JPH06279918A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH06279918A JPH06279918A JP6440893A JP6440893A JPH06279918A JP H06279918 A JPH06279918 A JP H06279918A JP 6440893 A JP6440893 A JP 6440893A JP 6440893 A JP6440893 A JP 6440893A JP H06279918 A JPH06279918 A JP H06279918A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 レール鋼のパーライト組織を微細化し、鋼中
の介在物を制限することにより、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方法を提供する。 【構成】 （１）Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｖ，Ａｌ
を特定した鋼において、オーステナイト粒内のＭｎＳを
核としたパーライトが存在し、レール頭部において１０
０μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１cm2 あた
り１，０００μｍ未満であることを特徴とする耐ころが
り疲労損傷性に優れた高強度レール。 （２）上記レール鋼において、熱間圧延終了後、あるい
は熱処理する目的で再加熱されたレールの頭部あるいは
底部を、オーステナイト域温度から７００〜５００℃間
を１〜５℃/secで加速冷却することを特徴とする耐ころ
がり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造法。。
の介在物を制限することにより、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方法を提供する。 【構成】 （１）Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｖ，Ａｌ
を特定した鋼において、オーステナイト粒内のＭｎＳを
核としたパーライトが存在し、レール頭部において１０
０μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１cm2 あた
り１，０００μｍ未満であることを特徴とする耐ころが
り疲労損傷性に優れた高強度レール。 （２）上記レール鋼において、熱間圧延終了後、あるい
は熱処理する目的で再加熱されたレールの頭部あるいは
底部を、オーステナイト域温度から７００〜５００℃間
を１〜５℃/secで加速冷却することを特徴とする耐ころ
がり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造法。。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、レール鋼のパーライト
組織を微細化し、さらに非金属介在物を減少させて延性
の向上を図りレール表面損傷抵抗性、およびレール内部
疲労損傷抵抗性の向上を図った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に関するものであ
る。
組織を微細化し、さらに非金属介在物を減少させて延性
の向上を図りレール表面損傷抵抗性、およびレール内部
疲労損傷抵抗性の向上を図った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に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】鉄道輸送の高効率化のために、高速化お
よび貨物の重積載化が進められているが、これに伴って
レール頭部の摩耗や疲労損傷が急速に増加しつつある。
このようなレール材の使用環境の過酷化、特に摩耗の増
加に対処するために、レール鋼の高強度化のための技術
開発が加速され、国内・外を問わず曲線区間のレール材
はほとんどすべて高強度レールが支配することとなっ
た。
よび貨物の重積載化が進められているが、これに伴って
レール頭部の摩耗や疲労損傷が急速に増加しつつある。
このようなレール材の使用環境の過酷化、特に摩耗の増
加に対処するために、レール鋼の高強度化のための技術
開発が加速され、国内・外を問わず曲線区間のレール材
はほとんどすべて高強度レールが支配することとなっ
た。
【０００３】しかし、一方ではレール鋼の耐摩耗性の向
上とともに、本来摩耗によって削り取られるべき疲労ダ
メージ層がレール頭表面、特に車輪フランジ付け根部が
押し付けられるゲージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存
