TWI476286B - Wheel steel - Google Patents

Wheel steel Download PDF

Info

Publication number
TWI476286B
TWI476286B TW102114603A TW102114603A TWI476286B TW I476286 B TWI476286 B TW I476286B TW 102114603 A TW102114603 A TW 102114603A TW 102114603 A TW102114603 A TW 102114603A TW I476286 B TWI476286 B TW I476286B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel
wheel
content
test
less
Prior art date
Application number
TW102114603A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201408791A (zh
Inventor
Yuichiro Yamamoto
Yukiteru Takeshita
Kentaro Kiriyama
Takanori Kato
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=49482879&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=TWI476286(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of TW201408791A publication Critical patent/TW201408791A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI476286B publication Critical patent/TWI476286B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B60—VEHICLES IN GENERAL
    • B60B—VEHICLE WHEELS; CASTORS; AXLES FOR WHEELS OR CASTORS; INCREASING WHEEL ADHESION
    • B60B17/00—Wheels characterised by rail-engaging elements
    • B60B17/0006—Construction of wheel bodies, e.g. disc wheels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/34—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tyres; for rims
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/02—Edge parts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Description

車輪用鋼
本發明是關於車輪用鋼，詳細而言，是關於耐磨損性、耐滾動接觸疲勞性及耐剝離性優異之最佳適合做為鐵路用高硬度車輪素材的車輪用鋼。
所謂剝離(Spalling)，是指緊急煞車等造成車輪的加熱驟冷部份變態成被稱為白色層的硬脆馬氏體，以該白色層為起點產生龜裂延伸，達到脆性破壞造成剝離的現象。該剝離(Spalling)有時也被稱為「熱龜裂」。
近年來，隨著世界性之行駛距離的增加及裝載荷重的增加，於是就需要有較以往還長壽命的鐵路用車輪(以下簡稱「車輪」)。
車輪損傷的主要原因，主要為(i)磨損、(ii)滾動接觸疲勞、(iii)剝離的三個現象，特別是近年來因為行駛距離增加造成磨損及裝載荷重增加造成滾動接觸疲勞而產生損傷的車輪增加。滾動接觸疲勞，有時稱為「剝落(Shelling)」。剝離(Spalling)所形成的龜裂，有時也稱為「剝落(Shelling)」，但本說明書中， 是將白色層形成所造成的龜裂產生定義為「剝離(Spalling)」。
已經開始有人認為隨著煞車時車輪溫度上昇 產生的高溫滾動接觸疲勞(Thermal mechanical shelling以下稱「TMS」)是車輪損傷的原因。基於此，就需要有確保高溫強度的車輪。例如AAR(Association of American Railroads)的Class-D規格中，就規定車輪之538℃(1000℉)的屈服強度YS需為345MPa以上。
最近，為了抑制車輪踏面的龜裂產生，就要 求需確保有最低限度的伸展性，針對該伸展性各國有各式各樣的規定。例如：俄羅斯GOST10791 Grade3規格為8%以上；中國TB/T 2708 CL60規格為10%以上；歐洲EN13262 ER9規格為12%以上；AAR的Class-D規格中，伸展E1為14%以上等。
就經驗而言，已知耐磨損性及耐滾動接觸疲 勞性是和耐剝離性為相反的性質。當務之急就是要開發一種耐磨損性、耐滾動接觸疲勞性及耐剝離性均衡優異，並且兼備高溫強度及高延性，能夠賦予車輪長壽命的車輪用鋼。
例如：專利文獻1~11中揭示有車輪相關的技術。
專利文獻1中，揭示有添加V後的「高韌性鐵路車輪用鋼」。
專利文獻2中，揭示有耐磨損性、耐裂紋損 傷性及耐熱裂性優異的「鐵路車輛之車輪固定用的輪緣及一體車輪」。
專利文獻3中，揭示有C含量低且踏面部為 貝氏體組織、回火馬氏體組織或者貝氏體和回火馬氏體的混合組織，藉此構成為耐剝落(Shelling)性和做為耐熱裂性的耐扁疤剝離性都能兩全其美的「鐵路車輛車輪」。
專利文獻4中，揭示有C含量提高成 0.85~1.20%之「耐磨損性及耐熱裂性優異的鐵路車輛用高碳車輪」。
專利文獻5中，揭示有「耐磨損性及耐熱裂 性優異之鐵路車輛用車輪」及其製造方法，該鐵路車輛用車輪是以化學組成含有C：0.4~0.75%、Si：0.4~0.95%、Mn：0.6~1.2%、Cr：0~0.2%未滿、P：0.03%以下及S：0.03%以下，且剩餘部分由Fe和雜質組成的鋼所構成之一體型的鐵路車輛用車輪，其特徵為，從車輪踏面的表面至深度至少50mm為止的區域是由珠光體組織形成。
專利文獻6及專利文獻7中，分別揭示有藉 由含有0.01~0.12%及0.009~0.013%的Nb以達到高強度化，提昇耐滾動接觸疲勞及耐剝離(Spalling)性的「鐵路車輪用鋼」。
