專利名稱：：耐磨損性和耐疲勞損傷性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及耐磨損性(wearresistance)和耐疲勞損傷性(rollingcontactfatigue(RCF)resistance)優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌(internalhighhardnesstypepearliticrail)及其帝!j造方法，具體而言，涉及實現(xiàn)在如貨車重量(weightoffreightcar)重并且急曲線(highcurveline)多的海外的礦山鐵路那樣的、苛刻的高軸重條件(high-axleloadcondition)下使用的軌道的長壽命化(longeroperatinglife)的耐磨損性和耐疲勞損傷性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌及其制造方法。
背景技術(shù)：
：在以礦石(mineralore)的運輸為主體的高軸重鐵路(high-axleloadrailway)上，施加在貨車的車軸(axle)上的載重遠大于客車(passengercar),鋼軌的使用環(huán)境(useenvironment)也變得苛亥ij。在這樣的環(huán)境下使用的鋼軌，以往，從重視耐磨損性(significantconcernofwearresistance)的觀點出發(fā)，使用主要具有珠光體組織(pearliticstmcture)的鋼。但是，近年來，為了有效地利用鐵路進行運輸，對貨車的載重量(carryingcapacity)進一步增加，要求進一步提高耐磨損性和耐疲勞損傷性。而且，高軸重鐵路是指，列車或貨車的載重量大(每輛貨車的載重量為例如約150噸以上)的鐵路。近年來，以進一步提高耐磨損性為目標(biāo)而進行了各種各樣的研究。例如，在日本特開平8-109439號公報及日本特開平8-144016號公報中，將C量增加至大于0.85質(zhì)量％且在1.20質(zhì)量％以下，另外，在日本特開平8-246100號公報及日本特開平8-246101號公報中，使C量為大于0.85質(zhì)量％且在1.20質(zhì)量％以下，并對鋼軌頭部(railhead)實施熱處理等，通過如上增加C量、從而使?jié)B碳體比率(cementiteratio)增加，來謀求耐磨損性的提高等。另一方面，在高軸重鐵路的曲線區(qū)間的鋼軌上，由于施加了車輪產(chǎn)生的滾動應(yīng)力和離心力產(chǎn)生的滑動力，因此鋼軌的磨損更加嚴(yán)重，并且產(chǎn)生由滑動引起的疲勞損傷。若如上所述僅使C量為大于0.85質(zhì)量％且在1.20質(zhì)量％以下，則根據(jù)熱處理條件生成先共析滲碳體組織，并且脆的珠光體層狀組織的滲碳體層的量增加，因此不能期待耐疲勞損傷性的提高。因此，在日本特開2002-69585號公報中，提出了通過Al、Si的添加來抑制先共析滲碳體生成，從而使耐疲勞損傷性提高的技術(shù)。但是，Al的添加會生成成為疲勞損傷起點的氧化物等，難以滿足具有珠光體組織的鋼軌的耐磨損性和耐疲勞損傷性兩特性。以提高鋼軌的使用壽命為目標(biāo)，在日本特開平10-195601號公報中，通過以鋼軌的頭部拐角部及頭頂部的表面為起點至少深20mm的范圍在Hv370以上，來謀求鋼軌使用壽命的提高。另外，在日本特開2003-293086號公報中，通過控制珠光體塊(pearliteblock),使以鋼軌頭部拐角部及頭頂部的表面為起點至少深20mm的范圍的硬度在Hv300500的范圍內(nèi)，由此來謀求鋼軌使用壽命的提高。但是，珠光體鋼軌的使用環(huán)境進一步苛刻化，為了提高珠光體鋼軌的使用壽命，更高硬度化且硬化深度范圍(rangeofhardeningdepth)的擴大成為課題。本發(fā)明時為了解決該課題而完成的，提供與以往的亞共析型(hypoeutectoidtype)、共析型(eutectoidtype)及過共析型(hypereutectoidtype)珠光體鋼軌相比，通過進行Si、Mn、Cr添加的優(yōu)化，并進行淬透性指數(shù)(hardenabilityindex)(以下，稱為DI)和碳當(dāng)量(carbonequivalent)(以下，稱為Qq)的優(yōu)化，從而使至少以鋼軌頭頂部的表面為起點深25mm范圍內(nèi)的硬度提高，耐磨損性和耐疲勞損傷性兩特性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌及其優(yōu)選的制造方法。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明人為了解決上述的課題，制造了使Si、Mn、Cr的含量變化了的珠光體鋼軌，并對其組織、硬度、耐磨損性及耐疲勞損傷性進行深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使由Mn含量[。/。Mn]和Cr含量[。/。Cr]算出的[。/。Mn]/[。/。