CN111868285B - 轨道及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供使耐磨损性和耐疲劳损伤性这两种特性提高的轨道。其具有下述成分组成、该成分组成以满足式(1)的方式含有C：0.70质量％以上且0.85质量％以下、Si：0.50质量％以上且1.60质量％以下、Mn：0.20质量％以上且1.00质量％以下、P：0.035质量％以下、S：0.012质量％以下及Cr：0.40质量％以上且1.30质量％，余量为Fe及不可避免的杂质，从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域中的维氏硬度为370HV以上且低于520HV，该区域中的珠光体组织及贝氏体组织的合计面积率为98％以上，且该区域中的贝氏体组织的面积率大于5％且小于20％。0.30≤[％Si]/10+[％Mn]/6+[％Cr]/3≤0.55……(1)其中，[％M]为成分组成中的元素M的含量(质量％)。

Description

轨道及其制造方法
技术领域
本发明涉及轨道，特别是涉及使耐磨损性和耐疲劳损伤性这两种特性提高了的轨道、及能够有利地制造该轨道的轨道的制造方法。
背景技术
在以矿石搬运等为主的高轴重载铁道中，货车的车轴承受的荷重远高于客车，轨道的使用环境也非常苛刻。对于在这样的环境下使用的轨道，以往从重视耐磨损性的观点出发使用主要具有珠光体组织的钢。但是，近年来，为了实现铁道运输的高效化，货车的装载重量进一步增加，要求耐磨损性和耐疲劳损伤性的进一步提高。需要说明的是，所谓高轴重载铁道，是指一台列车、货车的货车装载重量很大的(装载重量为例如150吨左右以上的)铁道。
以进一步提高轨道的耐磨损性为目标，例如在专利文献1及专利文献2中提出将C量增加至超过0.85质量％且为1.20质量％以下，另外，在专利文献3及专利文献4中提出将C量设为超过0.85质量％且为1.20质量％以下并对轨道头部实施热处理等，从而使C量增加以使渗碳体分率增加，实现耐磨损性的提高。
另一方面，由于在高轴重载铁道的曲线区间的轨道上承受由车轮产生的滚动应力和由离心力产生的滑动力，因此轨道的磨损更加严重，且产生因滑动引起的疲劳损伤。若像上述提案那样仅使C量为超过0.85质量％且为1.20质量％以下，则根据热处理条件而生成先共析渗碳体组织，且脆的珠光体层状组织的渗碳体层的量增加，因此无法提高耐疲劳损伤性。
因而，在专利文献5中，提出通过添加Al、Si来抑制先共析渗碳体生成、提高耐疲劳损伤性的技术。但是，添加Al会生成成为疲劳损伤的起点的氧化物等，在具有珠光体组织的钢轨道中难以满足耐磨损性和耐疲劳损伤性这两种特性。
在专利文献6中，以轨道的头部角部及头顶部的表面为起点而将至少深度20mm的范围的维氏硬度设为370HV以上，从而实现轨道的使用寿命延长。另外，在专利文献7中，通过对珠光体块进行控制，从而将以轨道的头部角部及头顶部的表面为起点而至少深度20mm的范围的硬度设为300HV以上且500HV以下的范围，以实现轨道的使用寿命延长。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8-109439号公报
专利文献2:日本特开平8-144016号公报
专利文献3:日本特开平8-246100号公报
专利文献4:日本特开平8-246101号公报
专利文献5:日本特开2002-69585号公报
专利文献6:日本特开平10-195601号公报
专利文献7:日本特开2003-293086号公报
发明内容
发明要解决的课题