專利文獻8中，揭示有含有V及Nb的車輪用 鋼。根據本發明時，在非調質情況下就能夠確保耐滾動接觸疲勞特性。
專利文獻9中，揭示有所使用之鋼是利用Ti脫氧使珠光體粒微細化的高強度鋼軌。根據該發明時，能夠提昇延性及韌性。
專利文獻10中，揭示有藉由規定氧化鋁集群的大小來提昇耐滾動接觸疲勞特性的材料。
專利文獻11中，揭示有藉由增加Si、Cr及Mo量來提昇高溫強度成為耐TMS性高的車輪用鋼。
[先行技術獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開昭50-104717號公報
[專利文獻2]日本特2001-158940號公報
[專利文獻3]日本特開2005-350769號公報
[專利文獻4]日本特開2004-315928號公報
[專利文獻5]日本特開平9-202937號公報
[專利文獻6]美國專利第7559999號公報
[專利文獻7]美國專利第7591909號公報
[專利文獻8]日本特開昭57-143469號公報
[專利文獻9]日本特開平6-279927號公報
[專利文獻10]日本特開平6-279918號公報
[專利文獻11]美國專利第6783610號公報
專利文獻1所揭示的鋼，由於其C含量 0.50~0.60%為較低，因此耐磨損性低。基於此，該發明的鋼無法應對近年來裝載荷重的增加。
專利文獻2所揭示的鋼，由於其C含量 0.45~0.55%為較低，因此耐磨損性低。基於此，該發明的鋼也無法應對近年來裝載荷重的增加。
專利文獻3所揭示的車輪，其踏面部為貝氏 體組織、回火馬氏體組織或者貝氏體和回火馬氏體的混合組織。因此，雖然具有高強度，但與踏面部由珠光體組織形成時的形態相比其耐磨損性較低，難以獲得泛用貨車用車輪用鋼以上的耐磨損性。即，相較於加工硬化特性優異，再加上隨著磨損的增加會呈現其層狀在表面的平行再排列之舉動的珠光體組織，該貝氏體組織及回火馬氏體組織的磨損量較多(例如：山本定弘：「藉由組織控制以提高鋼之耐磨損性的技術-具備有焊接性之耐磨損鋼的組織控制技術-」、第161暨162次西山記念技術講座、日本平成8年、日本鐵鋼協會編、參照第221頁)。
專利文獻4所揭示之車輪的素材鋼，難以適 用在需以被稱為「踏面淬火法」之車輪獨特處理製造的車輪。做為車輪的一例，如第1圖所示之「一體車輪」的模式圖。就車輪而言，全體加熱之後，為了對輪緣部賦予壓縮殘餘應力，需從車輪的外圍施以要冷卻輪緣部用的熱處理。該冷卻處理，是會造成輪緣部附近驟冷，但輪轂部的冷卻速度慢。因此，當利用踏面淬火法對該文獻所記載之 車輪的素材鋼進行熱處理時，在輪轂部的奧氏體晶界就有可能會析出過共析滲碳體。過共析滲碳體會發揮與粗大夾雜物相同的作用以致韌性及滾動接觸疲勞壽命會極度降低(例如：村上敬宜：微小瑕疵和夾雜物的影響(2004)、第182頁 參照「養賢堂」)。
專利文獻5所揭示的車輪，其硬度有時會不 足夠。因此，其未必能夠應對近年來裝載荷重的增加。
專利文獻6所揭示的鐵路車輪用鋼，含有 0.20~0.30%之大量的Mo。因此，就容易產生所謂貝氏體組織或仿珠光體組織等耐磨損性低的組織，無法獲得良好的耐磨損性。再加上，於上述鋼必定要含有0.01~0.12%的Nb。含有Nb的鋼有時會形成有粗大的夾雜質，該粗大的夾雜質與上述過共析滲碳體相同都會使韌性及滾動接觸疲勞壽命極度降低。
專利文獻7所揭示的鐵路車輪用鋼也同樣必 定要含有0.009~0.013%的Nb。如以上所述，含有Nb的鋼有時會形成有粗大的夾雜質，該粗大的夾雜質與上述過共析滲碳體相同都會使韌性及滾動接觸疲勞壽命極度降低。
專利文獻8所揭示的鐵路車輪用鋼含有0.15% 以上的Cr。Cr含量多的鋼，當冷卻速度快時，就容易形成有貝氏體組織等耐磨損性低的組織。該發明中，是於熱鍛後將700℃至500℃的溫度區為衝風冷卻等之冷卻速度慢的冷卻速度，藉此防止貝氏體組織等的形成。但是，該 徐冷卻會造成鋼無法獲得足夠的硬度，以致無法應對近年來裝載荷重的增加。此外，當冷卻速度快時，於輪緣部會形成有貝氏體組織，導致耐磨損性變差。
專利文獻9所揭示的鋼，視製造步驟而定， 有時所製造出的鋼就會形成有含Ti之粗大的夾雜物。該粗大的夾雜物與上述過共析滲碳體相同都會使韌性及滾動接觸疲勞壽命極度降低。
專利文獻10所揭示的鋼，可認定為具有充分 的硬度和高的耐滾動接觸疲勞特性，但對於耐剝離性卻未加以留意。
專利文獻11所揭示的車輪鋼，含有0.08%以 上的Mo，因此高溫強度較高，耐TMS性優異，但卻未考慮到延性。此外，過度的Mo添加，是會造成珠光體的層狀組織崩潰，有降低耐磨損性的傾向。再加上，Mo含量過度的鋼，當冷卻速度快時，於輪緣部會形成有貝氏體組織，因此難以確保耐磨損性。
本發明是為了解決上述問題而為的發明，目 的在於提供一種耐磨損性、耐滾動接觸疲勞性及耐剝離性均衡優異，又兼備高的高溫屈服強度及高延性，可使車輪具備長壽命的車輪用鋼。
本發明者們，針對耐磨損性、耐滾動接觸疲勞性及耐剝離性、高溫強度及延性進行各種研究，結果得 知下述(a)~(e)的事項。
(a)就耐磨損性而言，需將鋼材的組織為珠光體組織，並且硬度愈高則耐磨損性就會愈高。
(b)就耐滾動接觸疲勞性而言，並不取決於組織而是硬度愈高則耐滾動接觸疲勞性就會愈高。
(c)就耐剝離性而言，淬火性愈高則耐剝離性就會愈高。
(d)就高溫強度而言，Si及V的含量愈多則高溫強度就會愈高。
(e)就延性而言，Si的含量愈多，V的含量愈少，則延性就會愈高。
基於此，本發明者們就獲得下述結論，即， 為了解決上述課題，必須開發出一種經由熱處理獲得珠光體組織，再加上高硬度且淬火性低，並且Si及V的含量為最佳化的鋼。
以下，針對本發明者們所研討之內容的一例 進行詳細說明。
首先，本發明者們是透過與實際車輪之踏面 淬火和熱處理條件類似的頂端淬火式一端淬火試驗(以下稱「頂端淬透性試驗」)，評估各元素對硬度和淬火性的影響。
以實驗室規模將具有表1所示之化學組成的 鋼1~24在真空熔化爐內進行熔化製成鑄塊，經由熱鍛從各鑄塊製作出直徑35mm的圓棒、直徑160mm的圓棒及 直徑70mm的圓棒。針對鋼1，為了要製作出下述滾動接觸疲勞試驗的「鋼軌測試片」，又製作了直徑220mm的圓棒。
另，表1中的鋼1，相當於美國鐵路協會 AAR(Association of American Railroads)之M-107/M-207規格的「Class C」之鐵路車輪用鋼。
從上述直徑35mm的圓棒採取頂端淬透性試驗片，於大氣環境中，以900℃進行30分鐘的奧氏體化 之後，進行一端淬火。接著，實施1.0mm的平行切削，進行了洛氏C硬度(以下又稱「HRC」)的測定。