し、表面損傷を生成させる傾向が認められるようになっ
た。さらにレール鋼の耐摩耗性の向上は、車輪荷重のレ
ールＧＣ内部での応力集中を一点に固定させることとな
り、レール頭部内部からの疲労損傷を急増させることと
なった。
上とともに、本来摩耗によって削り取られるべき疲労ダ
メージ層がレール頭表面、特に車輪フランジ付け根部が
押し付けられるゲージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存
し、表面損傷を生成させる傾向が認められるようになっ
た。さらにレール鋼の耐摩耗性の向上は、車輪荷重のレ
ールＧＣ内部での応力集中を一点に固定させることとな
り、レール頭部内部からの疲労損傷を急増させることと
なった。
【０００４】このようなレール表面および内部疲労損傷
対策として、特開昭６２−２３３３０１号公報に開示
されているような、レール頭頂部またはＧＣ部もしくは
双方に硬度の最大値が、レール表面から２〜８mmの深さ
にあることを特徴とする頭部表面耐表面損傷性高強度レ
ール、特開平３−２３２９２５号公報に開示されてい
るレール頭部が微細パーライト組織を有し、かつＧＣか
ら内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度Ｈｖ３５
０〜４２０までを有することを特徴とするＧＣ内部疲労
損傷抵抗性に優れたレール、および特開平２−２８２４
４８号公報に開示されているように、レール頭頂部の硬
度がビッカース硬度Ｈｖ２００〜３５０、頭部コーナー
部の硬度がビッカース硬度Ｈｖ２５０〜４１０であるこ
とを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れたレール、
などがある。
対策として、特開昭６２−２３３３０１号公報に開示
されているような、レール頭頂部またはＧＣ部もしくは
双方に硬度の最大値が、レール表面から２〜８mmの深さ
にあることを特徴とする頭部表面耐表面損傷性高強度レ
ール、特開平３−２３２９２５号公報に開示されてい
るレール頭部が微細パーライト組織を有し、かつＧＣか
ら内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度Ｈｖ３５
０〜４２０までを有することを特徴とするＧＣ内部疲労
損傷抵抗性に優れたレール、および特開平２−２８２４
４８号公報に開示されているように、レール頭頂部の硬
度がビッカース硬度Ｈｖ２００〜３５０、頭部コーナー
部の硬度がビッカース硬度Ｈｖ２５０〜４１０であるこ
とを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れたレール、
などがある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記のレール
表面および内部疲労損傷対策レールは、いずれも特殊な
熱処理方法を施すことによってレール頭部の硬度分布を
制御しようとするものである。すなわちレール頭頂面ま
たはＧＣ部もしくは双方の冷却速度を変えて、あるいは
冷却の途中から冷却速度を変えることによってレール頭
頂面とＧＣ表面もしくは頭表面と内部の硬度分布を制御
するものであり、冷却制御が複雑かつ冷却装置の煩雑さ
を伴うという問題がある。
表面および内部疲労損傷対策レールは、いずれも特殊な
熱処理方法を施すことによってレール頭部の硬度分布を
制御しようとするものである。すなわちレール頭頂面ま
たはＧＣ部もしくは双方の冷却速度を変えて、あるいは
冷却の途中から冷却速度を変えることによってレール頭
頂面とＧＣ表面もしくは頭表面と内部の硬度分布を制御
するものであり、冷却制御が複雑かつ冷却装置の煩雑さ
を伴うという問題がある。
【０００６】本発明は上記のような問題点を解消し、添
加成分あるいはさらに処理条件を特定し、組織を改良す
ることにより、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を提供することを目的とする。
加成分あるいはさらに処理条件を特定し、組織を改良す
ることにより、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を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明においては、レー
ル頭表面のころがり損傷の原因の一つであるＭｎＳを微
細分散させるとともに、微細分散させたＭｎＳからパー
ライト組織を生成させることによって、微細な組織を生
成させ耐表面損傷性の改善に有効な延性の向上を果たす
ものであり、さらにＡｌの添加量を制限することによっ
てＭｎＳの核となる酸化物、マンガン・シリケートの生
成を阻害するＡｌ系酸化物の生成を抑制するとともに、
レール内部から発生する疲労き裂の起点となるＡｌ系酸
化物の生成抑制にも有効とする。これに加えて前記組成