Cr]的值為0.3以上且小于1.0，珠光體層的片層(以下，簡稱為片層(lamdla))間距微小化，以從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的硬度定義的鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480，耐磨損性和耐疲勞損傷性提高。并且可知，通過進一步使淬透性指數(shù)(艮卩DI值)在5.68.6的范圍內(nèi)，使碳當(dāng)量(即C叫)在1.04~1.27的范圍內(nèi)，使由Mn含量[。/。Mn]、Cr含量[。/。Cr]、Si含量[。/。Si]算出的[%Mn]+[%0]+[%81]的值在1.55-2.50質(zhì)量％的范圍內(nèi)，可以穩(wěn)定地維持提高耐磨損性和耐疲勞損傷性的效果。本發(fā)明基于上述見解而完成。艮P，本發(fā)明是一種耐磨損性和耐疲勞損傷性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，具有如下組成含有C:0.73~0.85質(zhì)量％、Si:0.5-0.75質(zhì)量％、Mn:0.3-1.0質(zhì)量％、P:0.035質(zhì)量％以下、S:0.0005~0.012質(zhì)量％、Cr:0.2~1.3質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，將Mn含量記為[%Mn]、Cr含量記為[%Cr]時，[%Mn]/[%Cr]的值為0.3以上且小于1.0，以從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的維氏硬度來定義的鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480。本發(fā)明的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，將所述組成的C含量記為[%C]、Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[。/。Mn]、P含量記為[n/。P]、S含量記為[。/。S]、Cr含量記為[。/oCr]時，優(yōu)選滿足由下述(l)式算出的DI值在5.6~8.6的范圍內(nèi)，并且由下述(2)式算出的C叫值在1.04~1.27的范圍內(nèi)。DI=(0.548[%C]1/2)X(l+0.64[%Si])X(l+4.1[%Mn])X(1+2.83[%P])X(l-0.62[%S])X(l+2.23[%Cr])......(1)Ceq=[%C]+([%Si]/ll)+([%Mn]/7)+([%Cr]/5.8)……(2)并且，將所述組成的Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[。/。Mn]、Cr含量記為[o/。Cr]時，優(yōu)選滿足[。/。Si]+[o/。Mn]+[o/。Cr]的值在1.55~2.50質(zhì)量%的范圍內(nèi)。而且，在上述組成的基礎(chǔ)上，還優(yōu)選含有選自V:0.001~0.30質(zhì)量％、Cu:1.0質(zhì)量％以下、Ni:1.0質(zhì)量％以下、Nb:0.001~0.05質(zhì)量。/。及Mo:0.5質(zhì)量％以下中的1種或2種以上。并且，本發(fā)明的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，優(yōu)選從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的珠光體層的片層間距為0.04~0.15pm。并且，本發(fā)明是一種耐磨損性和耐疲勞損傷性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的制造方法，其特征在于，將具有上述組成的鋼材熱軋成鋼軌形狀，使終軋溫度為850~950°C，接著，以1.25'C/秒的冷卻速度，將鋼軌頭部的表層從珠光體相變開始溫度以上的溫度快速冷卻至400~650°C。根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地制造遠優(yōu)于以往的珠光體鋼軌的具有耐磨損性及耐疲勞損傷性的珠光體鋼軌，有助于高軸重鐵路的珠光體鋼軌的高壽命化、鐵路事故的防止，帶來產(chǎn)業(yè)上有益的效果。圖1A、圖1B是表示評價耐磨損性的西原式磨損試驗片的圖，圖1A為俯視圖，圖1B側(cè)視圖。圖2是表示西原式磨損試驗片的釆集位置的鋼軌頭部的截面圖。圖3A、圖3B是表示評價耐疲勞損傷性的西原式磨損試驗片的圖，圖3A為俯視圖，圖3B側(cè)視圖。(標(biāo)號的說明)1從珠光體鋼軌采集的西原式磨損試驗片1一H锏t4r々l如rVi主曰如泣佳iVi7TK広+敘+日二+7T厶I"Ll<a〃、化J十乂b^;口IJp'J^(X広W,、木H'JM;爾>、貯，lb從鋼軌頭部的內(nèi)部采集的西原式磨損試驗片2疲勞試驗片3鋼軌頭部具體實施例方式對以本發(fā)明的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的組成為代表的各必要條件的限定理由進行說明。