對距離水冷端40mm之位置的HRC(以下稱「40mm硬度」)進行了測定，且評估了各元素對該值的影響。其結果如第2圖所示，得知該「40mm硬度」與下述(1)式所示之Fn1具有比例關係。再加上，如鋼23及鋼24所示，同時也得知當Fn1超過43時，至少會於局部形成有貝氏體組織，以致比例關係不成立。
另，對距離水冷端40mm位置的HRC進行測定的原因，是因為車輪於熱處理後其踏面正下方有時需經機械加工，使用開始後也需重覆機械加工再做為使用，內部比表面還低硬度之鋼的特性對車輪的壽命影響大。
第2圖中，以標記「▲」表示相當於AAR「Class C」之鐵路車輪用鋼的鋼1。另，組織是經由在距離水冷端40mm位置進行鏡面研磨後用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，再以光學顯微鏡觀察後進行判定。
Fn1=2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V．．．(1)
上述(1)式中的C、Si、Mn、Cr、Mo及V，是指該元素於質量%的含量。
上述「40mm硬度」的測定值和(1)式所示的Fn1是經整理後揭示在表2。
就淬火性而言，是根據ASTM A255規格所記載的馬氏體組織分率為50%時的硬度，從頂端淬火硬度， 測定出該馬氏體組織分率成為50%之mm單位的距離水冷端的距離(以下稱「M50%」)，以此評估淬火性。其結果，如第3圖所示，得知「M50%」與下述(2)式所示之Fn2具有相關性。另，第3圖中，同樣地也以標記「▲」表示鋼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(2)式中的C、Si、Mn、Cr、Mo及V，也是指該元素於質量%的含量。「exp(0.05×C)」等是指「e0.05×C 」等的指數表示。另，「e」為數學常數之一的「納皮爾常數」，做為自然對數的底使用。
上述「M50%」的測定值和(2)式所示的Fn2是經整理後揭示在表2。
本發明者們，接著是使用上述表1所示之鋼 1~鋼24，對耐滾動接觸疲勞及耐磨損性與(1)式所示之Fn1的關係進行了調查。
即，針對各鋼將上述直徑160mm的圓棒切斷 成100mm長度之後，以900℃加熱30分鐘後進行油淬火製作測試片。
針對鋼1~鋼24，首先，從上述所示步驟製成 之測試片的中心部位採取如第4(a)圖所示之形狀的測試片做為滾動接觸疲勞試驗所要使用的「車輪測試片」。
針對鋼1，將上述直徑220mm的圓棒切斷成 100mm長度之後，以900℃加熱30分鐘後進行油淬火製成測試片，同樣從該測試片的中央部採取如第4(b)圖所示之形狀的測試片做為滾動接觸疲勞試驗所要使用的「鋼軌測試片」。
同樣地，針對鋼1~鋼24，也是將上述直徑 70mm的圓棒切斷成100mm長度之後，以900℃加熱30分鐘後進行油淬火製成測試片。從該測試片的中心部位採取如第5(a)圖所示之形狀的測試片做為磨損試驗所要使用的「車輪測試片」。
針對鋼1，實施與上述車輪測試片相同之熱處 理製作出直徑70mm且100mm長度的圓棒測試片，從該測試片的中心部位採取如第5(b)圖所示之形狀的測試片做為磨損試驗所要使用的「鋼軌測試片」。
首先，使用上述鋼1~24之第4(a)圖所示的 車輪測試片和鋼1之第4(b)圖所示的鋼軌測試片，以第6圖中所示之模式性方法實施了滾動接觸疲勞試驗。
滾動接觸疲勞試驗的具體性條件：赫茲應力 為1100MPa、滑移係數為0.28%、旋轉速度車輪側為1000rpm、鋼軌側為602rpm，於該條件下進行了水潤滑下的試驗。試驗是以振動加速度計監測加速度的同時實施測試，將檢測出0.5G的重覆次數做為滾動接觸疲勞壽命進 行了評估。另，以0.5G為基準的理由是基於事先的預備試驗中對檢測加速度和損傷狀態的關係評估後的結果，若超過0.5G時可確認滾動面的確有產生剝離。
表2中，合併揭示有上述滾動接觸疲勞壽 命。此外，第7圖中揭示有滾動接觸疲勞壽命與(1)式所示之Fn1的關係。
另，上述第7圖中的「2.E+06」等是指「2.0× 106 」等。第7圖中也是以標記「▲」表示鋼1。
如第7圖所示，滾動接觸疲勞壽命與(1)式 所示之Fn1具有相關性，從該圖得知當Fn1為32以上時，則就可獲得AAR「Class C」之鐵路車輪用鋼相當的鋼1以上的滾動接觸疲勞壽命。
再加上，使用上述鋼1~24之第5(a)圖所示 的車輪測試片和鋼1之第5(b)圖所示的鋼軌測試片，以第8圖所示之模式性方法實施了磨損試驗。另，磨損試驗是採用西原式磨損試驗機。
具體性的試驗條件：赫茲應力為2200MPa、 滑移係數為0.8%、旋轉速度車輪側為776rpm、鋼軌側為800rpm，於該條件下進行了測試直到重覆次數為5×105 次之後，從試驗前後之測試片的質量差算出磨損量。
表2中，合併揭示有上述磨損量。此外，第9 圖中揭示有磨損量與(1)式所示之Fn1的關係。第9圖中，同樣以標記「▲」表示鋼1。
如第9圖所示，只要組織為珠光體組織，則 磨損量與(1)式所示之Fn1會成比例性減少，從該圖中得知若Fn1為32以上時，就可使磨損量為鋼1以下。
另一方面，當Fn1超過43時則如上述所示至 少會於局部形成有貝氏體組織。接著，在含有貝氏體組織之情況下，可以確認的是即使Fn1增加但磨損量不會減少，與珠光體主體之組織的情況相比耐磨損性差。
金鷹等人在鐵道總研報告、Vol.19(2005) No9、第17頁中指出被稱為白色層的淬火層其厚度愈厚則龜裂深度愈大，容易產生剝離(該文中記載為「Shelling」，但其為本說明書中所謂的「Spalling」)。
於是，本發明者們就針對淬火性對剝離 (Spalling)影響進行了詳細研討。
從金鷹等人的報告，可預想到淬火性愈大則 白色層的厚度愈大，以致產生龜裂造成剝離壽命降低，因此本發明們就對形成有白色層時的淬火性和龜裂產生壽命的關係進行了調查。
具體而言，是使用表1中記載的鋼1、鋼2、 鋼5、鋼11、鋼12及鋼14之第4(a)圖所示形狀的「車輪測試片」和鋼1之第4(b)圖所示形狀的「鋼軌測試片」進行調查。利用YAG雷射在「車輪測試片」的測試面形成有厚度程度足以導致剝離的白色層，然後實施滾動接觸疲勞試驗，對龜裂產生壽命「耐剝離性」進行了調查。YAG雷射的照射條件為雷射輸出功率2500W、進給速度1.2m/min，雷射照射後是進行了空冷。
另，滾動接觸疲勞試驗的具體性條件：赫茲 應力為1100MPa、滑移係數為0.28%、旋轉速度車輪側為100rpm、鋼軌側為60rpm，於該條件下進行了水潤滑下的試驗。另，直到滾動數為2000次為止每200次就停止試驗，超過2000次時每2000次就停止試驗，然後用肉眼對測試片的表面有無龜裂進行了確認。