からなるレール鋼を通常圧延後、あるいはレール頭部も
しくは底部も含めて通常温度に再加熱した後、冷却過程
でオーステナイト域温度から冷却する際に７００〜５０
０℃の間を１〜５℃/secで加速冷却することによって、
パーライト変態温度を低下せしめ、オーステナイト粒内
のＭｎＳを核とするパーライト変態を含めて低温度でパ
ーライト変態を生成させることによって、圧延ままレー
ル鋼よりも一層のパーライト組織の微細化を図り著しい
延性の改善が果たせるばかりか、加速冷却による高強度
化によってレール内部から発生する疲労き裂に対する抵
抗性の優れた高強度レールを製造することができる。
ル頭表面のころがり損傷の原因の一つであるＭｎＳを微
細分散させるとともに、微細分散させたＭｎＳからパー
ライト組織を生成させることによって、微細な組織を生
成させ耐表面損傷性の改善に有効な延性の向上を果たす
ものであり、さらにＡｌの添加量を制限することによっ
てＭｎＳの核となる酸化物、マンガン・シリケートの生
成を阻害するＡｌ系酸化物の生成を抑制するとともに、
レール内部から発生する疲労き裂の起点となるＡｌ系酸
化物の生成抑制にも有効とする。これに加えて前記組成
からなるレール鋼を通常圧延後、あるいはレール頭部も
しくは底部も含めて通常温度に再加熱した後、冷却過程
でオーステナイト域温度から冷却する際に７００〜５０
０℃の間を１〜５℃/secで加速冷却することによって、
パーライト変態温度を低下せしめ、オーステナイト粒内
のＭｎＳを核とするパーライト変態を含めて低温度でパ
ーライト変態を生成させることによって、圧延ままレー
ル鋼よりも一層のパーライト組織の微細化を図り著しい
延性の改善が果たせるばかりか、加速冷却による高強度
化によってレール内部から発生する疲労き裂に対する抵
抗性の優れた高強度レールを製造することができる。
【０００８】すなわち本発明は、（１）重量％でＣ：
０．５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００２〜０．０
１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．
０％、Ａｌ：≦０．０１０％を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ、オーステナイト粒内の
ＭｎＳを核としたパーライトが存在し、レール頭部にお
いて１００μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１
cm2 あたり１，０００μｍ未満であることを特徴とする
耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールであり、
（２）重量％でＣ：０．５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：
０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：≦０．０１０％を含有
して残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延終了後、あるいは熱処理する目的で高温に加熱した
後、レールの頭部あるいはさらに底部を、オーステナイ
ト域温度から冷却する際に７００〜５００℃間を１〜５
℃/secで加速冷却し、オーステナイト粒内のＭｎＳを核
としたパーライトを生成させ、かつ、レール頭部におい
て１００μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１cm
2 あたり１，０００μｍ未満とすることを特徴とする耐
ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造法であ
る。
０．５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００２〜０．０
１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．
０％、Ａｌ：≦０．０１０％を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ、オーステナイト粒内の
ＭｎＳを核としたパーライトが存在し、レール頭部にお
いて１００μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１
cm2 あたり１，０００μｍ未満であることを特徴とする
耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールであり、
（２）重量％でＣ：０．５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：
０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：≦０．０１０％を含有