但是，轨道的使用环境进一步变得苛刻，且仅仅是珠光体组织的控制难以实现轨道的使用寿命延长、即难以同时实现优异的耐磨损性和耐疲劳损伤性。本发明是为了解决该课题而提出的，其目的在于提供能够提高耐磨损性和耐疲劳损伤性这两种特性的内部高硬度型的轨道及其制造方法。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本申请的发明人改变Si、Mn及Cr的含量来制备轨道，并对组织、耐磨损性及耐疲劳损伤性进行了深入调查。其结果发现，通过将Si、Mn及Cr的添加量以及耐磨损性优异的珠光体组织与耐疲劳损伤性优异的贝氏体组织的相分率优化，并将从轨道头部的0.5mm深度位置到25mm深度位置的硬度控制为规定的范围，从而能够稳定地维持使耐磨损性和耐疲劳损伤性提高的效果。
本发明基于上述见解而做出，其要旨构成如下。
1.轨道，其具有下述成分组成，上述成分组成以满足下述式(1)的方式含有
C：0.70质量％以上且0.85质量％以下、
Si：0.50质量％以上且1.60质量％以下、
Mn：0.20质量％以上且1.00质量％以下、
P：0.035质量％以下、
S：0.012质量％以下及
Cr：0.40质量％以上且1.30质量％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域中的维氏硬度为370HV以上且低于520HV，上述区域中的珠光体组织及贝氏体组织的合计面积率为98％以上，且上述区域中的贝氏体组织的面积率大于5％且小于20％。
0.30≤[％Si]/10+[％Mn]/6+[％Cr]/3≤0.55……(1)
其中，[％M]为成分组成中的元素M的含量(质量％)。
2.根据前述1所述的轨道，其中，所述成分组成还含有从
V：0.30质量％以下、
Cu：1.0质量％以下、
Ni：1.0质量％以下、
Nb：0.05质量％以下及
Mo：0.5质量％以下
中选择的一种以上。
3.根据前述1或2中任一项所述的轨道，其中，所述成分组成还含有从
Al：0.07质量％以下、
W：1.0质量％以下、
B：0.005质量％以下、
Ti：0.05质量％以下及
Sb：0.05质量％以下
中选择的一种以上。
4.轨道的制造方法，其中，对具有前述1至3中任一项所述的成分组成的钢原料实施终轧温度为850℃以上且950℃以下的热轧，然后，将冷却开始温度设为珠光体相变开始温度以上且将冷却停止温度设为350℃以上且600℃以下，并以2℃/s以上且10℃/s以下的冷却速度进行冷却。
发明效果
根据本发明，能够稳定地制造具有远优于现有轨道的耐磨损性-耐疲劳损伤性均衡性的内部高硬度型轨道，有助于高轴重载铁道用轨道的高寿命化、防止铁道事故，能够在产业上发挥优异效果。
附图说明
图1是示出轨道头部的内部硬度测定位置的轨道头部的剖视图。
图2A是示出评价耐磨损性的西原式磨损试验片的俯视图。
图2B是示出评价耐磨损性的西原式磨损试验片的侧视图。
图3是示出西原式磨损E试验片的采集位置的轨道头部的剖视图。
图4A是示出评价耐疲劳损伤性的西原式磨损试验片的俯视图。
图4B是示出评价耐疲劳损伤性的西原式磨损试验片的侧视图。
具体实施方式
以下，具体地说明本发明。首先，说明在本发明中将轨道钢的成分组成限定为上述范围的理由。
C：0.70质量％以上且0.85质量％以下
C为用于在珠光体组织中形成渗碳体、确保耐磨损性的必需元素，随着C的含量的增加而耐磨损性提高。但是，在C含量低于0.70质量％时，与现有的热处理型珠光体钢轨道比较，很难获得优异的耐磨损性。另外，若C含量超过0.85质量％，则在用于成形为轨道形状的热轧后的相变时，在奥氏体晶界生成先共析渗碳体，耐疲劳损伤性显著降低。因此，C含量设为0.70质量％以上且0.85质量％以下。优选为0.75质量％以上且0.85质量％以下。
Si：0.50质量％以上且1.60质量％以下