其結果，如第10圖及第11圖所示，得知與 成為淬火性之指標的「M50%」具有相關性之上述(2)式所示之Fn2的增加會造成白色層的厚度增加，進而造成龜裂產生壽命急遽減少。
再加上，又得知當Fn2超過25時則龜裂產生 壽命會極度降低成為已經能夠在最初之肉眼檢查(即，滾動數200次的肉眼檢查)中確認程度的龜裂。
基於上述結果，本發明者們就得到下述結 論：只要將鋼的化學組成於上述(2)式所示之Fn2合計為25以下，就能夠避免剝離壽命即剝離(Spalling)產生壽命極端降低。
其次，本發明者們，以實驗室規模將表1的 鋼1、鋼25~36在真空熔化爐內進行熔化製成鑄塊，經由熱鍛從各鑄塊製作出直徑70mm的圓棒，然後對該圓棒進行加熱、油淬火，從內部的珠光體組織部採取以ASTM E8規格為準則之直徑6mm、GL25mm的高溫拉伸測試片和以ASTM E370規格為準則之直徑12.5mm、GL50mm的常溫拉伸測試片。
使用該等測試片，以ASTM E21規格為準 則，實施在1000℉下的拉伸試驗，調查了成分對高溫屈服強度的影響。再加上，以ASTM E370規格為準則實施了常溫拉伸試驗。該等測試的結果揭示在表3。此外，第12圖及第13圖中分別揭示有以V含量整理後之高溫屈服強度及常溫伸長率的測試結果。
如表3以及第12圖及第13圖所示，就高溫 屈服強度而言，V含量愈高則高溫屈服強度就會愈高，就常溫伸長率而言，V含量愈低則常溫伸長率就會愈大。特別是，從該表及該等圖得知就高溫屈服強度及常溫伸長率的兩者而言Si含量為0.4%以上的鋼(圖中以高Si標示)都要比Si含量為0.4%未滿的鋼(圖中以低Si標示)還高。
基於以上的研討，為了獲得充分的高溫屈服 強度及常溫伸長率，有效的方法是鋼要含有0.4%以上的Si，並且要含有0.02%~0.12%範圍的V。
本發明是基於上述見解而完成的發明，其主旨為下述(A)及(B)所示的車輪用鋼。
(A)一種車輪用鋼，以質量%，含有C：0.65~0.84%、Si：0.4~1.0%、Mn：0.50~1.40%、Cr：0.02~0.13%及S：0.04%以下、且含有V：0.02~0.12%，下述(1)式所表示的Fn1為32~43，並且下述(2)式所表示的Fn2為25以下，剩餘部分由Fe和雜質組成，雜質中的P、Cu及Ni分別為P：0.05%以下、Cu：0.20%以下及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)
不過，上述(1)式及(2)式中的各元素標記，是指該元素的含量(質量%)。
(B)其為上述(A)項的車輪用鋼，該車輪用鋼，其Fe的一部份被取代成為以質量%含有Mo：0.07%以下，並且V及Mo的合計含量為0.02~0.12%。
所謂「雜質」，是指工業上製造鋼鐵材料時由做為原料的礦石、廢料或製造環境等混入的物質。
本發明的車輪用鋼，其耐磨損性、耐滾動接 觸疲勞性及耐剝離性均衡優異，能夠使車輪具備長的壽命。以本發明之車輪用鋼為素材的車輪，其與以AAR「Class C」之鐵路車輪用鋼為素材的車輪相比，其磨損量為同程度以下且最大可降低30%，並且其滾動接觸疲勞壽命為同等以上且最大3.2倍長壽命化，並且還不易產生剝離(Spalling)。再加上，由於其還兼備高溫強度及延性，因此TMS及踏面龜裂的產生風險也較少。基於此，本發明的車輪用鋼，極為適合做為要在行駛距離增加及裝載荷重增加之極嚴苛環境下使用之鐵路用車輪的素材使用。
第1圖為以車輪為一例之「一體車輪」的模式性說明圖。
第2圖為表示鋼1~24之距離水冷端40mm位置的洛氏C硬度即「40mm硬度」與(1)式所示之「Fn1」的關係整理圖。圖中的「貝氏體」表示於一部份形成有貝氏體組織。
第3圖為表示鋼1~24之馬氏體組織分率為50%之mm單位下的距離水冷端之距離即「M50%」與(2)式所示之「Fn2」的關係整理圖。
第4圖為表示使用在滾動接觸疲勞試驗之「車輪測試 片」和「鋼軌測試片」的形狀圖。圖中(a)圖為「車輪測試片」，(b)圖為「鋼軌測試片」。另，圖中的尺寸單位為「mm」。
第5圖為表示使用在磨損試驗之「車輪測試片」和「鋼軌測試片」的形狀圖。圖中(a)圖為「車輪測試片」，(b)圖為「鋼軌測試片」。另，圖中的尺寸單位為「mm」。
第6圖為使用第4(a)圖所示之車輪測試片和第4(b)圖所示之鋼軌測試片的滾動接觸疲勞試驗方法模式性說明圖。
第7圖為表示滾動接觸疲勞壽命與(1)式所示之「Fn1」的關係整理圖。圖中的「貝氏體」表示於一部份形成有貝氏體組織。
第8圖為使用第5(a)圖所示之車輪測試片和第5(b)圖所示之鋼軌測試片的磨損試驗方法模式性說明圖。
第9圖為表示磨損量與(1)式所示之「Fn1」的關係整理圖。圖中的「貝氏體」表示於一部份形成有貝氏體組織。
第10圖為表示鋼1、鋼2、鋼5、鋼11、鋼12及鋼14之白色層厚度與(2)式所示之「Fn2」的關係整理圖。
第11圖為表示鋼1、鋼2、鋼5、鋼11、鋼12及鋼14之龜裂產生壽命與(2)式所示之「Fn2」的關係整理 圖。
第12圖為以V含量整理後之高溫屈服強度的測試結果圖。
第13圖為以V含量整理後之常溫伸長率的測試結果圖。
第14圖為實施例為了對車輪進行所謂「踏面淬火」所使用的裝置說明圖。
第15圖為實施例中所製作之車輪的布氏硬度測定位置說明圖。
第16圖為實施例中所製作之車輪的輪緣部顯微組織調查位置說明圖。
第17圖為實施例中所製作之車輪的輪轂部顯微組織調查位置說明圖。
第18圖為從實施例中所製作之車輪採取磨損測試片、滾動接觸疲勞測試片及頂端淬透性測試片的採取位置說明圖。以圖中「a」、「b」及「c」所示位置為基準分別採取磨損測試片、滾動接觸疲勞測試片及頂端淬透性測試片。
 [發明之實施形態]
以下，針對本發明的各要件進行詳細說明。另，各元素之含量的「%」是指「質量%」。
C：0.65~0.84%
C，其可使鋼的硬度高，且可提昇耐磨損性及耐滾動接觸疲勞性。此外，C於該範圍對淬火性的影響小，能夠在不太會降低耐剝離性的情況下提高硬度。C的含量低於0.65%時無法獲得足夠的硬度，再加上鐵素體的面積率會增加以致耐磨損性降低。另一方面，C的含量超過0.84%時於車輪輪轂部會產生粗大的過共析滲碳體，有時會使韌性及滾動接觸疲勞壽命極度降低，不利於安全性。基於此，C的含量為0.65~0.84%。C的含量以0.68%以上為佳且以0.82%以下為佳。
Si：0.4~1.0%
Si，是一種藉由減少珠光體之層狀的間隔並且固熔強化珠光體組織中的鐵素體就能夠提高硬度並且又能夠提高高溫強度及延性的元素。Si的含量低於0.4%時，上述的效果會不足夠，此外難以確保高溫強度及延性。另一方面，Si的含量超過1.0%時，韌性會降低，再加上淬火性會增加以致耐剝離性也會降低。基於此，Si的含量為0.4~1.0%。不過，當要利用Si使鋼的硬度、高溫強度及延性增加時，特別是以Si的含量為0.5%以上為佳，又以0.65以上為更佳。另一方面，由於Si會使淬火性增加，因此Si含量以0.90%以下為佳。
