專利名稱：焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在左右鐵道鋼軌壽命的頭頂部及頭部的角部難以發(fā)生滾動疲勞損傷、而且閃光對焊和氣壓焊的焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌及其制造方法。
過去，在鋼軌中，主要為了提高頭頂部及頭部的角部的耐磨性，一直使用珠光體鋼。但是近年來，伴隨著鐵道的輸送量增加，鋼軌的使用條件變得日益嚴(yán)峻。特別在日本國內(nèi)，為提高使用者的便利性，進行了在來線和新干線的高速化和運輸過密化，使每年的累積通過噸數(shù)增大，因此增加了鋼軌滾動疲勞損傷的發(fā)生。為此，各鐵道會社為削減維修費用，一直期望具有優(yōu)良耐滾動疲勞損傷性的鋼軌。
在現(xiàn)有情況下，在鋼軌的滾動疲勞損傷構(gòu)成問題的區(qū)間，使用的是按JIS規(guī)格化的強度為800MPa級的珠光體鋼普通鋼軌。
另一方面，由于貝氏體鋼比珠光體鋼耐滾動疲勞損傷性優(yōu)良，所以在例如特開平2-282448號公報中，揭示了貝氏體鋼鋼軌。這種鋼軌提高了疲勞強度，并且促進磨耗除去了疲勞層，以謀求耐滾動疲勞損傷性的提高。
但是，由于與珠光體鋼鋼軌相比，貝氏體鋼鋼軌中合金元素的添加量多，所以產(chǎn)生閃光對焊和氣壓焊的焊接部的接合性問題。
鑒于這樣的歷來的問題，本發(fā)明的目的在于，提供一種閃光對焊和氣壓焊焊接部的接合性與過去的珠光體鋼鋼軌同等的貝氏體鋼鋼軌及其制造方法為解決上述課題，本發(fā)明采用以下所述的手段。
第一項發(fā)明是焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，以重量％計含有C0.15～0.4％,Si0.1～0.2％,Mn0.15～1.1％,P0.035％以下，S0.035％以下，Cr0.05～0.45％,Nb0.005～0.15％,Mo0.05～0.85％，并滿足Mn％/Si％≤5.5，其余實質(zhì)上由Fe及不可避免的雜質(zhì)組成，鋼軌頭部為貝氏體組織，鋼軌頭頂部及頭部的角部的任一位置都具有均一的硬度分布，威氏硬度為HV230～320。
第二項發(fā)明是焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，在第一項發(fā)明的鋼軌鋼成分中，以重量％計還含有Ni0.1～1％。
第三項發(fā)明是焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，在第一項發(fā)明的鋼軌鋼成分中，以重量％計還含有V0.01～0.2％。
第四項發(fā)明是焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌的制造方法，其特征在于，具備將具有第一項發(fā)明的鋼軌組成的鋼以精軋溫度800～1000℃進行熱軋的工序，和將熱軋后的鋼材由貝氏體轉(zhuǎn)變開始點以上的溫度以空冷～5℃/秒的冷卻速度冷卻到300℃以下的工序。


圖1是表示本發(fā)明實施方式中鋼軌頭部表面位置稱呼的橫斷面圖。
圖2表示本發(fā)明實施方式中鋼材的抗拉強度和磨耗量的關(guān)系。
圖3表示本發(fā)明實施方式中鋼材的Si含量和焊接部的接合性的關(guān)系。
圖4表示本發(fā)明的實施方式中鋼材的Cr含量和焊接部的接合性的關(guān)系。
圖5表示本發(fā)明的實施方式中鋼材的Mo含量和焊接部的接合性的關(guān)系。
圖6表示本發(fā)明的實施方式中鋼材的Mn/Si和焊接部的接合性的關(guān)系。
圖7表示本發(fā)明的實施方式中鋼材的硬度和焊接部的接合性的關(guān)系。
圖8表示本發(fā)明的實施力式中鋼材的硬度和磨耗減量比的關(guān)系。
本發(fā)明是基于本發(fā)明人為提高貝氏體鋼鋼軌焊接部的接合性而進行銳意研究得到的以下見解。
