專利名稱：耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種能夠提高鋼軌耐磨性和耐損傷性，并大大提高其使用壽命以使之滿足重載鐵道的彎曲路段的鋼軌要求的珠光體類鋼軌及其制造方法。
作為鐵路運(yùn)輸高效率化的手段，人們正在力圖提高列車的速度和增加列車的裝載重量。這樣的鐵路運(yùn)輸?shù)母咝驶馕吨撥壥褂铆h(huán)境的苛刻化；以至于必須要求進(jìn)一步改善鋼軌的材質(zhì)。具體地說，由于鋪設(shè)在重載鐵道彎曲路段的鋼軌的磨損急劇地增加，因此，鋼軌長壽命化的問題正日益地受到重視。
然而，由于最近對鋼軌高強(qiáng)度化熱處理技術(shù)的提高，已開發(fā)出一種使用共析碳素鋼的，呈現(xiàn)微細(xì)珠光體組織的，如下所述的高強(qiáng)度(高硬度)鋼軌，從而使重載鐵路彎曲路段的鋼軌壽命獲得了飛躍的提高。
①一種軌頭部為索氏體織織或細(xì)微珠光體組織的超大載重用的熱處理鋼軌(特公昭54-25490號公報(bào))。
②一種添加Cr、Nb等合金的，不僅能提高耐磨性，而且能克服焊接部分的硬度降低的低合金熱處理鋼軌的制造方法(特公昭59-19173號公報(bào))。
③在終軋后，或者從再加熱的奧氏體區(qū)域的溫度，按照1～4℃/秒的冷卻速度將鋼軌在850℃-500℃之間加速冷卻成一種130kgf/mm2以上的高強(qiáng)度鋼軌的制造方法(特公昭63-23244號公報(bào))。
這些鋼軌的特征是一種高強(qiáng)度(高硬度)鋼軌，它呈現(xiàn)共析碳素鋼那樣的微細(xì)珠光體組織，其目的是為了提高鋼軌的耐磨性。
然而在近年來，在重載鐵道中，為了使鐵路運(yùn)輸達(dá)到更高的效率，大力推進(jìn)貨物的高軸重化(列車裝載量的增加)，特別是對于急拐彎路段的鋼軌來說，即使采用上述開發(fā)的鋼軌，也不能確保其耐磨性，而由于磨損導(dǎo)致的鋼軌壽命的降低就成為當(dāng)前嚴(yán)峻的問題。從這樣的背景出發(fā)，人們要求開發(fā)一種具有比現(xiàn)有共析碳素鋼的高強(qiáng)度鋼軌更好耐磨性的鋼軌。
另外，車輪與鋼軌的接觸狀態(tài)是復(fù)雜的，特別是對于在彎曲路段的內(nèi)軌與外軌來說，它們與車輪的接觸狀態(tài)有很大的差異。例如，對于重載鐵道急拐彎路段處的外軌來說，在車輪的凸緣由于受到離心力的作用而強(qiáng)烈地?cái)D壓軌頭拐角部位(gage corner portion)，并使外軌承受滑動接觸，另一方面，對于彎曲路段的內(nèi)軌軌頭頂部來說，承受著來自車輪接觸面的具有巨大接觸面壓的滾動接觸。其結(jié)果，對于那些在軌頭橫截面內(nèi)的軌頭表面硬度均一的現(xiàn)有高強(qiáng)度耐磨鋼軌來說，以其外軌承受滑動接觸的軌頭拐角部與內(nèi)軌承受滾動接觸的軌頭頂部相比，前者的磨損要快得多，另一方面，內(nèi)軌軌頭頂部的磨損常常比軌頭拐角部的磨損慢，而且來自車輪的接觸面壓常常是最大的，因此在軌頭頂面被磨損之前就已經(jīng)在其表面上積蓄了疲勞損傷。
對于那些在鋼軌軌頭的磨損特性均一的現(xiàn)有高強(qiáng)度耐磨鋼軌來說，特別是對于處在彎曲路段的內(nèi)軌來說，由于上述那樣的車輪的接觸狀態(tài)，如果鋼軌鋪設(shè)后的初期磨損狀態(tài)，鋼軌與車輪的磨合較慢，則由于鋼軌不斷受到局部過大接觸面壓的作用，從而容易由于疲勞的產(chǎn)生表面損傷。另外，除此之外，即使在鋼軌與車輪磨合之后，軌頭頂部也經(jīng)常受到巨大的接觸面壓的作用，而由于其磨損較少，伴隨著塑性變形，容易產(chǎn)生類似于通常在軌頭拐角部生成的粗糙裂紋那樣的表面損傷，這是其存在的問題。
為了解決這一問題，有一種方法是把已經(jīng)積蓄了滾動疲勞層的上述鋼軌軌頭頂部表層磨削掉，但是磨削需要消耗大量的時間和費(fèi)用，因此人們開發(fā)了如下所述的鋼軌。
④開發(fā)了一種具有如共析碳素鋼那樣微細(xì)珠光體組織的高強(qiáng)度、耐損傷的鋼軌，在這種鋼軌軌頭部截面的硬度分布上設(shè)置這樣一種硬度差，也就是使軌頭拐角部的硬度高于軌頭頂部的硬度，從而確保軌頭拐角部具有與那些在軌頭的橫截面上硬度均一的現(xiàn)有高強(qiáng)度耐磨鋼軌同等的耐磨性，而在軌頭頂部由于低硬度化而具有降低最大面壓的作用(由于接觸面積增加)和加快磨損的作用。(特開平6-17193號公報(bào))。
然而在近年來，在重載鐵道中，為了使鐵路運(yùn)輸達(dá)到更高的效率，大力推進(jìn)貨物的高軸重化(列車裝載量的增加)，在此情況下即使采用上述開發(fā)的鋼軌，對于特別急拐彎路段的內(nèi)軌來說，必須定期地將其軌頭頂部磨削才有可能防止表面的損傷，并且外軌軌頭拐角部則不能確保耐磨性，這樣就由于磨損而降低了鋼軌的壽命，從而成為較大的問題。
以往可作為軌道鋼使用的共析碳素鋼的珠光體類組織是一種由硬度低的鐵素體層和平板狀的硬度高的滲碳體層形成的層狀結(jié)構(gòu)。本發(fā)明人等觀察了珠光體類組織的磨損機(jī)理，結(jié)果確認(rèn)，首先是由于車輪的反復(fù)通過而使得較軟的鐵素體組織被擠出，然而緊鄰于滾壓面下方的較硬的滲碳體就積疊起來，這樣通過對前者加工硬化即可確保其耐磨性。
因此，本發(fā)明人等為了獲得耐磨性，通過實(shí)驗(yàn)后發(fā)現(xiàn)，在提高珠光體類組織硬度的同時，提高碳含量也就是增加平板狀的較硬的滲碳層的比例，從而提高緊接于滾動接觸面下方的滲碳體的密度，這樣就可以飛躍地提高耐磨性。
另外，本發(fā)明人注意到增加碳的含量可以對耐磨性的改善帶來直接的影響，發(fā)明了一種能夠在過共析鋼中穩(wěn)定地獲得珠光體類組織的熱處理方法。

圖1是將共析鋼與過共析鋼的耐磨損性進(jìn)行實(shí)驗(yàn)室比較的結(jié)果，然而隨著含碳量的增加，即使同一硬度(強(qiáng)度)，也能看出過共析鋼一方明顯地改善了耐磨性。作為熱處理法的著眼點(diǎn)，如圖2所示，將共析鋼與過共析鋼的連續(xù)冷卻相變圖進(jìn)行比較，可以看出，隨著含碳量的增加，珠光體相變的起點(diǎn)要比共析鋼成分的材料更為明顯地移向短時間一側(cè)，從而容易發(fā)生珠光體相變。也就是說，在對過共析鋼鋼軌進(jìn)行熱處理時為了獲得高強(qiáng)度，必須將冷卻速度加快到比現(xiàn)有共析鋼更快的冷卻速度。另外本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)，過共析鋼的另一個問題是脆化，為了防止能引起這種脆化的初析滲碳體的生成，提高冷卻速度是有效的，這樣可以防止在奧氏體的晶界處產(chǎn)生初析的滲碳體，從而可以期望，由于更高的碳含量，可以使耐磨性進(jìn)一步提高。