Mn：0.50~1.40%
Mn，是一種藉由減少珠光體之層狀的間隔並且固熔強化珠光體組織中的鐵素體就能夠提高硬度的元素。Mn，還有以形成MnS來捕捉鋼中的S抑制晶界脆化的作 用。Mn的含量未滿0.50%時，上述的效果中捕捉S的效果會不足夠。另一方面，Mn的含量超過1.40%時，就會形成有貝氏體組織以致耐磨損性降低，再加上淬火性會增加以致耐剝離性也會降低。基於此，Mn的含量為0.50~1.40%。Mn的含量以1.20%以下為佳。
Cr：0.02~0.13%
Cr，其具有藉由減少珠光體之層狀的間隔就能夠使珠光體硬度明顯增加的效果。Cr的含量未滿0.02%時，上述效果會不足。另一方面，Cr的含量超過0.13%時，則於加熱時碳化物會難以固熔在奧氏體中，視加熱條件而定有時會形成有未固熔的碳化物以致有可能會使硬度、韌性、疲勞強度等降低。此外，於製造熱處理車輪時，耐磨損性低的貝氏體組織容易形成在踏面正下方。再加上，淬火性會增加以致耐剝離型會降低。基於此，Cr的含量為0.02~0.13%。此外，Cr的含量以0.05%以上為佳且以0.12%以下為佳。
S：0.04%以下
S，其通常為鋼中所含有的雜質，但對硬度及淬火性的影響小，不過其具有提昇被削性的效果。因此，鋼中雖然可積極性含有S，但過多的S會使鋼的韌性降低。基於此，S的含量為0.04%以下。此外S的含量以0.03%以下為佳。另，若要有明顯的被削性提昇效果，則S的含量需為0.005%以上。
V：0.02~0.12%
V，其具有以V碳化物析出在珠光體中的鐵素體，使珠光體硬度明顯增加的效果。此外，V具有可使高溫之屈服強度提高的效果。V的含量未滿0.02%時，上述效果會不足。另一方面，V的含量超過0.12%時，除了常溫伸長率會降低以外，淬火性會增加以致耐剝離性降低。基於此，鋼中要含有V時，V的含量為0.02~0.12%。V的含量以0.07%以下為佳，此外又以0.05%以下為更佳。
Fn1[參照上述(1)式]：32~43
當Fn1未滿32時，鋼的耐磨損性及耐滾動接觸疲勞性與以AAR「Class C」之鐵路車輪用鋼為素材的情況相比幾乎沒有提昇，有時還會比「Class C」還低。因此，難以做為要在行駛距離增加及裝載荷重增加之極嚴苛環境下使用之鐵路用車輪的素材使用。另一方面，當Fn1超過43時，則難以獲得珠光體主體的組織，以致耐磨損性降低。再加上硬度會上昇過度，因此延性、韌性就會降低。基於此，Fn1為32~43範圍。Fn1以37以下為佳，又以36以下為更佳。
Fn2[參照上述(2)式]：25以下
當Fn2超過25時，淬火性會變高導致耐剝離性降低。Fn2以20以下為佳，又以15以下為更佳。
另，當Fn2未滿3時，則難以使(1)式所示之Fn1為32以上。因此，Fn2以3以上為佳。
本發明的車輪用鋼之一，其含有上述元素，剩餘部份由Fe及雜質組成，因此雜質中之P、Cu及Ni的 含量就有必要限制在指定的範圍。各個元素的含量範圍及限定理由如下述所示。
P：0.05%以下
P，其為鋼中所含有的雜質。當P的含量超過0.05%時，韌性會降低。因此，雜質中P的含量為0.05%以下。此外，以P的含量為0.025%以下為更佳。
Cu：0.20%以下
Cu，其為鋼中所含有的雜質。當Cu的含量超過0.20%時，製造時之表面瑕疵的產生會增加，再加上淬火性會增加以致耐剝離性降低。因此，雜質中Cu的含量為0.20%以下。此外，以Cu的含量為0.10%以下為更佳。
Ni：0.20%以下
Ni，其為鋼中所含有的雜質。當Ni的含量超過0.20%時，淬火性會增加以致耐剝離性降低。因此，雜質中Ni的含量為0.20%以下。此外，以Ni的含量為0.10%以下為更佳。
對於本發明的車輪用鋼，也可根據需求含有Mo來取代Fe的一部份。Mo的含量範圍及限定理由如下述所示。
Mo：0.07%以下
Mo，其與V相同具有可使珠光體硬度增加的作用，並且還具有可使高溫之屈服強度提高的效果。當Mo的含量超過0.07%時，於製造熱處理車輪時貝氏體組織會形成在踏面正下方以致耐磨損性降低，再加上淬火性會增加以 致耐剝離性降低。基於此，鋼中若要含有Mo時，Mo的含量為0.07%以下。此外，Mo的含量以0.02%以上為佳。
特別是，鋼中若要含有V及Mo的雙方時， 其合計含量(V+Mo)為0.02~0.12%。此外，上限以0.07%為佳，又上限為0.05%更佳。
對於本發明的車輪用鋼，也可根據需求含有 Al。Al的含量範圍及限定理由如下述所示。
Al：0.20%以下
Al，其具有將結晶粒微細化使韌性提高的效果，因此鋼中可以含有Al。但是，Al的含量超過0.20%時，粗大的夾雜物會變多，以致韌性及疲勞強度降低。因此，鋼中若要含有Al時，Al的含量為0.20%以下。Al的含量以0.08%以下為佳。韌性的提昇效果，明顯出現在Al的含量為0.02%以上時。特別是，以Al的含量為0.011%以上為佳。
以本發明的車輪用鋼為素材之車輪的組織， 針對輪緣部以珠光體組織的面積率為90%以上為佳，最佳當然是100%珠光體組織。其理由在於鐵素體、貝氏體等之珠光體以外的組織耐磨損性低，因此珠光體以外的組織合計面積率為10%以下為佳。再加上，又以未析出有過共析滲碳體的組織為較佳。其理由在於過共析滲碳體的析出會使韌性降低。
針對輪轂部，也是以與輪緣部相同的組織為 佳，但珠光體以外的組織面積率即使超過10%也不會有問 題。不過，以未析出有過共析滲碳體的組織為較佳。其理由在於過共析滲碳體的析出有時會導致韌性及疲勞壽命極度降低，至少必須避免有光學顯微鏡足以觀察得到的過共析滲碳體形成。
以本發明之車輪用鋼為素材的車輪，例如可 透過依序實施下述(1)~(3)所述的處理來製造。也可在(3)項之處理後進行回火處理。
(1)鋼的熔煉及鑄造：
利用電爐、轉爐等熔煉後，進行鑄造形成鋼塊。另，鋼塊可以是連續鑄造形成的鑄片，也可以是澆鑄在鑄模的鑄塊。
(2)車輪的成型：
為了要形成指定的車輪形狀，由鋼塊直接或經由將鋼塊加工成一端鋼片之後，以熱鍛、機械加工等適當的方成型。另，雖然也可利用鑄造直接成型為車輪形狀，但還是要經過熱鍛為較佳。
(3)淬火：
採用如「踏面淬火法」所示在輪緣部產生壓縮殘留應力的淬火方法。另，於淬火時的加熱溫度以Ac3 點~(Ac3 點+250℃)為佳。當加熱溫度未滿Ac3 點時，不會變態成奧氏體，以致有可能無法透過加熱後的冷卻獲得硬度高的 珠光體，另一方面當加熱溫度超過(Ac3 點+250℃)時，則結晶粒會粗大化有可能導致韌性降低，不利於車輪的性能。
