CN101479392A - 耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法通过对钢坯至少进行粗轧及精轧来制造珠光体系钢轨，以质量％计，所述钢坯含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；在所述精轧中，在钢轨头部表面为900℃以下～Ar3相变点或Arcm相变点以上的温度范围内，进行头部的累积截面收缩率为20％以上、且反作用力比为1.25以上的轧制，然后以2～30℃/秒的冷却速度将精轧后的钢轨头部表面加速冷却或自然放冷到至少550℃为止；由此，可使钢轨头部的组织微细化，将硬度控制在规定的范围内，使得钢轨的耐磨性和延性提高。

Description

耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法
技术领域
本发明涉及在重载铁路中使用的钢轨的制造方法，尤其涉及以同时提高钢轨头部的耐磨性及延性为目的的珠光体系钢轨的制造方法。
背景技术
含有高碳的珠光体钢通过利用其优良的耐磨性而被用作铁路用钢轨材料。但是，因其碳含量非常高而存在延性和韧性低的问题。
例如，在JISE1101-1990中所示的碳含量为0.6～0.7质量％的普通碳钢钢轨中，在JIS3号U型缺口夏氏冲击试验中的常温的冲击值为12～18J/cm2左右，当在寒冷地区等低温地区使用这样的钢轨时，存在从微小的初期缺陷或疲劳龟裂引起脆性破坏的问题。
此外，近年来，钢轨钢为了改善耐磨性而进一步进行高碳化，随之存在延性和韧性进一步降低的问题。
一般认为，对于提高珠光体钢的延性和韧性，珠光体组织(珠光体块尺寸)的微细化、具体是珠光体相变前的奥氏体组织的细粒化及珠光体组织的微细化是有效的。
作为实现奥氏体组织的细粒化的方法，有在热轧时降低轧制温度的方法和增加压下量的方法、以及在轧制成钢轨后进行低温再加热的热处理方法。此外，作为谋求珠光体组织的微细化的方法，有利用相变核从奥氏体晶粒内促进珠光体相变等的方法。
可是，在钢轨的制造中，从确保热轧时的成形性的观点出发，轧制温度的降低、压下量的增加有界限，不能实现奥氏体晶粒的充分的微细化。此外，关于利用相变核的从奥氏体晶粒内开始的珠光体相变，存在难以控制相变核的量和从晶粒内开始的珠光体相变不稳定等问题，不能实现珠光体组织的充分的微细化。
针对上述诸问题，为了从根本上改善珠光体组织的钢轨的延性和韧性，采用了在钢轨轧制后进行低温再加热，然后通过加速冷却产生珠光体相变，使珠光体组织微细化的方法。
可是，近年来，为了改善耐磨性而进行钢轨的高碳化，如果对这样的钢轨进行上述的低温再加热处理，则出现在奥氏体晶粒内溶解残留粗大的碳化物，使加速冷却后的珠光体组织的延性和韧性下降的问题。此外，在该方法中，由于是再加热，因此还存在制造成本高、生产效率也低的经济上的问题。
基于上述理由，一直在谋求能够确保轧制时的成形性、即使不进行低温再加热也能使轧制后的珠光体组织微细化的高碳钢钢轨的制造方法的开发。
因此，为了解决上述问题，开发了如下所示的高碳钢钢轨的制造方法。这些制造方法的主要特征在于：利用高碳钢的奥氏体晶粒即使在比较低的温度且较小的压下量下也容易再结晶的性质，使珠光体组织微细化。因此通过小压下的连续轧制得到调整了粒度的微细晶粒，从而提高珠光体钢的延性和韧性。
在日本特开平7-173530号公报中，公开了在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过在规定的道次间时间内进行连续3道次以上的轧制，得到高延性钢轨。
在日本特开2001-234238号公报中，公开了在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过在规定的道次间时间内进行连续2道次以上的轧制，再在进行了连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，得到高耐磨性及高韧性钢轨。
另外，在日本特开2002-226915号公报中，公开了在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过在道次间实施冷却，再在进行了连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，得到高耐磨性及高韧性钢轨。
