CN104254631A - 车轮用钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种车轮用钢，其以质量％计含有C:0.65～0.84％、Si:0.4～1.0％、Mn:0.50～1.40％、Cr:0.02～0.13％、S:0.04％以下、V:0.02～0.12％、由下述式(1)表示的Fn1为32～43、并且由式(2)表示的Fn2为25以下，余量包含Fe以及杂质，杂质中的P、Cu以及Ni分别为P:0.05％以下、Cu:0.20％以下以及Ni:0.20％以下。该钢的耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性的平衡优异，具备高高温屈服强度和高延展性。Fn1＝2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V···(1)Fn2＝exp(0.76)×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)···(2)

Description

车轮用钢
技术领域
本发明涉及车轮用钢，详细而言，涉及适宜作为耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性优异的铁道用高硬度车轮的原材料的车轮用钢。
所谓剥落，是指由于紧急制动等导致车轮被加热骤冷的部分相变为称作白色层的脆马氏体，并以该白色层为起点发展裂纹、脆性破坏，从而剥离的现象。有时也称为“热裂纹”。
背景技术
近年来，伴随世界性的移动距离的增加以及载重荷重的增加，与以往相比增加谋求具有长寿命的铁道用车轮(以下也称为“车轮”)。
车轮的损伤要素主要有：(i)磨耗、(ii)滚动疲劳以及(iii)剥落这三个现象，特别是近年来，伴随移动距离的增加的磨耗以及伴随载重荷重的增加的滚动疲劳而导致损伤的车轮正在增加。滚动疲劳有时称为“剥离(shelling)”。由剥落形成的裂纹有时也称为“剥离”，本说明书中，将由白色层的形成引起的裂纹的产生定义为“剥落”。
伴随制动时车轮温度上升所产生的高温滚动疲劳(Thermal mechanicalshelling，以下称为“TMS”)初步认为是车轮损伤的原因。与之相伴，谋求确保高温强度的车轮。例如在AAR(Association of American Railroads)的Class-D规格中，规定538℃(1000°F)下的屈服强度YS为345MPa以上。
最近为了抑制车轮踏面的裂纹产生，谋求确保最低限的延展性，在各国存在各种规定。例如，俄罗斯GOST10791Grade3规格中为8％以上、中国TB/T2708CL60规格中为10％以上、欧州EN13262ER9规格中为12％以上、AAR的Class-D规格中伸长率El为14％以上等。
经验上已知耐磨耗性以及耐滚动疲劳性与耐剥落性为相反的性质。当务之急是开发出耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性的平衡优异且进一步兼具高温强度与高延展性的、能够赋予车轮长寿命的车轮用钢。
例如，专利文献1～11中公开了关于车轮的技术。
专利文献1中公开了添加V的“高韧性铁道车轮用钢”。
专利文献2中公开了耐磨耗性、耐裂损性以及耐热裂纹性优异的“用于铁道车辆的轮组的轮圈(rim)或一体车轮”。
专利文献3中公开了降低C的含量且踏面部制成贝氏体组织、回火马氏体组织、或贝氏体与回火马氏体的混合组织从而兼具耐剥离性与作为耐热裂纹性的耐平坦剥离性的“铁道车辆用车轮”。
专利文献4中公开了将C的含量提高至0.85～1.20％的“耐磨耗性以及耐热裂纹性优异的高碳铁道车辆用车轮”。
专利文献5中公开了一种“耐磨耗性以及耐热龟裂性优异的铁道车辆用车轮”及其制造方法，其特征在于，其为由含有C：0.4～0.75％、Si：0.4～0.95％、Mn：0.6～1.2％、Cr：0～不足0.2％、P：0.03％以下以及S：0.03％以下且余量包含Fe以及杂质的化学组成的钢而构成的一体型的铁道车辆用车轮，至少距车轮踏面的表面深度为50mm的区域包含珠光体组织。
专利文献6以及专利文献7中分别公开了通过含有0.01～0.12％以及0.009～0.013％的Nb从而高强度化且提高耐滚动疲劳性以及耐剥落性的“铁道车轮用钢”。
专利文献8中公开了含有V或Nb的车轮用钢。根据该发明，可以在非调质下确保耐滚动疲劳特性。
专利文献9中公开了使用利用Ti脱氧将珠光体颗粒微细化的钢的高强度导轨。根据该发明，可以提高延展性以及韧性。