加熱後的冷卻，以顧慮到車輪之尺寸、設備等為前提適當執行水冷、油冷、噴霧冷卻、空氣冷卻等使車輪能獲得上述所期望的組織為佳。
以下，利用實施例對本發明進行更具體性的說明，但本發明並限於該等實施例。
[實施例]
利用電爐熔將表4之鋼37~63熔化後，在直徑513mm的鑄模內鑄造製作鑄塊，接著將各鑄塊切斷成長度300mm進行1200℃加熱後，以通常的方法進行熱鍛製造出直徑965mm的車輪。該車輪，其具有AAR之M-107/M-207規格所記載之「AAR TYPE：B-38」的形狀。
其次，將各車輪以900℃加熱2小時之後，使用第14圖所示之裝置，以旋轉車輪的同時從噴嘴噴射水進行冷卻的方法(所謂「踏面淬火法」)實施了熱處理。於該熱處理後，實施了回火處理(以500℃保持2小時之後在大氣中進行冷卻的處理)。
對經由上述步驟製成的車輪實施了輪緣部的硬度試驗，和，輪緣部及輪轂部的組織調查、磨損試驗、 滾動接觸疲勞試驗及頂端淬透性試驗。其試驗結果揭示在表5。針對各試驗，以相當於AAR「Class C」之鐵路車輪用鋼的鋼37之試驗結果為基準。
〔1〕輪緣部的硬度試驗：
針對各鋼，如第15圖所示，測定了距離輪緣部之踏面中央部的踏面40mm位置的布氏硬度(以下稱「HBW」)。
〔2〕輪緣部的組織調查：
針對各鋼，如第16圖所示，調查了距離輪緣部之踏面中央部的踏面40mm位置之顯微組織。另，用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，以400倍的倍率執行光學顯微鏡觀察後進行了組織判定。
另，組織中含有鐵素體或貝氏體組織時就測 定其面積率，當含有面積率為5%以上時就認定為含有鐵素體或貝氏體的組織。含有鐵素體或貝氏體時於下述的表5中會以「P+F」或「P+B」記載。
〔3〕輪轂部的組織調查：
針對各鋼，如第17圖所示，調查了輪轂部中央位置的顯微組織。另，用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，以與輪緣部相同的方法觀察組織。
〔4〕磨損試驗：
針對各鋼，如第18圖所示，以距離輪緣部之踏面中央部的踏面40mm位置(圖中「a」所示位置)為基準，採取了磨損試驗中使用的「車輪測試片」[第5(a)圖所示形狀的測試片]。使用該等「車輪測試片」和鋼1的「鋼軌測試片」，利用西原式磨損試驗機，以乾燥條件，且以赫茲應力為2200MPa、滑移係數為0.8%、旋轉速度車輪側為776rpm、鋼軌側為800rpm的條件進行磨損試驗，試驗直到重覆次數為5×105 次為止之後，從試驗前後之測試片的質量差算出磨損量。
〔5〕滾動接觸疲勞試驗：
針對各鋼，如第18圖所示，以距離輪緣部之踏面中央部的踏面40mm位置(圖中「b」所示位置)為基準，採取了滾動接觸疲勞試驗中使用的「車輪測試片」[第4(a)圖所示形狀的測試片]。使用該等「車輪測試片」和鋼1的「鋼軌測試片」，在赫茲應力為1100MPa、滑移係數為0.28%、旋轉速度車輪側為1000rpm、鋼軌側為602rpm、水潤滑下的條件下進行滾動接觸疲勞試驗，以加速度計所檢測出之0.5G的重覆次數做為滾動接觸疲勞壽命的評估。
〔6〕頂端淬透性試驗：
針對各鋼，如第18圖所示，以距離輪緣部之踏面中 央部的踏面40mm位置(圖中「c」所示位置)為基準，採取頂端淬透性測試片，於大氣環境中，以900℃進行30分鐘的奧氏體化之後，進行一端淬火，接著，實施1.0mm的平行切削，對水冷端至50mm位置為止的硬度分佈進行測定獲得「M50%」。
〔7〕高溫拉伸試驗：
針對各鋼，以ASTM E21規格為準則實施1000℉下的拉伸試驗，測定出高溫屈服強度。
〔8〕常溫拉伸試驗：
針對各鋼，以ASTM E370規格為準則實施常溫拉伸試驗，測定出常溫伸長率。
如表5所示，未滿足本發明所規定之條件的鋼37~39、42、45~47、56、57、60及63，於磨損試驗、滾動接觸疲勞試驗、頂端淬透性試驗、高溫拉伸試驗及常溫拉伸試驗之任一個以上的試驗中，都比滿足本發明所規定之條件的鋼40、41、43、44、48~55、58、59、61及62還差。
[產業上的可利用性]
本發明的車輪用鋼，其耐磨損性、耐滾動接觸疲勞性及耐剝離性均衡優異，能夠使車輪具備長的壽命。以本發明之車輪用鋼為素材的車輪，其與以AAR「Class C」之 鐵路車輪用鋼為素材的車輪相比，其磨損量最大可減少30%，並且其滾動接觸疲勞壽命最大可3.2倍長壽命化，並且還不易產生剝離(Spalling)。再加上，由於其還兼備高溫強度及延性，因此TMS及踏面龜裂的產生風險也較少。基於此，本發明的車輪用鋼，極適合做為在行駛距離增加及裝載荷重增加之極嚴苛環境下使用之鐵路用車輪的素材使用。

Claims (3)

  1. 一種車輪用鋼，其特徵為：以質量%，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，且含有V：0.02~0.12%，下述(1)式所示的Fn1為32~43，並且下述(2)式所示的Fn2為25以下，剩餘部分由Fe和雜質組成，雜質中的P、Cu及Ni分別為P：0.05%以下、Cu：0.20%以下及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)但是，上述(1)式及(2)式中的各元素標記是指該元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所記載的車輪用鋼，其中，Fe的一部份被取代成以質量%含有Mo：0.07%以下，並且V及Mo的合計含量為0.02~0.12%。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所記載的車輪用鋼，其中，Fe的一部份被取代成以質量%含有Al：0.20%以下。
TW102114603A 2012-04-27 2013-04-24 Wheel steel TWI476286B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012102821A JP5761116B2 (ja) 2012-04-27 2012-04-27 車輪用鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201408791A TW201408791A (zh) 2014-03-01
TWI476286B true TWI476286B (zh) 2015-03-11

Family

ID=49482879

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW102114603A TWI476286B (zh) 2012-04-27 2013-04-24 Wheel steel