可是，在上述专利文献的公开技术中，存在不能通过钢的碳含量、连续热轧时的温度、轧制道次数或道次间时间的组合来谋求奥氏体组织的微细化，珠光体组织粗大化，不能提高延性和韧性的问题。
此外，在日本特开昭62-127453号公报中，公开了通过在800℃以下对含有0.90重量％以下的碳的钢轨钢进行低温轧制，制造延性及韧性优良的钢轨的方法。
可是，在该专利文献的公开技术中，由于只有截面收缩率在10％以上的限定，因此有时压下不充分，在此种情况下，尤其在延性和韧性容易下降且轧制中容易产生晶粒成长的高碳钢(C>0.90％)的钢轨钢中，难以稳定地确保必要的韧性及延性。
基于上述背景，希望提供一种稳定地实现珠光体组织的微细化、提高了延性且耐磨性优良的珠光体系钢轨。
发明内容
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于同时稳定地提高重载铁路钢轨所要求的头部的耐磨性和延性。
本发明的珠光体系钢轨的制造方法的要旨是：通过在精轧时控制头部表面的轧制温度、头部的累积压下率、及反作用力比，然后再通过实施适当的热处理，从而稳定地提高钢轨头部的延性和耐磨性。
具体是，为了稳定地提高钢轨头部的延性，通过控制刚轧制后的头部表面的未再结晶奥氏体组织的残留量来实现珠光体组织的微细化，而且为确保耐磨性而进行加速冷却。
如此的本发明的构成如下。
(A)一种耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，该方法通过对钢轨轧制用钢坯至少进行粗轧及精轧来制造耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨，以质量％计，所述钢轨轧制用钢坯含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；在所述精轧中，在钢轨头部表面为900℃以下～Ar3相变点或Arcm相变点以上的温度范围内，进行头部的累积截面收缩率为20％以上且反作用力比为1.25以上的轧制，然后以2～30℃/秒的冷却速度将精轧后的钢轨头部表面加速冷却或自然放冷到至少550℃为止；所述反作用力比为将轧机的反作用力值除以相同累积截面收缩率且轧制温度为950℃时的反作用力值而得到的值。
(B)根据上述(A)所述的耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在所述精轧结束后，在150秒以内开始所述加速冷却。
附图说明
图1是表示用于求出Ar3、Arcm的Fe-Fe3C系平衡状态图的一例的图(“铁钢材料”，日本金属学会编)。
图2是用反作用力比(将轧机的反作用力值除以相同累积截面收缩率的轧制温度为950℃时的反作用力值而得到的值)与刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的残留比率的关系来表示采用碳含量为0.65～1.20％的钢进行轧制实验后得到的结果的图。
图3是表示在用本发明的钢轨制造方法制造的钢轨的头部截面表面位置中的名称的图。
图4是表示表3、表5所示的拉伸试验中的试验片采取位置的图。
图5是表示表3、表5所示的磨损试验中的试验片采取位置的图。
图6是表示磨损试验的概要的图。
图7是用碳含量与总延伸率的关系来表示通过表2、表3所示的本发明的钢轨制造方法制造的钢轨和通过表4、表5所示的比较用钢轨制造方法制造的钢轨的头部拉伸试验的结果的图。
图8是用碳含量与磨损量的关系来表示通过表2、表3所示的本发明的钢轨制造方法制造的钢轨和通过表4、表5所示的比较用钢轨制造方法制造的钢轨的头部磨损试验的结果的图。
具体实施方式
下面，作为实施本发明的方式，对耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法进行详细地说明。下面的组成中的质量只记载为％。
首先，本发明人采用碳含量不同的高碳钢(0.50～1.35％)来进行模拟钢轨轧制的热轧，研究了轧制时的温度和截面收缩率与奥氏体晶粒的行为的关系。
其结果发现，在碳含量为0.65～1.20％的范围内，在轧制温度为900℃以下且在Ar3相变点或Arcm相变点以上的范围内，除了初期的奥氏体晶粒进行再结晶得到的再结晶微细晶粒以外，还大量出现初期的奥氏体晶粒未进行再结晶而残留的未再结晶奥氏体晶粒(扁平的粗大晶粒)。
接着，本发明人通过实验确认了该轧制后的未再结晶奥氏体晶粒的行为。其结果发现，如果轧制时的温度和截面收缩率超过某一定值，则在轧制后的自然放冷中未再结晶奥氏体组织进行再结晶，并成为微细的奥氏体晶粒。