另外，本發(fā)明人在一種具有如上述那樣增加了碳含量的珠光體類組織的鋼軌軌頭部設(shè)置一種硬度差，也就是使軌頭拐角部的硬度比軌頭頂部的硬度更高，這樣就可使得在上述鋼軌中成為問題的軌頭拐角部的耐磨性得到提高，同時，由于軌頭頂部接觸面壓的降低和加速了磨損，促進(jìn)了車輪與處于初期磨損狀態(tài)的鋼軌的磨合，而且已通過實(shí)驗(yàn)室的實(shí)驗(yàn)確認(rèn)，這樣可以防止?jié)L動疲勞層的出現(xiàn)。另外，作為使軌頭頂部的硬度低于軌頭拐角部的硬度的效果，當(dāng)在重載鐵道上正常行駛時，隨著外軌的軌頭拐角部的局部磨損，這樣就可以使得為了防止由于應(yīng)力集中到拐角部內(nèi)部所引起的內(nèi)部疲勞損傷而對鋼軌軌頭施加外形磨削處理時，磨削作業(yè)變得容易?？梢云谕趯?nèi)軌軌頭頂面進(jìn)行磨削時，也能獲得與上述效果相同的效果。
也就是說，本發(fā)明的目的是以低成本提供這樣一種鋼軌，這種鋼軌能改善重載鐵道的急轉(zhuǎn)彎路段鋼軌所要求的耐磨性和耐損傷性，從而大大地提高了鋼軌的使用壽命。
另外，鋼軌在焊接時普遍采用閃光對焊的焊接方法，由于這種熱處理而使得高強(qiáng)度的母材部在其焊縫處軟化，從而造成局部的磨損，而由于接縫的脫焊不但成為噪音、振動的發(fā)生源，而且有可能造成路基受損和鋼軌的破損。
本發(fā)明為了解決上述的問題，提出了如下各個要點(diǎn)。
(1)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，它是一種按重量％含有C0.85％以上，至1.20％的鋼軌，該鋼軌的組織是珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且在珠光體中滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(2)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，它是一種按重量％含有C0.85％以上，至1.20％的鋼軌，該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(3)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.2％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，該鋼軌的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(4)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(5)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，另外還含有Cr0.05～0.50％、Mo0.01～0.20％、V0.02～0.30％、Nb0.002～0.05％、Co0.10～2.00％、B0.0005～0.005％中的一種或兩種以上，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，該鋼軌的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體組織中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(6)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，另外還含有Cr0.05～0.50％、Mo0.01～0.20％、V0.02～0.30％、Nb0.002～0.05％、Co0.10～2.00％、B0.0005～0.005％中的一種或兩種以上，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體組織中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
(7)一種焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，在上述(1)或(2)所述的鋼軌中，焊縫處的硬度與母材硬度之差在Hv30以下。
(8)一種焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，在上述(3)至(6)中任一項(xiàng)所述的鋼軌中還含有按重量％計(jì)的化學(xué)成分Si＋Cr＋Mn1.5～3.0％。
(9)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌是一種由上述(1)至(6)中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分組成的鋼軌，其特征在于，該方法由下述工序組成，也就是把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥?，從奧氏體的溫度按1～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的溫度達(dá)到700～500℃時停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
(10)一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌是一種由上述(1)至(6)中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分組成的鋼軌，其特征在于，該方法由下述工序組成，也就是把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥?，從奧氏體的溫度按10℃以上～30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的珠光體相變進(jìn)行到70％以上時停止加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
