JPH0530883B2 - - Google Patents
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- JPH0530883B2 JPH0530883B2 JP60263721A JP26372185A JPH0530883B2 JP H0530883 B2 JPH0530883 B2 JP H0530883B2 JP 60263721 A JP60263721 A JP 60263721A JP 26372185 A JP26372185 A JP 26372185A JP H0530883 B2 JPH0530883 B2 JP H0530883B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は延性及び靭性（以下、延靭性と称す）
に優れた高性能レールの製造方法に関する。 〔従来の技術〕 従来、レールは耐摩耗、耐転動疲労重視の観点
から高強度化のみが指向されてきた。しかし、近
年、鉄道輸送の高速化、高軸重化に伴いレールの
使用条件はますます厳しいものになつてきてお
り、このような厳しい使用条件の下でも破損の恐
れがない優れた延靭性を有するレールが要求され
るようになつてきた。しかし、レールは耐摩耗性
の観点から0.60〜0.90％程度のＣを含有したパー
ライト鋼であることが要求され、このような圧延
ままのパーライト鋼の延靭性を強度の低下なく向
上させることは、技術的に非常に難しい問題であ
る。 一般に、圧延のままの鋼の延靭性を向上させる
方法として、以下の方法が知られている。 Ｃ添加量の低下 低温圧延 圧延後の加速冷却 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、これらの方法はレールの製造に適用し
た場合それぞれ次のような問題点がある。 すなわち、の方法では、単純にＣ量を低下さ
せると強度が低下してしまうという問題があり、
またその強度低下分を合金元素で補つたとしても
耐摩耗性の低下は補いきれない。 またの方法は、低温圧延により組織の微細化
を図る方法である。この方法は、低炭素鋼におい
ては強度、延靭性を向上されるに非常に有効な方
法であるが、レールのような高炭素鋼では、両特
性を同時に向上させることは容易でない。高炭素
鋼では、低温圧延によりオーステナイト粒を微細
化すると焼入性が低下し、ラメラ間隔の広化のた
め強度が低下してしまう。レールにおいては、延
靭性が改善されても強度が低下するのでは製品の
価値が半減してしまい、したがつてこの方法も単
純には適用できない。 の方法は、圧延後加速冷却することで鋼を低
温で変態させ組織の微細化を図る方法である。こ
の方法も低炭素鋼では非常に有効な方法である
が、レールのような高炭素鋼では強度、延性は向
上するものの靭性は普通レール程度である。つま
り、レールの場合この方法を単純に適用しても靭
性は一向に改善されない。 本発明はこのような従来の問題に鑑みなされた
もので、所望の強度を確保しつつ優れた延靭性を
有する高性能レールの製造方法を提供せんとする
ものである。 〔問題を解決するための手段〕 このため本発明は、次のような構成をその特徴
とする。 (1) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃
以下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以
上で低温圧延することを特徴とする延性及び靭
性に優れた高性能レールの製造方法。 (2) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延すること
を特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レー
ルの製造方法。 (3) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延すること
を特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レー
ルの製造方法。 (4) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以
下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上
で低温圧延することを特徴とする延性及び靭性
に優れた高性能レールの製造方法。 (5) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃
以下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以
上で低温圧延し、該圧延直後レール頭部をパー
ライト変態終了まで加速冷却することを特徴と
する延性及び靭性に優れた高性能レールの製造
方法。 (6) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延し、該圧
延直後レール頭部をパーライト変態終了まで加
