CN101743334B - 耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法 - Google Patents

耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其优选的制造方法。具体而言，具有如下组成：含有C：0.73～0.85质量％、Si：0.5～0.75质量％、Mn：0.3～1.0质量％、P：0.035质量％以下、S：0.0005～0.012质量％、Cr：0.2～1.3质量％、V：0.005～0.12质量％、N：0.0015～0.0060质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，将Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]时，[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，并且将V含量记为[％V]、N含量记为[％N]时，[％V]/[％N]的值为8.0～30.0，以从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的维氏硬度来定义的钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小干Hv480。

Description

耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐磨损性(wear resistance)和耐疲劳损伤性(rollingcontact fatigue(RCF)resistance)优良的内部高硬度型珠光体钢轨(internal high hardness type pearlitic rail)及其制造方法，具体而言，涉及实现在如货车重量(weight of freight car)重并且急曲线(high curve line)多的海外的矿山铁路(mininig railway)那样的、苛刻的高轴重条件(high-axle load condition)下使用的钢轨的长寿命化(longer operating life)的耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性(delayed fracture property)优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其制造方法。 
背景技术
在以矿石(mineral ore)的运输为主体的高轴重铁路(high-axle loadrailway)上，施加在货车的车轴(axle)上的载重(load)远大于客车(passenger car)，钢轨的使用环境(use environment)也变得苛刻。在这样的环境下使用的钢轨，以往，从重视耐磨损性(significant concern of wearresistance)的观点出发，使用主要具有珠光体组织(pearlitic structure)的钢。但是，近年来，为了有效地利用铁路进行运输，对货车的载重量(carrying capacity)进一步增加，要求进一步提高耐磨损性和耐疲劳损伤性。而且，高轴重铁路是指，列车或货车的载重量大(每辆货车的载重量为例如约150吨以上)的铁路。 
近年来，以进一步提高耐磨损性为目标而进行了各种各样的研究。例如，在日本特开平8-109439号公报及日本特开平8-144016号公报中，将C量增加至大于0.85质量％且在1.20质量％以下，另外，在日本特开平8-246100号公报及日本特开平8-246101号公报中，使C量为大于 0.85质量％且在1.20质量％以下，并对钢轨头部实施热处理等，通过如上增加C量、从而使渗碳体比率(cementite ratio)增加，来谋求耐磨损性的提高等。 
另一方面，在高轴重铁路的曲线区间的钢轨上，由于施加了车轮产生的滚动应力和离心力产生的滑动力，因此钢轨的磨损更加严重，并且产生由滑动引起的疲劳损伤。若如上所述仅使C量为大于0.85质量％且在1.20质量％以下，则根据热处理条件生成先共析渗碳体组织，并且脆的珠光体层状组织的渗碳体层的量增加，因此不能期待耐疲劳损伤性的提高。因此，在日本特开2002-69585号公报中，提出了通过Al、Si的添加来抑制先共析渗碳体生成，从而使耐疲劳损伤性提高的技术。但是，Al的添加会生成成为疲劳损伤起点的氧化物等，难以满足具有珠光体组织的钢轨的耐磨损性和耐疲劳损伤性两特性。 
以提高钢轨的使用寿命为目标，在日本特开平10-195601号公报中，通过以钢轨的头部拐角部及头顶部的表面为起点至少深20mm的范围在Hv370以上，来谋求钢轨使用寿命的提高。另外，在日本特开2003-293086号公报中，通过控制珠光体块(pearlite block)，使以钢轨头部拐角部及头顶部的表面为起点至少深20mm的范围的硬度在Hv300～500的范围内，由此来谋求钢轨使用寿命的提高。 