(11)一種耐磨性和耐損傷性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌是一種由上述(1)至(6)中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分組成的鋼軌，其特征在于，該方法由下述工序組成，也就是把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥壾夘^拐角部，從奧氏體的溫度按1℃～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的軌頭拐角部的溫度降到700～500℃時停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌的軌頭拐角部的硬度在Hv360以上，而且軌頭頂部的硬度為Hv250～320。
(12)一種耐磨性和耐損傷性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，它是一種由上述(1)至(6)中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分組成的鋼軌的制造方法，其特征在于，該方法由下述工序組成，也就是把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥壾夘^拐角部，從奧氏體的溫度按10℃以上～30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的軌頭拐角處的珠光體相變進(jìn)行到70％以上時停止加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌的軌頭拐角部的硬度達(dá)到Hv360以上，而且軌頭頂部的硬度為Hv250～320。
(13)一種焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，它是一種上述(7)或(8)中所述的鋼軌的制造方法，其特征在于，該方法由下述工序組成，也就是把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥?，從奧氏體的溫度按1～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的溫度降到700～500℃時停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
圖1示出現(xiàn)有的共析成分珠光體鋼軌和本發(fā)明過共析成分珠光體鋼軌的磨損試驗(yàn)特性，由西原式磨損試驗(yàn)機(jī)測定。
圖2示出共析軌道鋼和過共析軌道鋼在1000℃加熱后的連續(xù)冷卻相變圖。
圖3示出對比軌道鋼和本發(fā)明軌道鋼的層間距與滲碳體厚度/鐵素體厚度之間的關(guān)系。
圖4以層間距與磨損量的關(guān)系示出對比軌道鋼與本發(fā)明軌道鋼的磨損試驗(yàn)結(jié)果。
圖5示出本發(fā)明軌道鋼的滲碳體/鐵素體的層間距的一例。
圖6示出軌頭截面表面位置的稱呼。
圖7是一個西原式磨損試驗(yàn)機(jī)的示意圖。
圖8以硬度與磨損量的關(guān)系示出本發(fā)明軌道鋼與對比軌道鋼的磨損試驗(yàn)結(jié)果。
圖9表示本發(fā)明實(shí)施例的鋼軌軌頭截面硬度分布的一例。
圖10是表示滾動疲勞試驗(yàn)機(jī)的示意圖。
圖11示出在滾動疲勞試驗(yàn)時，軌頭拐角部硬度與最大磨損量的關(guān)系。
圖12示出本發(fā)明軌道鋼和對比軌道鋼的焊縫附近位置與硬度分布的關(guān)系。
可作為現(xiàn)有軌道鋼使用的共析碳素成分的珠光體組織是一種由硬度低的鐵素體層與平板狀的硬度高的滲碳體層構(gòu)成的層狀組織，作為提高珠光體組織的耐磨性的方法，通常是采用一種通過減小珠光體組織中層間距λ[λ＝(鐵素體的厚度t1)＋(滲碳體的厚度t2)]來提高其硬度的方法。例如，象Metallurgical transactions，Vol.7A(1976)P.1217的圖1中所示那樣，通過使珠光體組織中的層間距微細(xì)化而使其硬度大大提高。
然而，對于那些呈現(xiàn)共析碳素鋼的微細(xì)珠光體組織的高硬度鋼軌來說，其硬度的上限值即為現(xiàn)有的珠光體硬度，為了提高其硬度，可以通過增加熱處理的冷卻速度和添加合金來使珠光體的層間距進(jìn)一步微細(xì)化，并使得在珠光體組織中生成堅(jiān)硬的馬氏體組織，這樣就降低鋼軌的韌性和耐磨性。
另外，作為另一個解決問題的措施，可以考慮將一種具有比珠光體組織更耐磨的金屬組織的材料作為軌道鋼使用的方法，但是，對于鋼軌與車輪那樣的滾動磨損來說，還沒有找到一種比微細(xì)珠光體組織更廉價(jià)的耐磨性優(yōu)良的材料。
珠光體組織的耐磨機(jī)理如下所述，在與車輪接觸的鋼軌的表面層上，接受車輪反復(fù)接觸的加工層首先按照與列車前進(jìn)方向相反的方向發(fā)生珠光體組織的塑性變形，這時被夾在板狀滲碳體之間的柔軟的珠光體層被擠出去，同時受到加工的滲碳體板狀物被截?cái)啵?dāng)鋼軌進(jìn)一步經(jīng)受車輪的反復(fù)載荷時，被截?cái)嗟臐B碳體就發(fā)生球狀化，然后，緊鄰于車輪滾動接觸面以下只有堅(jiān)硬的滲碳體發(fā)生多層積疊，這樣，除了由于車輪的加工硬化之外，這種滲碳體密度也是確保耐磨性的重要因素，這一點(diǎn)已由實(shí)驗(yàn)確認(rèn)。因此，本發(fā)明人等，為了獲得強(qiáng)度(硬度)，在使珠光體層間距微細(xì)化的同時，還通過提高碳含量來增加能夠確保珠光體組織耐磨性的平板狀硬滲碳體組織的比例，這樣，滲碳體即使接受加工也難以被截?cái)?，而且難以發(fā)生球狀化，除此之外，由于提高了緊鄰在滾動接觸面下方的滲碳體密度，故不會損害其韌性和延性，從而使耐磨性飛躍地提高，這一點(diǎn)已為實(shí)驗(yàn)證實(shí)。
下面詳細(xì)地說明本發(fā)明。
首先說明在本發(fā)明中將鋼軌的化學(xué)成分按照如上所述進(jìn)行限定的理由。
C是一種用于生成珠光體組織和確保耐磨性的有效元素，對于通常的軌道鋼來說，所用的C量為0.60～0.85％，但是，當(dāng)C量在0.85％以下時，不能確保滲碳體厚度(t2)與鐵素體厚度(t1)之比RC(RC＝t2/t1)(該比確保鋼軌的耐磨性)在0.15以上，而且，由于淬透性降低，因此不能使珠光體組織中的層間距保持在100nm以下。另外，如果C含量超過1.20％，則在奧氏體晶界的初析滲碳體的量增加，從而大大地降低了其延性和韌性，因此將C量限定為0.85以上～1.20％。
下面對上述C以外的元素加以說明。