Country Status (14)

Country Link
US (1) US9850560B2 (zh)
EP (1) EP2843071B1 (zh)
JP (1) JP5761116B2 (zh)
CN (1) CN104254631B (zh)
AU (1) AU2013253847B2 (zh)
BR (1) BR112014024393B1 (zh)
CA (1) CA2869139C (zh)
ES (1) ES2744712T3 (zh)
HK (1) HK1204018A1 (zh)
IN (1) IN2014DN07985A (zh)
RU (1) RU2705328C2 (zh)
TW (1) TWI476286B (zh)
WO (1) WO2013161548A1 (zh)
ZA (1) ZA201407311B (zh)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015190088A1 (ja) * 2014-06-11 2015-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法
BR112018011842B1 (pt) 2015-12-15 2021-09-14 Jfe Steel Corporation Método para selecionar aço de trilho e aço de roda
AU2017226534B2 (en) 2016-03-02 2019-09-19 Nippon Steel Corporation Railway wheel
CN106521315B (zh) * 2016-11-10 2018-06-19 钢铁研究总院 一种高强度高韧性重载列车车轮用钢及其热处理方法
WO2018181861A1 (ja) 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 鉄道車輪
CA3057052A1 (en) 2017-03-31 2018-10-04 Nippon Steel Corporation Method for producing railway wheel and railway wheel
AU2019346218B2 (en) * 2018-09-28 2022-01-06 Nippon Steel Corporation Railway wheel
EP3859028A4 (en) * 2018-09-28 2022-11-23 Nippon Steel Corporation RAIL WHEEL
JP7332886B2 (ja) 2019-10-11 2023-08-24 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
AU2021243639B2 (en) 2020-03-26 2023-11-02 Nippon Steel Corporation Railway wheel

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101492787A (zh) * 2009-03-05 2009-07-29 芜湖三联锻造有限公司 中高碳微合金非调质钢及其控锻——控冷的工艺方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5422771B2 (zh) 1974-01-28 1979-08-09
JPS57143469A (en) * 1981-02-27 1982-09-04 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel for railroad wheel with superior wear resistance
DE3446794C1 (de) 1984-12-21 1986-01-02 BWG Butzbacher Weichenbau GmbH, 6308 Butzbach Verfahren zur Waermebehandlung perlitischer Schienenstaehle
JPS6299438A (ja) 1985-10-24 1987-05-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 不安定破壊伝播停止能力を有する耐摩耗性高性能レ−ル
SU1534089A1 (ru) * 1988-03-10 1990-01-07 Грузинский политехнический институт им.В.И.Ленина Сталь
JPH06279918A (ja) * 1993-03-23 1994-10-04 Nippon Steel Corp 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法
JPH06279927A (ja) * 1993-03-29 1994-10-04 Nippon Steel Corp 延性および靭性に優れた高強度レールおよびその製造法
JP3516189B2 (ja) 1996-01-23 2004-04-05 住友金属工業株式会社 耐摩耗性および耐熱亀裂性に優れた鉄道車両用車輪およびその製造方法
JPH1192867A (ja) * 1997-09-17 1999-04-06 Nippon Steel Corp 耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レールおよびその製造法
DE19837311C2 (de) 1998-08-18 2001-09-20 Fag Oem & Handel Ag Radreifen oder Vollräder für Radsätze von Schienenfahrzeugen
JP2000226634A (ja) * 1999-02-08 2000-08-15 Nippon Steel Corp 低熱膨張溶接用レール
FR2800670B1 (fr) 1999-11-05 2003-04-18 Fag Oem & Handel Ag Bandage de roues ou roue monobloc pour des jeux de roues de vehicules ferroviaires