速冷却することを特徴とする延性及び靭性に優
れた高性能レールの製造方法。 (7) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延し、該圧
延直後レール頭部をパーライト変態終了まで加
速冷却することを特徴とする延性及び靭性に優
れた高性能レールの製造方法。 (8) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以
下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上
で低温圧延し、該圧延直後レール頭部をパーラ
イト変態終了まで加速冷却することを特徴とす
る延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方
法。 以下、本発明の成分系の現低理由について説明
する。 Ｃは、レールの強度、硬さ、耐摩耗性を高める
に有効な成分であり、0.60wt％未満では、耐摩耗
性などの所望の性質が得られない。一方、Ｃが
0.90wt％超では多量の初析セメンタイトが生成
し、鋼を著しく脆化させてしまう。このため、Ｃ
は0.60〜0.90wt％とする。 Siは、本発明の特徴とする主要元素の１つであ
る。レール鋼は耐摩耗性を確保するため、Ｃ：
0.60〜0.90wt％としたパーライト鋼であつて、レ
ール使用温度下において破壊試験を行なえば100
％脆性破面を呈する鋼であり、単に組織の微細化
では十分な靭性改善が達成されない。このような
条件下において、Siを添加することで、大きな靭
性改善効果が見出された。すなわち、Siはレール
の靭性を高めるために有効な成分であり、0.4wt
％未満では顕著な靭性改善効果が見られない。一
方、Siが1.5wt％を超えると著しく延性を悪化さ
せ、また脆化しはじめる傾向がある。このような
ことから、Siは0.4〜1.5wt％とする。 Mnは焼入性を高め、レール強度を高めるため
の成分であり、0.5wt％未満では所望の強度が確
保できない。一方、Mnが1.5wt％を超えると、
レール溶接時、偏析部にマルテンサイトが生成し
溶接性を害するという問題を生じる。このため
Mnは0.5〜1.5wt％Mnとする。 Nbは、レールの延性改善を第１の目的として
添加される。またNb添加の第２の目的は、低温
圧延を行う場合の強度低下を防止し、通常圧延と
同等以上の強度を保証させることにある。Nbは、
0.01wt％未満では上述したような目的を達成でき
ず、一方、0.05wt％超では、圧延加熱時に粗大な
Nb炭窒化物が生成し、鋼を著しく脆化させたり、
シエリング損傷などの亀裂の発生起点となつたり
して、レールに悪影響を及ぼす。このためNbは
0.01〜0.05wt％とする。 Cr、Ｖは、レールの強度を高めるため単独ま
たは複合して添加する。Crは焼入性あげること
により、ＶはＶ炭窒化物の析出強化により強度を
上げる。Crが0.1wt％未満、Ｖが0.02wt％未満で
は、著しい強度上昇が見られない。一方、Crが
0.3wt％超、Ｖが0.15wt％超では、Si、Nbの延靭
性改善効果が失われてしまう。 以上のようなSi、Nbを含んだ成分系では、800
℃以下での減面率25％以上、仕上げ圧延温度700
℃以上の低温熱間圧延を施すことにより、強度の
低下を伴うことなく延靭性が向上する。 延靭性を向上させるためには組織を細粒化する
ことが有効である。レールのような共析鋼におい
てもオーステナイトの未再結晶域での圧延を施す
ことにより、細粒のパーライト組織が得られ延靭
性が向上する。これは未再結晶の細粒のオーステ
ナイト粒に圧下を加えることによりオーステナイ
ト粒が細粒のまま伸延され、パーライトの優先核
生成サイトとしてのオーステナイト粒界面積が増
加し、パーライトの核生成が増大したことによ
る。 こうした制御圧延によるパーライト組織の細粒
化において、SiとNbの複合添加は強度靭性バラ
ンスの改善に有効である。Nbはオーステナイト
再結晶抑制作用が強く未再結晶温度を上昇する効
果があり、本発明レールの化学成分範囲では800
℃でもオーステナイト粒を再結晶させることなく
圧延伸延粒とすることが可能となる。しかし、
800℃より高い温度での圧延終了では再結晶が進
展しやすい。このため800℃より高温での圧延終
了では、高ひずみを伴つた伸延オーステナイト粒
が得られにくく、パーライトの核生成量が減少す
ることからパーライト組織の細粒化が生ぜず高延
靭性が得られない。以上のような理由から、本発
明では800℃以下で圧延を終了すること、すなわ
ち800℃以下での低温圧延を行うことをその条件
とする。 また、800℃以下での低温圧延による未再結晶
オーステナイト伸延粒化の効果を得るために必要
な最低限の減面率は25％程度であり、これ未満の
減面率では、800℃で低温圧延を実施することに
よる上記効果を十分得ることができない。 また、オーステナイト域での圧延でなければパ
ーライト組織の細粒化の効果は得られないことか
ら、圧延仕上温度の下限を700℃とする。 また、このような低温圧延直後にレール頭部を
パーライト変態終了まで加速冷却することによ