Si是一種可通過固溶硬化來提高珠光體組織中的鐵素體相的硬度，并同時稍微改善軌道鋼的韌性的元素，當(dāng)Si含量在0.10％以下時，不能期望獲得充分的效果，另外，當(dāng)其含量超過1.20％時，將導(dǎo)致鋼的脆化并降低了焊接性，因此將Si含量限定為0.10～1.20％。
Mn和C一樣，是一種可以通過降低珠光體相變溫度和提高淬透性而賦予高強(qiáng)度，而且可以抑制初析滲碳體生成的元素，但是，當(dāng)其含量在0.40％以下時，其效果過小，而在超過1.50％時，則在偏析區(qū)中容易生成馬氏體組織，因此將Mn的含量限定為0.40～1.50％。
另外，在按照上述成分組成制造的鋼軌中，為了提高強(qiáng)度、延性、韌性的目的，可以根據(jù)需要，添加下述元素中的一種或兩種以上。
Cr0.05～0.50％、Mo0.01～0.20％、V0.02～0.30％、Nb0.002～0.050％、Co0.10～2.00％、B0.0005～0.005％。
下面根據(jù)如上所定的理由來說明這些成分。
Cr可以使珠光體的平衡相變點(diǎn)升高，其結(jié)果是通過使珠光體組織微細(xì)化而達(dá)到高強(qiáng)度化，并同時強(qiáng)化了珠光體組織中的滲碳體相，因此Cr是一種可以提高耐磨性的元素，但是當(dāng)其添加量在0.05％以下時，其效果較小，而在超過0.50％時，則會由于過多添加而生成馬氏體組織，從而使鋼脆化，因此將Cr的添加量限定為0.05～0.50％。
Mo與Cr一樣可以使珠光體的平衡相變點(diǎn)升高，其結(jié)果是通過使珠光體組織微細(xì)化而達(dá)到高強(qiáng)度化，因此Mn是一種可以提高耐磨性的元素，但是當(dāng)其添加量在0.01％以下時，其效果較小，而在超過0.20％時則會由于過多添加而使珠光體的相變速度降低，并生成對韌性有害的馬氏體組織，因此將Mo的添加量限定為0.01～0.20％。
V能在鋼材熱軋時的冷卻過程中生成V的碳化物和氮化物，由于V的碳化物和氮化物的析出硬化而提高了塑性變形能，在進(jìn)行高溫加熱的熱處理時V能抑制奧氏體晶粒的生長，從而能使奧氏體晶粒微細(xì)化，并能強(qiáng)化冷卻后的珠光體組織，因此V是一種能夠提高鋼軌的要求的強(qiáng)度和韌性的有效成分，但當(dāng)V的添加量在0.03％以下時不能達(dá)到所需效果，而當(dāng)其含量超過0.30％時，也不能達(dá)到以上效果，故將V量限定為0.03～0.30％。
Nb與V一樣能夠形成Nb的碳化物和氮化物，是一種可使奧氏體晶粒細(xì)粒化的有效元素，Nb還能夠?qū)⒁种茒W氏體晶粒生長的效果擴(kuò)大到比V更高的溫度(1200℃附近)，從而可以改善鋼軌的延性和韌性。當(dāng)Nb的含量在0.002％以下時不能獲得所需效果，而當(dāng)其含量超過0.050％時，由于含量過多也不能達(dá)到以上效果。因此將Nb量限定為0.002～0.050％。
Co是一種能夠增加珠光體的相變能，通過使珠光體組織微細(xì)化而提高其強(qiáng)度的元素，但當(dāng)其含量在0.10％以下時，由于含量過少而不能達(dá)到所需效果，而在超過2.00％時則由于添加過多而達(dá)到了強(qiáng)化效果的飽和區(qū)域，因此將Co量限定為0.10～2.00％。
B具有能抑制初析滲碳體從原來的奧氏體晶界處生成的效果，是一種能使珠光體組織穩(wěn)定地生成的有效元素。然而，當(dāng)其添加量低于0.0005％時，其效果太弱，而當(dāng)添加量超過0.0050％時，生成B的粗大的化合物，從而使鋼軌材質(zhì)劣化，因此將B量限定為0.0005～0.0050％。
另外，為了改善焊接部位，在本發(fā)明中，為了防止在焊縫處的硬度分布象常規(guī)軌道鋼那樣在進(jìn)行閃光對焊時發(fā)生的焊縫處硬度降低的現(xiàn)象，特別注意將Si、Cr、Mn作為鋼軌的成分。也就是說，要使得閃光對焊的焊縫處的硬度比母材硬度降低的數(shù)值不大于Hv30，作為這時的成分限定，如果Si＋Cr＋Mn的量不到1.5％，則不能防止焊縫處的硬度降低。另一方面，當(dāng)Si十Cr＋Mn的量在3.0％以上時，在焊縫處混入馬氏體組織，從而使焊縫的性能劣化，因此本發(fā)明將Si＋Cr＋Mn的值限定為1.5～3.0％。
按照上述成分組成制成的軌道鋼，可以使用諸如轉(zhuǎn)爐、電爐等通常使用的熔煉爐進(jìn)行熔煉，將這樣獲得的鋼水進(jìn)行鑄錠、分割法或者連續(xù)鑄造法制坯，然后進(jìn)一步經(jīng)過熱軋法來制造鋼軌。然后，將保持有熱軋后高溫余熱的鋼軌，或者為了熱處理的目的而進(jìn)行高溫加熱的鋼軌軌頭進(jìn)行加速冷卻，從而使鋼軌軌頭的珠光體組織的層間距微細(xì)化。
另外，關(guān)于呈現(xiàn)珠光體組織的范圍，優(yōu)選是以該鋼軌軌頭的表面作為起點(diǎn)至少達(dá)到深度20mm的范圍，如果達(dá)不到20mm，則軌頭耐磨范圍較小，不能獲得滿意的鋼軌長壽命化的效果。另外，如果呈現(xiàn)上述珠光體組織的范圍以該鋼軌軌頭的表面作為起點(diǎn)達(dá)到深度30mm以上的范圍，則可以獲得十分長壽命的效果。
應(yīng)予說明，上述所謂鋼軌軌頭表面是指鋼軌軌頭的頂部和軌頭的側(cè)部，也就是說，特別是指與列車的車輪輪周表面和凸緣接觸的那部分表面。
下面，關(guān)于將珠光體層間距λ(λ＝鐵素體厚度t1＋滲碳體厚度t2)、珠光體組織中滲碳體厚度對鐵素體厚度之比Rc(Rc＝t2/t1)作出如上限定的理由加以說明。
首先說明將珠光體層間距λ限定在100nm以下的理由。
如果層間距在100nm以上，則難以確保珠光體類組織的硬度，這時即使能確保滲碳體的厚度比Rc(Rc＝t2/t1)在0.15以上，也不能確保滿足輪重15噸時重載鐵道的急轉(zhuǎn)彎路段鋼軌所要求的耐磨性。另外，由于軌頭表面上的塑性變形能引進(jìn)裂紋等表面損傷，因此將珠光體的層間距λ限定在100nm以下。
下面說明關(guān)于將珠光體組織中滲碳體厚度(t2)對鐵素體厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)限定在0.15以上的理由，如果Rc在0.15以下，則難以確保緊鄰于滾動接觸面下方的滲碳體的強(qiáng)度(抵抗截?cái)嗪颓驙罨?，而這是為了保證珠光體鋼的耐磨性所必需的，同時也難以提高滲碳體的密度，故與現(xiàn)有的共析成分的鋼軌相比，看不出其耐磨性的提高，因此將Rc限定在0.15以上。