由對列車通過時的振動、噪音采取對策出發(fā)，為減小縫隙間的接縫而焊接鋼軌，使用的頻度變得非常高，要求鋼軌間有良好的焊接部接合性。鋼軌的焊接方法有閃光對焊、氣壓焊、強制成形電弧焊、鋁熱焊，其中的閃光對焊和氣壓焊不使用焊接金屬，是使鋼軌母材直接接合，因此母材彼此間焊接部的接合性成為問題。閃光對焊和氣壓焊的焊接部的接合性，受到成分元素的氧化物生成能力、生成的氧化物的熔融溫度、接合時新生面的除去氧化物的能力等的影響。
因此，使用具有表1所示成分，硬度以威氏硬度計HV320以下的鋼No.1a-1～9,1b-1～9,1c-1～9,1d-1～9，調(diào)查Si、Cr、Mo的含量及 Mn/Si對焊接部接合性的影響。
圖3～6顯示了Si、Cr、Mo的含量及Mn/Si對焊接部接合性的影響。
用40φ的圓棒經(jīng)過閃光對焊及氣壓焊作成焊接接頭，以接頭的接合面成為抗拉試片平行部中央的方式采取試片，圖3～6的縱軸表示用這樣的試片進行抗拉試驗時，破斷部斷面收縮值的平均值(RA)，此值越大焊接部的接合性越高。
可看出，Si為0.2％、Cr為0.45％、Mo為0.85％、Mn/Si超過5.5時，斷面收縮值為5％以下，焊接部的接合性顯著降低。其理由據(jù)認為如下所述。
因為Si、Cr是易氧化元素，所以其含量多時，因閃速電流或氣焰的加熱在接合面形成致密的氧化皮膜，該氧化皮膜即使在閃光對焊或氣壓焊時的最終的鐓鍛(upset)中也不能由接合面除去，使得焊接部的接合性降低。
Mo的含量多時，鐓鍛時的變形抗力高，不能充分進行新生面彼此的接合，得不到良好的焊接部接合性。
Mn/Si的值高時，Mn、Si、Fe的復(fù)合氧化物的熔點變成顯著高溫，接合面殘留的復(fù)合氧化物的粘性相對變高，因此在鐓鍛中難以除去，對焊接部的接合性產(chǎn)生阻害。
表1
<p>使用表2所示成分組成和硬度的鋼，調(diào)查硬度對焊接部接合性的影響。
圖7顯示硬度對焊接部接合性的影響。
即使在Si、Cr、Mo、Mn/Si各自滿足本發(fā)明范圍的場合，伴隨硬度的上升，焊接部接合性也降低，特別是硬度超過HV320時，斷面收縮值成為5％以下，成為實用上的問題。
而在Si、Cr、Mo、Mn/Si的任一個不滿足本發(fā)明范圍的場合，即使硬度在HV320以下，焊接部接合性也降低。
表2
因而，為了確保充分的焊接部接合性，必須將Si定為0.2％以下、Cr定為0.45％以下、Mo定為0.85％以下、Mn/Si定為5.5以下，再將硬度定為HV320以下。
以下，對上述以外的本發(fā)明構(gòu)成要點的限定理由進行說明。
(1)成分組成范圍
CC是為確保強度的必需元素，在不足0.15％時，難以廉價地確保作為鋼軌的硬度。而超過0.4％時，易生成使頭部變脆的馬氏體。因而將其含量定作0.15～0.4％。
SiSi不僅作為脫氧劑有效，也是固溶后使強度上升的元素，但不足0.1％時看不出其效果。其上限如上所述為0.2％。因而將其含量定作0.1～0.2％。
MnMn是使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度降低使淬透性提高，籍此賦與鋼軌高強度化的元素。但是，不足0.15％時其效果小，超過1.1％時因鋼的微觀偏析易生成馬氏體，在熱處理時及焊接時因硬化和脆化而發(fā)生材質(zhì)劣化。因而將其含量定作0.15～1.1％。
P過量含P使鋼的韌性劣化，因此定作0.035％以下。
SS作為主要的夾雜物存在于鋼中，但超過0.035％時，該夾雜物量顯著增加，引起脆化造成的材質(zhì)劣化，因此定作0.035％以下。
CrCr是促進貝氏體轉(zhuǎn)變的元素，是使得象本發(fā)明的鋼軌那樣將顯微組織變成為貝氏體組織的重要元素。不足0.05％時轉(zhuǎn)變促進效果小，顯微組織不能成為均一的貝氏體組織。其上限如上述為0.45％。因而取其含量為0.05～0.45％。
MoMo是促進貝氏體轉(zhuǎn)變的元素，是使得象本發(fā)明的鋼軌那樣將顯微組織變成為貝氏體組織的重要元素。不足0.05％時轉(zhuǎn)變促進效果低，顯微組織不能成為均一的貝氏體組織。其上限如上述為0.85％。因而取其含量為0.05～0.85％。
