JPH06279927A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH06279927A JPH06279927A JP7019493A JP7019493A JPH06279927A JP H06279927 A JPH06279927 A JP H06279927A JP 7019493 A JP7019493 A JP 7019493A JP 7019493 A JP7019493 A JP 7019493A JP H06279927 A JPH06279927 A JP H06279927A
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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て、延
・靭性の向上を図った高強度レールおよびその製造法を
提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｖを特定した鋼
において、溶鋼時にＴｉ脱酸を行い、０．１〜１０μｍ
の大きさのＭｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１
００００個存在し、オーステナイト粒内のＭｎＳを核と
したパーライトが存在する延性および靭性に優れた高強
度レール。および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７００〜５
００℃の間を１〜５℃/secで加速冷却する延性および靭
性に優れた高強度レールの製造法。 【効果】 本発明鋼はロシアＧＯＳＴ規格を十分に満た
し、また伸びも改善される。
・靭性の向上を図った高強度レールおよびその製造法を
提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｖを特定した鋼
において、溶鋼時にＴｉ脱酸を行い、０．１〜１０μｍ
の大きさのＭｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１
００００個存在し、オーステナイト粒内のＭｎＳを核と
したパーライトが存在する延性および靭性に優れた高強
度レール。および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７００〜５
００℃の間を１〜５℃/secで加速冷却する延性および靭
性に優れた高強度レールの製造法。 【効果】 本発明鋼はロシアＧＯＳＴ規格を十分に満た
し、また伸びも改善される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、レール鋼のパーライト
組織を微細化して延性および靭性の向上を図った高強度
レールの製造法に関するものである。
組織を微細化して延性および靭性の向上を図った高強度
レールの製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、鉄道輸送は高荷重化、高速化が指
向され、レールに要求される特性がますます厳しくなっ
ている。高荷重鉄道では急曲線区間の摩耗対策、レール
頭部内部疲労損傷対策が要求され、高速鉄道では主とし
て直線区間の表面損傷が課題として挙げられている。こ
れらに加えて、寒冷地においては、冬季にレール破断が
集中的に発生する傾向が認められており、寒冷地鉄道で
のレール材の靭性改善は、安全な鉄道輸送に欠かせない
特性になっている。
向され、レールに要求される特性がますます厳しくなっ
ている。高荷重鉄道では急曲線区間の摩耗対策、レール
頭部内部疲労損傷対策が要求され、高速鉄道では主とし
て直線区間の表面損傷が課題として挙げられている。こ
れらに加えて、寒冷地においては、冬季にレール破断が
集中的に発生する傾向が認められており、寒冷地鉄道で
のレール材の靭性改善は、安全な鉄道輸送に欠かせない
特性になっている。
【０００３】また、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。
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。
【０００４】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。このようなレール頭表面損傷性の改善および内
部疲労損傷に対する抵抗性を改善するためには、レール
材質として靭性および延性を向上させることが重要であ
る。
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。このようなレール頭表面損傷性の改善および内
部疲労損傷に対する抵抗性を改善するためには、レール
材質として靭性および延性を向上させることが重要であ
る。
【０００５】高強度レールの靭性および延性改善の方策
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後一旦室温まで冷却したレール頭部を低
温度で再加熱した後加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した後
レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後一旦室温まで冷却したレール頭部を低
温度で再加熱した後加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した後
レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記方法の（１）で
は、大幅な靭性・延性改善のためには特開昭５５−１２
５２３１号公報に記載されているような通常の加熱温度
よりも低い８５０℃以下の低温度に再加熱し、オーステ
ナイト粒度を微細にすることによって靭性および延性を
改善しようとするもので、低温度で加熱してかつレール
頭部内部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げ
て長時間加熱する必要がある。このため熱処理生産性を
著しく阻害し製造コストを高める難点がある。また
（２）の方法は特開昭５２−１３８４２７号公報および