り、レール頭部を一層、高強度、高延性化するこ
とができる。 〔実施例〕 第１表に供試鋼の化学成分を示す。 これらのうち、Ａ〜Ｃ、Ｍ〜Ｏは比較鋼であ
り、Ａ鋼種はAREA規格レール鋼、Ｂ鋼種およ
びＣ鋼種は、それぞれ1.0wt％Si、0.02wt％Nb単
独添加鋼である。Ｄ〜Ｌ鋼種が本発明鋼である。 第２表は圧延条件を示すもので、強度、延靭性
に及ぼす低温圧延の影響を見るために、６水準の
圧延仕上温度をとつている。圧延１（略号：S1）
〜圧延４（S4）がレールの圧延である。 第２表は、圧延条件を示すもので、強度、延靭
性に及ぼす低温圧延の影響を見るために、６水準
の圧延仕上温度をとつている。圧延１（略号：
S1）〜圧延３（S3）がレールの圧延として従来レ
ベルの圧延である。圧延５（S5）〜圧延６（S6）
が本発明法が採用する低温圧延に該当する。 第３表は、圧延直後に行なつた加速冷却条件を
示すものである。 第１図は各鋼種の圧延仕上温度と0.2％耐力、
絞り値の関係を示すもので、これにより、各合金
成分の特性が判る。すなわちＡ鋼は、1980年の鉄
鋼協会高温変形部会シンポジウムテキストP.113
に定性的に示されているように、低温圧延するに
従い強度の低下があるのに体し、Nb添加鋼（Ｃ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ鋼）では、低温圧延を行なつても強度
の低下を示さない。 絞り値は、低温圧延するに従つて、全鋼種とも
向上する。しかし、Ｂ鋼（1.0Si単独添加鋼）で
は、全圧延水準でＡ鋼より低い絞り値を示すこと
から、Siは延性を劣化させることが判る。一方、
Ｃ鋼（0.02wt％Nb単独添加鋼）はＡ鋼より良好
な絞り値を示すことから、Nbは延性を向上させ
ることが判る。一方、本発明鋼たるＥ鋼、Ｆ鋼で
は、延性を劣化させるSiが添加されているにもか
かわらずNbが添加されているために、Ａ鋼より
優れた延性を示している。また、S5圧延（800℃
以下で25％の減面率）から更に優れたレベルの絞
り値を示している。 第２図は、各鋼種の圧延仕上温度と０℃におけ
るシヤルピー衝撃吸収エネルギー（vE0）、平面
ひずみ破壊靭性値（k11c）との関係を示すもの
で、これより、Siは靭性を著しく向上させること
が判る。パーライト鋼では、Ｃ鋼のように組織の
微細化を図つてもほとんど改善されなかつたvE0
が、Ｂ鋼、Ｄ鋼、Ｅ鋼、Ｆ鋼のようにSiを添加す
ることにより、全圧延水準で明らかに向上してい
る。また、Ｅ鋼、Ｆ鋼では、S5圧延で、更にvE0
が向上している。 第３図に、Ｅ鋼、Ｆ鋼の圧延後の加速冷却の有
無による強度、延性、靭性の変化について示す。
加速冷却することで、強度、延性は著しく向上し
ており、靭性もK1C＞160Kg／mm3/2と高い値を示
している。 以上のように、Si、Nbの複合添加を主体とし
た成分系は所定の条件の低温圧延を行うことによ
り、強度の低下なく更に優れた延靭性が得られ、
さらには、そのような圧延後加速冷却することに
より、高い靭性を維持したまま、強度、延性が著
しく向上するものである。 第４表は、本発明例と比較例の各レールの強
度、延性、靭性について示したものである。
に優れた高性能レールの製造方法に関する。 〔従来の技術〕 従来、レールは耐摩耗、耐転動疲労重視の観点
から高強度化のみが指向されてきた。しかし、近
年、鉄道輸送の高速化、高軸重化に伴いレールの
使用条件はますます厳しいものになつてきてお
り、このような厳しい使用条件の下でも破損の恐
れがない優れた延靭性を有するレールが要求され
るようになつてきた。しかし、レールは耐摩耗性
の観点から0.60〜0.90％程度のＣを含有したパー
ライト鋼であることが要求され、このような圧延
ままのパーライト鋼の延靭性を強度の低下なく向
上させることは、技術的に非常に難しい問題であ
る。 一般に、圧延のままの鋼の延靭性を向上させる
方法として、以下の方法が知られている。 Ｃ添加量の低下 低温圧延 圧延後の加速冷却 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、これらの方法はレールの製造に適用し
た場合それぞれ次のような問題点がある。 すなわち、の方法では、単純にＣ量を低下さ
せると強度が低下してしまうという問題があり、
またその強度低下分を合金元素で補つたとしても
耐摩耗性の低下は補いきれない。 またの方法は、低温圧延により組織の微細化
を図る方法である。この方法は、低炭素鋼におい
ては強度、延靭性を向上されるに非常に有効な方
法であるが、レールのような高炭素鋼では、両特
性を同時に向上させることは容易でない。高炭素
鋼では、低温圧延によりオーステナイト粒を微細
化すると焼入性が低下し、ラメラ間隔の広化のた
め強度が低下してしまう。レールにおいては、延
靭性が改善されても強度が低下するのでは製品の
価値が半減してしまい、したがつてこの方法も単
純には適用できない。 の方法は、圧延後加速冷却することで鋼を低
温で変態させ組織の微細化を図る方法である。こ
の方法も低炭素鋼では非常に有効な方法である