NbNb不僅促進貝氏體轉(zhuǎn)變，而且與鋼中的C結(jié)合在軋制后析出，強化到鋼軌頭部的內(nèi)部，使耐磨耗性提高，延長鋼軌的壽命。不足0.005％時該效果小，而超過0.15％時該效果飽和，因而將其含量取為0.005～0.15％。
在本發(fā)明中，除上述的成分元素之外，為提高鋼材的強度、耐磨耗性，優(yōu)選再含有Ni或V。此時，NiNi是促進貝氏體轉(zhuǎn)變，為了高強度化有效的元素，但不足0.1％時看不出其效果，超過1％時其效果飽和，因此將其含量取為0.1～1％。
VV與Nb同樣，與鋼中的C結(jié)合在軋制后析出，延長鋼軌的壽命，但不足0.01％時其效果小，超過0.2％時其效果飽和，因此將其含量取為0.01～0.2％。
(2)金屬組織將貝氏體組織與過去的珠光體組織比較，在同一抗拉強度下進行比較時，對提高疲勞強度，延長滾動疲勞壽命是有效的。而且如圖2所示，磨耗量多對除去疲勞層是有效的，因此至少鋼軌頭部必須是貝氏體組織。
(3)硬度(耐磨耗性)關(guān)于磨耗量，最希望以實地敷設(shè)的磨耗量進行評價，但使用西原式磨耗試驗機進行評價的方法也是有效的。使用該試驗法可以短時間對耐磨耗性(硬度和磨耗減量比的關(guān)系)進行評價。
如表3所示將合金元素含量作各種變化的鋼加到1250℃，于920℃軋制后，空冷制成試料。然后由試料取外徑30mm、寬8mm的西原式磨耗試片，在接觸荷重130kg、滑動率-10％、無潤滑劑的條件下進行磨耗試驗，測定50萬次回轉(zhuǎn)后的磨耗減量。照如下方法進行評價按JIS測定規(guī)格化的HV280程度的珠光體鋼普通鋼軌的磨耗減量，采用相對于珠光體鋼普通鋼軌的試料磨耗減量之比。
表3
圖8示出了硬度對磨耗減量比的影響。
在同一硬度下，與珠光體組織相比，貝氏體組織的磨耗減量比大，顯示出約2倍的值。HV不足230時，磨損減量比超過3倍，與基于累計通過噸數(shù)的鋼軌更換壽命相比，因磨耗選成的更換壽命顯著變短，發(fā)生實用上的問題。因而將硬度的下限值取作HV230。其上限為HV320，為的是如上所述不引起焊接部接合性的降低。因而，在圖1所示的頭部的頭頂部1、頭部角部2的任一位置，威氏硬度也定作HV230～320。
對于頭頂部、頭部角部，試著進行按意圖改變硬度，作為對與車輪的接觸狀況進行控制的方法，但是在實際路線中，鐵軌與車輪的接觸狀況是經(jīng)常變化的，要變化頭部的硬度控制接觸狀況以延長鋼軌壽命實際上是困難的。因而頭頂部、頭部角部任何位置都必須采取均一的硬度分布。通過對頭頂部及頭部角部都施加同樣條件的熱處理，得到這樣的均一的硬度分布。
如以上所說明的那樣，通過調(diào)整成分組成范圍、金屬組織及硬度，就可以得到閃光對焊和氣壓焊的焊接部接合性與過去的珠光體鋼鋼軌同等的貝氏體鋼鋼軌。
可以按照以下的制造方法制造具有這樣特性的鋼軌。
(4)鋼軌制造方法將具有本發(fā)明成分組成的鋼，以精軋溫度800～1000℃進行熱軋，接著由貝氏體轉(zhuǎn)變開始點以上的溫度，以空冷～5℃/秒的冷卻速度冷卻到300℃以下。
a．精軋溫度精軋溫度不足800℃在其以下時，開始鐵素體轉(zhuǎn)變使強度降低。而終軋溫度超過1000℃時，熱軋后的貝氏體組織顯著粗大化，使確保韌性困難。因而，將精軋溫度定作800～1000℃。
b．冷卻速度具有本發(fā)明成分組成的鋼，即使空冷也得到貝氏體組織，能夠確保所希望的強度、韌性。但是，冷卻速度超過5℃/秒時，生成馬氏體，使韌性顯著降低。因而將冷卻速度定作空冷～5℃/秒。
實施例實施例1將具有表4所示成分的鋼(本發(fā)明鋼NO.2～4，比較鋼NO.1,5,6)加熱到1250℃，在920℃軋制后，使用空冷后的板厚12mm的鋼板，進行硬度測定、磨耗試驗、焊接部接合性評價試驗。關(guān)于磨耗試驗，由軋制鋼板取外徑30mm、寬8mm的試片，由鐵道車輪材采取同一尺寸的輪箍試片，使用西原式磨耗試驗機，在滑動率-10％、接觸荷重130kg、無潤滑劑的條件下對它們進行試驗，測定50萬次回轉(zhuǎn)后的磨耗減量，采取與作為比較用的HV275珠光體組織的鋼軌的磨耗減量之比，求出磨耗減量比。