Si作为脱氧剂及珠光体组织的增强元素而需要含有0.50质量％以上，若其含量超过1.60质量％，则由于Si所具有的高的与氧的键合力而导致焊接性劣化。此外，由于Si使钢的淬硬性提高的能力高，因此欲要使直到轨道的内部高硬度化，则在轨道的表层生成大量的贝氏体组织，耐磨损性降低。因此，Si含量设为0.50质量％以上且1.60质量％以下。优选为0.50质量％以上且1.20质量％以下。
Mn：0.20质量％以上且1.00质量％以下
Mn通过使珠光体相变温度降低并使层间间隔变窄，从而有助于内部高硬度型轨道的高强度化及高延展性化。但是，若钢中过量含有Mn，则珠光体的平衡相变温度降低，其结果为，过冷度变小且层间间隔粗大化。若Mn含量低于0.20质量％，则关于上述的高强度化及高延展性化无法获得充分的效果，另一方面，若Mn含量超过1.00质量％，则容易产生马氏体组织，在轨道的热处理时及焊接时发生固化、脆化，材质容易劣化。另外，Mn提高钢的淬硬性的能力高，因此欲要直到轨道的内部进行高硬度化，则在轨道的表层生成大量的贝氏体组织，耐磨损性降低。此外，即使成为珠光体组织平衡相变温度也会降低，因此导致层间间隔的粗大化。因此，Mn含量设为0.20质量％以上且1.00质量％以下。优选为0.20质量％以上且0.80质量％以下。
P：0.035质量％以下
若P的含量超过0.035质量％，则使钢的延展性劣化。因此，P含量设为0.035质量％以下。优选为0.020质量％以下。另一方面，P含量的下限并无特别限定，也可以是0质量％，但在工业上通常超过0质量％。需要说明的是，使P含量过低会导致精炼成本的增加，因此从经济性的观点出发，优选将P含量设为0.001质量％以上。
S：0.012质量％以下
S主要以A类夹杂物的方式存在于钢中，但若其含量超过0.012质量％，则该夹杂物量显著增加，同时会生成粗大的夹杂物，因此钢的洁净性恶化。因此，S含量设为0.012质量％以下。优选为0.010质量％以下。更加优选为0.008质量％以下。另一方面，S含量的下限并无特别限定，也可以是0％，但在工业上通常超过0质量％。需要说明的是，使S含量过度降低会导致精炼成本的增加，因此从经济性的观点出发，优选将S含量设为0.0005质量％以上。
Cr：0.40质量％以上且1.30质量％以下
Cr为在使钢的珠光体平衡相变温度上升并有助于层间间隔的微细化的同时、通过固溶强化实现钢的进一步高强度化的元素。但是，若Cr含量低于0.40质量％，则无法获得充分的内部硬度，另一方面，若Cr含量超过1.30质量％，则钢的淬硬性变高，容易生成马氏体。另外，在以不生成马氏体的条件进行制造的情况下，在旧奥氏体晶界生成先共析渗碳体。因此耐磨损性及耐疲劳损伤性降低。因此，Cr含量设为0.40质量％以上且1.30质量％以下。优选为0.60质量％以上且1.20质量％以下。
0.30≤[％Si]/10+[％Mn]/6+[％Cr]/3≤0.55……(1)
其中，[％M]为成分组成中的元素M的含量(质量％)
若由与Si含量[％Si]、Mn含量[％Mn]及Cr含量[％Cr]相关的上式(1)的中部所算出的值低于0.30，则从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域(以下也简称为表层区域)的维氏硬度变得难以满足后述的370HV以上且低于520HV的范围。另外，若由上式(1)的中部算出的值超过0.55，则由于Si、Mn、Cr的高淬硬性而在前述表层区域中生成马氏体组织，延展性及韧性降低。此外，贝氏体组织的面积率也成为20％以上，因此耐磨损性也大幅降低。因此，Si、Mn及Cr的含量[％Si]、[％Mn]及[％Cr]必须满足上式(1)。更加优选为在上式(1)的中部算出的值为0.35以上且0.50以下。
本发明的轨道的成分组成除了以上成分以外，也可以任意含有从以下的A组中选择的一种以上、从B组中选择的一种以上中的一者或两者。
A组：V：0.30质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.05质量％以下及Mo：0.5质量％以下