が、レールのような高炭素鋼では強度、延性は向
上するものの靭性は普通レール程度である。つま
り、レールの場合この方法を単純に適用しても靭
性は一向に改善されない。 本発明はこのような従来の問題に鑑みなされた
もので、所望の強度を確保しつつ優れた延靭性を
有する高性能レールの製造方法を提供せんとする
ものである。 〔問題を解決するための手段〕 このため本発明は、次のような構成をその特徴
とする。 (1) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃
以下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以
上で低温圧延することを特徴とする延性及び靭
性に優れた高性能レールの製造方法。 (2) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延すること
を特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レー
ルの製造方法。 (3) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延すること
を特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レー
ルの製造方法。 (4) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以
下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上
で低温圧延することを特徴とする延性及び靭性
に優れた高性能レールの製造方法。 (5) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残
部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃
以下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以
上で低温圧延し、該圧延直後レール頭部をパー
ライト変態終了まで加速冷却することを特徴と
する延性及び靭性に優れた高性能レールの製造
方法。 (6) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延し、該圧
延直後レール頭部をパーライト変態終了まで加
速冷却することを特徴とする延性及び靭性に優
れた高性能レールの製造方法。 (7) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、800℃以下での減面率25％以
上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延し、該圧
延直後レール頭部をパーライト変態終了まで加
速冷却することを特徴とする延性及び靭性に優
れた高性能レールの製造方法。 (8) Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、
Cr：0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以
下での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上
で低温圧延し、該圧延直後レール頭部をパーラ
イト変態終了まで加速冷却することを特徴とす
る延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方
法。 以下、本発明の成分系の現低理由について説明
する。 Ｃは、レールの強度、硬さ、耐摩耗性を高める
に有効な成分であり、0.60wt％未満では、耐摩耗
性などの所望の性質が得られない。一方、Ｃが
0.90wt％超では多量の初析セメンタイトが生成
し、鋼を著しく脆化させてしまう。このため、Ｃ
は0.60〜0.90wt％とする。 Siは、本発明の特徴とする主要元素の１つであ
る。レール鋼は耐摩耗性を確保するため、Ｃ：
0.60〜0.90wt％としたパーライト鋼であつて、レ
ール使用温度下において破壊試験を行なえば100
％脆性破面を呈する鋼であり、単に組織の微細化
では十分な靭性改善が達成されない。このような
条件下において、Siを添加することで、大きな靭
性改善効果が見出された。すなわち、Siはレール
の靭性を高めるために有効な成分であり、0.4wt
％未満では顕著な靭性改善効果が見られない。一
方、Siが1.5wt％を超えると著しく延性を悪化さ
せ、また脆化しはじめる傾向がある。このような
ことから、Siは0.4〜1.5wt％とする。 Mnは焼入性を高め、レール強度を高めるため
の成分であり、0.5wt％未満では所望の強度が確
保できない。一方、Mnが1.5wt％を超えると、
レール溶接時、偏析部にマルテンサイトが生成し
溶接性を害するという問題を生じる。このため
Mnは0.5〜1.5wt％Mnとする。 Nbは、レールの延性改善を第１の目的として
添加される。またNb添加の第２の目的は、低温