另外，本发明人研究了利用从该未再结晶奥氏体组织得到的微细的奥氏体晶粒来稳定地提高延性的方法。进行了实验室轧制及热处理实验，通过拉伸试验评价了延性。其结果发现，对于使珠光体组织微细化来谋求延性稳定地提高，将在刚轧制后生成的未再结晶奥氏体组织的生成量控制在一定的范围是有效的。
除了上述的发现以外，为了提高延性，本发明人还对刚轧制后的热处理方法进行了研究。进行了实验室轧制及热处理实验，通过拉伸试验评价了延性。其结果发现，除了通常的自然放冷以外，通过从轧制结束后在一定的时间内进行加速冷却，可抑制再结晶的奥氏体晶粒的粗大化，从而大大提高延性。
为了进一步提高延性，本发明人还探索了直接利用该未再结晶奥氏体组织的方法。进行了实验室轧制及热处理实验，通过拉伸试验评价了延性。其结果发现，通过缩短轧制结束后的自然放冷的时间，在未再结晶奥氏体组织不进行再结晶的状态下，进行加速冷却，从未再结晶奥氏体组织的内部大量生成微细的珠光体组织，延性进一步提高。
接着，本发明人对生成微细的珠光体组织的未再结晶奥氏体组织的控制方法进行了研究。采用碳含量为0.65～1.20％的钢进行轧制实验并进行了评价。其结果发现，在将轧机的反作用力值除以相同累积截面收缩率且轧制温度为950℃时的反作用力值而得到的值(以下，缩写为“反作用力比”)与刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的生成量的关系中具有线性关系，确认能够通过反作用力比的控制来控制未再结晶奥氏体组织的生成量。
从以上的发现得出，本发明人在通过热轧含有高碳的钢坯来制造钢轨时，将钢轨轧制温度、轧制时的反作用力比控制在某一定值以上，使规定的未再结晶奥氏体组织残留一定数量，然后再在一定的时间内进行热处理，使珠光体组织微细化，从而能够同时确保钢轨头部的延性和耐磨性。
接着，对有关本发明的限定理由进行详细地说明。
(1)钢轨轧制用钢坯的化学成分的限定理由
C：0.65～1.20％
C是在促进珠光体相变、且确保耐磨性的方面有效的元素。如果C量低于0.65％，则不能维持钢轨所要求的最低限的强度和耐磨性。此外，如果C量超过1.20％，则在本发明的制造方法中，在热处理后或自然放冷后大量生成粗大的先共析渗碳体组织，使耐磨性和延性降低。因此，将C量限定在0.65～1.20％。
另外，如果将碳含量规定在0.95％以上，则耐磨性进一步提高，钢轨的使用寿命的改善效果提高。此外，在以往的制造方法中，高碳化容易引起晶粒生长，难以确保延性，但在本发明中，能够有效地利用高碳的优点。因此，本发明的制造方法在提供使碳含量为0.95％以上的钢轨钢中往往不足的延性得以提高、且兼顾了耐磨性和延性的高碳钢轨的方面特别有效。
Si：0.05～2.00％
Si是作为脱氧材料所必需的成分。此外，Si是通过向珠光体组织中的铁素体相的固溶强化来提高钢轨头部的硬度(强度)的元素。而且，Si是在过共析钢中抑制先共析渗碳体组织的生成而抑制延性降低的元素。但是，如果Si量低于0.05％，则不能充分期待这些效果。此外，如果Si量超过2.00％，则在热轧时表面缺陷大量产生，或因氧化物的生成而使焊接性降低。而且，淬火性显著增加，生成对钢轨的耐磨性和延性有害的马氏体组织。因而，将Si量限定在0.05～2.00％。
Mn：0.05～2.00％
Mn是提高淬火性、通过使珠光体片层间距微细化从而确保珠光体组织的硬度、提高耐磨性的元素。但是，如果Mn量低于0.05％，则其效果小，难以确保钢轨必需的耐磨性。此外，如果Mn量超过2.00％，则淬火性显著增加，容易生成对耐磨性和延性有害的马氏体组织。因而，将Mn量限定在0.05～2.00％。
另外，在本发明中，关于钢轨轧制用钢坯的化学成分，对于C、Si、Mn以外的成分没有特别限定，但进一步根据需要优选含有Cr：0.05～2.00％、Mo：0.01～0.50％、V：0.005～0.5000％、Nb：0.002～0.050％、B：0.0001～0.0050％、Co：0.003～2.00％、Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％、Ti：0.0050～0.0500％、Mg：0.0005～0.0200％、Ca：0.0005～0.0150％、Al：0.010～1.00％、Zr：0.0001～0.2000％、N：0.0060～0.0200％中的1种或2种以上。优选如此的成分范围是基于以下的理由。
Cr：0.05～2.00％