专利文献10中公开了规定氧化铝簇(Alumina Cluster)的尺寸，从而提高耐滚动疲劳特性的材料。
专利文献11中公开了增加Si、Cr以及Mo量从而提高高温强度的、耐TMS性高的车轮用钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭50-104717号公报
专利文献2：日本特开2001-158940号公报
专利文献3：日本特开2005-350769号公报
专利文献4：日本特开2004-315928号公报
专利文献5：日本特开平9-202937号公报
专利文献6：美国专利第7559999号公报
专利文献7：美国专利第7591909号公报
专利文献8：日本特开昭57-143469号公报
专利文献9：日本特开平6-279927号公报
专利文献10：日本特开平6-279918号公报
专利文献11：美国专利第6783610号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1中所公开的钢的C的含量低至0.50～0.60％，因此耐磨耗性低。因此，该钢不能对应近年来的载重荷重的增加。
专利文献2中所公开的钢的C的含量低至0.45～0.55％，因此耐磨耗性低。因此，该钢也不能对应近年来的载重荷重的增加。
专利文献3中所公开的车轮的踏面部包含贝氏体组织、回火马氏体组织、或贝氏体与回火马氏体的混合组织。因此，尽管具有高强度，但与踏面部包含珠光体组织的情况相比，耐磨耗性低，难以得到常用货车用车轮用钢以上的耐磨耗性。即，与珠光体组织相比，贝氏体组织以及回火马氏体组织的磨耗量变多，该珠光体组织的加工硬化特性优异，进而伴随磨耗的进行而表现出珠光体组织的层片(lamellae)平行地再排列于表面的行为(例如，参照山本定弘：“组织制御による钢の耐磨耗性上升技术-溶接性を備えた耐磨耗钢の组织制御技术”、第161·162回西山記念技术講座、平成8年、日本鉄钢協会編、p.221)。
专利文献4中所公开的车轮的原材料钢难以在利用称为“踏面淬火法”的车轮独特的处理而制造出的车轮中应用。作为车轮的一个例子，在图1中示出“一体车轮”的示意图。车轮的情况下，为了在加热整体之后对轮圈部赋予压缩残留应力，实施自车轮的外周开始冷却轮圈部的热处理。对于该冷却处理，在轮圈部附近骤冷，但轮毂部的冷却速度慢。因此，用踏面淬火法对该文献中所记载的车轮的原材料钢进行热处理时，存在在轮毂部的奥氏体晶界析出超共析渗碳体的可能性。超共析渗碳体发挥与粗大的夹杂物同样的作用，导致韧性以及疲劳寿命极度地降低(例如，参照村上敬宜：微小欠陥と夹杂物の影响(2004)、p.182[養賢堂])。
专利文献5中所公开的车轮存在硬度不充分的情况。因此，未必可以对应近年来的载重荷重的增加。
专利文献6中所公开的铁道车轮用钢中含有多至0.20～0.30％的Mo。因此，容易产生称为贝氏体组织或擬似珠光体组织的耐磨耗性低的组织，难以得到良好的耐磨耗性。而且，上述的钢中必须含有0.01～0.12％的Nb。存在包含Nb的钢中形成粗大的夹杂物的情况，其与上述的超共析渗碳体同样地导致韧性以及疲劳寿命极度地降低。
专利文献7中所公开的铁道车轮用钢中也必须包含0.009～0.013％的Nb。如上所述，存在包含Nb的钢中形成粗大的夹杂物的情况，其与超共析渗碳体同样地极度降低韧性以及疲劳寿命。
专利文献8中所公开的铁道用车轮钢中含有0.15％以上的Cr。Cr含量多的钢在冷却速度快时，容易形成贝氏体组织等耐磨耗性低的组织。该发明中，对在热锻造后自700℃～500℃的温度区域进行强制风冷(air blast cooling)等冷却速度慢的冷却速度，从而防止这些组织的形成。然而，该缓慢冷却时不能得到足够的硬度，不能对应近年来的载重荷重的增加。此外，冷却速度快时，贝氏体组织形成于轮圈部，耐磨耗性劣化。
专利文献9所公开的钢可以通过制造工序而形成包含Ti的粗大的夹杂物。其与上述的超共析渗碳体同样地导致韧性以及疲劳寿命极度地降低。
专利文献10中所公开的钢虽然被认为具有足够的硬度与高耐滚动疲劳特性，却没有注意到耐剥落性。
专利文献11中所公开的车轮钢因为包含0.08％以上的Mo，所以高温强度高、耐TMS性优异，但未考虑到延展性。此外，过度的Mo添加存在使珠光体的层片组织崩塌，耐磨耗性降低的倾向。进而，在包含过度的Mo的钢的情况下，如果冷却速度快，则贝氏体组织形成于轮圈部，因此难以确保耐磨耗性。
本发明是为了解决上述问题而作出的，其目的在于，提供耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性的平衡优异且进一步兼具高的高温屈服强度与高延展性的能够使车轮具备长寿命的车轮用钢。