圧延を行う場合の強度低下を防止し、通常圧延と
同等以上の強度を保証させることにある。Nbは、
0.01wt％未満では上述したような目的を達成でき
ず、一方、0.05wt％超では、圧延加熱時に粗大な
Nb炭窒化物が生成し、鋼を著しく脆化させたり、
シエリング損傷などの亀裂の発生起点となつたり
して、レールに悪影響を及ぼす。このためNbは
0.01〜0.05wt％とする。 Cr、Ｖは、レールの強度を高めるため単独ま
たは複合して添加する。Crは焼入性あげること
により、ＶはＶ炭窒化物の析出強化により強度を
上げる。Crが0.1wt％未満、Ｖが0.02wt％未満で
は、著しい強度上昇が見られない。一方、Crが
0.3wt％超、Ｖが0.15wt％超では、Si、Nbの延靭
性改善効果が失われてしまう。 以上のようなSi、Nbを含んだ成分系では、800
℃以下での減面率25％以上、仕上げ圧延温度700
℃以上の低温熱間圧延を施すことにより、強度の
低下を伴うことなく延靭性が向上する。 延靭性を向上させるためには組織を細粒化する
ことが有効である。レールのような共析鋼におい
てもオーステナイトの未再結晶域での圧延を施す
ことにより、細粒のパーライト組織が得られ延靭
性が向上する。これは未再結晶の細粒のオーステ
ナイト粒に圧下を加えることによりオーステナイ
ト粒が細粒のまま伸延され、パーライトの優先核
生成サイトとしてのオーステナイト粒界面積が増
加し、パーライトの核生成が増大したことによ
る。 こうした制御圧延によるパーライト組織の細粒
化において、SiとNbの複合添加は強度靭性バラ
ンスの改善に有効である。Nbはオーステナイト
再結晶抑制作用が強く未再結晶温度を上昇する効
果があり、本発明レールの化学成分範囲では800
℃でもオーステナイト粒を再結晶させることなく
圧延伸延粒とすることが可能となる。しかし、
800℃より高い温度での圧延終了では再結晶が進
展しやすい。このため800℃より高温での圧延終
了では、高ひずみを伴つた伸延オーステナイト粒
が得られにくく、パーライトの核生成量が減少す
ることからパーライト組織の細粒化が生ぜず高延
靭性が得られない。以上のような理由から、本発
明では800℃以下で圧延を終了すること、すなわ
ち800℃以下での低温圧延を行うことをその条件
とする。 また、800℃以下での低温圧延による未再結晶
オーステナイト伸延粒化の効果を得るために必要
な最低限の減面率は25％程度であり、これ未満の
減面率では、800℃で低温圧延を実施することに
よる上記効果を十分得ることができない。 また、オーステナイト域での圧延でなければパ
ーライト組織の細粒化の効果は得られないことか
ら、圧延仕上温度の下限を700℃とする。 また、このような低温圧延直後にレール頭部を
パーライト変態終了まで加速冷却することによ
り、レール頭部を一層、高強度、高延性化するこ
とができる。 〔実施例〕 第１表に供試鋼の化学成分を示す。 これらのうち、Ａ〜Ｃ、Ｍ〜Ｏは比較鋼であ
り、Ａ鋼種はAREA規格レール鋼、Ｂ鋼種およ
びＣ鋼種は、それぞれ1.0wt％Si、0.02wt％Nb単
独添加鋼である。Ｄ〜Ｌ鋼種が本発明鋼である。 第２表は圧延条件を示すもので、強度、延靭性
に及ぼす低温圧延の影響を見るために、６水準の
圧延仕上温度をとつている。圧延１（略号：S1）
〜圧延４（S4）がレールの圧延である。 第２表は、圧延条件を示すもので、強度、延靭
性に及ぼす低温圧延の影響を見るために、６水準
の圧延仕上温度をとつている。圧延１（略号：
S1）〜圧延３（S3）がレールの圧延として従来レ
ベルの圧延である。圧延５（S5）〜圧延６（S6）
が本発明法が採用する低温圧延に該当する。 第３表は、圧延直後に行なつた加速冷却条件を
示すものである。 第１図は各鋼種の圧延仕上温度と0.2％耐力、
絞り値の関係を示すもので、これにより、各合金
成分の特性が判る。すなわちＡ鋼は、1980年の鉄
鋼協会高温変形部会シンポジウムテキストP.113
に定性的に示されているように、低温圧延するに
従い強度の低下があるのに体し、Nb添加鋼（Ｃ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ鋼）では、低温圧延を行なつても強度
の低下を示さない。 絞り値は、低温圧延するに従つて、全鋼種とも
向上する。しかし、Ｂ鋼（1.0Si単独添加鋼）で
は、全圧延水準でＡ鋼より低い絞り値を示すこと
から、Siは延性を劣化させることが判る。一方、
Ｃ鋼（0.02wt％Nb単独添加鋼）はＡ鋼より良好
な絞り値を示すことから、Nbは延性を向上させ
ることが判る。一方、本発明鋼たるＥ鋼、Ｆ鋼で
は、延性を劣化させるSiが添加されているにもか
かわらずNbが添加されているために、Ａ鋼より
優れた延性を示している。また、S5圧延（800℃
以下で25％の減面率）から更に優れたレベルの絞
り値を示している。 第２図は、各鋼種の圧延仕上温度と０℃におけ
るシヤルピー衝撃吸収エネルギー（vE0）、平面
ひずみ破壊靭性値（k11c）との関係を示すもの
で、これより、Siは靭性を著しく向上させること
が判る。パーライト鋼では、Ｃ鋼のように組織の
