢轨的磨耗减量之比，求出磨耗减量比。
将硬度、磨耗减量比、接合性的结果示于表5。
比本发明钢C量低的比较钢No.1，硬度为221，不足本发明范围的下限值，磨耗减量比也高达3.21，因而不适于实用。而比本发明钢C量高的比较钢No.5,6，显微组织为珠光体组织，因此磨耗特性优良，但耐滚动疲劳损伤性差。
与此相对照，成分满足本发明范围的本发明钢No.2,3,4，硬度处于HV230～320的本发明范围内，磨耗减量比也处于1.3～3的适宜范围。而且焊接部接合性由于Mn/Si都为5.5以下、HV也在320以下，所以显示出高值。
表4
注)*号表示在本发明的范围之外。
表5
注)*号表示在本发明的范围之外。
实施例2使用具有表6所示成分的钢(本发明钢No.2～6,9,10,13，比较钢No.1,7,8,11,12,14)，进行与实施例1同样的试验。
将硬度、磨耗减量比、焊接部接合性的结果示于表7。
钢全部具有贝氏体组织。Mn、Cr、Mo的含量比本发明钢低的比较钢No.1,8,12，焊接部接合性虽高，但硬度低，磨耗减量比分别高达3.15、3.45、3.22。
另外，Mn、Cr、Mo的含量比本发明钢高的比较钢No.7、11、14，磨耗减量比为1.3以下。而且焊接部接合性也降低到5％以下。
与此相对照，本发明钢No.2～6,9,10,13，其硬度、磨耗减量比、焊接部接合性都显示出优良的值。
表6
注)*号表示在本发明的范围之外。
表7
注)*号表示在本发明的范围之外。
实施例3使用具有表8所示成分的钢(本发明钢No.1,3,4,7,10，比较钢No.2,5,6,8,9,11)，进行与实施例1同样的试验。
将硬度、磨耗减量比、焊接部接合性的结果示于表9。
钢全部具有贝氏体组织。本发明钢No.1不含有Ni、V，但硬度处于本发明范围内，磨耗减量比及焊接部接合性都显示出适宜的值。
Ni、V含量比本发明范围低的比较钢No.2,6,8，与不含Ni、V的本发明钢No.1相比，硬度、磨耗减量比、焊接部接合性都几乎不变化，未发现含有Ni、V的效果。
含Ni量满足本发明范围的本发明钢No.3,4,7，硬度处于本发明范围内，磨耗减量比及焊接部接合性都显示出适宜的值，而且本发明钢No.1具有更优良的值。Ni含量超过本发明钢的比较钢No.5,9，真硬度、磨耗减量比、焊接部接合性与本发明钢No.4,7同等，含Ni效果饱和。
V含量满足本发明范围的钢No.10，硬度处于本发明范围内，磨耗减量比及焊接部接合性都显示出适宜的值，而且本发明钢No.1具有更优良的值。V含量超过本发明范围的比较钢No.11，其硬度、磨耗减量比、焊接部的接合性与本发明钢No.10同等，含V效果饱和。
表8
注)*号表示在本发明的范围之外。
表9
实施例4使用具有表10表示成分的钢(本发明钢No.2,3,5,6，比较钢No.1,4,7,8)，进行与实施例1同样的试验。
将硬度、磨耗减量比、焊接部接合性示于表11。
钢全部具有贝氏体组织。Si、Cr、Mo的含量处于本发明的范围内，并且Mn/Si为5.5以下的本发明钢No.2,3,5,6，硬度、磨耗减量比、焊接部接合性都显示出优良的值。
但是，在Si、Cr、Mo含量单独满足本发明范围的场合，Mn/Si超过5.5的比较钢No.1,4，焊接部的接合性差。另一方面，Mn/Si满足5.5以下的场合，Si的单独含量超过本发明范围的比较钢No.7,8，同样焊接部的接合性差。
表10
注)*号表示在本发明的范围之外。
表11
注)*号表示在本发明的范围之外。
实施例5使用表12所示的钢No.1,2，使精轧温度在760～1030℃的范围变化，轧制成实际的钢轨形状，然后使冷却速度在空冷～6.5℃/秒的范围变化。然后，调查所成的钢轨的硬度、磨耗减量比、接合性的结果。其中，磨耗减量比采取取自轧制材头部如实施例1所示的磨耗试验用试样，通过与实施例1同样的试验法进行评价。
将结果示于表13(本发明例No.2～6,8～10,12，比较例No.1,7,11,13)。
比较例No.1，冷却速度满足本发明的条件，但不满足精轧温度，因此虽焊接部的接合性良好，但是HV220、磨耗减量比3.11，磨耗特性差。
本发明例No.2～6,8～10,12，满足精轧温度、冷却速度，因此显示出HV230～320、磨耗减量比1.3～3良好的值，而且接合性也优良。
比较例No.7,11，精轧温度满足条件，但冷却速度过快，因此硬度超过HV320，磨耗特性、焊接部接合性劣化。
比较例No.13，精轧温度高，组织粗大，因此淬透性变高，HV超过320。
表12
<p>表13
注)*号表示在本发明的范围之外。
权利要求
1．焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，以重量％计含有C0.15～0.4％,Si0.1～0.2％,Mn0.15～1.1％,P0.035％以下，S0.035％以下，Cr0.05～0.45％,Nb0.005～0.15％,Mo0.05～0.85％，并满足Mn％/Si％≤5.5，其余实质上由Fe及不可避免的杂质组成，钢轨头部为贝氏体组织，钢轨头顶部及头部角部的任一位置都具有均一的硬度分布，威氏硬度为HV230～320。
2．权利要求1所述的焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，作为钢成分，以重量％计还含有Ni0.1～1％。
3．权利要求1所述的焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨，其特征在于，作为钢成分，以重量％计还含有V0.01～0.2％。
4．焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨的制造方法，其特征在于，具备将具有权利要求1所述组成的钢以精轧温度800～1000℃进行热轧的工序、和将热轧后的钢材由贝氏体转变开始点以上的温度，以空冷～5℃/秒的冷却速度冷却到300℃以下的工序。
全文摘要
焊接部接合性优良的贝氏体钢钢轨,其特征在于,以重量%计含有C:0.15～0.4%,Si0.1～0.2%,Mn:0.15～1.1%,P:0.035%以下,S:0.035%以下,Cr:0.05～0.45%,Nb:0.005～0.15%,Mo:0.05～0.85%,并满足Mn%/Si%≤5.5,钢轨头部为贝氏体组织,钢轨头顶部及头部角部的任一位置都具有均一的硬度分布,威氏硬度为HV230～320。
文档编号C22C38/48GK1211633SQ98102489
公开日1999年3月24日 申请日期1998年5月7日 优先权日1997年9月16日
发明者横山泰康, 山本定弘 申请人:日本钢管株式会社