B组：Al：0.07质量％以下、W：1.0质量％以下、B：0.005质量％以下、Ti：0.05质量％以下及Sb：0.05质量％以下
以下，说明对属于上述A组及B组的元素的含量进行限定的理由。
V：0.30质量％以下
V在钢中形成碳氮化物并向基底中分散析出，使钢的耐磨损性提高。但是，若其含量超过0.30质量％，则加工性劣化，制造成本增加。另外，若V超过0.30质量％，则合金成本增加，因此轨道的成本增加。因此，也可以将V含量的上限设为0.30质量％。需要说明的是，为了实现上述的提高耐磨损性的效果，优选含有V为0.001质量％以上。V含量的更加优选的范围为0.001质量％以上且0.15质量％以下。
Cu：1.0质量％以下
Cu与Cr同样地为能够通过固溶强化实现钢的进一步高强度化的元素。但是，若其含量超过1.0质量％，则容易产生Cu裂纹。因此，在成分组成含有Cu的情况下，Cu量优选设为1.0质量％以下。更加优选为0.005质量％以上且0.5质量％以下。
Ni：1.0质量％以下
Ni为能够在不使延展性劣化的情况下实现钢的高强度化的元素。另外，通过与Cu复合添加而能够抑制Cu裂纹，因此在成分组成含有Cu的情况下希望还含有Ni。但是，若Ni含量超过1.0质量％，则钢的淬硬性进一步上升，会生成马氏体、规定范围外的贝氏体，容易导致耐磨损性和耐疲劳损伤性降低。因此，在含有Ni的情况下，优选Ni含量为1.0质量％以下。更加优选为0.005质量％以上且0.500质量％以下。
Nb：0.05质量％以下
Nb与钢中的C结合而在用于成形轨道的热轧中及热轧后以碳化物的形式析出，有效发挥使珠光体团(pearlite colony)尺寸微细化的作用。结果大幅提高耐磨损性、耐疲劳损伤性、延展性，大有助于内部高硬度型轨道的长寿命化。但是，即使Nb量超过0.05质量％，耐磨损性、耐疲劳损伤性的提高效果也已饱和，无法获得与含量增加相应的效果。因此，也可以将Nb含量的上限设为0.05质量％。需要说明的是，若Nb量低于0.001质量％，则难以针对上述的轨道的长寿命化获得充分的效果。因此，在含有Nb的情况下，优选Nb含量为0.001质量％以上。更加优选为0.001质量％以上且0.030质量％以下。
Mo：0.5质量％以下
Mo为能够通过固溶强化实现钢的进一步高强度化的元素。但是，若超过0.5质量％，则钢中会产生规定范围外的贝氏体，耐磨损性降低。因此，在轨道的成分组成含有Mo的情况下，优选Mo含量为0.5质量％以下。更加优选为0.005质量％以上且0.300质量％以下。
Al：0.07质量％以下
Al为能够作为脱氧剂添加的元素。但是，若Al含量超过0.07质量％，则由于Al所具有的高的与氧的键合力而在钢中大量生成氧化物类夹杂物，其结果，钢的延展性降低。因此，优选Al含量设为0.07质量％以下。另一方面，Al含量的下限并无特别限定，但为了脱氧而优选设为0.001质量％以上。更加优选为0.001质量％以上且0.030质量％以下。
W：1.0质量％以下
W在进行成形为轨道形状的热轧中及热轧后以碳化物的形式析出，通过析出强化来提高轨道的强度、延展性。但是，若W含量超过1.0质量％，则在钢中生成马氏体，其结果，延展性降低。因此，在添加W的情况下，优选将W含量设为1.0质量％以下。另一方面，W含量的下限并无特别限定，但为了实现上述的提高强度、延展性的作用而优选设为0.001质量％以上。更加优选为0.005质量％以上且0.500质量％以下。
B：0.005质量％以下
B在进行成形为轨道形状的热轧中及热轧后，在钢中以氮化物的形式析出，通过析出强化提高钢的强度、延展性。但是，若B含量超过0.005质量％则生成马氏体，其结果，钢的延展性降低。因此，在含有B的情况下，优选将B含量设为0.005质量％以下。另一方面，B含量的下限并无特别限定，但为了实现上述的提高强度、延展性的作用而优选设为0.001质量％以上。更加优选为0.001质量％以上且0.003质量％以下。