應(yīng)予說明，珠光體層間距λ、鐵素體厚度t1和滲碳體厚度t2的測定是使用硝酸乙醇腐蝕液(nital)和苦味醇液(picral)等腐蝕液進(jìn)行腐蝕，根據(jù)情況，可以對已腐蝕過的樣品進(jìn)行二次腐蝕。然后用掃描型電子顯微鏡在10視野的范圍內(nèi)觀察這些樣品，把在各視野中測得的λ、t1、t2進(jìn)行平均取值。
另外，作為鋼軌的金屬組織，雖然優(yōu)選是珠光體組織，但是根據(jù)鋼軌的冷卻方法和材料的偏析狀態(tài)，有時會在珠光體中產(chǎn)生微量的初析滲碳體。但是即使在珠光體組織中有微量的初析滲碳體生成，也不會對鋼軌的耐磨性、強(qiáng)度、韌性產(chǎn)生較大的影響，因此作為本發(fā)明的珠光體類鋼軌組織，可以含有少量混雜在其中的滲碳體組織。
下面說明本發(fā)明鋼軌各部位的硬度。
圖6示出本發(fā)明鋼軌軌頭截面位置的名稱。軌頭包括軌頭頂部1和軌頭拐角部2，該軌頭拐角部2一側(cè)的一部分是主要與車輪凸緣相接觸的軌距拐角部(G.C)。
本發(fā)明珠光體組織的硬度優(yōu)選范圍在Hv320以上。如果該硬度達(dá)不到Hv320，則難以確保按照本成分體系的重載鐵道用鋼軌所要求的耐磨性，而且在急轉(zhuǎn)彎路段的鋼軌G.C.(gage corner)部由于車輪與鋼軌的強(qiáng)力接觸而產(chǎn)生金屬塑性流變，從而有可能產(chǎn)生細(xì)裂紋和剝皮等表面損傷。
為了進(jìn)一步改善上述軌距拐角部的耐損傷性，在本發(fā)明中，當(dāng)考慮地拐角部的耐損傷的情況時，軌頭拐角部的硬度優(yōu)選在Hv360以上。如果該硬度不到Hv360，則難以確保按照本成分體系的重載鐵道的急拐彎區(qū)段鋼軌軌頭拐角部所要求的耐磨性，另外，在G.C.部，由于鋼軌與車輪的強(qiáng)烈接觸而產(chǎn)生金屬塑性流變，而且容易產(chǎn)生裂紋和剝皮等表面損傷。
另外，軌頭拐角部的高強(qiáng)度化也能夠有效地防止來自拐角部內(nèi)部產(chǎn)生的內(nèi)部疲勞損傷，由于更高碳含量所獲得的更高的硬化也可以防止作為內(nèi)部疲勞損傷起點(diǎn)之一的初析鐵素體的生成，從這兩個觀點(diǎn)來看，不僅在磨損方面，而且在內(nèi)部疲勞損傷壽命方面都獲得了改善，從而能達(dá)到超壽命化的效果。
在此情況下，軌頭頂部的硬度優(yōu)選在Hv250～320。如果該硬度小于Hv250，這時雖然由于接觸面壓的降低和磨損的加快而能防止?jié)L動疲勞層的積蓄，但是其軌頭頂部的強(qiáng)度顯著不足，使得在由于磨損而除去滾動疲勞層之前，諸如裂紋等由塑性變形所引起的損傷就已顯著發(fā)展，而且還可能引進(jìn)波紋狀磨損，因此將軌頭頂部的硬度規(guī)定在Hv250以上。另一方面，如果該硬度超過Hv320，則軌頭頂部的接觸面壓的降低和磨損的加快不充分，從而造成在軌頭頂部積蓄了滾動疲勞層。
這時，關(guān)于軌頭拐角部和軌頭頂部的硬度，如果考慮到受鋼軌磨損影響的使用壽命，在鋼軌的內(nèi)部，最好以鋼軌各處的表面為起點(diǎn)至少20mm的范圍內(nèi)具有所預(yù)定的硬度。
下面詳細(xì)地說明將各冷卻停止溫度范圍和加速冷卻速度作上述限定的理由。
首先說明，從奧氏體區(qū)域溫度開始，按1～10℃/秒的冷卻速度加速冷卻，將冷卻停止溫度定為700～500℃范圍的理由。
如果在700℃以上的溫度停止加速冷卻，則在加速冷卻后立即開始珠光體相變，導(dǎo)致生成粗大而且硬度低的珠光體組織，并且鋼軌軌頭的硬度達(dá)不到Hv320，故將此溫度限定在700℃以下。另外，如果將加速冷卻一直進(jìn)行到500℃以下，則在加速冷卻后不能期望從鋼軌內(nèi)部獲得充分的同流換熱，從而導(dǎo)致在偏析區(qū)生成對鋼軌的韌性和耐磨性有害的馬氏體組織，因此將該溫度限定在500℃以上。也就是說，此處將冷卻停止溫度限定在500℃以上的目的是要使鋼軌內(nèi)部的微偏析區(qū)成為健全的珠光體組織，當(dāng)珠光體組織達(dá)到鋼軌軌頭全體的90％以上時，就表明已結(jié)束了珠光體變相。
如果加速冷卻速度在1℃/秒以下，則在加速冷卻途中就開始了珠光體相變，生成粗大而且低硬度的珠光體組織，導(dǎo)致鋼軌軌頭的硬度達(dá)不到Hv320，并且生成較多的，對鋼軌的韌性和延性有害的初析滲碳體，因此將該冷卻速度限定在1℃/秒以上。另一方面，如果要求使用10℃/秒以上的冷卻速度，則在此情況下不能使用最廉價(jià)而且穩(wěn)定的冷卻劑——空氣，因此將冷卻速度上限規(guī)定為10℃/秒。
因此，為了制造具有Hv320以上硬度的珠光體組織而且耐磨性優(yōu)良的鋼軌，最好是將鋼軌從奧氏體區(qū)域的溫度起直至冷卻停止溫度700～500℃之間按照1～10℃/秒的冷卻速度加速冷卻，以便使其不生成粗大而且硬度低的珠光體組織以及對韌性和耐磨性有害的馬氏體組織，而是在低溫度區(qū)域生成硬度高的珠光體組織。
下面說明，使用空氣以外的霧、噴霧水等的水作為冷卻劑，從奧氏體區(qū)域溫度按10以上～30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻的場合，在珠光體相變進(jìn)行到70％以上時停止冷卻的理由。
首先，如圖2所示，當(dāng)冷卻溫度在10℃/秒以下時，成分必定通過珠光體的端部，但在超過10℃/秒時，只有受限C％的成分才能通過該端部。在后一種情況下，冷卻速度越大，則過冷卻程度越大，如果繼續(xù)按此速度冷卻，則在珠光體組織中混入大量的馬氏體組織。另一方面，在過冷卻程度較大的情況下，即使在某一溫度下停止冷卻也會進(jìn)行一定量的珠光體相變，這時由于珠光體的相變發(fā)熱而能夠在鋼軌頭部的全體完成珠光體相變。根據(jù)具體的實(shí)驗(yàn)，用于完成珠光體相變的限界珠光體相變量在70％以上，現(xiàn)將圖2中示出的0.95％的例子再按概念示出在CCT圖上。從該圖可以看出，如果在達(dá)到75％相變點(diǎn)時停止加速冷卻，則由鋼軌本身可自行同流換熱，并盡可能按照接近于10℃/秒以下的冷卻曲線進(jìn)行，以便由于同流換熱而使其能夠通過珠光體的相變區(qū)。
這一點(diǎn)將在下面更詳述地描述。