Cr是使珠光体组织微细化、有助于高硬度(强度)化、提高耐磨性的元素。可是，如果Cr量低于0.05％，则其效果低。此外，如果Cr量超过2.00％，则大量生成对耐磨性和延性有害的马氏体组织，因此Cr添加量优选为0.05～2.00％。
Mo：0.01～0.50％
Mo是通过使珠光体组织微细化而有助于高硬度(强度)化、且提高珠光体组织的硬度(强度)的元素。可是，如果Mo量低于0.01％，则其效果低。此外，如果Mo量超过0.50％，则生成对延性有害的马氏体组织，因此Mo添加量优选为0.01～0.50％。
V：0.005～0.500％
V是对于形成氮化物和碳氮化物、提高延性、同时提高硬度(强度)有效的元素。可是，如果V量低于0.005％，则不能充分期待其效果，此外如果V量超过0.500％，则生成成为疲劳损伤的起点的粗大的析出物，因此V添加量优选为0.005～0.500％。
Nb：0.002～0.050％
Nb是对于形成氮化物或碳氮化物、提高延性、同时提高硬度(强度)有效的元素。此外，Nb也是使奥氏体的未再结晶的温度区升高、使未再结晶奥氏体组织稳定化的元素。可是，如果Nb量低于0.002％，则不能期待其效果，此外如果Nb量超过0.050％，则生成成为疲劳损伤的起点的粗大的析出物，因此，Nb添加量优选为0.002～0.050％。
B：0.0001～0.0050％
B是通过使先共析渗碳体组织的生成微细化、使头部的硬度分布均匀化从而防止钢轨的延性下降、谋求高寿命化的元素。但是，如果B量低于0.0001％，则其效果不足，此外如果B量超过0.0050％，则生成粗大的析出物，因此，B添加量优选为0.0001～0.0050％。
Co：0.003～2.00％
Co是提高珠光体组织的硬度(强度)的元素，而且也是在钢轨头部的磨损面，使通过与车轮接触而形成的滚动面正下方的珠光体组织的微细的片层结构进一步微细化，从而提高耐磨性的元素。可是，如果Co量低于0.003％，则不能期待其效果。此外，如果Co量超过2.00％，则在滚动面发生破裂损伤，因此，Co添加量优选为0.003～2.00％。
Cu：0.01～1.00％
Cu是提高珠光体组织的硬度(强度)是的元素。可是，如果Cu量低于0.01％，则不能期待其效果。此外，如果Cu量超过1.00％，则生成对耐磨性有害的马氏体组织，因此，Cu添加量优选为0.01～1.00％。
Ni：0.01～1.00％
Ni是谋求珠光体钢的高硬度(强度)化的元素。可是，如果Ni量低于0.01％，则其效果显著减小。此外，如果Ni量超过1.00％，则在滚动面发生破裂损伤，因此，Ni添加量优选为0.01～1.00％。，
Ti：0.0050～0.0500％
Ti是对于形成氮化物和碳氮化物、提高延性、同时提高硬度(强度)有效的元素。此外，Ti也是使奥氏体的未再结晶的温度区升高、使未再结晶奥氏体组织稳定化的元素。可是，如果Ti量低于0.0050％，则其效果低。此外如果Ti量超过0.0500％，则生成粗大的析出物，使钢轨的延性大大降低，因此，Ti添加量优选为0.0050～0.0500％。
Mg：0.0005～0.0200％
Mg是对于谋求奥氏体晶粒和珠光体组织的微细化、提高珠光体组织的延性有效的元素。可是，如果Mg量低于0.0005％，则其效果弱。此外，如果Mg量超过0.0200％，则生成Mg的粗大氧化物，使钢轨的延性降低，因此Mg添加量优选为0.0005～0.0200％。
Ca：0.0005～0.0150％
Ca有助于珠光体相变的生成，其结果是Ca是对提高珠光体组织的延性有效的元素。可是，如果Ca量低于0.0005％，则其效果弱。此外，如果Ca量超过0.0150％，则生成Ca的粗大氧化物，使钢轨的延性降低，因此，Ca添加量优选为0.0005～0.0150％。
Al：0.010～1.00％
Al是对于珠光体组织的高强度化和抑制先共析渗碳体组织的生成有效的元素。可是，如果Al量低于0.010％，则其效果弱。此外，如果Al量超过1.00％，则生成粗大的氧化铝系夹杂物，使钢轨的延性降低，因此，Al添加量优选为0.010～1.00％。
Zr：0.0001～0.2000％
Zr是抑制生成于偏析部的先共析渗碳体组织的生成的元素。可是，如果Zr量低于0.0001％，则生成先共析渗碳体组织，使钢轨的延性降低。此外，如果Zr量超过0.2000％，则大量生成粗大的Zr系夹杂物，使钢轨的延性降低，因此，Zr添加量优选为0.0001～0.2000％。
N：0.0060～0.0200％