C:0.73~0.85質(zhì)量％C在珠光體組織中形成滲碳體，是用于確保耐磨損性的必須元素，耐磨損性隨著含量的增加而提高。但是，若含量小于0.73質(zhì)量％，則難以得到比以往的熱處理型珠光體鋼軌優(yōu)良的耐磨損性。并且，若含量大于0.85質(zhì)量％，則熱軋后的相變時先共析滲碳體在奧氏體晶界上產(chǎn)生，疲勞損傷性顯著降低。因此，使C量為0.73-0.85質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.75~0.85質(zhì)量％。Si:0.5~0.75質(zhì)量％Si作為脫氧劑及珠光體組織的強化元素，需要含有0.5質(zhì)量％以上，但是，若含量超過0.75質(zhì)量％，則由于Si具有高的與氧的結(jié)合力，因而焊接性變差。而且，由于Si的高淬透性，因此馬氏體組織容易在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成。因此，使Si量為0.5~0.75質(zhì)量%。更優(yōu)選為0.50.70質(zhì)量％。Mn:0.3-1.0質(zhì)量％Mn通過使珠光體相變溫度降低而使片層間距變小，從而有助于內(nèi)部高硬度型鋼軌的高強度化及高延展性的元素，但是過量添加使珠光體的平衡相變溫度降低，其結(jié)果是，過冷度變小、片層間距粗大化。若其含量小于0.3質(zhì)量％，則不能得到充分的效果，若大于1.0質(zhì)量％，則容易產(chǎn)生馬氏體組織，熱處理和焊接時發(fā)生硬化、變脆，材質(zhì)容易並罷卄A日rU由riV水處AlA乂+々口々口亞^Af士FI亦、、/曰存0+l收乂CCmT7FT曰瑜乂&。兀jzl，i>h*i夂〃入/y外夕ui干m-八、i'i天ji口乂f皿/又Liiir屮i"，口mj^t;j^片層間距的粗大化。因此，使Mn量為0.3~1.0質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.3~0.8質(zhì)量％。P:0.035質(zhì)量％以下含有超過0.035。/。的P使延展性變差。因此，使P量為0.035質(zhì)量%以下。更優(yōu)選為0.020質(zhì)量％以下。S:0.0005~0.012質(zhì)量％S主要以A類夾雜物的形態(tài)存在于鋼材中，但若其含量超過0.012質(zhì)量％，則該夾雜物量顯著增加，同時生成粗大的夾雜物，因而鋼材的潔凈性變差。并且，若其含量小于0.0005質(zhì)量％，則導(dǎo)致煉鋼的成本增加。因此，使S量為0細5~0.012質(zhì)量％。優(yōu)選為0扁5~0.010質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.0005~0.008質(zhì)量％。Cr:0.21.3質(zhì)量％Cr是在使珠光體平衡相變溫度上升而有助于片層間距的微小化的同時，通過固溶強化帶來更高強度的元素。但是，若其含量小于0.2質(zhì)量％，則不能得到充分的內(nèi)部硬度，另一方面，若添加大于1.3質(zhì)量％，則淬透性過高，生成馬氏體，耐磨損性及耐疲勞損傷性降低。因此，使Cr量為0.2~1.3質(zhì)量％。優(yōu)選為0.31.3質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.5~1.3質(zhì)量％。/[%Cr]:0.3以上且小于1.0Mn及Cr是為了使內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的硬度上升而添加的元素。若Mn含量[y。Mn]和Cr含量[。/。Cr]的平衡不合適，則在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成馬氏體。而且，和[MCr]的單位均為質(zhì)量％。若[o/。Mn]/[o/。Cr]的值小于0.3，貝ljCr的添加量增多，由于Cr的高淬透性，因此容易在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成馬氏體。并且，若[。/。Mn]/[o/。Cr]的值為1.0以上，則Mn的添加量增多，由于Mn的高淬透性，因此同樣地容易在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成馬氏體。在使Mn、Cr的含量分別在上述范圍內(nèi)的基礎(chǔ)上，使[。/。Mn]/[。/。Cr]的值為0.3以上且小于1.0，由此，可以防止向表層的馬氏體的生成，并將鋼軌頭部的內(nèi)部硬度(從內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的頭部表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的硬度)控制在后述的范圍內(nèi)。因此，使[MMn]/[y。Cr]的值為0.3以上且小于1.0。優(yōu)選為0.3以上、0.9以下。DI:5.6~8.6DI值是將C含量記為[。/。C]、Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[%Mn]、P含量記為[。