用于解决问题的方案
本发明人等对于耐磨耗性、耐滚动疲劳性、耐剥落性、高温强度以及延展性进行各种研究，结果明确下述(a)～(e)的事项。
(a)对于耐磨耗性，是将钢材的组织制成珠光体组织，并且硬度越高越上升。
(b)对于耐滚动疲劳性，与组织无关，是硬度越高越上升。
(c)对于耐剥落性，是淬火性越低越上升。
(d)对于高温强度，是Si以及V的含量越多越上升。
(e)对于延展性，是Si含量越多、V的含量越少越上升。
由此，本发明人等为了解决前述的课题，从而得到的结论是：若开发通过热处理能够得到珠光体组织，并且高硬度、淬火性低，将Si以及V的含量进行了最优化的钢即可。
以下，对本发明人等研究的内容的一个例子，进行详细说明。
首先，本发明人等利用实际车轮的踏面淬火和热处理条件类似的顶端淬火式一端淬火试验(以下，称为“顶端淬火试验”)来评价涉及硬度与淬火性的各元素的影响。
用真空熔化炉将具有表1中示出的化学组成的钢1～24以实验室规模熔化制作铸锭，由各铸锭进行热锻造从而制作直径35mm的圆棒、直径160mm的圆棒以及直径70mm的圆棒。对于钢1，为了制作后述的滚动疲劳试验的“导轨试验片”，也制作直径220mm的圆棒。
需要说明的是，表1中的钢1相当于AAR(Association of AmericanRailroads)的M-107/M-207规格中的“Class C”的铁道车轮用钢。
表1
自上述直径35mm的圆棒采取顶端淬火试验片，在大气气氛中，在900℃下实施30分钟的奥氏体化后，进行一端淬火，接着，实施1.0mm的平行切削，进行洛氏C硬度(以下，称为“HRC”)的测定。
测定距水冷端40mm位置的HRC(以下，称为“40mm硬度”)，评价涉及其值的各元素的影响。其结果，如图2所示，明确“40mm硬度”与由下述式(1)表示的Fn1具有比例关系。此外，也明确如钢23以及钢24那样，如果Fn1超过43，则至少一部分形成贝氏体组织，比例关系不成立。
需要说明的是，测定距水冷端40mm位置的HRC的原因在于，车轮在热处理后对踏面正下方进行机械加工，使用开始后也存在重复机械加工并使用的情况，与表面相比硬度低的内部的钢的特性对车轮的寿命有较大影响。
图2中，以标记“▲”表示相当于AAR的“Class C”的铁道车轮用钢的钢1。需要说明的是，对于组织的判定，在镜面研磨距水冷端40mm位置之后用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，进行光学显微镜观察而判定。
Fn1＝2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V  (1)
上述的式(1)中的C、Si、Mn、Cr、Mo以及V意味着以该元素的质量％计的含量。
表2中整理上述“40mm硬度”的测定值与由式(1)表示的Fn1而示出。
对于淬火性，基于ASTM A255规格中记载的马氏体组织比率为50％时的硬度，从顶端淬火硬度出发，测定以该马氏体组织比率成为50％的mm单位计的距水冷端的距离(以下，称为“M50％”)来评价。其结果，如图3所示，明确“M50％”与由下述式(2)表示的Fn2具有关系。需要说明的是，图3中以标记“▲”表示钢1。
Fn2＝exp(0.76)×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)  (2)
上述式(2)中的C、Si、Mn、Cr、Mo以及V意味着以该元素的质量％计的含量。“exp(0.05×C)”等意味着“e0.05×C”等的指数表示。需要说明的是“e”为数学常数之一的“纳皮尔常数”，作为自然对数的底数来使用。
表2整理示出上述“M50％”的测定值与由式(2)表示的Fn2。
表2
本发明人等接着使用前述表1中示出的钢1～24，调查耐滚动疲劳性以及耐磨耗性与由式(1)表示的Fn1的关系。
即，对于各钢，将上述直径160mm的圆棒截断为100mm长度之后，制作在温度900℃下加热30分钟之后进行油淬火的试验片。
对于钢1～24，首先，从如上所述而制作的试验片的中心的部位以滚动疲劳试验中使用的“车轮试验片”的方式采取图4的(a)中示出的形状的试验片。
对于钢1，将上述的直径220mm的圆棒截断为100mm长度之后，制作在900℃下加热30分钟之后油淬火的试验片，从该试验片的中央部以滚动疲劳试验中使用的“导轨试验片”的方式也采取图4的(b)中示出的形状的试验片。
同样地，对于钢1～24，将上述直径70mm的圆棒截断为100mm长度之后，制作在900℃下加热30分钟之后油淬火的试验片。从该试验片的中心的部位，以磨耗试验中使用的“车轮试验片”的方式采取图5的(a)中示出的形状的试验片。