N是对于提高珠光体组织的延性、同时提高硬度(强度)有效的元素。可是，如果N量低于0.0060％，则其效果弱，此外，如果N量超过0.0200％，则难以使其固溶在钢中，生成成为疲劳损伤的起点的气泡，因此，N添加量优选为0.0060～0.0200％。另外，在钢轨钢中，N作为杂质最大可含有0.0050％左右。因此，为了使N量在上述的范围内，需要有意地添加N。
在本发明中，由上述成分组成构成的钢轨轧制用钢坯可通过用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼，再将该钢液铸锭、开坯或进行连续铸造而得到。
(2)轧制温度范围的限定理由
接着，对将精轧中的钢轨头部表面的轧制温度限定在权利要求范围中所述的范围的理由进行详细地说明。另外，在进行精轧之前，对钢轨轧制用钢坯进行粗轧及中轧。
如果以钢轨头部表面温度超过900℃的状态进行轧制，则在本发明的头部的累积截面收缩率中，不能确保轧制时的反作用力比，其结果是不能得到足够量的未再结晶奥氏体组织，也不能使轧制及热处理后的珠光体组织微细化，不能提高延性。此外，如果在低于Ar3相变点或Arcm相变点的温度区进行轧制，则在未再结晶奥氏体组织的周围生成铁素体组织或粗大的渗碳体组织，使钢轨的耐磨性和延性大大降低。因此，将钢轨头部表面的轧制温度的范围规定在900℃以下～Ar3相变点或Arcm相变点以上的范围。
尤其，如果精轧温度低于850℃，则容易确保轧制时的反作用力比，可得到足够量的未再结晶奥氏体组织，并使轧制及热处理后的珠光体组织微细化，进一步提高钢轨的延性，因此，优选将精轧温度控制在低于850℃～Ar3相变点或Arcm相变点以上。
另外，Ar3相变点和Arcm相变点分别根据钢中碳含量和合金成分不同而不同。为了正确地求出Ar3相变点和Arcm相变点，优选通过再加热冷却实验等直接测定相变点。可是，由于实测并不一定容易，所以也可以只以碳含量为基准，通过从在“铁钢材料”(日本金属学会编)等中所记载的Fe-Fe3C系的平衡状态图中读取而简便地求出。图1中示出了Fe-Fe3C系的状态图的一例。
本发明的成分系中的Ar3相变点及Arcm相变点分别优选为比平衡状态图的A3线及Acm线低20～30℃的值。在本发明的碳含量的范围内，Ar3为700℃～740℃左右、Arcm为700℃～860℃左右的范围。
(3)头部的累积截面收缩率的限定理由
接着，对将精轧的钢轨头部的累积截面收缩率限定在权利要求范围中所述的范围内的理由进行详细说明。
如果钢轨头部的累积截面收缩率低于20％，则未再结晶奥氏体组织中的变形量下降，在本发明的轧制温度范围，不能使再结晶后的奥氏体组织微细化，奥氏体组织粗大化。此外，在其后的热处理中，不会使从加工过的未再结晶奥氏体组织的变形区生成珠光体组织，其结果是，珠光体组织粗大化，不能提高钢轨的延性。因此，将钢轨头部的累积截面收缩率限定在20％以上。
这里，对钢轨头部的累积截面收缩率进行说明。
累积截面收缩率是精轧中最终的轧制道次后的头部截面的面积相对于最初的轧制道次前的头部截面的面积的减少率。因此，不管在精轧途中存在怎样的轧制道次，在最初的轧制道次和最终的轧制道次的头部截面形状相同时，累积截面收缩率也相同。
另外，对于精轧的钢轨头部的累积截面收缩率的上限值没有特别限定，但为了确保钢轨头部的成形性，确保尺寸规定，实质上50％左右为上限。
此外，在本发明中，对于精轧时的轧制道次数和轧制道次间时间没有特别限定，但为了抑制轧制途中的未再结晶奥氏体组织晶粒内的变形的回复，在自然放冷及热处理后得到微细的珠光体组织，轧制道次数优选为4以下，轧制的最大道次间时间优选为6秒以下。
(4)精轧时的反作用力比的限定理由
接着，对将精轧时的反作用力比限定在上述权利要求范围中所述的范围内的理由进行详细说明。
如果精轧时的反作用力比低于1.25，则不能得到足够量的未再结晶奥氏体组织，也不能使热处理后的珠光体组织微细化，不能提高延性，因此将精轧时的反作用力比设定为1.25以上。
图2是对采用碳含量为0.65～1.20％的钢进行轧制实验后得到的结果进行整理得到的图。在将轧机的反作用力值除以相同累积截面收缩率且轧制温度为950℃时的反作用力值而得到的值即反作用力比与刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的残留比率的关系中，如图2所示具有线性关系，如果反作用力比超过1.25，则刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的残留比率超过30％。其结果是，热处理后的珠光体组织微细化，延性提高。