但是，由于谋求钢轨的高强度化，延迟断裂的危险性增高，日本特开平8-109439号公报、日本特开平8-144016号公报、日本特开平8-246100号公报、日本特开平8-246101号公报、日本特开2002-69585号公报、日本特开平10-195601号公报、日本特开2003-293086号公报中的防止延迟断裂的效果不充分。 
作为防止由珠光体钢构成的钢轨(以下称为珠光体钢轨)的延迟断裂的技术，例如日本专利第3648192号公报、日本特开平5-287450号公报中公开有通过强拉丝加工高强度珠光体钢而使耐延迟断裂性提高 的技术。但是，将该技术应用于钢轨时，产生了由强拉丝加工导致钢轨的制造成本增大的问题。 
并且，作为改善耐延迟断裂性的技术，已知如日本特开2000-328190号公报、日本特开平6-279928号公报、日本专利第3323272号公报、日本特开平6-279929号公报中所公开的那样，控制A类夹杂物(A type inclusion)的形态(figure)和量(volume)是有效的。但是日本特开2000-328190号公报、日本特开平6-279928号公报、日本专利第3323272号公报、日本特开平6-279929号公报为了改善钢轨的韧性(toughness)、延展性(ductility)而控制A类夹杂物的形态和量。例如日本特开平6-279928号公报中，通过使A类夹杂物的大小为0.1～20μm，将A类夹杂物的个数控制在每1mm2 25～11000个，从而使钢轨的韧性及延展性提高。因此，通过该技术未必能得到良好的耐延迟断裂性。 
但是，珠光体钢轨的使用环境进一步苛刻化，为了提高珠光体钢轨的使用寿命，更高硬度且硬化深度范围(range of hardening depth)的扩大、以及耐延迟断裂性的提高成为课题。本发明是为了解决该课题而完成的，提供：与以往的亚共析型(hypoeutectoid type)、共析型(eutectoidtype)及过共析型(hypereutectoid type)珠光体钢轨相比，通过进行Si、Mn、Cr、V、N添加的优化，将由Mn含量[％Mn]和Cr含量[％Cr]算出的[％Mn]/[％Cr]值及由V含量[％V]和N含量[％N]算出的[％V]/[％N]值保持在适当范围，并进行淬透性指数(hardenability index)(以下，称为DI)和碳当量(carbon equivalent)(以下，称为Ceq)的优化，从而使至少以钢轨头顶部表面为起点深25mm范围内的硬度提高，耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性特性优良的内部高硬度型珠光体钢轨及其优选的制造方法。 
发明内容
本发明人为了解决上述问题，制造了使Si、Mn、Cr、V、N的含量变化了的珠光体钢轨，并对其组织、硬度、耐磨损性、耐疲劳损伤 性及耐延迟断裂性进行了深入研究。其结果发现，通过使由Mn含量[％Mn]和Cr含量[％Cr]算出的[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，并使[％V]/[％N]的值为8.0～30.0，珠光体层的片层(以下，简称为片层)间距(lamellar spacing)微小化，以从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的硬度定义的钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小于Hv480，耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性提高。并且可知，通过进一步使淬透性指数(hardenability index)(即DI值)在5.6～8.6的范围内，使碳当量(carbon equivalent)(即Ceq值)在1.04～1.27的范围内，使由Mn含量[％Mn]、Cr含量[％Cr]、Si含量[％Si]算出的[％Si]+[％Mn]+[％Cr]的值在1.55～2.50的范围内，能够稳定地维持提高耐磨损性和耐疲劳损伤性的效果。 
本发明基于上述见解而完成。 
即，本发明是一种内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，具有如下组成：含有C：0.73～0.85质量％、Si：0.5～0.75质量％、Mn：0.3～1.0质量％、P：0.035质量％以下、S：0.0005～0.012质量％、Cr：0.2～1.3质量％、V：0.005～0.12质量％、N：0.0015～0.0060质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，将Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]时，[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，并且将V含量记为[％V]、N含量记为[％N]时，[％V]/[％N]的值为8.0～30.0，以从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的维氏硬度来定义的钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小于Hv480。 