して残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧
延終了後、あるいは熱処理する目的で高温に加熱した
後、レールの頭部あるいはさらに底部を、オーステナイ
ト域温度から冷却する際に７００〜５００℃間を１〜５
℃/secで加速冷却し、オーステナイト粒内のＭｎＳを核
としたパーライトを生成させ、かつ、レール頭部におい
て１００μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが１cm
2 あたり１，０００μｍ未満とすることを特徴とする耐
ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造法であ
る。
【０００９】
【作用】以下に本発明について詳細に説明する。先ず、
レールの化学成分を前述のように定めた理由について説
明する。Ｃは高強度化およびパーライト組織生成のため
の必須元素であり、また耐摩耗性に対しても一義的に効
果を示す元素であるが０．５５％未満ではオーステナイ
ト粒界に耐摩耗性および耐損傷性に好ましくない初析フ
ェライトが多量に生成し、また０．８５％を超えるとオ
ーステナイト粒界を脆化させる有害な初析セメンタイト
を生成させるばかりか、レール頭部熱処理層や溶接部の
微小偏析部にマルテンサイトが生成し、靭性を著しく損
なうため０．５５〜０．８５％に限定した。
レールの化学成分を前述のように定めた理由について説
明する。Ｃは高強度化およびパーライト組織生成のため
の必須元素であり、また耐摩耗性に対しても一義的に効
果を示す元素であるが０．５５％未満ではオーステナイ
ト粒界に耐摩耗性および耐損傷性に好ましくない初析フ
ェライトが多量に生成し、また０．８５％を超えるとオ
ーステナイト粒界を脆化させる有害な初析セメンタイト
を生成させるばかりか、レール頭部熱処理層や溶接部の
微小偏析部にマルテンサイトが生成し、靭性を著しく損
なうため０．５５〜０．８５％に限定した。
【００１０】Ｓｉはパーライト組織中のフェライト相へ
の固溶体硬化による高強度化に寄与するばかりか、わず
かながらレール鋼の靭性改善にも貢献する。またＳｉは
ＭｎとともにＭｎＳの核となるマンガンシリケート系酸
化物を構成する重要な元素であり、０．２％以下ではそ
の効果が期待できず、さらにＳｉは脱酸元素として０．
２％以上の添加が必要であり、１．２％を超えると脆化
をもたらし溶接接合性も減ずるので、０．２０〜１．２
０％に限定した。
の固溶体硬化による高強度化に寄与するばかりか、わず
かながらレール鋼の靭性改善にも貢献する。またＳｉは
ＭｎとともにＭｎＳの核となるマンガンシリケート系酸
化物を構成する重要な元素であり、０．２％以下ではそ
の効果が期待できず、さらにＳｉは脱酸元素として０．
２％以上の添加が必要であり、１．２％を超えると脆化
をもたらし溶接接合性も減ずるので、０．２０〜１．２
０％に限定した。
【００１１】ＭｎはＣ同様にパーライト変態温度を低下
させ、焼入性を高めることによって高強度化に寄与する
元素であり、さらにＳｉ同様にＭｎＳの核としてのマン
ガンシリケートの構成元素として、および脱酸元素とし
ても欠かせない。しかし、０．５％未満ではその効果が
小さくまた１．５０％を超えると偏析部にマルテンサイ
ト組織を生成させ易くするため０．５０〜１．５０％に
限定した。
させ、焼入性を高めることによって高強度化に寄与する
元素であり、さらにＳｉ同様にＭｎＳの核としてのマン
ガンシリケートの構成元素として、および脱酸元素とし
ても欠かせない。しかし、０．５％未満ではその効果が
小さくまた１．５０％を超えると偏析部にマルテンサイ
ト組織を生成させ易くするため０．５０〜１．５０％に
限定した。
【００１２】Ｓは一般に有害元素として知られている
が、本発明においてはオーステナイト粒内のマンガンシ
リケートなどの酸化物を核とするＭｎＳを基地とする析
出物（ＶＣ）が生成し、これを変態核とするパーライト
組織が生成するため欠かせない元素である。しかし、
０．００２％未満ではパーライト変態核としてのＭｎＳ
量が極度に減じてしまい、パーライト粒内変態を確保で
きなくする。また０．０１０％以上ではＭｎＳが粗大化
し延性を著しく低下させるばかりか、レール表面損傷き
裂の起点となるため０．００２〜０．０１０％に限定し
た。
が、本発明においてはオーステナイト粒内のマンガンシ
リケートなどの酸化物を核とするＭｎＳを基地とする析
出物（ＶＣ）が生成し、これを変態核とするパーライト
組織が生成するため欠かせない元素である。しかし、
０．００２％未満ではパーライト変態核としてのＭｎＳ
量が極度に減じてしまい、パーライト粒内変態を確保で
きなくする。また０．０１０％以上ではＭｎＳが粗大化
し延性を著しく低下させるばかりか、レール表面損傷き