/。P]、S含量記為[。/。S]、Cr含量記為[。/。Cr]時，由下述(l)式算出的值。而且，[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%P]、[%S]、[%Cr]的單位均為質(zhì)量％。DI=(0.548[%C]1/2)X(l+0.64[%Si])X(l+4.1[%Mn])X(1+2.83[%P])X(l-0.62[%S])X(l+2.23[%Cr])......(1)該DI值表示淬透性，并作為判斷淬透性的好壞的指標(biāo)來應(yīng)用，在本發(fā)明中，作為用于抑制馬氏體在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成和達到鋼軌頭部的內(nèi)部硬度的目標(biāo)值的指標(biāo)來使用，優(yōu)選維持在合適的范圍內(nèi)。若DI值小于5.6，則雖然可以得到所希望的內(nèi)部硬度，但接近目標(biāo)硬度范圍的下限，因而不能期待耐磨損性、耐疲勞損傷性的進一步提高。并且，若DI值超過8.6，則內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的淬透性上升，容易在鋼軌頭部的表層生成馬氏體。因此，優(yōu)選使DI值為5.6~8.6。更優(yōu)選為5.6~8.2。Ceq:1.04~1.27Ceq值是將C含量記為[。/。C]、Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[%Mn]、Cr含量記為[%Cr]時，由下述(2)式算出的值。而且，[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%0:]的單位均為質(zhì)量％。Ceq=[%C]+([%Si]/ll)+([%Mn]/7)+([%Cr〗/5.8)......(2)該Ceq值是用于出合金成分的混合比例估算所得到的最大硬度和焊接性，但在本發(fā)明中，作為用于抑制馬氏體在內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的表層生成和達到鋼軌頭部的內(nèi)部硬度的目標(biāo)值的指標(biāo)來使用，優(yōu)選維持在合適的范圍內(nèi)。若Ceq值小于1.04，則雖然可以得到所希望的內(nèi)部硬度，但接近目標(biāo)硬度范圍的下限，因而不能期待耐磨損性、耐疲勞損傷性的進一步提高。并且，若Ceq值大于1.27，則內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的淬透性上升，容易在鋼軌頭部的表層生成馬氏體。因此，優(yōu)選使Ceq值為1.041.27。進一步優(yōu)選為1.041.20。鋼軌頭部的內(nèi)部硬度(從內(nèi)部硬度型珠光體鋼軌的頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的硬度)為Hv380以上且小于Hv480若鋼軌頭部的內(nèi)部硬度小于Hv380，則鋼的耐磨損性降低，內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的使用壽命降低。另一方面，若達到Hv480以上，則生成馬氏體，鋼的耐疲勞損傷性降低。因此，使鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480。并且，將鋼軌頭部的內(nèi)部硬度的定義域設(shè)為從內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的原因在于，若深度小于25mm，則隨著從鋼軌頭部的表層向內(nèi)部延伸，內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的耐磨損性降低，使用壽命降低。更優(yōu)選鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為大于Hv390且小于Hv480。+[%Mn]+[%Cr]:1.55~2.50質(zhì)量％若Si含量[。/。Si]、Mn含量[%Mn]和Cr含量[%Cr]的總計(呵o/。Si]+[Q/。Mn]+[MCr])的值小于1.55質(zhì)量％，則難以滿足鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480。并且，若大于2.50質(zhì)量％，則由于Si、Mn、Cr的高淬透性，因此生成馬氏體組織，延展性及韌性有降低的傾向。因此，優(yōu)選使[。/。Si]+[。/。Mn]+[o/。Cr]的值為1.552.50質(zhì)量%。更優(yōu)選為1.55~2.30質(zhì)量％。而且，[%Si]、[%Mn]、[。/。Cr]的單位均為質(zhì)量％。關(guān)于上述組成，還可以根據(jù)需要，添加選自V:0.001~0.30質(zhì)量％、Cu:1.0質(zhì)量％以下、Nh1.0質(zhì)量％以下、Nb:0.001--0.05質(zhì)量％及Mo:0.5質(zhì)量％以下中的1種或2種以上。