Ti：0.05质量％以下
Ti在进行成形为轨道形状的热轧中及热轧后以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式在钢中析出，通过析出强化来提高钢的强度、延展性。但是，若Ti含量超过0.05质量％，则生成粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，其结果，钢的延展性降低。因此，在含有Ti的情况下，优选将Ti含量设为0.05质量％以下。另一方面，Ti含量的下限并无特别限定，但为了实现上述的提高强度、延展性的作用而优选设为0.001质量％以上。更加优选为0.005质量％以上且0.030质量％以下。
Sb：0.05质量％以下
Sb具有下述这样显著的效果，即，当在热轧前将轨道钢原料在加热炉中再加热时，防止该再加热中的钢的脱碳。但是，若Sb含量超过0.05质量％，则对钢的延展性及韧性造成不良影响，因此在含有Sb的情况下，优选将Sb含量设为0.05质量％以下。另一方面，Sb含量的下限并无特别限定，但为了实现减少脱碳层的效果，优选设为0.001质量％以上。更加优选为0.005质量％以上且0.030质量％以下。
需要说明的是，成为本发明的轨道的材料的钢的成分组成含有以上成分和作为余量的Fe及不可避免杂质，优选余量为Fe及不可避免的杂质。取代本发明的组成中的余量Fe的一部分而在不实质影响本发明的作用效果的范围内含有其他微量成分元素的轨道也在本发明的范围内。在此，作为不可避免的杂质，能够举出P、N、O等，P如上所述容许至多为0.035质量％。另外，N容许至多为0.008质量％，O容许至多为0.004质量％。
接下来，说明关于本发明的轨道的硬度及钢组织的限定理由。
从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域(表层区域)中的维氏硬度：370HV以上且低于520HV
若轨道头部的表层区域的维氏硬度低于370HV，则钢的耐磨损性降低且轨道的使用寿命缩短。另一方面，若成为520HV以上，则生成马氏体，钢的耐疲劳损伤性降低。由此，轨道头部的表层区域的维氏硬度设为370HV以上且低于500HV。在此，之所以对轨道头部的表层区域的维氏硬度进行规定，是由于轨道头部的表层区域的性能支配轨道的性能。优选为400HV以上且低于480HV。
表层区域的钢组织：珠光体组织与贝氏体组织的合计面积率为98％以上，且贝氏体组织的面积率大于5％且小于20％
钢的耐磨损性及耐疲劳损伤性根据微观组织而大幅变化，而珠光体组织及贝氏体组织与同一硬度的马氏体组织相比，具有优异的耐磨损性及耐疲劳损伤性。为了稳定地提高轨道材料所要求的这些特性，在前述的表层区域中，需要确保珠光体组织与贝氏体组织的合计面积率为98％以上。更加优选为99％以上，也可以是100％。需要说明的是，珠光体组织及贝氏体组织以外的余量组织为马氏体、渗碳体等，但优选这些组织尽可能少。
另外，贝氏体组织与珠光体组织相比容易磨损，因此具有在使用初始阶段的车轮与轨道的接触中提高适应性的效果。在前述的表层区域中，若贝氏体组织的面积率低于5％，则难以有效地发挥该作用。另一方面，若面积率达到20％以上，则耐磨损性降低。由此，贝氏体组织的面积率需满足超过5％且低于20％。更加优选为超过5％且为10％以下。
接下来，说明本发明的轨道的制造方法。
即，本发明的轨道能够通过下述方式制造：将终轧温度设为850℃以上且950℃以下并对具有上述组成的钢材进行热轧，然后，将冷却开始温度设为珠光体相变开始温度以上并将冷却停止温度设为350℃以上且600℃以下，并以2℃/s以上且10℃/s以下的冷却速度进行冷却。以下，说明关于热轧中的终轧温度、热轧后的冷却条件设为上述范围的理由。