对于钢1，制作实施与上述的车轮试验片同样的热处理的直径70mm且100mm长度的圆棒试验片，从其中心的部位以磨耗试验中使用的“导轨试验片”的方式也采取图5的(b)中示出的形状的试验片。
首先，使用上述的钢1～24的图4的(a)中示出的车轮试验片与钢1的图4的(b)中示出的导轨试验片，以图6中示意性地表示的方法实施滚动疲劳试验。
滚动疲劳试验的具体的条件是赫兹应力：1100MPa、滑动率：0.28％、转动速度：车轮侧为1000rpm、导轨侧为602rpm，且为水润滑下的试验。试验边用振动加速度计监视加速度边实施，检测0.5G的重复数作为滚动疲劳寿命而进行评价。需要说明的是，以0.5G为基准是由于，在事先的预备试验中评价检测加速度与损伤状态的关系，其结果，可以确认超过0.5G时，滚动面明显地产生剥离。
表2中一并示出上述滚动疲劳寿命。此外，图7中表示滚动疲劳寿命与由式(1)表示的Fn1的关系。
需要说明的是，上述图7中的“2.E+06”等意味着“2.0×106”等。图7中也利用标记“▲”表示钢1。
如图7所示，明确滚动疲劳寿命与由式(1)表示的Fn1具有关系，Fn1若为32以上，则可以制成相当于AAR的“Class C”的铁道车轮用钢的钢1以上。
进而，使用前述的钢1～24的图5的(a)中示出的车轮试验片与钢1的图5的(b)中示出的导轨试验片，以图8中示意性地表示的方法实施磨耗试验。需要说明的是，磨耗试验中使用西原式磨耗试验机。
具体的试验条件是，赫兹应力：2200MPa、滑动率：0.8％、转动速度：车轮侧为776rpm、导轨侧为800rpm，进行试验至重复数5×105次之后，由试验前后的试验片的质量差求出磨耗量。
表2中一并示出上述磨耗量。此外，图9中示出磨耗量与由式(1)表示的Fn1的关系。图9中也利用标记“▲”表示钢1。
如图9所示，明确组织仅限于珠光体组织，磨耗量与由式(1)表示的Fn1成比例地减少，Fn1若为32以上，则可以磨耗量设为钢1以下。
另一方面，Fn1超过43时，如前所述，至少一部分形成贝氏体组织。并且，可以确认包含贝氏体组织的情况下，Fn1即便增加磨耗量也不减少，与珠光体主体的组织的情况相比耐磨耗性差。
金鹰等在铁道总研报告、Vol.19(2005)No9、p.17中，报告了称为白色层的淬火层的厚度越厚龟裂深度越大，容易产生剥离(文中记载为“剥离”，其在本说明书中称为“剥落”)。
因此，本发明人等对于涉及剥落的淬火性的影响进行详细研究。
由金鹰等的报告出发，预期淬火性越大白色层的厚度增加，裂纹产生、剥离寿命降低，因此调查形成白色层时的淬火性与裂纹产生寿命的关系。
具体而言，使用表1中记载的钢1、钢2、钢5、钢11、钢12以及钢14的图4的(a)中示出的形状的“车轮试验片”、钢1的图4的(b)中示出的形状的“导轨试验片”。利用YAG激光形成在“车轮试验片”的试验面发生剥离时所相应的厚的白色层，然后实施滚动疲劳试验，调查裂纹产生寿命(耐剥落性)。YAG激光的照射条件为激光输出：2500W、输送速度：1.2m/min、激光照射后进行空冷。
需要说明的是，滚动疲劳试验的具体的条件设为赫兹应力：1100MPa、滑动率：0.28％、转动速度：车轮侧为100rpm、导轨侧为60rpm，且为水润滑下的试验。需要说明的是，滚动数至2000次每200次停止试验，超过2000次时每2000次停止试验，用目视确认试验片的表面有无裂纹。
其结果，如图10以及图11所示，明确伴随于作为淬火性的指标的“M50％”具有关系的由前述的式(2)表示的Fn2的增加，白色层的厚度增加，与之相伴，裂纹产生寿命急剧减少。
进而，Fn2超过25时，由最初的目视检查(即在滚动数200次下的目视检查)已经可以确认裂纹，也明确裂纹产生寿命极度降低。
由上述的结果出发，本发明人等得出如下结论：若将钢的化学组成以由前述的式(2)表示的Fn2计设为25以下，则可以避免剥离寿命、即剥落产生寿命的极度降低。
接着，本发明人等用真空熔化炉以实验室规模熔化表1的钢1、钢25～36而制作铸锭，由各铸锭利用热锻造制作直径70mm的圆棒，对其进行加热、油淬火，由内部的珠光体组织部采取基于ASTM E8规格的直径6mm、GL25mm的高温拉伸试验片与基于ASTM E370规格的直径12.5mm、GL50mm的常温拉伸试验片。
使用这些试验片，基于ASTM E21规格实施在1000°F下的拉伸试验，调查波及高温屈服强度的成分的影响。进而，基于ASTM E370规格实施常温拉伸试验。在表3中示出这些结果。此外，图12以及图13分别表示以V含量计整理各个高温屈服强度以及常温伸长率的结果的图。