首先，在使用水等作為冷卻劑使用的情況下，把從奧氏體區(qū)域的溫度進(jìn)行冷卻的速度限定為10以上～30℃/秒的理由如下，在此情況下其熱處理的生產(chǎn)率要比按1～10℃/秒冷卻的情況下高得多，如圖2的連續(xù)冷卻相變圖所示那樣，與共析鋼相比，過共析鋼的珠光體端部移向更短時間的一側(cè)。另外，在本發(fā)明成分的范圍內(nèi)，該端部存在的位置相當(dāng)于10以上～30℃/秒。由于連續(xù)冷卻能夠強(qiáng)制地抑制珠光體的相變熱，因此，如果按照原來一定的速度冷卻，則會使馬氏體組織混入珠光體組織中，但在實(shí)際的鋼軌熱處理中，根據(jù)鋼軌軌頭所具有的體積，如能一次達(dá)到珠光體相變的端部，則由于鋼軌的質(zhì)量而促進(jìn)充分的珠光體相變。但是，在用水等冷卻劑時，按照10℃/秒以下進(jìn)行水量調(diào)節(jié)不能穩(wěn)定地控制冷卻，因此將其下限值限定為10℃/秒。另外，如果按30℃/秒以上的冷卻速度冷卻，則成分不接觸珠光體的端部，其大部分將變成馬氏體組織，即使進(jìn)到了珠光體的端部，也不能期望達(dá)到70％以上的珠光體相變，在冷卻之后珠光體相變?nèi)圆怀浞?，組織中混有馬氏體組織。
此外，當(dāng)珠光體相變達(dá)到70％以上時停止冷卻的理由如下，因?yàn)槿绻?0以上～30℃/秒連續(xù)加速冷卻至低溫，并在70％以下就停止冷卻，這時即使由于珠光體相變而增加發(fā)熱，也不能使鋼軌軌頭全部完成珠光體的相變。其結(jié)果，在鋼軌軌頭部生成大量的馬氏體，在含有微偏析的鋼軌軌頭內(nèi)部以未相變的狀態(tài)受冷卻，導(dǎo)致其中的島狀馬氏體組織以分散的形態(tài)存在，它們對鋼軌的使用有害，因此必須限定在珠光體端部內(nèi)達(dá)到70％以上的珠光體相變時停止加速冷卻，這樣就可利用鋼軌頭部保持的熱量來促使偏析區(qū)的珠光體相變完全。此處，用于判斷達(dá)到70％的珠光體相變量的方法如下，也就是通過安裝在鋼軌頭部表面的熱電偶來測定冷卻速度，這時由于珠光體相變而發(fā)熱，當(dāng)由于相變發(fā)熱導(dǎo)致的溫度上升即將停止時，就相當(dāng)于約70％的珠光體相變量。
從以上的加速冷卻速度和加速冷卻停止時間來考慮，將加速冷卻速度的范圍限定為10以上～30℃/秒，而將加速冷卻停止時間限定為珠光體相變達(dá)到70％以上。另外，作為獲得10～30℃/秒冷卻速度的方法，可以使用氣霧冷卻、水和空氣混合噴射冷卻，或者將這些方法結(jié)合起來使用，另外，可以通過將鋼軌軌頭或鋼軌全部浸入油、熱水、聚合物＋水、鹽浴中而獲得所需的冷卻速度。
另外，在加速冷卻停止后，將其放冷。放冷時的冷卻速度通常在1℃/秒以下，這時即使在低溫下，事實(shí)上也不會發(fā)生馬氏體相變。
另外，為了改善本發(fā)明的焊縫區(qū)，按照上述加速冷卻的冷卻速度為1～10℃/秒，并在700～500℃時停止加速冷卻的條件即可充分達(dá)到目的。而且，即使是為了改善本發(fā)明的軌頭拐角部的耐損傷性，按照上述的加速冷卻條件也能獲得滿意的結(jié)果。
下面參照實(shí)施例的附圖來詳細(xì)解釋本發(fā)明。
實(shí)施例1表1示出了本實(shí)施例的珠光體組織的本發(fā)明軌道鋼與對比軌道鋼的化學(xué)成分。另外，在表2中示出了這些材料的層間距λ[λ＝(鐵素體厚度t1)＋(滲碳體厚度t2)]、滲碳體厚度t2對鐵素體厚度t1之比Rc(Rc＝t2/t1)以及在西原式磨損試驗(yàn)時的干燥條件下，反復(fù)50萬次后的磨損量測定結(jié)果。
另外，圖3和圖4示出對比軌道鋼和本發(fā)明軌道鋼的層間距(λ)與滲碳體厚度/鐵素體厚度和磨損量的關(guān)系，圖5示出本發(fā)明軌道鋼(No8)的10000倍顯微組織的一例。在圖5中，本發(fā)明的軌道鋼用5％的硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行腐蝕，然后用掃描電子顯微鏡觀察所獲的結(jié)果，圖中的白色部分是滲碳體層，黑色部分是鐵素體層。
各鋼軌的構(gòu)成如下。
·本發(fā)明的鋼軌(10條)，No.1～10該鋼軌是一種對軌頭施加了加速冷卻的熱處理鋼軌，其成分在上述成分范圍內(nèi)，其珠光體層間距λ(λ＝鐵素體厚度t1＋滲碳體厚度t2)在100nm以下，而且在珠光體組織中滲碳體厚度(t2)對鐵素體厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)在0.15以上。
·對比鋼軌(6條)，No.11～16這是一種共析碳素鋼的對比鋼軌。
磨損試驗(yàn)的條件如下。圖7中示出了西原式磨損試驗(yàn)機(jī)。圖中，3指鋼軌試驗(yàn)片、4指配合材料、5指冷卻噴嘴。
·試驗(yàn)機(jī) 西原式磨損試驗(yàn)機(jī)·試驗(yàn)片形狀 圓盤狀試驗(yàn)片(外徑30mm、厚度8mm)·試驗(yàn)荷重 686N·滑動率 9％·配合材料 回火的馬氏體鋼(Hv350)·氣氛 空氣中·冷卻 用壓縮空氣進(jìn)行強(qiáng)制冷卻(流量100N l/min)·重復(fù)次數(shù) 70萬次表1
表2
*比Rc＝滲碳體厚度t2鐵素體厚度t1
從表1和表2可以看出，與對比的軌道鋼相比，本發(fā)明軌道鋼除了在層間距(λ)微細(xì)化之外，其滲碳體厚度(t2)對鐵素體厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)也較高，而且在與對比鋼軌同樣層間距的情況下其磨損量較少，其耐磨性有飛躍的提高。
實(shí)施例2表3示出了本發(fā)明軌道鋼的化學(xué)成分和加速冷卻條件，表4示出了對比軌道鋼的化學(xué)成分和加速冷卻條件。另外，表3和表4示出了加速冷卻后的硬度，并同時示出了在圖7所示的西原式磨損試驗(yàn)中，在以壓縮空氣強(qiáng)制冷卻的條件下重復(fù)70萬次以后磨損量的測定結(jié)果。
另外，在圖8中將表1和表4中所示的本發(fā)明軌道鋼與對比軌道鋼的磨損試驗(yàn)結(jié)果以硬度與磨損量的關(guān)系進(jìn)行比較所獲得的結(jié)果。
另外，某些鋼軌的構(gòu)成如下。
·本發(fā)明鋼軌(16條)，No.17～32。該鋼軌是一種對軌頭施加了加速冷卻的熱處理鋼軌，其成分在上述成分范圍內(nèi)，以該鋼軌的軌頭拐角部和軌頭頂部的表面作為起點(diǎn)，在深度至少為20mm的范圍內(nèi)呈現(xiàn)珠光體組織，上述范圍的珠光體組織的硬度在Hv320以上。
·對比鋼軌(6條)，No.33～38
表3
*在對基底進(jìn)行受控冷卻時，基底表面下1mm點(diǎn)的硬度表4
如圖8所示，與對比軌道鋼相比，本發(fā)明的軌道鋼的含碳量提高，同時其硬度也隨之提高，而且，當(dāng)其硬度與對比鋼軌相同時，其磨損量較少，因此大大提高了耐磨性。