因此，通过将该反作用力比规定为新的指标，可控制未再结晶奥氏体组织的残留比率，热处理后的珠光体组织可微细化。尤其如果使反作用力比为1.40以上，则能使未再结晶奥氏体组织的残留比率为50％以上。这样的效果在因高碳化而容易引起晶粒生长、且难确保延性的碳含量为0.95％以上的高碳钢中尤为显著。
另外，在本发明中，该反作用力比的控制优选采用设在实际的轧机上的负荷检测机(测压元件)等进行控制。在钢轨的轧制中，由于反作用力在钢轨长度方向变化，因此在实际的制造工序中优选以平均值为代表值进行控制。
此外，关于反作用力比，不确定上限，但在本发明的轧制温度、头部的累积截面收缩率的范围内，1.60左右为实质上的上限。
对于未再结晶奥氏体组织的残留比率没有特别限定，但为了控制反作用力比，提高钢轨头部的延性，优选确保头部的未再结晶奥氏体组织的残留比率为30％以上。另外，如果能确保未再结晶奥氏体组织的残留比率为50％以上，则能充分确保延性，因此在难确保延性的碳含量在0.95％以上的高碳钢中，优选确保未再结晶奥氏体组织的残留比率为50％以上。此外，对于未再结晶奥氏体组织的残留比率的上限没有特别说明，但在本发明的轧制温度和截面收缩率的范围内，70％左右为实质上的上限。
此外，刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的生成量可通过在钢轨刚轧制后从长尺寸的钢轨上切下一段短尺寸的钢轨，进行淬火来确认。例如从进行了淬火的钢轨头部切下试样，在研磨后用磺酸和苦味酸的混合溶液腐蚀，可确认奥氏体组织。另外，未再结晶奥氏体组织与再结晶奥氏体组织相比较，由于在轧制方向是扁平且粗大的，因此可用光学显微镜进行分类。
对于未再结晶奥氏体组织的残留比率的计算，可通过将未再结晶奥氏体组织近似为椭圆，求出面积，从与视野面积的比例来计算比率。对于测定方法的详细情况没有特别限定，但是，视野倍率优选为100倍，视野数优选为5以上。
另外，刚轧制后的钢轨头部中的未再结晶奥氏体组织的残留比率，只要测定从例如图3所示的头顶部1的头部表面到深度为6mm的位置，就可以代表钢轨头部的整个表面。
(5)精轧后的热处理条件的限定理由
首先，对精轧后的钢轨头部表面的热处理条件的限定理由进行详细说明。
对于加速冷却开始前的冷却方法没有限定，但优选为自然放冷或缓冷。这是因为如果在轧制后进行自然放冷或缓冷，则刚轧制后的未再结晶奥氏体组织再结晶，从而促进奥氏体晶粒的微细化。另外，所谓轧制后自然放冷是指在轧制后不进行任何的加热及冷却处理，在大气中自然冷却。此外，所谓缓冷是指冷却速度为2℃/秒以下的范围的情况。
接着，关于为了利用从轧制后残留的未再结晶奥氏体组织得到的微细的奥氏体晶粒来稳定地提高延性而进行的热处理条件，对按照权利要求范围所述进行限定的理由进行说明。
在精轧结束后至开始加速冷却的时间，优选不超过150秒。如果在超过150秒后开始加速冷却，则晶粒生长显著，从未再结晶奥氏体组织再结晶得到的奥氏体组织粗大化，不能充分得到微细的奥氏体组织，其结果是有时延性降低。因此，优选将加速冷却开始时间限定在精轧后150秒以内。
另外，对于在精轧结束后到加速冷却开始的时间的下限值，没有特别限定，但在从未再结晶奥氏体组织的内部充分生成微细的珠光体组织的方面来说，为了不使轧制中的变形回复，优选在刚轧制后立即进行加速冷却。因此，轧制结束后0～10秒左右实质上为下限。
接着，对钢轨头部表面的加速冷却速度的范围进行说明。
如果该加速冷却速度低于2℃/秒，则在本发明的制造条件下，再结晶了的奥氏体组织在冷却中粗大化，延性不提高。此外，不能谋求钢轨头部的高硬度，难以确保钢轨头部的耐磨性。另外，根据钢的成分，生成先共析渗碳体组织或先共析铁素体组织，钢轨的头部的耐磨性和延性降低。此外，如果加速冷却速度超过30℃/秒，在本发明的制造条件下，生成马氏体组织，钢轨头部的延性和韧性大大降低。因此，将钢轨头部的加速冷却速度的范围限定在2～30℃/秒的范围。
最后，对钢轨头部表面的加速冷却温度的范围进行说明。如果在超过550℃的温度下停止钢轨头部的加速冷却，则在加速冷却结束后从钢轨内部产生过大的复热。其结果是，因温度升高使珠光体相变温度上升，不能谋求珠光体组织的高硬度，不能确保耐磨性。此外，珠光体组织粗大化，钢轨头部的延性也降低。因此，限定为至少将加速冷却进行到550℃为止。
另外，对于开始进行钢轨头部表面的加速冷却的温度没有特别限定。但为了抑制对耐磨性有害的铁素体组织或对韧性有害的粗大的渗碳体组织的生成，实质上将Ar3相变点或Arcm相变点设为下限。