裂の起点となるため０．００２〜０．０１０％に限定し
た。
【００１３】Ｃｒは、パーライト変態を低下させること
によって高強度化に寄与すると同時に、パーライト組織
中のセメンタイト相を強化することによっても耐摩耗性
向上に貢献するが、一方ではセメンタイトの衝撃靭性を
低下させる作用も有している。しかし、Ｃｒのセメンタ
イト強化作用は無視しがたく、さらに溶接継ぎ手部軟化
防止の観点からも微量のＣｒの添加も望ましい。そこで
強度確保に一定の寄与が期待されかつ靭性を損なわない
範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
によって高強度化に寄与すると同時に、パーライト組織
中のセメンタイト相を強化することによっても耐摩耗性
向上に貢献するが、一方ではセメンタイトの衝撃靭性を
低下させる作用も有している。しかし、Ｃｒのセメンタ
イト強化作用は無視しがたく、さらに溶接継ぎ手部軟化
防止の観点からも微量のＣｒの添加も望ましい。そこで
強度確保に一定の寄与が期待されかつ靭性を損なわない
範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
【００１４】Ｖは本発明の重要な構成要素であるが、冷
却中にＭｎＳ上に析出させたＶ炭化物を核としたパーラ
イト変態の生成を見いだしたことにより、従来オーステ
ナイト粒界に限定されていたパーライト変態核がオース
テナイト粒内からも期待でき、結果として微細なパーラ
イト粒からなるレール鋼を得ることができるようになり
大幅な延性の向上を果たすことができた。しかし、０．
０１％未満では、この効果が弱く、また１．０％以上添
加するとＶ炭化物が粗大化し、レール頭部内部からの疲
労き裂発生起点となることから、Ｖ添加量を０．０１〜
１．０％の範囲に限定した。
却中にＭｎＳ上に析出させたＶ炭化物を核としたパーラ
イト変態の生成を見いだしたことにより、従来オーステ
ナイト粒界に限定されていたパーライト変態核がオース
テナイト粒内からも期待でき、結果として微細なパーラ
イト粒からなるレール鋼を得ることができるようになり
大幅な延性の向上を果たすことができた。しかし、０．
０１％未満では、この効果が弱く、また１．０％以上添
加するとＶ炭化物が粗大化し、レール頭部内部からの疲
労き裂発生起点となることから、Ｖ添加量を０．０１〜
１．０％の範囲に限定した。
【００１５】Ａｌは、脱酸剤として有効であるがＡｌの
酸化物は、パーライト組織の変態核となるマンガン・シ
リケートの生成を阻害し、先にアルミナ酸化物を生成さ
せるばかりか、このアルミナ系酸化物はレール内部から
の疲労き裂の発生起点となるために０．０１０％以下に
限定した。不可避的不純物元素であるＰは、レール鋼の
靭性を向上させるためにはできるだけ低減させることが
望ましい。
酸化物は、パーライト組織の変態核となるマンガン・シ
リケートの生成を阻害し、先にアルミナ酸化物を生成さ
せるばかりか、このアルミナ系酸化物はレール内部から
の疲労き裂の発生起点となるために０．０１０％以下に
限定した。不可避的不純物元素であるＰは、レール鋼の
靭性を向上させるためにはできるだけ低減させることが
望ましい。
【００１６】前記のような成分組成で構成されるレール
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で前述
した脱酸を含む溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法、さらに熱間圧延を経て製造する。熱
間圧延を終えたレールは、冷却中においてオーステナイ
ト粒内のＭｎＳに析出したＶ炭化物からもパーライト変
態が生成し、オーステナイト粒界から生成するパーライ
トとともに微細なパーライト粒を構成する。その結果、
圧延ままで延性の優れた高強度レールを製造することが
できる。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で前述
した脱酸を含む溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法、さらに熱間圧延を経て製造する。熱
間圧延を終えたレールは、冷却中においてオーステナイ
ト粒内のＭｎＳに析出したＶ炭化物からもパーライト変
態が生成し、オーステナイト粒界から生成するパーライ
トとともに微細なパーライト粒を構成する。その結果、
圧延ままで延性の優れた高強度レールを製造することが
できる。
【００１７】さらに高強度とともに高延性を達成するた
めには、圧延終了後あるいは、一度室温に冷却され熱処
理する目的で再加熱されたオーステナイト域温度から冷
却する際に７００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷
却されたレール鋼では、一層の高延性が得られる。すな
わち、パーライト組織鋼の特徴として、加速冷却するこ