表3
如表3以及图12和图13所示，对于高温屈服强度，V含量越高越上升，对于常温伸长率，V含量越低越上升。尤其，明确Si含量为0.4％以上的钢(图中注释为高Si)与Si含量不足0.4％的钢(图中注释为低Si)相比高温屈服强度以及常温伸长率两者都高。
由以上的研究，为了得到足够的高温屈服强度与常温伸长率，含有0.4％以上的Si、并且以0.02％～0.12％的范围含有V是有效的。
本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨在于下述(A)以及(B)中示出的车轮用钢。
(A)一种车轮用钢，其以质量％计含有C：0.65～0.84％、Si：0.4～1.0％、Mn：0.50～1.40％、Cr：0.02～0.13％以及S：0.04％以下，且含有V：0.02～0.12％，由下述式(1)表示的Fn1为32～43，并且由式(2)表示的Fn2为25以下，余量包含Fe以及杂质，杂质中的P、Cu以及Ni分别为P：0.05％以下、Cu：0.20％以下以及Ni：0.20％以下。
Fn1＝2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V  (1)
Fn2＝exp(0.76)×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)  (2)
其中，上述的式(1)以及式(2)中的各元素符号意味着该元素的含量(质量％)。
(B)根据上述(A)所述的车轮用钢，代替Fe的一部分，以质量％计含有Mo：0.07％以下，并且V以及Mo的总含量为0.02～0.12％。
“杂质”是指工业上制造钢铁材料时，由作为原料的矿石、废料、或制造环境等而混入的物质。
发明的效果
本发明的车轮用钢的耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性的平衡优异，可以使车轮具备长寿命。将本发明的车轮用钢作为原材料的车轮与将AAR的“Class C”的铁道车轮用钢作为原材料的车轮相比，磨耗量为相同程度以下，最大减少30％，并且滚动疲劳寿命为同等以上，最大长寿命化3.2倍，并且也不易产生剥落。进而，由于兼具高温强度与延展性，因此TMS以及踏面的裂纹的产生风险也小。因此，本发明的车轮用钢极其适宜用作在移动距离的增加以及载重荷重的增加的极端严苛的环境下使用的铁道用车轮的原材料。
附图说明
图1为作为车轮的一个例子示意性地说明“一体车轮”的图。
图2为对于钢1～24整理示出距水冷端40mm位置的洛氏C硬度为“40mm硬度”与由式(1)表示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。
图3为对于钢1～24整理示出马氏体组织比率为50％的以mm单位计的距水冷端的距离为“M50％”与由式(2)表示的“Fn2”的关系的图。
图4为表示滚动疲劳试验中使用的“车轮试验片”与“导轨试验片”的形状的图。图中的(a)为“车轮试验片”、图中的(b)为“导轨试验片”。需要说明的是，图中的尺寸的单位为“mm”。
图5为表示磨耗试验中使用的“车轮试验片”与“导轨试验片”的形状的图。图中的(a)为“车轮试验片”、图中的(b)为“导轨试验片”。需要说明的是，图中的尺寸的单位为“mm”。
图6为示意性地说明使用图4的(a)中示出的车轮试验片与图4的(b)中示出的导轨试验片的滚动疲劳试验的方法的图。
图7为整理示出滚动疲劳寿命与由式(1)表示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。
图8为示意性地说明使用图5的(a)中示出的车轮试验片与图5的(b)中示出的导轨试验片的磨耗试验的方法的图。
图9为整理示出磨耗量与由式(1)表示的“Fn1”的关系的图。图中的“贝氏体”表示一部分形成贝氏体组织。
图10为对于钢1、钢2、钢5、钢11、钢12以及钢14整理示出白色层的厚度与由式(2)表示的“Fn2”的关系的图。
图11为对于钢1、钢2、钢5、钢11、钢12以及钢14整理示出裂纹产生寿命与由式(2)表示的“Fn2”的关系的图。
图12为以V含量计整理高温屈服强度的结果的图。
图13为以V含量计整理常温伸长率的结果的图。
图14为说明用于对车轮进行所谓“踏面淬火”而实施例中使用的装置的图。
图15为说明实施例中制作的车轮的布氏硬度的测定位置的图。
图16为说明调查实施例中制作的车轮的轮圈部微观组织的位置的图。
图17为说明调查实施例中制作的车轮的轮毂部微观组织的位置的图。