热轧的终轧温度：850℃以上且950℃以下
为了将钢原料成形为轨道形状而进行热轧。在热轧时的终轧温度低于850℃的情况下，将会在奥氏体低温区域中进行轧制，不仅在奥氏体晶粒中引入加工应变，而且奥氏体晶粒的伸长程度也变得显著。尽管由于位错的引入及奥氏体晶界面积的增加而使得珠光体核生成位点增加，珠光体团尺寸微细化，但由于珠光体核生成位点的增加而使得珠光体相变开始温度上升，珠光体层的层间间隔粗大化，因此耐磨损性显著降低。另一方面，在终轧温度超过950℃的情况下，奥氏体晶粒变得粗大，因此最终制得的珠光体团尺寸变粗，耐疲劳损伤性降低。因此，终轧温度设为850℃以上且950℃以下。优选为880℃以上且930℃以下。
热轧后的冷却开始温度：珠光体相变开始温度以上冷却停止温度：350℃以上且600℃、冷却速度：2℃/s以上且10℃/s
在热轧后将珠光体相变开始温度以上设为冷却开始温度进行冷却，从而能够获得上述硬度及钢组织的轨道。在加速冷却的开始温度低于珠光体相变开始温度或加速冷却时的冷却速度低于2℃/s的情况下，珠光体组织的层间间隔变粗，轨道头部的内部硬度降低。另一方面，在冷却速度超过10℃/s的情况下，生成马氏体组织或面积率为20％以上的贝氏体组织，轨道的使用寿命缩短。因此，冷却速度设为2℃/s以上且10℃/s以下的范围。优选为2.5℃/s以上且7.5℃/s以下。在此，珠光体相变开始温度也随冷却速度而变化，但在本发明中是指平衡相变温度，在本发明的成分范围内，从720℃以上开始采用该范围的冷却速度即可。
接下来，若加速冷却的冷却停止温度低于350℃，则低温区域的冷却时间增加，生产率降低，导致轨道的制造成本上升。另外，生成面积率为20％以上的贝氏体组织，轨道的使用寿命缩短。另一方面，若加速冷却的冷却停止温度超过600℃，则轨道头部的上述的表层区域中的内部在珠光体相变开始前或珠光体相变进行中停止冷却，因此珠光体组织的层间间隔变粗，轨道的使用寿命缩短。因此，冷却停止温度设为350℃以上且600℃以下。优选为400℃以上且550℃以下。
实施例
以下，基于实施例更加具体地说明本发明的构成及作用效果。需要说明的是，本发明不受下述实施例限制，也可以在符合本发明主旨的范围内适当变更，这些变更均包含在本发明的技术范围内。
关于表1中示出的成分组成的钢材，以表2中示出的条件进行热轧及热轧后的冷却，制备轨道材料。冷却仅在轨道头部进行，在冷却停止后放冷。在此，关于表2中的终轧温度，以使用辐射温度计对最终轧制轧机进入侧的轨道头部侧面表面的温度进行测定而得的值作为终轧温度来表示。关于冷却停止温度，将使用辐射温度计对冷却停止时的轨道头部侧面表层的温度进行测定而得的值作为冷却停止温度来表示。就冷却速度而言，将从冷却开始到冷却停止为止的期间的温度变化按单位时间(秒)换算而设为冷却速度(℃/s)。需要说明的是，冷却开始温度均为720℃以上，为珠光体相变开始温度以上。
[表1]
Figure BDA0002688928020000131
[表2]
[表2]
Figure BDA0002688928020000141
※1下划线表示在适用范围外。
对于按照上述方式制得的轨道，评价轨道头部的硬度、钢组织、耐磨损性及耐疲劳损伤性。以下详细说明各评价内容。
轨道头部的硬度
以荷重98N、沿深度方向以0.5mm间距对图1中示出的表层区域(从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域)的维氏硬度进行测定，求出全部硬度中的最大和最小的值。
轨道头部的钢组织