實(shí)施例3表5示出了本實(shí)施例的本發(fā)明軌道鋼與對比鋼的化學(xué)成分和鋼軌熱處理時的加速冷卻速度以及停止加速冷卻時的珠光體組織百分?jǐn)?shù)。另外，表6示出在軌頭熱處理后的軌頭表面硬度(Hv)與西原式磨損試驗(yàn)后的磨損量。示出了用上述圖7所示西原式磨損試驗(yàn)機(jī)測得的鋼軌軌頭材料的磨損試驗(yàn)結(jié)果。
磨損試驗(yàn)條件如下所示。
·試驗(yàn)機(jī) 西原式磨損試驗(yàn)機(jī)·試驗(yàn)片形狀 圓盤狀試驗(yàn)片(外徑30mm、厚度8mm)·試驗(yàn)荷重 686N·滑動率 20％·配合材料 珠光體鋼(Hv390)·氣氛 大氣中(用壓縮空氣強(qiáng)制冷卻)·重復(fù)次數(shù) 70萬次。
表5
*冷卻后在鋼軌軌頭內(nèi)部混入了馬氏體組織和貝氏體組織表6
與現(xiàn)有的共析珠光體鋼相比，本發(fā)明的過共析珠光體鋼軌即使在同一硬度的條件下其耐磨性也較優(yōu)，并且大幅度地改善了彎曲路段外軌鋼軌的耐磨性，另外，在鋪設(shè)于急拐彎路段的外軌的軌距拐角部里面，也不生成以內(nèi)部疲勞裂紋為起點(diǎn)的初析鐵素體，因此，抗內(nèi)部疲勞損傷的性能也很優(yōu)良，而且，通過對急速加速冷卻和冷卻停止的組合，可以使鋼軌的熱處理性能飛躍地提高。
實(shí)施例4表7示出了本實(shí)施例軌道鋼與對比軌道鋼的化學(xué)成分。另外，表8示出了鋼軌軌頭拐角部的加速冷卻速度、加速冷卻后的軌頭拐角部和軌頭頂部的硬度。另外，圖9示出了本發(fā)明鋼軌軌頭部截面硬度分布的一例(No.46)。
表7
表8
*對軌頭頂部和軌頭拐角部按同一冷卻速度進(jìn)行加速冷卻另外，表8中還記載了鋼軌試驗(yàn)片的軌頭拐角部的最大磨損量以及在軌頭頂部是否發(fā)生了表面損傷，該試驗(yàn)是使用如圖10所示按鋼軌和車輪的形狀縮小成1/4加工成的圓盤試驗(yàn)片6、7，用水潤滑的疲勞試驗(yàn)裝置進(jìn)行試驗(yàn)。
另外，某些鋼軌的構(gòu)成如下。
·本發(fā)明鋼軌(10條)，No.54～63這是對軌頭拐角部進(jìn)行了加速冷卻的熱處理鋼軌，其成分在上述成分范圍內(nèi)，該鋼軌軌頭拐角部的硬度在Hv360以上，而且軌頭頂部的硬度在Hv250～320的范圍內(nèi)。
·對比鋼軌(6條)，No.64～69由共析碳素鋼制成的對比鋼軌。
另外，滾動疲勞試驗(yàn)的條件如下。
·試驗(yàn)機(jī) 滾動疲勞試驗(yàn)機(jī)(參照圖10)·試驗(yàn)片形狀 圓盤狀試驗(yàn)片(外徑200mm、鋼軌截面形狀136磅鋼軌的1/4模型)·試驗(yàn)載荷 徑向載荷2.0噸推力載荷0.5噸·扭轉(zhuǎn)角 0.5°(急拐彎路段再現(xiàn))·氣氛 干燥＋水潤滑(60CC/分)·旋轉(zhuǎn)數(shù) 干燥；100rpm、水潤滑；300rpm·重復(fù)次數(shù) 在干燥狀態(tài)下0～5000次，然后在水潤滑下試驗(yàn)70萬次如表7所示，與對比軌道鋼相比，本發(fā)明的軌道鋼提高了碳含量，同時通過熱處理而形成了硬度差，這正如圖9所示，在截面硬度分布上，軌頭拐角部的硬度較軌頭頂部的硬度高，因此軌頭拐角部的最大磨損量也比對比鋼軌少，另外，與那些軌頭拐角部的硬度比軌頭頂部硬度高的現(xiàn)有對比鋼軌相比，具有同等的軌頭頂部的耐表面損傷性。
實(shí)施例5本實(shí)施例是關(guān)于對焊縫區(qū)進(jìn)行改善的試驗(yàn)。表9中示出本實(shí)施例的本發(fā)明軌道鋼和對比軌道鋼的主要化學(xué)成分表9
另外，每種鋼軌的構(gòu)成如下。
本發(fā)明軌道鋼這是一種對鋼軌軌頭進(jìn)行了加速冷卻的熱處理鋼軌，其成分為上述成分，其珠光體的層間距在100nm以下，而且在其珠光體組織中，滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。對比鋼軌由共析碳素鋼制的對比鋼軌。閃光對焊的焊接條件如下。
焊接機(jī)K-355型容量150KVA二次電流最大20,000A夾持力最大125噸焊接量(Upset amount)10mm圖12中示出了本實(shí)施例的焊接后硬度值與距焊縫處的距離的關(guān)系。由該圖可以看出，在本發(fā)明的軌道鋼中，由于脫碳而使焊縫處硬度降低的情況獲得了改善，另外，在受熱影響區(qū)，由于球狀化而使硬度降低的情況也有減少的傾向。另外，在上述的硬度嚴(yán)重降低的位置以外的焊縫處，其硬度與母材硬度之差在Hv30以下。
本發(fā)明的軌道鋼的碳含量高于現(xiàn)有的軌道鋼，其珠光體組織內(nèi)的層間距也更狹，而且為了提高珠光體加工時的耐分?jǐn)嘈?，限定了滲碳體厚度對鐵素體厚度的比例，同時，通過降低焊縫處的硬度，有可能提供一種耐磨性、耐損傷性優(yōu)良的鋼軌，并可以縮短熱處理工序的時間，提高生產(chǎn)效率。
權(quán)利要求
1.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，它按重量％含有C0.85％以上至1.20％，其特征在于，該鋼軌的組織是珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且在珠光體中滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
2.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，它按重量％含有C0.85％以上至1.20％，其特征在于該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
3.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于該鋼軌的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
4.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
5.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，另外還含有Cr0.05～0.50％、Mo0.01～0.20％、V0.02～0.30％、Nb0.002～0.05％、Co0.10～2.00％、B0.0005～0.005％中的一種或兩種以上，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于該鋼軌的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體組織中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