图18为说明从实施例中制作的车轮采取磨耗试验片、滚动疲劳试验片以及顶端淬火试验片的位置的图。以由图中“a”、“b”以及“c”表示的位置为基准，分别采取磨耗试验片、滚动疲劳试验片以及顶端淬火试验片。
具体实施方式
以下，对于本发明的各技术特征进行详细说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”意味着“质量％”。
C：0.65～0.84％
C提高硬度、提高耐磨耗性以及耐滚动疲劳性。此外，C在该范围内对淬火性的影响小，可以使耐剥落性几乎不降低地提高硬度。C的含量低于0.65％时，不能得到足够的硬度，进而铁素体的面积率增加而耐磨耗性降低。另一方面，C的含量超过0.84％时，有在车轮轮毂部产生粗大的超共析渗碳体，极度地降低韧性以及疲劳寿命的情况，安全上不优选。因此，C的含量设为0.65～0.84％。C的含量优选设为0.68％以上，并且优选设为0.82％以下。
Si：0.4～1.0％
Si通过减少珠光体的层片间隔，并且固溶强化珠光体组织中的铁素体，从而提高硬度，进而也是提高高温强度、延展性的元素。Si的含量低于0.4％时，前述的效果不充分，此外难以确保高温强度以及延展性。另一方面，Si的含量超过1.0％时，韧性降低，进而淬火性增加从而耐剥落性也降低。因此，将Si的含量设为0.4～1.0％。其中，为了利用Si增加硬度、高温强度以及延展性，尤其，优选将其含量设为0.5％以上、进一步优选设为0.65％以上。另一方面，Si使淬火性增加，因此优选设为0.90％以下。
Mn：0.50～1.40％
Mn是减少珠光体的层片间隔且固溶强化珠光体组织中的铁素体从而提高硬度的元素。Mn具有形成MnS而捕捉钢中的S从而抑制晶界脆化的作用。Mn的含量不足0.50％时，前述的效果中S的捕捉效果不充分。另一方面，Mn的含量超过1.40％时，贝氏体组织形成，耐磨耗性降低，进而淬火性增加，耐剥落性也降低。因此，将Mn的含量设为0.50～1.40％。Mn的含量优选设为1.20％以下。
Cr：0.02～0.13％
Cr通过减少珠光体的层片间隔，从而具有显著地增加珠光体的硬度的效果。Cr的含量不足0.02％时，这些效果不充分。另一方面，Cr的含量超过0.13％时，加热时碳化物难以固溶到奥氏体中，由于加热条件导致形成未固溶的碳化物，存在降低硬度、韧性、疲劳强度等的可能性。此外，制造热处理车轮时，耐磨耗性低的贝氏体组织容易在踏面正下方形成。进而，淬火性增加，从而耐剥落性降低。因此，将Cr的含量设为0.02～0.13％。Cr的含量优选设为0.05％以上，且优选设为0.12％以下。
S：0.04％以下
S通常为钢中含有的杂质，但对硬度以及淬火性的影响小，具有提高切削性的效果。因此，也可以积极地含有S，但是过量的S降低钢的韧性。因此，将S的含量设为0.04％以下。S的含量优选设为0.03％以下。需要说明的是，切削性的上升效果显著的范围是S的含量为0.005％以上。
V：0.02～0.12％
V以V碳化物的方式在珠光体中的铁素体中析出，存在显著增加珠光体的硬度的效果。此外，V具有提高高温下的屈服强度的效果。V的含量不足0.02％时，这些效果不充分。另一方面，含有超过0.12％的V时，不但常温伸长率降低，并且淬火性增加，从而耐剥落性降低。因此，含有V时，将其含量设为0.02～0.12％。V的含量优选设为0.07％以下，并且进一步优选设为0.05％以下。
Fn1(参照前述式(1))：32～43
Fn1不足32时，耐磨耗性以及耐滚动疲劳性与将AAR的“Class C”的铁道车轮用钢作为原材料的情况相比几乎不上升，根据情况，变得比“Class C”低。因此，难以用作在移动距离的增加以及载重荷重的增加的极端严苛的环境下使用的铁道用车轮的原材料。另一方面，Fn1超过43时，难以得到珠光体主体的组织，耐磨耗性降低。进而硬度过度上升，因此延展性、韧性降低。因此，Fn1设为32～43的范围。Fn1优选为37以下，并且优选为36以下。
Fn2(参照前述式(2))：25以下
Fn2超过25时，淬火性变高，导致耐剥落性降低。Fn2优选为20以下、进一步优选为15以下。
需要说明的是，Fn2不足3时，难以将由式(1)表示的Fn1设为32以上。因此，Fn2优选为3以上。
本发明的车轮用钢之一为含有上述元素、余量包含Fe以及杂质的钢，作为杂质的P、Cu以及Ni的含量需要限制在规定的范围。各个元素的含量的范围以及限定理由如下所述。
P：0.05％以下
P为钢中含有的杂质。P的含量超过0.05％时，韧性降低。因此，将杂质中的P的含量设为0.05％以下。更优选P的含量为0.025％以下。
Cu：0.20％以下