特開昭５２−１３８４２８号公報に記載されているよう
に、圧延時のオーステナイト粒の細粒化によって靭性・
延性の向上を図ろうとすると、高温での大圧下が要求さ
れ、レール圧延機の能力あるいはレールの形状制御の観
点からも問題を含んでいる。さらに（３）の方法は、特
公平４−４３７１号公報に記載されているように、８０
０℃以下で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜
９００℃に加熱することによりオーステナイト粒を微細
にしようとする方法であり、圧延後に低温再加熱のため
の加熱炉を必要とするため作業性、生産性、製造コスト
の観点から問題が多い。
は、大幅な靭性・延性改善のためには特開昭５５−１２
５２３１号公報に記載されているような通常の加熱温度
よりも低い８５０℃以下の低温度に再加熱し、オーステ
ナイト粒度を微細にすることによって靭性および延性を
改善しようとするもので、低温度で加熱してかつレール
頭部内部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げ
て長時間加熱する必要がある。このため熱処理生産性を
著しく阻害し製造コストを高める難点がある。また
（２）の方法は特開昭５２−１３８４２７号公報および
特開昭５２−１３８４２８号公報に記載されているよう
に、圧延時のオーステナイト粒の細粒化によって靭性・
延性の向上を図ろうとすると、高温での大圧下が要求さ
れ、レール圧延機の能力あるいはレールの形状制御の観
点からも問題を含んでいる。さらに（３）の方法は、特
公平４−４３７１号公報に記載されているように、８０
０℃以下で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜
９００℃に加熱することによりオーステナイト粒を微細
にしようとする方法であり、圧延後に低温再加熱のため
の加熱炉を必要とするため作業性、生産性、製造コスト
の観点から問題が多い。
【０００７】本発明はこのような従来の問題点を解消す
るものであって、オーステナイト粒内より微細なパーラ
イトを生成させることにより、微細パーライト組織を有
する延性および靭性に優れた高強度レールおよびその製
造法を提供することを目的とする。
るものであって、オーステナイト粒内より微細なパーラ
イトを生成させることにより、微細パーライト組織を有
する延性および靭性に優れた高強度レールおよびその製
造法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は脱酸元素として
Ｔｉを添加して脱酸処理を施して溶製した。すなわち、
重量％で、Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ
：０．００２〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなるレール鋼でかつ０．１
〜１０μｍの大きさのＭｎＳ個数がレール鋼中の１mm2
あたり、３０〜１００００個存在することを特徴とする
延性および靭性に優れた高強度レールである。また本発
明では、従来オーステナイト粒界のみからしか生成しな
いといわれていたパーライト変態を、オーステナイト粒
内のＭｎＳにパーライト変態の核となるＶ炭化物（Ｖ
Ｃ）を配して、オーステナイト粒内からもパーライト変
態を生成させることを特徴としており、粒界から変態す
るパーライトに加えて、オーステナイト粒内のＭｎＳの
生成核を制御・促進させることにより、粒内から生成し
たパーライトによって著しく組織が微細化し、これに伴
って大幅な靭性および延性の改善を図ることができる。
Ｔｉを添加して脱酸処理を施して溶製した。すなわち、
重量％で、Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ
：０．００２〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなるレール鋼でかつ０．１
〜１０μｍの大きさのＭｎＳ個数がレール鋼中の１mm2
あたり、３０〜１００００個存在することを特徴とする
延性および靭性に優れた高強度レールである。また本発
明では、従来オーステナイト粒界のみからしか生成しな
いといわれていたパーライト変態を、オーステナイト粒
内のＭｎＳにパーライト変態の核となるＶ炭化物（Ｖ
Ｃ）を配して、オーステナイト粒内からもパーライト変
態を生成させることを特徴としており、粒界から変態す
るパーライトに加えて、オーステナイト粒内のＭｎＳの
生成核を制御・促進させることにより、粒内から生成し
たパーライトによって著しく組織が微細化し、これに伴
って大幅な靭性および延性の改善を図ることができる。
【０００９】さらに本発明は、前記組成からなるレール
鋼を溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法を経て製造
した鋼片を、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７００〜５００℃の間
を１〜５℃/secで加速冷却する方法を付与することによ
って、オーステナイト粒内のＭｎＳを核とするパーライ
トの変態温度を低下せしめ、ＭｎＳを核とするパーライ
トによる組織微細化を通じての靭性改善をより顕著にす
ることが可能である。すなわち図１に示すように、Ｖ添
加なしの場合の加速冷却による靭性改善の程度に比べ、
Ｖを添加し粒内パーライトを生成させた場合の加速冷却
による靭性改善の程度の方が大幅に大きい。また、加速
冷却による高強度化によって耐摩耗性にも優れた高強度
レールを製造することができる。
鋼を溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法を経て製造
した鋼片を、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７００〜５００℃の間
を１〜５℃/secで加速冷却する方法を付与することによ
って、オーステナイト粒内のＭｎＳを核とするパーライ
トの変態温度を低下せしめ、ＭｎＳを核とするパーライ
トによる組織微細化を通じての靭性改善をより顕著にす
ることが可能である。すなわち図１に示すように、Ｖ添
加なしの場合の加速冷却による靭性改善の程度に比べ、