微細化を図つてもほとんど改善されなかつたvE0
が、Ｂ鋼、Ｄ鋼、Ｅ鋼、Ｆ鋼のようにSiを添加す
ることにより、全圧延水準で明らかに向上してい
る。また、Ｅ鋼、Ｆ鋼では、S5圧延で、更にvE0
が向上している。 第３図に、Ｅ鋼、Ｆ鋼の圧延後の加速冷却の有
無による強度、延性、靭性の変化について示す。
加速冷却することで、強度、延性は著しく向上し
ており、靭性もK1C＞160Kg／mm3/2と高い値を示
している。 以上のように、Si、Nbの複合添加を主体とし
た成分系は所定の条件の低温圧延を行うことによ
り、強度の低下なく更に優れた延靭性が得られ、
さらには、そのような圧延後加速冷却することに
より、高い靭性を維持したまま、強度、延性が著
しく向上するものである。 第４表は、本発明例と比較例の各レールの強
度、延性、靭性について示したものである。
【表】
【表】
【表】
【表】
以上述べたように本発明によれば、所望の強度
を確保しつつ優れた延靭性を有する高性能レール
を得ることができる。
を確保しつつ優れた延靭性を有する高性能レール
を得ることができる。
第１図ａ〜ｄは実施例における各鋼種の圧延仕
上温度と0.2％耐力、絞り値との関係を示すもの
である。第２図は同じく各鋼種の圧延仕上温度と
０℃におけるシヤルピー衝撃吸収エネルギー
（vE0）、平面ひずみ破壊靭性値（K1c）との関係
を示すものである。第３図は実施例におけるＥ
鋼、Ｆ鋼の圧延後の加速冷却の有無による強度、
延性、靭性の変化を示すものである。
上温度と0.2％耐力、絞り値との関係を示すもの
である。第２図は同じく各鋼種の圧延仕上温度と
０℃におけるシヤルピー衝撃吸収エネルギー
（vE0）、平面ひずみ破壊靭性値（K1c）との関係
を示すものである。第３図は実施例におけるＥ
鋼、Ｆ鋼の圧延後の加速冷却の有無による強度、
延性、靭性の変化を示すものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下
での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上で低
温圧延することを特徴とする延性及び靭性に優れ
た高性能レールの製造方法。 ２ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Cr：
0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純物からな
る鋼を、800℃以下での減面率25％以上、仕上げ
温度700℃以上で低温圧延することを特徴とする
延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法。 ３ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Ｖ：
0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純物から
なる鋼を、800℃以下での減面率25％以上、仕上
げ温度700℃以上で低温圧延することを特徴とす
る延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方
法。 ４ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Cr：
0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び
不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下での減
面率25％以上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延
することを特徴とする延性及び靭性に優れた高性
能レールの製造方法。 ５ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、残部
Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下
での減面率25％以上、仕上げ温度700℃以上で低
温圧延し、該圧延直後レール頭部をパーライト変
態終了まで加速冷却することを特徴とする延性及
び靭性に優れた高性能レールの製造方法。 ６ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Cr：
0.1〜0.3wt％、残部Fe及び不可避的不純物からな
る鋼を、800℃以下での減面率25％以上、仕上げ
温度700℃以上で低温圧延し、該圧延直後レール
頭部をパーライト変態終了まで加速冷却すること
を特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レール
の製造方法。 ７ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Ｖ：
0.02〜0.15wt％、残部Fe及び不可避的不純物から
なる鋼を、800℃以下での減面率25％以上、仕上
げ温度700℃以上で低温圧延し、該圧延直後レー
ル頭部をパーライト変態終了まで加速冷却するこ