Cu为钢中含有的杂质。Cu的量超过0.20％时，制造时的表面瑕疵的产生增加，进而淬火性增加，从而耐剥落性降低。因此，将杂质中的Cu的含量设为0.20％以下。更优选Cu的含量为0.10％以下。
Ni：0.20％以下
Ni为钢中含有的杂质。Ni的量超过0.20％时，淬火性增加，从而耐剥落性降低。因此，将杂质中的Ni的含量设为0.20％以下。更优选Ni的含量为0.10％以下。
本发明的车轮用钢中根据需要，可以含有Mo代替Fe的一部分。Mo的含量的范围以及限定理由如下所述。
Mo：0.07％以下
Mo与V同样具有增加珠光体的硬度的作用，并且存在提高高温下的屈服强度的效果。Mo的含量超过0.07％时，在制造热处理车轮的情况下，在踏面正下方形成贝氏体组织，耐磨耗性降低，进而淬火性增加，从而耐剥落性也降低。因此，含有Mo的情况下，将其含量设为0.07％以下。Mo的含量优选设为0.02％以上。
尤其在含有V以及Mo两者的情况下，将其总含量(V+Mo)设为0.02～0.12％。更优选上限为0.07％、进一步优选上限为0.05％。
本发明的车轮用钢中可以根据需要含有Al。Al的含量的范围以及限定理由如下所述。
Al：0.20％以下
Al具有将晶粒微细化、提高韧性的效果，因此可以含有。然而，Al的含量超过0.20％时，粗大的夹杂物变多，降低韧性以及疲劳强度。因此，含有Al时，将其含量设为0.20％以下。Al含量优选设为0.08％以下。提高韧性的效果在Al含量为0.002％以上的情况下显著。尤其，优选设为0.011％以上。
将本发明的车轮用钢作为原材料的车轮的组织对于轮圈部而言珠光体组织的面积率期望为90％以上、最期望为100％珠光体组织。其理由是由于铁素体、贝氏体等除珠光体以外的组织的耐磨耗性低，除珠光体以外的组织的总计面积率期望为10％以下。进而，期望为超共析渗碳体未析出的组织。其理由是因为超共析渗碳体的析出使韧性降低。
即便对于轮毂部，也期望为与轮圈部同样的组织，除珠光体以外的组织的面积率即便超过10％也没有特别的问题。但是期望为超共析渗碳体未析出的组织。其理由是由于存在超共析渗碳体的析出导致韧性以及疲劳寿命极度降低的情况，至少用光学显微镜观察到的超共析渗碳体的形成是必须要避免的。
将本发明的车轮用钢作为原材料的车轮，例如可以依次地实施下述<1>～<3>中叙述的处理而进行制造。可以在<3>的处理之后进行回火处理。
<1>钢的熔炼以及铸造：
利用电炉、转炉等进行熔炼之后，进行铸造而制成钢块。需要说明的是，钢块可以利用连续铸造的铸片、浇注到铸模中的铸锭中的任意一种。
<2>向车轮的成形：
为了制成规定的车轮形状，从钢块直接地、或者一端地加工钢块为钢片之后，用热锻造、机械加工等适宜的方法而成形。需要说明的是，也可以通过铸造从而直接制成车轮形状，但期望进行热锻造。
<3>淬火：
采用“踏面淬火法”那样的、在轮圈部产生压缩残留应力的淬火方法。需要说明的是，进行淬火时的加热温度优选设为Ac3点～(Ac3点+250℃)。加热温度不足Ac3点时，未相变为奥氏体，存在通过加热后的冷却不能得到硬度高的珠光体的情况，另一方面，超过(Ac3点+250℃)时，存在晶粒粗大化、韧性降低的情况，车轮的性能上不优选。
加热后的冷却优选考虑车轮的尺寸、设备等，为了使车轮可得到上述期望的组织，优选利用水冷、油冷、喷雾冷却、空气冷却等适宜的方法来进行。
以下，利用实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。
实施例
用电炉熔化表4的钢37～63之后，铸造为直径513mm的铸模，从而制作铸锭，将各铸锭截断为长度300mm，加热至1200℃之后，用通常的方法进行热锻造，制造直径965mm的车轮。该车轮具有AAR的M-107/M-207规格中记载的“AAR TYPE：B-38”的形状。
表4
接着，利用将各车轮在900℃下加热2小时之后使用图14中示出的装置边使车轮转动边从喷嘴喷射水而冷却的方法(所谓“踏面淬火”)进行热处理。该热处理后，实施回火处理(边在500℃下保持2小时边在大气中冷却的处理)。
如此操作，对于制造的车轮，实施轮圈部的硬度试验、轮圈部以及轮毂部的组织调查、磨耗试验、滚动疲劳试验以及顶端淬火试验。在表5中示出其结果。对于各试验，以相当于AAR的“Class C”的铁道车轮用钢的钢37的试验结果为基准。
[1]轮圈部的硬度试验：
对于各钢，如图15所示，测定距轮圈部的踏面中央部的踏面40mm位置的布氏硬度(以下称为“HBW”)。
[2]轮圈部的组织调查：