Ｖを添加し粒内パーライトを生成させた場合の加速冷却
による靭性改善の程度の方が大幅に大きい。また、加速
冷却による高強度化によって耐摩耗性にも優れた高強度
レールを製造することができる。
【００１０】
【作用】以下に本発明について詳細に説明する。先ず、
脱酸の必要性および脱酸元素としてＴｉに限定した理由
について述べる。本発明における脱酸の目的はＭｎＳの
核となる酸化物の制御を目的としたものであり、Ｔｉは
ＭｎＳの生成核として有効な酸化物（Ｔｉ2 Ｏ3 ）の構
成元素として、ＭｎＳの個数と分布を制御する目的で添
加する。なお、一般的に脱酸剤として用いられているＡ
ｌは、レール内部からの疲労損傷の発生に有害なアルミ
ナクラスターを生成させることからその添加を行わな
い。
脱酸の必要性および脱酸元素としてＴｉに限定した理由
について述べる。本発明における脱酸の目的はＭｎＳの
核となる酸化物の制御を目的としたものであり、Ｔｉは
ＭｎＳの生成核として有効な酸化物（Ｔｉ2 Ｏ3 ）の構
成元素として、ＭｎＳの個数と分布を制御する目的で添
加する。なお、一般的に脱酸剤として用いられているＡ
ｌは、レール内部からの疲労損傷の発生に有害なアルミ
ナクラスターを生成させることからその添加を行わな
い。
【００１１】上記脱酸後の０．１〜１０μｍのＭｎＳ個
数を１mm2 あたり３０〜１００００個に限定した理由を
述べる。十分な脱酸によって酸素が低減し、その結果微
細な酸化物が生成し、この酸化物を核としてＭｎＳがオ
ーステナイト中に微細分散し、さらにこのＭｎＳを核と
してＶ炭化物（ＶＣ）が生成する。このオーステナイト
粒内のＭｎＳを核としたＶ炭化物からパーライト変態が
生成するわけであるが、この際０．１μｍ以下の大きさ
のＭｎＳでは、Ｖ炭化物の核とはなりがたく、また１０
μｍ以上のＭｎＳを生成させると、ＭｎＳの絶対数が減
少してしまい、結果的にパーライトの核となるＭｎＳの
数が減少してしまうため、ＭｎＳの個数を０．１〜１０
μｍに限定した。また、ＭｎＳの個数を１mm2 あたり３
０〜１００００個に限定した理由は、３０個以下のＭｎ
Ｓでは靭性・延性を改善するための十分な核生成サイト
を確保できないからであり、また１００００個以上のＭ
ｎＳが生成するとレール鋼自体が汚染されてかえって靭
性・延性が低下することから、１mm2 あたりのＭｎＳ個
数を３０〜１００００個に限定した。
数を１mm2 あたり３０〜１００００個に限定した理由を
述べる。十分な脱酸によって酸素が低減し、その結果微
細な酸化物が生成し、この酸化物を核としてＭｎＳがオ
ーステナイト中に微細分散し、さらにこのＭｎＳを核と
してＶ炭化物（ＶＣ）が生成する。このオーステナイト
粒内のＭｎＳを核としたＶ炭化物からパーライト変態が
生成するわけであるが、この際０．１μｍ以下の大きさ
のＭｎＳでは、Ｖ炭化物の核とはなりがたく、また１０
μｍ以上のＭｎＳを生成させると、ＭｎＳの絶対数が減
少してしまい、結果的にパーライトの核となるＭｎＳの
数が減少してしまうため、ＭｎＳの個数を０．１〜１０
μｍに限定した。また、ＭｎＳの個数を１mm2 あたり３
０〜１００００個に限定した理由は、３０個以下のＭｎ
Ｓでは靭性・延性を改善するための十分な核生成サイト
を確保できないからであり、また１００００個以上のＭ
ｎＳが生成するとレール鋼自体が汚染されてかえって靭
性・延性が低下することから、１mm2 あたりのＭｎＳ個
数を３０〜１００００個に限定した。
【００１２】次に、上記脱酸を行った溶鋼の化学成分を
前記のように限定した理由について述べる。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・延性を著しく損なうため０．
５５〜０．８５％に限定した。
前記のように限定した理由について述べる。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・延性を著しく損なうため０．
５５〜０．８５％に限定した。
【００１３】Ｓｉはパーライト組織中のフェライト層へ
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・延性改善にも貢献する。ただ
し、０．２％以下ではその効果が期待できず、また、
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、０．２０〜１．２０％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・延性改善にも貢献する。ただ
し、０．２％以下ではその効果が期待できず、また、
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、０．２０〜１．２０％に限定した。
【００１４】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
元素であるが、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
元素であるが、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。
【００１５】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Ｖ
炭化物が生成し、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、０．００
６％未満ではパーライト変態核としてのＭｎＳ量が減じ
てしまい、パーライト粒内変態を確保できなくする。ま
た０．０３５％以上ではＭｎＳが多量に生成し靭性・延
性を著しく低下させるため０．００６〜０．０３５％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Ｖ
炭化物が生成し、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、０．００
６％未満ではパーライト変態核としてのＭｎＳ量が減じ
てしまい、パーライト粒内変態を確保できなくする。ま
た０．０３５％以上ではＭｎＳが多量に生成し靭性・延
性を著しく低下させるため０．００６〜０．０３５％に
限定した。