本发明的内部高硬度型珠光体钢轨，将所述组成的C含量记为[％C]、Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、P含量记为[％P]、S含量记为[％S]、Cr含量记为[％Cr]、V含量记为[％V]时，由下述(1)式算出的DI值为5.6～8.6，并且由下述(2)式算出的Ceq值为1.04～1.27， 
DI＝(0.548[％C]1/2)×(1+0.64[％Si])×(1+4.1[％Mn])×(1+2.83[％P])×(1-0.62[％S])×(1+2.23[％Cr])×(1+1.82[％V])        ……(1) 
Ceq＝[％C]+([％Si]/11)+([％Mn]/7)+([％Cr]/5.8)+[％V]    ……(2)。 
并且，将上述组成的Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]时，优选满足[％Si]+[％Mn]+[％Cr]的值在1.55～2.50的范围内。而且，在上述组成的基础上，还含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.001～0.05质量％及Mo：0.5质量％以下中的1种或2种以上。 
并且，本发明的内部高硬度型珠光体钢轨，优选从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的珠光体层的片层间距为0.04～0.15μtm。 
并且，本发明是一种耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性优良的内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述组成的钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850～950℃，接着，以1.2～5℃/秒的冷却速度，将钢轨头部的表层从珠光体相变开始温度以上的温度快速冷却至400～650℃。 
根据本发明，可以稳定地制造具有远优于以往的珠光体钢轨的耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性的珠光体钢轨，有助于高轴重铁路的珠光体钢轨的高寿命化、铁路事故的防止，带来产业上有益的效果。 
附图说明
图1A、图1B是表示评价耐磨损性的西原式磨损试验片的图，图1A为俯视图，图1B为侧视图。 
图2是表示西原式磨损试验片的采集位置的钢轨头部的截面图。 
图3A、图3B是表示评价耐疲劳损伤性的西原式磨损试验片的图，图3A为俯视图，图3B为侧视图。 
图4是表示SSRT(慢应变速率试验，Slow Strain Rate technique)试验片(test piece)的采集位置的钢轨头部的截面图。 
图5是表示SSRT试验片的尺寸形状的截面图。 
图6是表示[％V]/[％N]值与延迟断裂敏感性的提高率的关系的曲线图。 
(标号的说明) 
1   从珠光体钢轨采集的西原式磨损试验片 
1a  从钢轨头部的表层部采集的西原式磨损试验片 
1b  从钢轨头部的内部采集的西原式磨损试验片 
2   疲劳试验片 
3   钢轨头部 
4   SSRT试验片 
具体实施方式
对以本发明的内部高硬度型珠光体钢轨的组成为代表的各必要条件的限定理由进行说明。 
C：0.73～0.85质量％ 
C在珠光体组织中形成渗碳体，是用于确保耐磨损性的必须元素，耐磨损性随着含量的增加而提高。但是，若含量小于0.73质量％，则难以得到比以往的热处理型珠光体钢轨优良的耐磨损性。并且，若含量大于0.85质量％，则热轧后的相变时先共析渗碳体在奥氏体晶界上产生，耐疲劳损伤性显著降低。因此，使C量为0.73～0.85质量％。进一步优选为0.75～0.85质量％。 
Si：0.5～0.75质量％ 
Si作为脱氧剂及珠光体组织的强化元素，需要含有0.5质量％以上，但是，若含量超过0.75质量％，则由于Si具有高的与氧的结合能力，因而焊接性变差。而且，由于Si的高淬透性，因此马氏体组织容易在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生成。因此，使Si量为0.5～0.75质量％。进一步优选为0.5～0.70质量％。 
Mn：0.3～1.0质量％ 
Mn通过使珠光体相变温度降低而使片层间距变小，从而有助于内部高硬度型珠光体钢轨的高强度化及高延展性的元素，但是过量添加使珠光体的平衡相变温度降低，其结果是，过冷度变小、片层间距粗大化。若其含量小于0.3质量％，则不能得到充分的效果，若大于1.0质量％，则容易产生马氏体组织，热处理和焊接时发生硬化、变脆，材质容易变差。并且，即使成为珠光体组织、平衡相变温度也降低，因而导致片层间距的粗大化。因此，使Mn量为0.3～1.0质量％。进一步优选为0.3～0.8质量％。 
P：0.035质量％以下 
含有超过0.035％的P使延展性变差。因此，使P量为0.035质量％以下。进一步优选为0.020质量％以下。 
S：0.0005～0.012质量％ 