对于各钢，如图16所示，调查距轮圈部的踏面中央部的踏面40mm位置的微观组织。需要说明的是，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，在400倍的倍率下进行光学显微镜观察，从而鉴定组织。
需要说明的是，组织中包含铁素体或贝氏体组织的情况下，测定其面积率，包含5％以上的情况下，认定为包含铁素体或贝氏体的组织。包含铁素体或贝氏体的情况下，后述的表5中记载为“P+F”或“P+B”。
[3]轮毂部的组织调查：
对于各钢，如图17所示，调查轮毂部中央位置的微观组织。需要说明的是，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，与轮圈部同样地观察组织。
[4]磨耗试验：
对于各钢，如图18所示，以距轮圈部的踏面中央部的踏面40mm位置(由图中“a”所示的位置)为基准，采取磨耗试验中使用的“车轮试验片”(图5的(a)中示出的形状的试验片)。使用这些“车轮试验片”与钢1的“导轨试验片”，利用西原式磨耗试验机，在干燥条件下、以赫兹应力：2200MPa、滑动率：0.8％、转动速度：车轮侧为776rpm、导轨侧为800rpm的条件进行磨耗试验，且试验至重复数5×105次之后，由试验前后的试验片的质量差求出磨耗量。
[5]滚动疲劳试验：
对于各钢，如图18所示，以距轮圈部的踏面中央部的踏面40mm位置(由图中“b”所示的位置)为基准，采取滚动疲劳试验中使用的“车轮试验片”(图4的(a)中示出的形状的试验片)。使用这些“车轮试验片”与钢1的“导轨试验片”，在赫兹应力：1100MPa、滑动率：0.28％、转动速度：车轮侧为1000rpm、导轨侧为602rpm、且为水润滑下的条件下进行滚动疲劳试验，将用加速度计检测0.5G的重复数作为滚动疲劳寿命来评价。
[6]顶端淬火试验：
对于各钢，如图18所示，以距轮圈部的踏面中央部的踏面40mm位置(由图中“c”表示的位置)为基准，采取顶端淬火试验片，在大气气氛中，900℃下实施30分钟的奥氏体化后，进行一端淬火，接着实施1.0mm的平行切削，测定至距水冷端50mm位置为止的硬度分布，求出“M50％”。
[7]高温拉伸试验
对于各钢，基于ASTM E21规格实施在1000°F下的拉伸试验，测定高温屈服强度。
[8]常温拉伸试验
对于各钢，基于ASTM E370规格，实施常温拉伸试验，测定常温伸长率。
表5
如表5所示，不满足本发明中规定的条件的钢37～39、42、45～47、56、57、60以及63在磨耗试验、滚动疲劳试验、顶端淬火试验、高温拉伸试验以及常温拉伸试验任意一种以上的试验中，与满足本发明中规定的条件的钢40、41、43、44、48～55、58、59、61以及62相比劣化。
产业上的可利用性
本发明的车轮用钢的耐磨耗性、耐滚动疲劳性以及耐剥落性的平衡优异，并且能够使车轮具备长寿命。将本发明的车轮用钢作为原材料的车轮与将AAR的“Class C”的铁道车轮用钢作为原材料的车轮相比，磨耗量最大减少30％、并且滚动疲劳寿命最大长寿命化3.2倍、并且也不易产生剥落。进而，由于兼具高温强度与延展性，因此TMS以及踏面产生裂纹的风险也小。因此，本发明的车轮用钢极其适宜用作在移动距离的增加以及载重荷重的增加的极端严苛的环境下使用的铁道用车轮的原材料。

Claims (3)

1.一种车轮用钢，其以质量％计含有
C：0.65～0.84％、
Si：0.4～1.0％、
Mn：0.50～1.40％、
Cr：0.02～0.13％以及S：0.04％以下，
且含有V：0.02～0.12％，
由下述式(1)表示的Fn1为32～43，并且由式(2)表示的Fn2为25以下，
余量包含Fe以及杂质，
杂质中的P、Cu以及Ni分别为
P：0.05％以下、
Cu：0.20％以下以及Ni：0.20％以下，
Fn1＝2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V  (1)
Fn2＝exp(0.76)×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)   (2)
其中，所述式(1)以及式(2)中的各元素符号意味着该元素的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的车轮用钢，代替Fe的一部分，以质量％计含有Mo：0.07％以下，并且V以及Mo的总含量为0.02～0.12％。
3.根据权利要求1或2所述的车轮用钢，代替Fe的一部分，以质量％计含有Al：0.20％以下。
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