V:0.001-0.30質(zhì)量％V形成碳氮化物，并向基底中分散析出，使耐磨損性提高，但若小于0.001質(zhì)量％，則該效果減弱，另一方面，若大于0.30質(zhì)量％，則加工性變差，制造成本增加。并且，由于合金成本增加，因此內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的成本增加。因此，在添加V時，優(yōu)選使V量為0.001-0.30質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.001-0.15質(zhì)量％。Cu:1.0質(zhì)量％以下Cu與Cr同樣是通過固溶強化來實現(xiàn)更高強度的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加的Cu含量為0.005質(zhì)量％以上。但是，若其含量大于1.0質(zhì)量％，則容易產(chǎn)生Cu裂紋。因此，在添加Cu時，優(yōu)選Cu含量為1.0質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.005~0.5質(zhì)量％。Ni:1.0質(zhì)量％以下Ni是不使延展性變差而實現(xiàn)高強度的元素。并且，由于通過與Cu復(fù)合添加可抑制Cu裂紋，因此優(yōu)選在添加Cu時也添加Ni。為了得到該效果，優(yōu)選Ni含量為0.005%以上。但是，通過添加大于1.0質(zhì)量％，淬透性上升，生成馬氏體，耐磨損性和耐疲勞損傷性有降低的傾向。因此在添加N時，優(yōu)選使Ni量為1.0質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.005~0.5質(zhì)量％。Nb:0.001~0.05質(zhì)量％Nb與鋼中的C結(jié)合、在壓制時和壓制后以碳化物形式析出，并有效地對珠光體晶團尺寸的微小化產(chǎn)生作用。其結(jié)果是，使耐磨損性、耐疲勞損傷性、延展性大幅提高，大大地有助于內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的長壽命化。為了得到該效果，優(yōu)選使Nb含量為0.001質(zhì)量％以上。并且，即使添加大于0.05質(zhì)量％，耐磨損性、耐疲勞損傷性的提高效果飽和，也不能得到與添加量相應(yīng)的效果。因此，添加Nb時，優(yōu)選使Nb量為0.001~0.05質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.001~0.03質(zhì)量％。Mo:0.5質(zhì)量％以下Mo是通過固溶強化來實現(xiàn)更高強度的元素。為了得到該效果，優(yōu)選使Mo含量為0.005質(zhì)量％以上。若大于0.5質(zhì)量％，則容易生成貝氏體組織，耐磨損性有降低的傾向。因此，添加Mo時，優(yōu)選Mo量為0.5質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.005-0.3質(zhì)量％。從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的珠光體層的片層間距0.04~0.15|im關(guān)于珠光體層的片層間距，其越細小，內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的硬度越上升，從提高耐磨損性及耐疲勞損傷性的觀點出發(fā)變得有利，但片層間距若大于0.15pm，則這些特性的提高變得不充分，因此優(yōu)選為0.15pm以下。并且，若要使片層間距小于0.04)im，則要使淬透性提高，使用更微細化的技術(shù)，這種情況下，容易在表層生成馬氏體，給耐疲勞損傷性帶來不良影響。因此，優(yōu)選使片層間距為0.04pm以上。而且，代替本發(fā)明的組成中的余量Fe的一部分，而在實質(zhì)上不影響本發(fā)明的作用效果的范圍內(nèi)含有其他的微量成分元素的珠光體鋼軌，也屬于本發(fā)明。這里，作為雜質(zhì)，可以列舉P、N、0等，P如上所述，能容許達到0.035質(zhì)量％。并且，N能容許達到0.006質(zhì)量％，O能容許達到0.004質(zhì)量％。而且本發(fā)明中，能容許作為雜質(zhì)混入的Ti分別達到0.0010%。特別是，Ti形成氧化物，導(dǎo)致作為鋼軌的基本特性的耐疲勞損傷性的降低，因而優(yōu)選將其含量控制在0.0010%以下。本發(fā)明的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，優(yōu)選如下制造將具有本發(fā)明的組成的鋼材熱軋成鋼軌形狀，使終軋溫度為850~950°C，接著，以1.25T:/秒的冷卻速度(coolingrate)，將軌形體的至少頭部從珠光體相變開始溫度(pearlitetransformationstartingtemperature)以上的溫度快速冷卻(slackquenching)至400-650°C。