S主要以A类夹杂物的形态存在于钢材中，但若其含量超过0.012质量％，则该夹杂物量显著增加，同时生成粗大的夹杂物，因而钢材的洁净性变差。并且，若其含量小于0.0005质量％，则导致炼钢的成本增加。因此，使S量为0.0005～0.012质量％。进一步优选为0.0005～0.008质量％。 
Cr：0.2～1.3质量％ 
Cr是在使珠光体平衡相变温度上升而有助于片层间距的微小化的同时，通过固溶强化带来更高强度的元素。但是，若其含量小于0.2质量％，则不能得到充分的内部硬度，另一方面，若添加大于1.3质量％，则淬透性过高，生成马氏体，耐磨损性及耐疲劳损伤性降低。因此，使Cr量为0.2～1.3质量％。优选为0.3～1.3质量％。进一步优选为0.5～1.3质量％。 
V：0.005～0.12质量％ 
V形成碳氮化物，分散析出于基质中，从而提高耐磨损性、耐延迟断裂性，但若其含量小于0.005质量％，则其效果减小，另一方面，若其含量超过0.12质量％，则合金成本增加，因而内部高硬度型珠光体钢轨的成本增加。因此，使V量为0.005～0.12质量％。进一步优选为0.012～0.10质量％。 
N：0.0015～0.0060质量％ 
N形成氮化物，分散析出于基质中，从而提高耐磨损性、耐延迟断裂性，但若其含量小于0.0015质量％，则其效果减小，另一方面，若其含量超过0.0060质量％，则在内部高硬度型珠光体钢轨中形成粗大的氮化物，耐疲劳损伤性、耐延迟断裂性降低。因此，使N量为0.0015～0.0060质量％。进一步优选为0.0030～0.0060质量％。 
[％Mn]/[％Cr]：0.3以上且小于1.0 
Mn及Cr是为了使内部高硬度型珠光体钢轨的硬度提高而添加的元素。若Mn含量[％Mn]和Cr含量[％Cr]的平衡不合适，则在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生成马氏体。而且，[％Mn]和[％Cr]的单位均为质量％。若[％Mn]/[％Cr]的值小于0.3，则Cr的添加量增多，由于Cr的高淬透性，因此容易在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生成马氏体。并且，若[％Mn]/[％Cr]的值为1.0以上，则Mn的添加量增多，由于Mn的高淬透性，因此同样地容易在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生成马氏体。在使Mn、Cr的含量分别在上述范围内的基础上，使[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，由此，可以防止向表层的马氏体的生成，并将钢轨头部的内部硬度(从内部高硬度型珠光体钢轨的头部表层到至少25mm深的范围内的硬度)控制在后述的范围内。因此，使[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0。优选为0.3以上、0.9以下。 
[％V]/[％N]：8.0～30.0 
V及N是形成成为氢的陷阱点(trap site)的V类氮化物的重要的元 素，为了形成V类氮化物，必须控制它们的添加量。而且[％V]和[％N]的单位均为质量％。若[％V]/[％N]的值小于8.0，则V类氮化物的形成不充分，氢的陷阱点减少，不能期待耐延迟断裂性的大幅提高。并且，若[％V]和[％N]的值超过30.0，则V的添加量增多，合金成本增加，因而不但内部高硬度型珠光体钢轨的成本增加，而且不能期待耐延迟断裂性的大幅提高。因此，使[％V]和[％N]的值为8.0～30.0。进一步优选为8.0～22.0。 
钢轨头部的内部硬度(从内部硬度型珠光体钢轨的头部表层到至少25mm深的范围内的硬度)：Hv380以上且小于Hv480 
若钢轨头部的内部硬度小于Hv380，则耐磨损性降低，内部高硬度型珠光体钢轨的使用寿命降低。另一方面，若硬度达到Hv480以上，则生成马氏体，内部高硬度型珠光体钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，使钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小于Hv480。并且，将钢轨头部的内部硬度的定义域设为从内部高硬度型珠光体钢轨的头部表层到至少25mm深的范围的原因在于，若该范围中包含深度小于25mm，则随着从钢轨头部的表层向内部延伸，内部高硬度型珠光体钢轨的耐磨损性降低，使用寿命降低。进一步优选钢轨头部的内部硬度为大于Hv390且小于Hv480。 
DI：5.6～8.6 
DI值是将C含量记为[％C]、Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、P含量记为[％P]、S含量记为[％S]、Cr含量记为[％Cr]、V含量记为[％V]时，由下述(1)式算出的值。而且，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％P]、[％S]、[％Cr]、[％V]的单位均为质量％。 
DI＝(0.548[％C]1/2)×(1+0.64[％Si])×(1+4.1[％Mn])×(1+2.83[％P])×(1-0.62[％S])×(1+2.23[％Cr])×(1+1.82[％V])        ……(1) 