对在轨道头部的表面附近(深度1mm左右)、深度5mm、10mm、15mm、20mm及25mm的位置分别采集的试验片进行研磨后使用硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜通过400倍的剖面观察确定组织的种类，并通过图像解析求出珠光体组织及贝氏体组织的各组织的面积率。需要说明的是，对于表层区域的各组织(珠光体组织及贝氏体组织)的面积率而言，将所观察到的各组织的合计面积相对于各位置的观察面积的合计值的比例以百分率来评价。
耐磨损性
关于耐磨损性，最优选实际铺设轨道来评价，但这样的话试验需要很长时间。因而，在本发明中，通过下述比较试验来评价耐磨损性：使用能够以短时间评价耐磨损性的西原式磨损试验机来模拟实际的轨道与车轮的接触条件。具体来说，从轨道头部采集图2A及图2B中示出的外径30mm的西原式磨损试验片2，如图2A及图2B所示，使其与轮胎试验片3接触并旋转来进行试验。图2A中的箭头分别示出西原式磨损试验片2和轮胎试验片3的旋转方向。作为轮胎试验片，从JIS标准E1101中记载的普通轨道的头部采集直径32mm的圆棒，在以使得维氏硬度(荷重98N)为390HV、组织成为回火马氏体组织的方式进行热处理后，加工为图2A及图2B中示出的轮胎试验片3的形状，制得轮胎试验片。需要说明的是，西原式磨损试验片2如图3所示是从轨道头部1的2个部位采集而得的。将从轨道头部1的表层区域采集的试验片设为西原式磨损试验片2a，将从比表层区域靠内侧的区域采集的试验片设为西原式磨损试验片2b。从轨道头部1的内部采集的西原式磨损试验片2b的长边方向的中心位于从轨道头部1的上表面起为24mm以上且26mm以下(平均值25mm)的深度。试验环境条件设为干燥状态，以接触压力：1.6GPa、滑动率：-10％、旋转速度：675转/min(轮胎试验片为750转/min)的条件测定旋转10万次后的磨损量。作为在对磨损量的大小进行比较时成为基准的钢材，采用热处理型珠光体钢轨道，在与该基准材料相比磨损量少10％以上的情况下，判定为耐磨损性提高。需要说明的是，对于耐磨损性提高量而言，使用西原式磨损试验片2a与西原式磨损试验片2b的磨损量的相加值，通过
{(基准材料的磨损量-试验材料的磨损量)/(基准材料的磨损量)}×100
来计算。
耐疲劳损伤性
关于耐疲劳损伤性，从轨道头部采集将接触面设为曲率半径15mm的曲面且直径30mm的西原式磨损试验片2，使之如图4A及图4B所示那样与轮胎试验片3接触并旋转而进行试验。图4A中的箭头分别示出西原式磨损试验片2和轮胎试验片3的旋转方向。需要说明的是，西原式磨损试验片1如图3所示是从轨道头部1的2个部位采集而得的。由于采集西原式磨损试验片2的位置及采集轮胎试验片3的位置与上述相同，因此省略说明。试验环境设为油润滑条件，接触压力：2.4GPa、滑动率：-20％、旋转速度：600rpm(轮胎试验片为750rpm)，每旋转2万5千次即对试验片表面进行观察，将在产生0.5mm以上的龟裂的时刻的旋转数设为疲劳损伤寿命。采用作为在对疲劳损伤寿命的大小进行比较时成为基准的钢材的热处理型珠光体钢轨道，在与该基准材料相比疲劳损伤时间长10％以上的情况下，判定为耐疲劳损伤性提高。需要说明的是，对由耐疲劳损伤性提高量而言，使用西原式磨损试验片2a和西原式磨损试验片2b的直到疲劳损伤发生为止的旋转数的相加值，使用
〔{(直到试验材料的疲劳损伤发生为止的旋转数)-(直到基准材料的疲劳损伤发生为止的旋转数)}/(直到基准材料的疲劳损伤发生为止的旋转数)〕×100
来计算。
表3中示出上述评价的结果。作为使用满足本发明的成分组成的合格钢，使用本发明范围的制造方法(热轧终轧温度、热轧后的冷却速度及冷却停止温度)制备的轨道材料的试验结果(表3中的试验No.2至21)，耐磨损性及耐疲劳损伤性中的任一者相对于基准材料而言均提高了10％以上。另一方面，对于由于轨道材料的成分组成不满足本发明的条件或未应用本发明范围的制造方法(热轧终轧温度、热轧后的冷却速度及冷却停止温度)而结果不满足本发明的钢组织的比较例(表3中的试验No.22至41)而言，耐磨损性及耐疲劳损伤性中的至少任一者相对于基准材料的提高量低于发明例。