將硬度、磨耗減量比、接合性的結(jié)果示于表5。
比本發(fā)明鋼C量低的比較鋼No.1，硬度為221，不足本發(fā)明范圍的下限值，磨耗減量比也高達3.21，因而不適于實用。而比本發(fā)明鋼C量高的比較鋼No.5,6，顯微組織為珠光體組織，因此磨耗特性優(yōu)良，但耐滾動疲勞損傷性差。
與此相對照，成分滿足本發(fā)明范圍的本發(fā)明鋼No.2,3,4，硬度處于HV230～320的本發(fā)明范圍內(nèi)，磨耗減量比也處于1.3～3的適宜范圍。而且焊接部接合性由于Mn/Si都為5.5以下、HV也在320以下，所以顯示出高值。
表4
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
表5
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
實施例2使用具有表6所示成分的鋼(本發(fā)明鋼No.2～6,9,10,13，比較鋼No.1,7,8,11,12,14)，進行與實施例1同樣的試驗。
將硬度、磨耗減量比、焊接部接合性的結(jié)果示于表7。
鋼全部具有貝氏體組織。Mn、Cr、Mo的含量比本發(fā)明鋼低的比較鋼No.1,8,12，焊接部接合性雖高，但硬度低，磨耗減量比分別高達3.15、3.45、3.22。
另外，Mn、Cr、Mo的含量比本發(fā)明鋼高的比較鋼No.7、11、14，磨耗減量比為1.3以下。而且焊接部接合性也降低到5％以下。
與此相對照，本發(fā)明鋼No.2～6,9,10,13，其硬度、磨耗減量比、焊接部接合性都顯示出優(yōu)良的值。
表6
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
表7
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
實施例3使用具有表8所示成分的鋼(本發(fā)明鋼No.1,3,4,7,10，比較鋼No.2,5,6,8,9,11)，進行與實施例1同樣的試驗。
將硬度、磨耗減量比、焊接部接合性的結(jié)果示于表9。
鋼全部具有貝氏體組織。本發(fā)明鋼No.1不含有Ni、V，但硬度處于本發(fā)明范圍內(nèi)，磨耗減量比及焊接部接合性都顯示出適宜的值。
Ni、V含量比本發(fā)明范圍低的比較鋼No.2,6,8，與不含Ni、V的本發(fā)明鋼No.1相比，硬度、磨耗減量比、焊接部接合性都幾乎不變化，未發(fā)現(xiàn)含有Ni、V的效果。
含Ni量滿足本發(fā)明范圍的本發(fā)明鋼No.3,4,7，硬度處于本發(fā)明范圍內(nèi)，磨耗減量比及焊接部接合性都顯示出適宜的值，而且本發(fā)明鋼No.1具有更優(yōu)良的值。Ni含量超過本發(fā)明鋼的比較鋼No.5,9，真硬度、磨耗減量比、焊接部接合性與本發(fā)明鋼No.4,7同等，含Ni效果飽和。
V含量滿足本發(fā)明范圍的鋼No.10，硬度處于本發(fā)明范圍內(nèi)，磨耗減量比及焊接部接合性都顯示出適宜的值，而且本發(fā)明鋼No.1具有更優(yōu)良的值。V含量超過本發(fā)明范圍的比較鋼No.11，其硬度、磨耗減量比、焊接部的接合性與本發(fā)明鋼No.10同等，含V效果飽和。
表8
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
表9
實施例4使用具有表10表示成分的鋼(本發(fā)明鋼No.2,3,5,6，比較鋼No.1,4,7,8)，進行與實施例1同樣的試驗。
將硬度、磨耗減量比、焊接部接合性示于表11。
鋼全部具有貝氏體組織。Si、Cr、Mo的含量處于本發(fā)明的范圍內(nèi)，并且Mn/Si為5.5以下的本發(fā)明鋼No.2,3,5,6，硬度、磨耗減量比、焊接部接合性都顯示出優(yōu)良的值。