该DI值表示淬透性，并作为判断淬透性的好坏的指标来应用，在本发明中，作为用于抑制马氏体在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生 成和达到钢轨头部的内部硬度的目标值的指标来使用，优选维持在合适的范围内。若DI值小于5.6，则虽然可以得到所希望的内部硬度，但接近目标硬度范围的下限，因而不能期待耐磨损性、耐疲劳损伤性、耐延迟断裂性的进一步提高。并且，若DI值超过8.6，则内部高硬度型珠光体钢轨的淬透性上升，容易在钢轨头部的表层生成马氏体。因此，优选使DI值为5.6～8.6。更优选为5.6～8.2。 
Ceq：1.04～1.27 
Ceq值是将C含量记为[％C]、Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]、V含量记为[％V]时，由下述(2)式算出的值。而且，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cr]、[％V]的单位均为质量％。 
Ceq＝[％C]+([％Si]/11)+([％Mn]/7)+([％Cr]/5.8)+[％V]     ……(2) 
该Ceq值用于由合金成分的混合比例估算所得到的最大硬度和焊接性，在本发明中，作为用于抑制马氏体在内部高硬度型珠光体钢轨的表层生成和达到钢轨头部的内部硬度的目标值的指标来使用，优选维持在合适的范围内。若Ceq值小于1.04，则虽然可以得到所希望的内部硬度，但接近目标硬度范围的下限，因而不能期待耐磨损性、耐疲劳损伤性的进一步提高。并且，若Ceq值大于1.27，则内部高硬度型珠光体钢轨的淬透性上升，容易在钢轨头部的表层生成马氏体。因此，优选使Ceq值为1.04～1.27。进一步优选为1.04～1.20。 
[％Si]+[％Mn]+[％Cr]：1.55～2.50 
若Si含量[％Si]、Mn含量[％Mn]和Cr含量[％Cr]的总含量(＝[％Si]+[％Mn]+[％Cr])的值小于1.55，则难以满足钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小于Hv480。并且，若大于2.50，则由于Si、Mn、Cr的高淬透性，因而生成马氏体组织，延展性及韧性有降低的倾向。因此，优选使[％Si]+[％Mn]+[％Cr]的值为1.55～2.50。更优选为1.55～2.30质量％。而且，[％Si]、[％Mn]、[％Cr]的单位均为质量％。 
关于上述组成，还可以根据需要，添加选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.001～0.05质量％及Mo：0.5质量％以下中的1种或2种以上。 
Cu：1.0质量％以下 
Cu与Cr同样是通过固溶强化来实现更高强度的元素。为了得到该效果，优选添加的Cu含量为0.005质量％以上。但是，若其含量大于1.0质量％，则容易产生Cu裂纹。因此，在添加Cu时，优选Cu量为1.0质量％以下。进一步优选为0.005～0.5质量％。 
Ni：1.0质量％以下 
Ni是不使延展性变差而实现高强度的元素。并且，由于通过与Cu复合添加可抑制Cu裂纹，因此优选在添加Cu时也添加Ni。为了得到该效果，优选添加0.005质量％以上。但是，若添加大于1.0质量％，则淬透性上升，生成马氏体，耐磨损性和耐疲劳损伤性有降低的倾向。因此在添加Ni时，优选使Ni量为1.0质量％以下。进一步优选为0.005～0.5质量％。 
Nb：0.001～0.05质量％ 
Nb与钢中的C结合、在轧制时和轧制后以碳化物形式析出，并有效地对珠光体晶团尺寸的微小化产生作用。其结果是，使耐磨损性、耐疲劳损伤性、延展性大幅提高，大大有助于内部高硬度型珠光体钢轨的长寿命化。为了得到该效果，优选添加0.001质量％以上。但是，若Nb量小于0.001质量％，则不能得到充分的效果。并且，即使添加大于0.05质量％，耐磨损性、耐疲劳损伤性的提高效果饱和，也不能得到与添加量相应的效果。因此，添加Nb时，优选使Nb量为0.001～0.05质量％。进一步优选为0.001～0.03质量％。 
Mo：0.5质量％以下 
Mo是通过固溶强化来实现更高强度的元素。为了得到该效果，优 选添加0.005质量％以上。若大于0.5质量％，则容易生成贝氏体组织，耐磨损性有降低的倾向。因此，添加Mo时，优选Mo量为0.5质量％以下。更优选为0.005～0.3质量％。 
从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的珠光体层的片层间距：0.04～0.15μm 
关于珠光体层的片层间距，其越微小，内部高硬度型珠光体钢轨的硬度越上升，从提高耐磨损性及耐疲劳损伤性的观点出发变得有利，但片层间距若大于0.15μm，则这些特性的提高变得不充分，因此优选为0.15μm以下。并且，若要使片层间距小于0.04μm，则使淬透性提高，需要使用更微细化的技术，这种情况下，容易在表层生成马氏体，给耐疲劳损伤性带来不良影响。因此，优选使片层间距为0.04μm以上。 