とによって低温でパーライト変態を生じさせ、このこと
によりパーライトの生成速度が向上し結果的にパーライ
ト粒を微細にすることができるからである。従ってＭｎ
Ｓ上に析出させたＶ炭化物からのパーライト組織のオー
ステナイト粒内変態と、加速冷却によるオーステナイト
粒界からのパーライト変態が重畳して一層のレール鋼の
延性向上を達成することができる。この際冷却媒体は、
空気あるいはミストなどの気液混合物を用い、レール頭
部もしくは底部の強度が１，１００MPa 以上とすること
が望ましい。
めには、圧延終了後あるいは、一度室温に冷却され熱処
理する目的で再加熱されたオーステナイト域温度から冷
却する際に７００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷
却されたレール鋼では、一層の高延性が得られる。すな
わち、パーライト組織鋼の特徴として、加速冷却するこ
とによって低温でパーライト変態を生じさせ、このこと
によりパーライトの生成速度が向上し結果的にパーライ
ト粒を微細にすることができるからである。従ってＭｎ
Ｓ上に析出させたＶ炭化物からのパーライト組織のオー
ステナイト粒内変態と、加速冷却によるオーステナイト
粒界からのパーライト変態が重畳して一層のレール鋼の
延性向上を達成することができる。この際冷却媒体は、
空気あるいはミストなどの気液混合物を用い、レール頭
部もしくは底部の強度が１，１００MPa 以上とすること
が望ましい。
【００１８】レール鋼の延性に対する要求は一部のユー
ザーから強くなっており、レール頭部ゲージ・コーナー
内部１０mm深さから採取した平行部６mm径、平行部長さ
３０mmの引張り試験片を用いた機械試験において、伸び
値が１２％以上で介在物清浄度の優れたレールが耐表面
損傷性および内部疲労損傷抵抗性に優れたレールである
としている。上述した化学成分を有し、オーステナイト
粒内のＭｎＳを核としたパーライト変態を導入した微細
なパーライト組織を有する圧延ままの高強度レール鋼に
おいては十分な伸び値を確保することができ、実験室的
な表面損傷発生寿命の大幅な改善を図ることができた。
ザーから強くなっており、レール頭部ゲージ・コーナー
内部１０mm深さから採取した平行部６mm径、平行部長さ
３０mmの引張り試験片を用いた機械試験において、伸び
値が１２％以上で介在物清浄度の優れたレールが耐表面
損傷性および内部疲労損傷抵抗性に優れたレールである
としている。上述した化学成分を有し、オーステナイト
粒内のＭｎＳを核としたパーライト変態を導入した微細
なパーライト組織を有する圧延ままの高強度レール鋼に
おいては十分な伸び値を確保することができ、実験室的
な表面損傷発生寿命の大幅な改善を図ることができた。
【００１９】なお、レール頭部内部からの疲労損傷の発
生は、国内の私鉄の急曲線区間外軌レールにおいて塗油
が十分に施され、摩耗が極度に抑制されたレールＧＣ内
部に認められるが、海外の重荷重鉄道においては損傷の
ほとんどがこのようなＧＣ内部を起点とする疲労損傷で
ある。しかし、実験室的にレールＧＣ内部から疲労損傷
を発生させる試験法はまだ確立されていない。しかしな
がら、このようなレール内部疲労損傷の発生にＡｌ系介
在物であるアルミナクラスターが有害であることが知ら
れており、発明者らの研究では１００μｍ以上のアルミ
ナクラスターが、レール頭部から採取した試験片の１cm
2 あたり総長さで１，０００μｍ以上存在すると敷設後
に内部疲労損傷を発生させることが明らかになってい
る。そこで、供試レール頭部ＧＣ内部深さ１３mmより採
取した１０mm×２０mmの試験片中に存在する１００μｍ
以上のアルミナクラスターの総長さを測定した。その結
果、本発明鋼はいずれも１００μｍ以上のアルミナクラ
スターはわずかであり、レール敷設後の内部疲労損傷の
発生を十分に防止できることがわかった。
生は、国内の私鉄の急曲線区間外軌レールにおいて塗油
が十分に施され、摩耗が極度に抑制されたレールＧＣ内
部に認められるが、海外の重荷重鉄道においては損傷の
ほとんどがこのようなＧＣ内部を起点とする疲労損傷で
ある。しかし、実験室的にレールＧＣ内部から疲労損傷
を発生させる試験法はまだ確立されていない。しかしな
がら、このようなレール内部疲労損傷の発生にＡｌ系介
在物であるアルミナクラスターが有害であることが知ら
れており、発明者らの研究では１００μｍ以上のアルミ
ナクラスターが、レール頭部から採取した試験片の１cm
2 あたり総長さで１，０００μｍ以上存在すると敷設後
に内部疲労損傷を発生させることが明らかになってい
る。そこで、供試レール頭部ＧＣ内部深さ１３mmより採
取した１０mm×２０mmの試験片中に存在する１００μｍ
以上のアルミナクラスターの総長さを測定した。その結
果、本発明鋼はいずれも１００μｍ以上のアルミナクラ
スターはわずかであり、レール敷設後の内部疲労損傷の