但是，在Si、Cr、Mo含量單獨滿足本發(fā)明范圍的場合，Mn/Si超過5.5的比較鋼No.1,4，焊接部的接合性差。另一方面，Mn/Si滿足5.5以下的場合，Si的單獨含量超過本發(fā)明范圍的比較鋼No.7,8，同樣焊接部的接合性差。
表10
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
表11
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
實施例5使用表12所示的鋼No.1,2，使精軋溫度在760～1030℃的范圍變化，軋制成實際的鋼軌形狀，然后使冷卻速度在空冷～6.5℃/秒的范圍變化。然后，調(diào)查所成的鋼軌的硬度、磨耗減量比、接合性的結(jié)果。其中，磨耗減量比采取取自軋制材頭部如實施例1所示的磨耗試驗用試樣，通過與實施例1同樣的試驗法進行評價。
將結(jié)果示于表13(本發(fā)明例No.2～6,8～10,12，比較例No.1,7,11,13)。
比較例No.1，冷卻速度滿足本發(fā)明的條件，但不滿足精軋溫度，因此雖焊接部的接合性良好，但是HV220、磨耗減量比3.11，磨耗特性差。
本發(fā)明例No.2～6,8～10,12，滿足精軋溫度、冷卻速度，因此顯示出HV230～320、磨耗減量比1.3～3良好的值，而且接合性也優(yōu)良。
比較例No.7,11，精軋溫度滿足條件，但冷卻速度過快，因此硬度超過HV320，磨耗特性、焊接部接合性劣化。
比較例No.13，精軋溫度高，組織粗大，因此淬透性變高，HV超過320。
表12
<p>表13
注)*號表示在本發(fā)明的范圍之外。
權(quán)利要求
1．焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，以重量％計含有C0.15～0.4％,Si0.1～0.2％,Mn0.15～1.1％,P0.035％以下，S0.035％以下，Cr0.05～0.45％,Nb0.005～0.15％,Mo0.05～0.85％，并滿足Mn％/Si％≤5.5，其余實質(zhì)上由Fe及不可避免的雜質(zhì)組成，鋼軌頭部為貝氏體組織，鋼軌頭頂部及頭部角部的任一位置都具有均一的硬度分布，威氏硬度為HV230～320。
2．權(quán)利要求1所述的焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，作為鋼成分，以重量％計還含有Ni0.1～1％。
3．權(quán)利要求1所述的焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌，其特征在于，作為鋼成分，以重量％計還含有V0.01～0.2％。
4．焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌的制造方法，其特征在于，具備將具有權(quán)利要求1所述組成的鋼以精軋溫度800～1000℃進行熱軋的工序、和將熱軋后的鋼材由貝氏體轉(zhuǎn)變開始點以上的溫度，以空冷～5℃/秒的冷卻速度冷卻到300℃以下的工序。
全文摘要
焊接部接合性優(yōu)良的貝氏體鋼鋼軌,其特征在于,以重量%計含有C:0.15～0.4%,Si0.1～0.2%,Mn:0.15～1.1%,P:0.035%以下,S:0.035%以下,Cr:0.05～0.45%,Nb:0.005～0.15%,Mo:0.05～0.85%,并滿足Mn%/Si%≤5.5,鋼軌頭部為貝氏體組織,鋼軌頭頂部及頭部角部的任一位置都具有均一的硬度分布,威氏硬度為HV230～320。
文檔編號C22C38/48GK1211633SQ98102489
公開日1999年3月24日 申請日期1998年5月7日 優(yōu)先權(quán)日1997年9月16日
發(fā)明者橫山泰康, 山本定弘 申請人:日本鋼管株式會社