とを特徴とする延性及び靭性に優れた高性能レー
ルの製造方法。 ８ Ｃ：0.60〜0.90wt％、Si：0.4〜1.5wt％、
Mn：0.5〜1.5wt％、Nb：0.01〜0.05wt％、Cr：
0.1〜0.3wt％、Ｖ：0.02〜0.15wt％、残部Fe及び
不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下での減
面率25％以上、仕上げ温度700℃以上で低温圧延
し、該圧延直後レール頭部をパーライト変態終了
まで加速冷却することを特徴とする延性及び靭性
に優れた高性能レールの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26372185A JPS62127453A (ja) | 1985-11-26 | 1985-11-26 | 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26372185A JPS62127453A (ja) | 1985-11-26 | 1985-11-26 | 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62127453A JPS62127453A (ja) | 1987-06-09 |
| JPH0530883B2 true JPH0530883B2 (ja) | 1993-05-11 |
Family
ID=17393384
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26372185A Granted JPS62127453A (ja) | 1985-11-26 | 1985-11-26 | 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62127453A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| USRE41033E1 (en) | 1994-11-15 | 2009-12-08 | Nippn Steel Corporation | Pearlitic steel rail having excellent wear resistance and method of producing the same |
| JP4846476B2 (ja) * | 2006-07-24 | 2011-12-28 | 新日本製鐵株式会社 | 耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法 |
| JP5145795B2 (ja) | 2006-07-24 | 2013-02-20 | 新日鐵住金株式会社 | 耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法 |
| CA2962031C (en) * | 2014-09-22 | 2019-05-14 | Jfe Steel Corporation | Rail manufacturing method and rail manufacturing apparatus |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54148124A (en) * | 1978-05-12 | 1979-11-20 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high strength rall of excellent weldability |
| JPS5919173B2 (ja) * | 1979-03-17 | 1984-05-02 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性低合金熱処理硬頭レ−ルの製造法 |
| JPS613842A (ja) * | 1984-06-19 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 高強度レ−ルの製造法 |
| JPS6256523A (ja) * | 1985-09-06 | 1987-03-12 | Nippon Steel Corp | 溶接性付与高強度レ−ルの製造法 |
| JPS6256524A (ja) * | 1985-09-06 | 1987-03-12 | Nippon Steel Corp | 溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法 |
-
1985
- 1985-11-26 JP JP26372185A patent/JPS62127453A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62127453A (ja) | 1987-06-09 |
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