発生を十分に防止できることがわかった。
【００２０】また上述した化学成分を有し、オーステナ
イト粒内のＭｎＳを核としたパーライト変態を導入した
微細なパーライト組織を有するレール鋼を、圧延後オー
ステナイト域温度より冷却する際に７００〜５００℃の
間を冷却速度１〜５℃/secで加速冷却し高強度化したレ
ールにおいては、アルミナクラスター周囲の母材の歪集
中を低減し疲労亀裂の発生を抑制できることから、圧延
ままのレールに比べて実験室的な表面損傷発生寿命が
１．５倍程度増加し、レール内部疲労損傷の発生も十分
防止できることがわかった。
イト粒内のＭｎＳを核としたパーライト変態を導入した
微細なパーライト組織を有するレール鋼を、圧延後オー
ステナイト域温度より冷却する際に７００〜５００℃の
間を冷却速度１〜５℃/secで加速冷却し高強度化したレ
ールにおいては、アルミナクラスター周囲の母材の歪集
中を低減し疲労亀裂の発生を抑制できることから、圧延
ままのレールに比べて実験室的な表面損傷発生寿命が
１．５倍程度増加し、レール内部疲労損傷の発生も十分
防止できることがわかった。
【００２１】
【実施例】次に、本発明により製造した高強度レールの
製造実施例について述べる。表１は供試鋼の化学成分と
冷却後のレール組織中にＭｎＳを核とするパーライト組
織が含まれているかどうかを観察した結果を示す。ま
た、表２には冷却後のレール頭部ゲージ・コーナー内部
１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０mmの引
張試験片の強度と伸び値、および西原式摩耗試験機を用
いた水潤滑条件下での表面疲労損傷発生寿命測定結果を
示す。レール頭部表面直下から採取した試験片は幅８m
m、径３０mm、曲率半径１５mmの凸形試験片で、相手材
は車輪相当の化学成分を有する幅８mm、径３０mmの円筒
試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、すべり率２０
％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を測定した。
表３は、供試レールの１cm2 中に存在する１００μｍ以
上のアルミナクラスターの個数と総長さの測定結果を示
す。
製造実施例について述べる。表１は供試鋼の化学成分と
冷却後のレール組織中にＭｎＳを核とするパーライト組
織が含まれているかどうかを観察した結果を示す。ま
た、表２には冷却後のレール頭部ゲージ・コーナー内部
１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０mmの引
張試験片の強度と伸び値、および西原式摩耗試験機を用
いた水潤滑条件下での表面疲労損傷発生寿命測定結果を
示す。レール頭部表面直下から採取した試験片は幅８m
m、径３０mm、曲率半径１５mmの凸形試験片で、相手材
は車輪相当の化学成分を有する幅８mm、径３０mmの円筒
試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、すべり率２０
％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を測定した。
表３は、供試レールの１cm2 中に存在する１００μｍ以
上のアルミナクラスターの個数と総長さの測定結果を示
す。
【００２２】これらの結果から、オーステナイト中のＭ
ｎＳからパーライト変態が確認されたレールでは、十分
な伸び値の確保により表面疲労損傷寿命の大幅な改善と
内部疲労損傷発生防止が達成され、さらに加速冷却によ
る高強度化により表面疲労損傷寿命の一層の改善が達成
された。
ｎＳからパーライト変態が確認されたレールでは、十分
な伸び値の確保により表面疲労損傷寿命の大幅な改善と
内部疲労損傷発生防止が達成され、さらに加速冷却によ
る高強度化により表面疲労損傷寿命の一層の改善が達成
された。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】本発明により、レールの表面疲労損傷寿
命の大幅な改善と内部疲労損傷発生防止が達成され、産
業の発展に寄与するところ大なるものがある。
命の大幅な改善と内部疲労損傷発生防止が達成され、産
業の発展に寄与するところ大なるものがある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 若生 昌光 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 船木 秀一 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｓ ：０．００２〜０．０１０％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：≦０．０１０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ、オーステナイト粒内のＭｎＳを核としたパーライト