而且，代替本发明的组成中的余量Fe的一部分，而在实质上不影响本发明的作用效果的范围内含有其他的微量成分元素的珠光体钢轨，也属于本发明。这里，作为杂质，可以列举P、O等，P如上所述，能容许达到0.035质量％。并且，O能容许达到0.004质量％。而且本发明中，能容许作为杂质混入的Ti分别达到0.0010％。特别是，Ti形成氧化物，导致作为钢轨的基本特性的耐疲劳损伤性的降低，因而优选将其含量控制在0.0010％以下。 
本发明的内部高硬度型珠光体钢轨，优选如下制造：将具有本发明的组成的钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850～950℃，接着，以1.2～5℃/秒的冷却速度(cooling rate)，将钢轨形状体的至少头部从珠光体相变开始温度(pearlite transformation starting temperature)以上的温度快速冷却(slack quenching)至400～650℃。下面对将终轧温度(rollfinishing temperature)设为850～950℃、将快速冷却的冷却速度设为1.2～5℃/秒、以及将冷却停止温度(cooling stop temperature)设为400～650℃的理由进行说明。 
终轧温度：850～950℃ 
终轧温度低于850℃时，进行轧制直至奥氏体低温区域(low-temperature of austenite range)，不仅加工应变(processing strain)被导入奥氏体晶粒(austenite grain size)，而且奥氏体晶粒的延伸程度也变得显著。由于位错(dislocation)的导入和奥氏体晶界面积(austenite grainboundary area)的增加，珠光体成核部位(pearlite nucleation site)增加，虽然珠光体晶团尺寸(pearlite colony size)微小化，但是由于珠光体成核部位的增加，珠光体相变开始温度上升，珠光体层的片层间距粗大化，因而耐磨损性显著降低。另一方面，终轧温度超过950℃时，由于奥氏体晶粒变得粗大，因此最终得到的珠光体晶团尺寸变得粗大，耐疲劳损伤性降低。因此，优选使终轧温度为850～950℃。 
从珠光体相变开始温度以上的温度起的冷却速度：1.2～5℃/秒 
冷却速度小于1.2℃/秒时，珠光体相变开始温度上升，珠光体层的片层间距粗大化，耐磨损性、耐疲劳损伤性显著降低。另一方面，冷却速度大于5℃/秒时，生成马氏体组织(martensitic structure)，延展性(ductility)和韧性(toughness)降低。因此，优选使冷却速度在1.2～5℃/秒的范围内。更优选为1.2～4.6℃/秒。虽然珠光体相变开始温度根据冷却速度而发生变化，但在本发明中是指平衡相变温度(equilibriumtransformation temperature)，在本发明的成分范围内，从720℃以上起采用该范围的冷却速度即可。 
冷却停止温度：400～650℃ 
在本发明所述的组成、冷却速度的情况下，为了通过1.2～5℃/秒的范围的冷却速度得到均质的珠光体组织，作为冷却停止温度，优选确保比平衡相变温度低约70℃以上的温度。但是，若冷却停止温度小于400℃，则由于冷却时间变长，因此导致内部高硬度型珠光体钢轨的成本上升。因此，优选使冷却停止温度为400～650℃。更优选为450～650℃。 
下面，对耐磨损性、耐疲劳损伤性、耐延迟断裂性、钢轨头部的内部硬度、片层间距的测定及评价方法进行说明。 
(耐磨损性) 
关于耐磨损性，虽然最优选通过实际铺设内部高硬度型珠光体钢轨来进行评价，但那样的话试验需要很长时间。因此，在本发明中，通过使用可在短时间内评价耐磨损性的西原式磨损试验机(Nishiharatype rolling contact test machine)，模拟了(simulate)实际的内部高硬度型珠光体钢轨与车轮的接触条件(condition of rail and wheel contact)的比较试验来进行评价。从钢轨头部采集外径30mm的西原式磨损试验片1，并使其如图1所示地与疲劳试验片2接触、旋转而进行试验。图1中的箭头，分别表示西原式磨损试验片1和疲劳试验片2的旋转方向。疲劳试验片是指，从JIS E 1101中记载的普通钢轨的头部采集32mmΦ的圆棒，进行热处理，使其维氏硬度(载荷98N)为HV390、组织成为回火马氏体组织，然后，加工成图1所示的形状，将其作为疲劳试验片。而且，西原式磨损试验片1如图2所示，从钢轨头部3的2处采集。将从钢轨头部3的表层采集的试验片记为西原式磨损试验片1a，从内部采集的试验片记为西原式磨损试验片1b。从钢轨头部3的内部采集的西原式磨损试验片1b的长度方向的中心，位于距钢轨头部3的上表面24～26mm(平均值25mm)的深度。试验环境条件为干燥状态，在接触压力(contact pressure)：1.4Gpa、滑移率(slip ratio)：-10％、旋转速度：675rpm(疲劳试验片为750rpm)的条件下测定10万转后的磨损量。比较磨损量的大小时，采用热处理型珠光体钢轨作为成为标准的钢材，在磨损量比该标准钢材少10％以上的情况下，判断为耐磨损性提高。而且，耐磨损性提高率，通过{(标准材料的磨损量-试验材料的磨损量)/(标准材料的磨损量)}×100算出。 