6.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，該鋼軌按重量％含有C0.85以上～1.20％、Si0.10～1.00％、Mn0.40～1.50％，另外還含有Cr0.05～0.50％、M0.01～0.20％、V0.02～0.30％、Nb0.002～0.05％、Co0.10～2.00％、B0.0005～0.005％中的一種或兩種以上，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，其特征在于該鋼軌從其軌頭表面為起點(diǎn)的深度為20mm范圍內(nèi)的組織為珠光體，上述珠光體的珠光體層間距在100nm以下，而且珠光體類組織中的滲碳體厚度對鐵素體厚度之比在0.15以上。
7.一種根據(jù)權(quán)利要求1或2的焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，焊縫處的硬度與母材硬度之差在Hv30以下。
8.一種根據(jù)權(quán)利要求3至6中任一項(xiàng)的焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌，其特征在于，所述的鋼軌中還含有按重量％計(jì)的化學(xué)成分Si＋Cr＋Mn1.5～3.0％。
9.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，所述鋼軌具有權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述的化學(xué)成分，其特征在于，該方法由下述工序組成把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋；然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥?，從奧氏體的溫度按1～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的溫度達(dá)到700～500℃時停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
10.一種耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌具有權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分，其特征在于，該方法由下述工序組成把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥墸瑥膴W氏體的溫度按10℃以上～30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的珠光體相變進(jìn)行到70％以上時停止加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
11.一種耐磨性和耐損傷性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌具有權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述化學(xué)成分，其特征在于，該方法由下述工序組成把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥壾夘^拐角部，從奧氏體的溫度按1～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的軌頭拐角部的溫度降到700～500℃時停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌的軌頭拐角部的硬度在Hv360以上，而且軌頭頂部的硬度為Hv250～320。
12.一種耐磨性和耐損傷性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌具有權(quán)利要求1至6中任一項(xiàng)所述的化學(xué)成分，其特征在于，該方法由下述工序組成把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥壾夘^拐角部，從奧氏體的溫度按10℃以上～30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的珠光體相變進(jìn)行到70％以上時停止加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌的軌頭拐角部的硬度達(dá)到Hv360以上，而且軌頭頂部的硬度為Hv250～320。
13.一種焊接性和耐磨性優(yōu)良的珠光體類鋼軌的制造方法，該鋼軌具有在權(quán)利要求7或8中所述的化學(xué)成分，其特征在于，該方法由下述工序組成把經(jīng)過熔融、鑄造的鋼進(jìn)行熱軋，然后將保持有熱軋后余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訜岬匿撥墸瑥膴W氏體的溫度按1～10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，待該鋼軌的溫度降到700～500℃時，停止該加速冷卻，然后將其放冷，使該鋼軌從其軌頭表面至深度20mm范圍內(nèi)的硬度達(dá)到Hv320以上。
全文摘要
提高重載鐵道急拐彎路段鋼軌所要求的耐磨性和耐損傷性。一種耐磨性、耐損傷性優(yōu)良的珠光體類鋼軌及其制造方法，其特征在于，該鋼軌含有C0.85以上～1.2％、Si0.10～1.00％，Mn0.40～1.50％，根據(jù)需要還可以含有Mo、V、Nb、Co、B中的一種或兩種以上，將保持有熱軋高溫余熱的鋼軌或?yàn)榱藷崽幚矶訙刂粮邷氐匿撥壍能夘^部分從奧氏體的溫區(qū)至冷卻停止溫度700～500℃之間以1～10℃/秒的速度進(jìn)行加速冷卻，以使軌頭的硬度在20mm深的范圍內(nèi)在Hv320以上。
文檔編號C21D9/04GK1140473SQ95191600
公開日1997年1月15日 申請日期1995年11月13日 優(yōu)先權(quán)日1994年11月15日
發(fā)明者上田正治, 影山英明, 內(nèi)野耕一, 馬場園浩二, 久多良木獻(xiàn) 申請人:新日本制鐵株式會社