下面對終軋溫度(rollfinishingtemperature):850950°C、快速冷卻的冷卻速度1.25'C/秒及冷卻停止溫度(coolingstoptemperature):400~650°C的理由進行說明。終軋溫度850~950°C終軋溫度低于85(TC時，進行軋制直至奧氏體低溫區(qū)域(low-temperatureofausteniterange),不僅力口工應(yīng)變(processingstrain)被導(dǎo)入奧氏體晶粒(austenitegrainsize),而且奧氏體晶粒的延伸程度也變得顯著。由于位錯(dislocation)的導(dǎo)入和奧氏體晶界面積(austenitegrainboundaryarea)的增力Q，珠光體成核部位(pearlitenucleationsite)增力口，雖然珠光體晶團尺寸(pearlitecolonysize)微小化，但是由于珠光體成核部位的增加，珠光體相變開始溫度上升，珠光體層的片層間距粗大化，因而耐磨損性顯著降低。另一方面，終軋溫度超過95(TC時，由于奧氏體晶粒變得粗大，因此最終得到的珠光體晶團尺寸變得粗大，耐疲勞損傷性降低。因此，優(yōu)選使終軋溫度為S5095(TC。從珠光體相變開始溫度以上的溫度起的冷卻速度1.25。C/秒冷卻速度小于1.2T:/秒時，珠光體相變開始溫度上升，珠光體層的片層間距粗大化，耐磨損性、耐疲勞損傷性顯著降低。另一方面，冷卻速度大于5。C/秒時，生成馬氏體組織(martensiticstructure),延展性(ductility)和韌性(toughness)降低。因此，優(yōu)選使冷卻速度在1.2~5°C/秒的范圍內(nèi)。更優(yōu)選為1.24.6X:/秒。雖然珠光體相變開始溫度根據(jù)冷卻速度而發(fā)生變化，但在本發(fā)明中是指平衡相變溫度(equilibriumtransformationtemperature),在本發(fā)明的成分范圍內(nèi)，從720°C以上起采用該范圍的冷卻速度即可。冷卻停止溫度400~650°C在本發(fā)明所述的組成、冷卻速度的情況下，為了通過1.25t:/秒的范圍的冷卻速度得到均質(zhì)的珠光體組織，作為冷卻停止溫度，優(yōu)選確保比平衡相變溫度低約7(TC以上的溫度。但是，若冷卻停止溫度小于40(TC，則由于冷卻時間增大，因此導(dǎo)致內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的成本上升。因此，優(yōu)選使冷卻停止溫度為40065(TC。更優(yōu)選為450650。C。下面，對耐磨損性、耐疲勞損傷性、鋼軌頭部的內(nèi)部硬度、片層間距的測定及評價方法進行說明。(耐磨損性)關(guān)于耐磨損性，雖然最優(yōu)選通過實際鋪設(shè)內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌來進行評價，但那樣的話試驗需要很長時間。因此，在本發(fā)明中，采用可在短時間內(nèi)評價耐磨損性的西原式磨損試驗機(Nishiharatyperollingcontacttestmachine),通過模擬實際的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌與車輪的接觸條件(conditionofrailandwheelcontact)的比較試驗來進行評價。從鋼軌頭部采集外徑30mm的西原式損耗試驗片1，并使其如圖l所示地與疲勞試驗片2接觸、旋轉(zhuǎn)而進行試驗。圖1中的箭頭，分別表示西原式磨損試驗片1和疲勞試驗片2的旋轉(zhuǎn)方向。疲勞試驗片是指，從JISE1101中記載的普通鋼軌的頭部采集32mmO的圓棒，進行熱處理，使其維氏硬度(載荷98N)為HV390、組織成為回火馬氏體組織，然后，加工成圖1所示的形狀，將其作為疲勞試驗片。而且，西原式磨損試驗片1如圖2所示，從鋼軌頭部3的2處采集。將從鋼軌頭部3的表層采集的試驗片記為西原式磨損試驗片la，從內(nèi)部釆集的試驗片記為西原式磨損試驗片lb。從鋼軌頭部3的內(nèi)部采集的西原式磨損試驗片lb的長度方向的中心，位于距鋼軌頭部3的上表面2426mm(平均值25mm)的深度。試驗環(huán)境條件為干燥狀態(tài)，在接觸壓力(contactpressure):1.4GPa、滑移率(slipratio):-10%、旋轉(zhuǎn)速度675rpm(疲勞試驗片為750rpm)的條件下測定10萬轉(zhuǎn)后的磨損量。比較磨損量的大小時，采用熱處理型珠光體鋼軌作為成為標(biāo)準(zhǔn)的鋼材，在磨損量比該標(biāo)準(zhǔn)鋼材少10%以上的情況下，判斷為耐磨損性提高。而且，耐磨損性提高率，通過{(標(biāo)準(zhǔn)材料的磨損量-試驗材料的磨損量)/(標(biāo)準(zhǔn)材料的磨損量"xioo算出。(耐疲勞損傷性)關(guān)于耐疲勞損傷性，以曲率半徑為15mm的曲面作為接觸面，從鋼軌頭部采集直徑為30mm的西原式磨損試驗片1，如圖3所示使其與疲勞試驗片2接觸、旋轉(zhuǎn)來進行試驗。圖3中的箭頭，分別表示西原式磨損試驗片1和疲勞試驗片2的旋轉(zhuǎn)方向。而且，西原式磨損試驗片1如圖2所示，從鋼軌頭部3的2處采集。