(耐疲劳损伤性) 
关于耐疲劳损伤性，以曲率半径为15mm的曲面作为接触面，从钢轨头部采集直径为30mm的西原式磨损试验片1，如图3所示使其与 疲劳试验片2接触、旋转来进行试验。图3中的箭头，分别表示西原式磨损试验片1和疲劳试验片2的旋转方向。而且，西原式磨损试验片1如图2所示，从钢轨头部3的2处采集。由于采集西原式磨损试验片1的位置及疲劳试验片与上述相同，因此省略说明。试验环境为油润滑条件，在接触压力：2.2GPa、滑移率：-20％、旋转速度：600rpm(疲劳试验片为750rpm)的条件下，每旋转2万5千次观察试验片表面，将产生0.5mm以上的裂纹的时刻的旋转数(number of rotations)作为疲劳损伤寿命。比较疲劳损伤寿命的大小时，采用热处理型珠光体钢轨作为成为标准的钢材，在疲劳损伤时间比该标准钢材长10％以上的情况下，判断为耐疲劳损伤性提高。而且，耐疲劳损伤性提高率，通过{(试验材料的疲劳损伤发生为止的旋转数-标准材料的疲劳损伤发生为止的旋转数)/(标准材料的疲劳损伤发生为止的旋转数)}×100算出。 
(耐延迟断裂性) 
如图4所示，以距钢轨头部3的上表面25.4mm处为中心，采集SSRT(Slow Strain Rate Technique)试验片4。SSRT试验片4的尺寸形状如图5所示，除螺纹部(screw section)和R部以外进行 
Figure G2008800203846D00151
(threetriangle mark)终轧(finish)，平行部用砂纸(emery paper)研磨至#600。将该SSRT试验片装在试验装置上，在大气中、25℃下，以3.3×10-6/秒的应变速率(strain rate)进行SSRT试验，得到空气中SSRT试验片的延伸率E0。并且，在20质量％硫氰酸铵水溶液(20mass％ ammoniumthiocyanate(NH4SCN)solution)中、25℃下，以3.3×10-6/秒的应变速率进行SSRT试验，得到硫氰酸铵水溶液中SSRT试验片的延伸率E1。作为评价耐延迟断裂性的指标的耐延迟断裂敏感性(即DF)是通过DF(％)＝100×(1-E1/E0)算出的。而且将相对于标准材料(即C量0.68质量％的热处理型珠光体钢轨)的延迟断裂敏感性的提高率为10％以上的材料判断为延迟断裂性提高。而且，延迟断裂敏感性提高率是通过{(试验材料的延迟断裂敏感性-标准材料的延迟断裂敏感性)/(标准材料的延迟断裂敏感性)}×100算出的。 
(钢轨头部的内部硬度) 
在载荷98N、间距1mm的条件下测定从钢轨头部的表层到深25mm的范围的维氏硬度。然后，在所有的硬度中，将最小值作为钢轨头部的内部硬度。 
(片层间距) 
使用扫描电子显微镜(SEM)分别对钢轨头部的表层附近(约深1mm)和深25mm的位置，以7500倍的倍率对任意5个视野内进行观察。而且在片层间距存在最窄部分的情况下，以20000倍的倍率进行观察，并进行视野内的片层间距的测定。而且，7500倍的倍率的视野内不存在片层窄的部分时、或片层的截面相对于片层面不垂直而变得倾斜时，更换至其他的视野来进行测定。片层间距，采用5个视野的片层间距测定值的平均值来进行评价。 
实施例 
(实施例1) 
对具有表1所示组成的钢材，在表2所示的条件下进行轧制、冷却，制造珠光体钢轨。冷却只对钢轨头部进行，冷却停止后放冷。对该珠光体钢轨，进行维氏硬度、片层间距、耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性的评价。将其结果示于表3。表2中的终轧温度是指，将用放射温度计测定的精轧机入口侧的钢轨头部侧面表层的温度的值表示为终轧温度。冷却停止温度，将用放射温度计测定的冷却设备出口侧的钢轨头部侧面表层的温度的值表示为冷却停止温度。冷却速度，将从冷却开始到停止期间的温度的时间变化作为冷却速度。 
并且，由表1所示的从1-B到1-N的V含量和N含量算出[％V]/[％N]，将得到的[％V]/[％N]的值与表3所示的延迟断裂敏感性的提高率的关系示于图6。 
由这些结果可知，通过在使[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0 的基础上，使[％V]/[％N]的值为8.0～30.0，至少距钢轨头部的表层25mm的范围内为Hv380以上且小于Hv480，耐磨损性及耐疲劳损伤性提高，并且耐延迟断裂性提高了10％以上。可知另一方面，如1-F、1-I所示，即使[％V]/[％N]的值超过30，也不认为耐延迟断裂性显著提高。 
(实施例2) 
对具有表4所示组成的钢材，在表5所示条件下进行轧制、冷却，制造珠光体钢轨。冷却只对钢轨头部进行，冷却停止后放冷。对该珠光体钢轨，与实施例1同样地进行维氏硬度、片层间距、耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性的评价。将该结果示于表6。 