此外，对于结束钢轨头部的加速冷却的温度的下限没有特别限定，但为了确保钢轨头部的硬度，且为了防止容易在头部内部的偏析部等中生成的马氏体组织的生成，实质上将400℃设为下限。
这里，对钢轨的部位进行说明。
图3是表示钢轨的部位的名称的图。在本发明中，如图3所示，所谓钢轨头部是位于经过将头侧部3的下表面延长时相互交叉的点A的水平线的上部的部分，是包含头顶部1、头部角部2及头侧部3的部分。热轧时的截面收缩率可从用斜线表示的部分的截面积的截面的减少率来计算。此外，轧制时的钢轨头部表面的温度可通过控制头顶部1及头部角部2的头部表面的温度，从而谋求控制轧制时的反作用力比、控制未再结晶奥氏体晶粒，提高钢轨的延性。
另外，上述说明的轧制后的热处理中的加速冷却速度、加速冷却停止温度只要在从图3所示的头顶部1及头部角部2的表面、或按从头部表面到深度为3mm的范围测定，就能代表整个钢轨头部，通过控制该部分的温度或冷却速度，可得到耐磨性和延性优良的微细的珠光体组织。
在本发明中，对于加速冷却中的冷却介质没有特别限定，但为了确保规定的冷却速度，在钢轨各部位可靠地进行冷却条件的控制，优选采用空气、喷雾、空气和喷雾的混合冷却剂，对钢轨各部位的外表面进行规定的冷却。
此外，在本发明中，对于钢轨头部的硬度没有特别限定，但为了在重载铁路中确保耐磨性，优选确保Hv350以上的硬度。
根据本发明制造的钢轨的头部的金属组织优选为珠光体组织，但是有时可根据成分系、以及加速冷却条件的选择，在珠光体组织中生成微量的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织及贝氏体组织。可是，即使在珠光体组织中微量生成这些组织，对钢轨的疲劳强度或韧性也无大的影响，因此作为根据本发明制造的钢轨的头部的组织，也包含若干的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织及贝氏体组织的混合。
实施例
下面，对本发明的实施例进行说明。
表1中示出了供试钢轨钢的化学成分。表2示出了采用表1所示的供试钢轨钢(钢：A～J、O、P)并根据本发明的钢轨制造方法制造时的精轧条件、反作用力比、刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的头部残留比率、热处理条件，表3中示出了按表2的条件制造的钢轨上的钢轨头表面往下2mm位置的显微组织、硬度、从图4所示的位置采取试验片进行的拉伸试验后的总延伸率、从图5所示的位置采取试验片并根据图6所示的方法进行的磨损试验的结果。另外，图4、5中的数值的单位为mm。此外，在图6中4为钢轨试验片、5为比较材、6为冷却用喷嘴。
表1
注：剩余部分为不可避免的杂质及Fe。
表2
Figure A200780023723D00181
表3(表2的续表)
*1：拉伸试验从图4所示的位置采取试验片。
*2：磨损试验从图5所示的位置采取试验片，按图6所示的方法进行。
表4示出了采用表1所示的供试钢轨钢(钢：B～N)根据本发明的钢轨制造方法及比较钢轨制造方法制造时的精轧条件、反作用力比、刚轧制后的未再结晶奥氏体组织的头部残留比率、热处理条件，表5中示出了按表4的条件制造的钢轨上的钢轨头表面往下2mm位置的显微组织、硬度、从图4所示的位置采取试验片进行的拉伸试验的总延伸率、从图5所示的位置采取试验片并按照图6所示的方法进行的磨损试验的结果。
表4
Figure A200780023723D00201
表5(表4的续表)
Figure A200780023723D00211
*1：拉伸试验从图4所示的位置采取试验片。
*2：磨损试验从图5所示的位置采取试验片，按图6所示的方法进行。
在该实施例中：
(1)用本发明的钢轨制造方法制造的钢轨为No.1～19、30、31、35～39共26根，是采用本发明的限定成分范围内的钢轨钢，且按本发明的限定范围内的精轧、热处理条件制造的珠光体系钢轨。另外，No.30、31是按从轧制结束到热处理开始的时间在优选的范围外的条件下制造的钢轨。
(2)用比较钢轨制造方法制造的钢轨为No.20～29、32～34共13根，其中详细内容如下。
No.20～23：是采用上述限定成分范围外的钢轨钢，按上述限定范围内的刚热轧后的热处理条件制造的钢轨。
No.24～29：是采用上述限定成分范围内的钢轨钢，按上述限定范围外的精轧条件制造的钢轨。
No.32～34：是采用上述限定成分范围内的钢轨钢，按上述限定范围外的热处理条件制造的钢轨。