由于采集西原式磨損試驗片1的位置及疲勞試驗片與上述相同，因此省略說明。試驗環(huán)境為油潤滑條件，在接觸壓力2.2GPa、滑移率-20%、旋轉(zhuǎn)速度600rpm(疲勞試驗片為750rpm)的條件下，每旋轉(zhuǎn)2萬5千次觀察試驗片表面，將產(chǎn)生0.5mm以上的裂紋的時刻的旋轉(zhuǎn)數(shù)(numberofrotations)作為疲勞損傷壽命。比較疲勞損傷壽命的大小時，采用熱處理型珠光體鋼軌作為成為標(biāo)準(zhǔn)的鋼材，在疲勞損傷時間比該標(biāo)準(zhǔn)鋼材長10%以上的情況下，判斷為耐疲勞損傷性提高。而且，耐疲勞損傷性提高率，通過{(試驗材料的疲勞損傷發(fā)生為止的旋轉(zhuǎn)數(shù)-標(biāo)準(zhǔn)材料的疲勞損傷發(fā)生為止的旋轉(zhuǎn)數(shù))/(標(biāo)準(zhǔn)材料的疲勞損傷發(fā)生為止的旋轉(zhuǎn)數(shù))}X100算出。(鋼軌頭部的內(nèi)部硬度)在載荷98N、間距l(xiāng)mm的條件下測定從鋼軌頭部的表層到深25mm的范圍的維氏硬度。然后，在所有的硬度中，將最小值作為鋼軌頭部的內(nèi)部硬度。(片層間距)使用掃描電子顯微鏡(SEM)分別對鋼軌頭部的表層附近(約深lmm)和深25mm的位置，以7500倍的倍率對任意5個視野內(nèi)進行觀察。而且在片層間距存在最窄部分的情況下，以20000倍的倍率進行觀察，并進行視野內(nèi)的片層間距的測定。而且，7500倍的倍率的視野內(nèi)不存在片層狹窄的部分時、或片層的斷面相對于片層面不垂直而變得傾斜時，更換至其他的視野來進行測定。片層間距，采用5個視野的片層間距測定值的平均值來進行評價。實施例(實施例1)對具有表1所示組成的鋼材，在表2所示的條件下進行軋制、冷卻，制造珠光體鋼軌。冷卻只對鋼軌頭部進行，冷卻停止后放冷。對該珠光體鋼軌，進行維氏硬度、片層間距、耐磨損性及耐疲勞損傷性的評價。將其結(jié)果示于表3。表2中的終軋溫度是指，將用放射溫度計測定的精軋機入口側(cè)的鋼軌頭部側(cè)面表層的溫度的值表示為終軋溫度。冷卻停止溫度，將用放射溫度計測定的冷卻設(shè)備出口側(cè)的鋼軌頭部側(cè)面表層的溫度的值表示為冷卻停止溫度。冷卻速度，將從冷卻開始到停止期間的溫度的時間變化作為冷卻速度。由這些結(jié)果可知，通過使[。/。Mn]/[。/。Cr]的值為0.3以上且小于1.0，至少從鋼軌頭部的表層到25mm范圍內(nèi)為Hv380以上且小于Hv480，且耐磨損性及耐疲勞損傷性提高?？芍硪环矫妫?-L至1-Q所示，/[o/。Cr]的值偏離0.3以上且小于1.0的范圍時，鋼軌頭部的內(nèi)部(即從表層到深25mm的位置)的硬度不滿足Hv380以上且小于Hv480，耐磨損性及耐疲勞損傷性降低，或在鋼軌頭部的表層附近生成馬氏體，耐疲勞損傷性降低。并且可知，如發(fā)明例中l(wèi)-B至l-G、l-S至l-U所示，當(dāng)滿足DI值為5.6~8.6、C叫值為1.04~1.27時，與l-H至l-K相比，耐磨損性及耐疲勞損傷性提高。而且可知，發(fā)明例中如1-R所示，當(dāng)不能將[。/。Si]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值控制在1.552.50質(zhì)量％時，雖然從鋼軌頭部的表層到深25mm內(nèi)部的位置的硬度滿足Hv380以上且小于Hv480，但是與將[。/oSi]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值控制在1.55~2.50質(zhì)量％的情況相比，珠光體鋼軌的特性降低。(實施例2)對具有表4所示組成的鋼材，在表5所示條件下進行軋制、冷卻，制造珠光體鋼軌。冷卻只對鋼軌頭部進行，冷卻停止后放冷。對該珠光體鋼軌，與實施例1同樣地進行進行維氏硬度、片層間距、耐磨損性及耐疲勞損傷性的評價。將該結(jié)果示于表6。由這些結(jié)果可知，如2-B至2-J、2-T至2-V所示，通過優(yōu)化Si、Mn、Cr的添加量，使[。/。Mn]/[。/。Cr]的值為0.3以上且小于1.0，將[。/。Si]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值控制在1.552.50質(zhì)量％，并且在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)添加選自V、Cu、Ni、Mo中的1種或2種以上的成分，耐磨損性及耐疲勞損傷性提高。并且，發(fā)明例中，如2-B、2-C、2-E、2-F、2-J、2-T至2-V所示，由于將DI值控制在5.6~8.6，將Qq值控制在1.04~1.27，因此與2-D、2-G至2-I相比，耐磨損性及耐疲勞損傷性提高。而且可知，發(fā)明例中如2-D、2-1所示，當(dāng)不能將[。/。Si]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值控制在1.552.50質(zhì)量％時，雖然從鋼軌頭部的表層到深25mm內(nèi)部的位置的硬度滿足Hv380以上且小于Hv480，但是與將[。