が存在し、レール頭部において１００μｍ以上のアルミ
ナクラスターの総長さが１cm2 あたり１，０００μｍ未
満であることを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れ
た高強度レール。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｓ ：０．００２〜０．０１０％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：≦０．０１０％ を含有して残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
熱間圧延終了後、あるいは熱処理する目的で高温に加熱
した後、レールの頭部あるいはさらに底部を、オーステ
ナイト域温度から冷却する際に７００〜５００℃間を１
〜５℃/secで加速冷却し、オーステナイト粒内のＭｎＳ
を核としたパーライトを生成させ、かつ、レール頭部に
おいて１００μｍ以上のアルミナクラスターの総長さが
１cm2 あたり１，０００μｍ未満とすることを特徴とす
る耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6440893A JPH06279918A (ja) | 1993-03-23 | 1993-03-23 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6440893A JPH06279918A (ja) | 1993-03-23 | 1993-03-23 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279918A true JPH06279918A (ja) | 1994-10-04 |
Family
ID=13257458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6440893A Pending JPH06279918A (ja) | 1993-03-23 | 1993-03-23 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06279918A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013161548A1 (ja) | 2012-04-27 | 2013-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | 車輪用鋼 |
| CN112195413A (zh) * | 2020-10-19 | 2021-01-08 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 冻融循环线耐疲劳钢轨及其生产方法 |
| CN116837299A (zh) * | 2023-06-15 | 2023-10-03 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种车轮用钢及用其制备车轮的方法 |
-
1993
- 1993-03-23 JP JP6440893A patent/JPH06279918A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013161548A1 (ja) | 2012-04-27 | 2013-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | 車輪用鋼 |
| CN104254631A (zh) * | 2012-04-27 | 2014-12-31 | 新日铁住金株式会社 | 车轮用钢 |
| US9850560B2 (en) | 2012-04-27 | 2017-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for wheel |
| CN112195413A (zh) * | 2020-10-19 | 2021-01-08 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 冻融循环线耐疲劳钢轨及其生产方法 |
| CN116837299A (zh) * | 2023-06-15 | 2023-10-03 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种车轮用钢及用其制备车轮的方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20011106 |