[表3]
[表3]
Figure BDA0002688928020000181
※1下划线表示在适用范围外。
※2P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体、θ：先共析渗碳体
附图标记说明
1 轨道头部
2 从珠光体钢轨道采集的西原式磨损试验片
2a 从轨道头部的表层区域采集的西原式磨损试验片
2b 从轨道头部的内部采集的西原式磨损试验片
3 轮胎试验片

Claims (6)

1.轨道，其具有下述成分组成，所述成分组成以满足下述式(1)的方式含有
C：0.70质量％以上且0.85质量％以下、
Si：0.79质量％以上且1.60质量％以下、
Mn：0.20质量％以上且1.00质量％以下、
P：0.035质量％以下、
S：0.012质量％以下及
Cr：0.40质量％以上且1.30质量％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
从轨道头部的表面起的深度为0.5mm的位置与25mm的位置之间的区域中的维氏硬度为370HV以上且低于520HV，所述区域中的珠光体组织及贝氏体组织的合计面积率为98％以上，且所述区域中的贝氏体组织的面积率大于5％且小于20％，
0.30≤[％Si]/10+[％Mn]/6+[％Cr]/3≤0.55…(1)
其中，[％M]为成分组成中的元素M的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的轨道，其中，所述成分组成还含有从
V：0.30质量％以下、
Cu：1.0质量％以下、
Ni：1.0质量％以下、
Nb：0.05质量％以下及
Mo：0.5质量％以下
中选择的一种以上。
3.根据权利要求1或2中任一项所述的轨道，其中，所述成分组成还含有从
Al：0.07质量％以下、
W：1.0质量％以下、
B：0.005质量％以下、
Ti：0.05质量％以下及
Sb：0.05质量％以下
中选择的一种以上。
4.轨道的制造方法，其中，对具有下述成分组成的钢原料实施终轧温度为850℃以上且950℃以下的热轧，然后，将冷却开始温度设为珠光体相变开始温度以上且将冷却停止温度设为350℃以上且600℃以下，并以5.3℃/s以上且10℃/s以下的冷却速度进行冷却，
所述成分组成以满足下述式(1)的方式含有
C：0.70质量％以上且0.85质量％以下、
Si：0.50质量％以上且1.60质量％以下、
Mn：0.20质量％以上且1.00质量％以下、
P：0.035质量％以下、
S：0.012质量％以下及
Cr：0.40质量％以上且1.30质量％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
0.30≤[％Si]/10+[％Mn]/6+[％Cr]/3≤0.55…(1)
其中，[％M]为成分组成中的元素M的含量(质量％)。
5.根据权利要求4所述的轨道的制造方法，其中，所述成分组成还含有从
V：0.30质量％以下、
Cu：1.0质量％以下、
Ni：1.0质量％以下、
Nb：0.05质量％以下及
Mo：0.5质量％以下
中选择的一种以上。
6.根据权利要求4或5中任一项所述的轨道的制造方法，其中，所述成分组成还含有从
Al：0.07质量％以下、
W：1.0质量％以下、
B：0.005质量％以下、
Ti：0.05质量％以下及
Sb：0.05质量％以下
中选择的一种以上。
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