/。Si]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值控制在1.55~2.50質(zhì)量％的情況相比，珠光體鋼軌的特性降低。并且可知，如2-S所示地添加Ti時，耐疲勞損傷性降低。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地制造遠優(yōu)于以往的珠光體鋼軌的具有耐磨損性及耐疲勞損傷性的珠光體鋼軌，有助于高軸重鐵路的珠光體鋼軌的高壽命化、鐵路事故的防止，并帶來產(chǎn)業(yè)上有益的效果。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>權(quán)利要求1.一種內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，具有如下組成含有C0.73～0.85質(zhì)量％、Si0.5～0.75質(zhì)量％、Mn0.3～1.0質(zhì)量％、P0.035質(zhì)量％以下、S0.0005～0.012質(zhì)量％、Cr0.2～1.3質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，將Mn含量記為[％Mn]、Cr含量記為[％Cr]時，[％Mn]/[％Cr]的值為0.3以上且小于1.0，以從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的維氏硬度來定義的鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480。2.如權(quán)利要求1所述的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，將所述組成的C含量記為[y。C]、Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[。/。Mn〗、P含量記為[。/。P]、S含量記為[n/。S]、Cr含量記為[y。Cr]時，由下述(l)式算出的DI值為5.6~8.6，并且由下述(2)式算出的C叫值為1.04~1.27，DI=(0.548[%C]1/2)X(l+0.64[%Si])X(l+4.1[%Mn])X(1+2.83[%P])X(l-0.62[%S])X(l+2.23[%Cr])......(1)Ceq=/ll)+([%Mn〗/7)+([%Cr〗/5.8)......(2)。3.如權(quán)利要求1或2所述的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，將所述組成的Si含量記為[。/。Si]、Mn含量記為[。/。Mn]、Cr含量記為[。/。Cr]時，[。/。Si]+[。/。Mn]+[。/。Cr]的值為1.55~2.50質(zhì)量％。4.如權(quán)利要求1~3中任一項所述的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，還含有選自V:0.0010.30質(zhì)量％、Cu:1.0質(zhì)量％以下、Ni:1.0質(zhì)量％以下、Nb:0.001~0.05質(zhì)量％及Mo:0.5質(zhì)量％以下中的1種或2種以上。5.如權(quán)利要求1~4中任一項所述的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌，其特征在于，所述從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的珠光體層的片層間距為0.040.15pm。6.—種內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1~4中任一項所述組成的鋼材熱軋成鋼軌形狀，使終軋溫度為85095(TC，接著，以1.25。C/秒的冷卻速度，將鋼軌頭部的表層從珠光體相變開始溫度以上的溫度快速冷卻至40065(TC。全文摘要本發(fā)明提供耐磨損性和耐疲勞損傷性兩特性優(yōu)良的內(nèi)部高硬度型珠光體鋼軌及其優(yōu)選的制造方法。具體而言，具有如下組成含有C0.73～0.85質(zhì)量％、Si0.5～0.75質(zhì)量％、Mn0.3～1.0質(zhì)量％、P0.035質(zhì)量％以下、S0.0005～0.012質(zhì)量％、Cr0.2～1.3質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，將Mn含量記為[％Mn]、Cr含量記為[％Cr]時，[％Mn]/[％Cr]的值為0.3以上且小于1.0，以從鋼軌頭部的表層到至少25mm深的范圍內(nèi)的維氏硬度來定義的鋼軌頭部的內(nèi)部硬度為Hv380以上且小于Hv480。文檔編號C22C38/00GK101646795SQ20088001052公開日2010年2月10日申請日期2008年3月25日優(yōu)先權(quán)日2007年3月28日發(fā)明者三田尾真司,木村達己,本莊稔,西村公宏,鈴木伸一,鹿內(nèi)伸夫申請人:杰富意鋼鐵株式會社