图7是将按表2、表3所示的用本发明的钢轨制造方法制造的钢轨(本发明钢轨)和按表4、表5所示的用比较的钢轨制造方法制造的钢轨(比较例钢轨)的头部拉伸试验的结果用碳含量与总延伸率的关系来表示的图。图8是将按表2、表3所示的用本发明的钢轨制造方法制造的钢轨和按表4、表5所示的用比较钢轨制造方法制造的钢轨的头部磨损试验的结果用碳含量与磨损量的关系来表示的图。
另外，各种试验条件如下。
1.头部拉伸试验
试验机：万能小型拉伸试验机
试验片形状：与JIS4号相似
平行部长度：30mm、平行部直径：6mm、延伸测定评点间距离：25mm
试验片采取位置：钢轨头部表面下6mm(参照图4)
拉伸速度：10mm/min、试验温度：常温(20℃)
2.磨损试验
试验机：西原式磨损试验机(参照图6)
试验片形状：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)
试验片采取位置：钢轨头部表面下2mm(参照图5)
试验负荷：686N(接触面压640MPa)
滑移率：20％
比较材：珠光体钢(Hv380)
气氛：大气中
冷却：利用压缩空气的强制冷却(流量：100N1/min)
重复次数：70万次
如表3所示，本发明钢轨(No.5、13)与本发明钢轨(No.4、12)相比，除了通常的自然放冷以外，由于其后通过在一定时间内进行加速冷却，抑制了再结晶的奥氏体晶粒的粗大化，因此延性大大提高。
另外，本发明钢轨(No.36、38、39)由于将精轧时的反作用力比设定在1.40以上，因此能够确保未再结晶奥氏体组织的残留比率为50％以上，其结果是，与其它的本发明钢轨(No.35、18、19)相比，延性也大大提高。
此外，如表1、表2、表4所示，本发明钢轨(No.1～19、30、31、35～39)与比较钢轨(No.20～23)相比，C、Si、Mn的添加量控制在某一定范围内，因此不生成对钢轨的耐磨性或延性产生不良影响的先共析铁素体、先共析渗碳体组织、马氏体组织等，而生成耐磨性和延性优良的珠光体组织。
此外，如表2～5、图7所示，本发明钢轨(No.1～19、35～39)与比较钢轨(No.25～29)相比，将精轧条件控制在特定范围内，因此稳定地生成微细的珠光体组织，在钢的碳含量相同的情况下，钢轨头部的延性提高。此外，本发明钢轨(No.1～19、35～39)与比较钢轨(No.32～34)相比，由于将热处理条件控制在特定范围内，因此稳定地生成微细的珠光体组织，在钢的碳含量相同的情况下，钢轨头部的延性进一步提高。
另外，如表2～5、图8所示，本发明钢轨(No.1～19、35～39)与比较钢轨(No.24、25)相比，由于将精轧条件控制在特定范围内，因此稳定地生成微细的珠光体组织，确保了耐磨性。此外，本发明钢轨(No.1～19、35～39)与比较钢轨(No.32、33)相比，由于将热处理条件控制在特定范围内，因此抑制了对耐磨性有害的先共析渗碳体组织和马氏体组织的生成，确保了耐磨性。
根据本发明，在钢轨的制造中，通过控制钢的成分、精轧条件、以及其后的热处理条件，可对重载铁路中使用的钢轨的头部的组织进行控制，将硬度控制在规定的范围内，从而可提高钢轨的耐磨性和延性，因此作为可在重载铁路中使用的钢轨具有大的利用可能性。

Claims (2)

1、一种耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，该方法通过对钢轨轧制用钢坯至少进行粗轧及精轧来制造耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，以质量％计，所述钢轨轧制用钢坯含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；
在所述精轧中，在钢轨头部表面为900℃以下～Ar3相变点或Arcm相变点以上的温度范围内，进行头部的累积截面收缩率为20％以上且反作用力比为1.25以上的轧制，然后以2～30℃/秒的冷却速度将精轧后的钢轨头部表面加速冷却或自然放冷到至少550℃为止；所述反作用力比为将轧机的反作用力值除以相同累积截面收缩率且轧制温度为950℃时的反作用力值而得到的值。
2、根据权利要求1所述的耐磨性及延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在所述精轧结束后，在150秒以内开始所述加速冷却。
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