由这些结果可知，如2-B至2-L、2-V至2-X所示，通过优化Si、Mn、Cr、V、N的添加量，在使[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，使[％V]/[％N]的值为8.0～30.0的基础上，进一步在适当的范围内添加选自Cu、Ni、Nb、Mo中的1种或2种以上的成分，耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性提高。并且可知，发明例中，如2-B至2-H、2-V至2-X所示，由于将DI值控制在5.6～8.6，将Ceq值控制在1.04～1.27，因此与2-I至2-L相比，耐磨损性及耐疲劳损伤性提高。还可知，如2-U所示，若添加Ti，则耐疲劳损伤性降低。 
根据本发明，可以稳定地制造具有远优于以往的珠光体钢轨的耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性的珠光体钢轨，有助于高轴重铁路的珠光体钢轨的高寿命化、铁路事故的防止，并带来产业上有益的效果。 
产业上的利用可能性 
根据本发明，可以稳定地制造具有远优于以往的珠光体钢轨的耐磨损性、耐疲劳损伤性及耐延迟断裂性的珠光体钢轨，有助于高轴重铁路的珠光体钢轨的高寿命化、铁路事故的防止，并带来产业上有益的效果。 
Figure G2008800203846D00181
表2 
Figure G2008800203846D00201
Figure G2008800203846D00221
表5 
Figure G2008800203846D00231
Figure G2008800203846D00241
Figure G2008800203846D00251

Claims (6)

1.一种内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，具有如下组成：含有C：0.73～0.85质量％、Si：0.5～0.75质量％、Mn：0.3～1.0质量％、P：0.035质量％以下、S：0.0005～0.012质量％、Cr：0.2～1.3质量％、V：0.005～0.12质量％、N：0.0015～0.0060质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，将Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]时，[％Mn]/[％Cr]的值为0.3以上且小于1.0，并且将V含量记为[％V]、N含量记为[％N]时，[％V]/[％N]的值为8.0～30.0，以从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的维氏硬度来定义的钢轨头部的内部硬度为Hv380以上且小于Hv480，所述从钢轨头部的表层到至少25mm深的范围内的珠光体层的片层间距为0.04～0.15μm。
2.如权利要求1所述的内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，将所述组成的C含量记为[％C]、Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、P含量记为[％P]、S含量记为[％S]、Cr含量记为[％Cr]、V含量记为[％V]时，由下述(1)式算出的DI值为5.6～8.6，并且由下述(2)式算出的Ceq值为1.04～1.27，
DI＝(0.548[％C]1/2)×(1+0.64[％Si])×(1+4.1[％Mn])×(1+2.83[％P])×(1-0.62[％S])×(1+2.23[％Cr])×(1+1.82[％V])……(1)
Ceq＝[％C]+([％Si]/11)+([％Mn]/7)+([％Cr]/5.8)+[％V]……(2)。
3.如权利要求1或2所述的内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，将所述组成的Si含量记为[％Si]、Mn含量记为[％Mn]、Cr含量记为[％Cr]时，[％Si]+[％Mn]+[％Cr]的值为1.55～2.50。
4.如权利要求1或2所述的内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，在所述组成的基础上，还含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.001～0.05质量％及Mo：0.5质量％以下中的1种或2种以上。
5.如权利要求3所述的内部高硬度型珠光体钢轨，其特征在于，在所述组成的基础上，还含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.001～0.05质量％及Mo：0.5质量％以下中的1种或2种以上。
6.一种内部高硬度型珠光体钢轨的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～5中任一项所述组成的钢材热轧成钢轨形状，使终轧温度为850～950℃，接着，以1.2～5℃/秒的冷却速度，将钢轨头部的表层从珠光体相变开始温度以上的温度快速冷却至400～650℃。
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