US6372057B1 (en) * 2000-06-01 2002-04-16 Sumitomo Metal Industries, Inc. Steel alloy railway wheels
US6783610B2 (en) 2001-03-05 2004-08-31 Amsted Industries Incorporated Railway wheel alloy
JP2004315928A (ja) 2003-04-18 2004-11-11 Nippon Steel Corp 耐摩耗性および耐熱き裂性に優れた高炭素鉄道車両用車輪
JP4407567B2 (ja) * 2004-05-14 2010-02-03 住友金属工業株式会社 鉄道車両用車輪
US7566372B2 (en) * 2004-05-14 2009-07-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Railway car wheel
RU2348735C2 (ru) * 2006-08-28 2009-03-10 Общество с ограниченной ответственностью "ОМЗ-Спецсталь" Сталь колесная
US20090053095A1 (en) 2007-08-23 2009-02-26 Transportation Technology Center, Inc. Railroad steels having improved resistance to rolling contact fatigue
US7559999B2 (en) * 2007-08-23 2009-07-14 Transportation Technology Center, Inc. Railroad wheel steels having improved resistance to rolling contact fatigue
US7591909B2 (en) * 2007-08-23 2009-09-22 Transportation Technology Center, Inc. Railroad wheel steels having improved resistance to rolling contact fatigue
RU2369790C2 (ru) * 2007-10-09 2009-10-10 Юрий Николаевич Райков Пара трения, содержащая железнодорожный рельс и железнодорожное колесо, выполненные из стали
RU2369658C1 (ru) * 2008-12-18 2009-10-10 Открытое Акционерное Общество "Российские Железные Дороги" Сталь повышенной твердости
US20100322815A1 (en) * 2009-06-23 2010-12-23 Amsted Rail Company, Inc. Railway wheel alloy
JP5494433B2 (ja) * 2010-11-18 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 車輪用鋼
CN102277531B (zh) * 2011-08-15 2014-03-05 钢铁研究总院 一种高速铁路车辆车轮用钢
CN102363865A (zh) * 2011-10-27 2012-02-29 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种高强度高硬度钢轨专用钢材

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101492787A (zh) * 2009-03-05 2009-07-29 芜湖三联锻造有限公司 中高碳微合金非调质钢及其控锻——控冷的工艺方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2843071A1 (en) 2015-03-04
IN2014DN07985A (zh) 2015-05-01
US9850560B2 (en) 2017-12-26
US20150147224A1 (en) 2015-05-28
WO2013161548A1 (ja) 2013-10-31
CA2869139C (en) 2017-11-14
CN104254631A (zh) 2014-12-31
EP2843071A4 (en) 2016-04-20
EP2843071B1 (en) 2019-07-31
JP5761116B2 (ja) 2015-08-12
CA2869139A1 (en) 2013-10-31
HK1204018A1 (zh) 2015-11-06
RU2014147718A (ru) 2016-06-20
CN104254631B (zh) 2016-08-24
ZA201407311B (en) 2020-05-27
AU2013253847B2 (en) 2015-11-26
ES2744712T3 (es) 2020-02-26
BR112014024393B1 (pt) 2019-11-26
TW201408791A (zh) 2014-03-01
JP2013231212A (ja) 2013-11-14
AU2013253847A1 (en) 2014-10-16
RU2705328C2 (ru) 2019-11-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI476286B (zh) Wheel steel
JP5494433B2 (ja) 車輪用鋼
US20190338402A1 (en) Method for manufacturing railway vehicle wheel
JP6769579B2 (ja) レールおよびその製造方法
JP2020007635A (ja) オーステナイト系レールの製造方法
JP6852761B2 (ja) レールおよびその製造方法
WO2020166637A1 (ja) 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
CN114959486A (zh) 用于大型挖掘机上大线径热卷弹簧的42SiCrV6弹簧钢