【００１６】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
中のセメンタイト層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・延性を損な
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
中のセメンタイト層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・延性を損な
わない範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
【００１７】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
イト部からなるレール鋼を得ることができるようになり
大幅な靭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。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。
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
イト部からなるレール鋼を得ることができるようになり
大幅な靭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。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。
【００１８】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、
圧延ままで靭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、
圧延ままで靭性の優れた高強度レールを製造することが
できる。
【００１９】さらに高強度とともに高靭性が要求される
場合には、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、一層の高靭性が得られる。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変態核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ＭｎＳ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
ール鋼の靭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１１００MPa 以上とす
ることが望ましい。
場合には、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、一層の高靭性が得られる。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変態核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ＭｎＳ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
ール鋼の靭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１１００MPa 以上とす
ることが望ましい。
【００２０】レール鋼の靭性評価法としては、ロシアの
ＧＯＳＴ規格によって定められた２mmＵノッチシャルピ
ー試験における＋２０℃での衝撃吸収エネルギーであ
り、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５MJ/m2 以上が必要とされ
ている。上述したオーステナイト粒内のＭｎＳに析出さ
せたＶ炭化物をパーライト変態核として活用することに
よって、本発明のレール鋼ではパーライト粒が微細化
し、０．２５MJ/m2 以上の衝撃吸収エネルギーを得るこ
とができる。レールの延性はレール頭部の疲労損傷の生
成に影響を与え、中国における高強度レールの延性要求
は、レール頭部ＧＣ内部１０mm深さ位置から採取した平
行部径６mm、平行部長さ３０mmの引張試験において１２
％以上の伸び値が必要であるとしている。このような材
質要求に対して本発明のオーステナイト粒内に生成させ
たＭｎＳからパーライト変態を生成させることにより、
微細なパーライト組織を生成せしめ靭性同様にレール鋼
の延性も大幅に改善することができた。
ＧＯＳＴ規格によって定められた２mmＵノッチシャルピ
ー試験における＋２０℃での衝撃吸収エネルギーであ
り、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５MJ/m2 以上が必要とされ
ている。上述したオーステナイト粒内のＭｎＳに析出さ
せたＶ炭化物をパーライト変態核として活用することに
よって、本発明のレール鋼ではパーライト粒が微細化
し、０．２５MJ/m2 以上の衝撃吸収エネルギーを得るこ
とができる。レールの延性はレール頭部の疲労損傷の生
成に影響を与え、中国における高強度レールの延性要求
は、レール頭部ＧＣ内部１０mm深さ位置から採取した平
行部径６mm、平行部長さ３０mmの引張試験において１２
％以上の伸び値が必要であるとしている。このような材
質要求に対して本発明のオーステナイト粒内に生成させ
たＭｎＳからパーライト変態を生成させることにより、
微細なパーライト組織を生成せしめ靭性同様にレール鋼
の延性も大幅に改善することができた。
【００２１】
【実施例】次に本発明により製造した高靭性を有する高
強度レールの製造実施例について述べる。表１は供試鋼
の化学成分および用いた脱酸方法を示す。またＴｉ脱酸
を行った場合と脱酸制御を行わなかった場合、さらに脱
酸を行ったＶ無添加鋼のそれぞれ冷却後の組織中に認め
られる０．１〜１０μｍのＭｎＳ個数の測定結果を、ま
た冷却後の組織中にＭｎＳを核とするパーライト粒内変
態が含まれているかどうかを観察した結果を表２に示
す。Ｔｉ脱酸を行った本発明鋼および比較鋼では、所定
の量の微細なＭｎＳの生成が確認され、さらにＶ添加し
た本発明鋼では明らかにオーステナイト粒内からのＭｎ
Ｓを核としたＶ炭化物を生成起点としたパーライト組織
の生成が確認された。
強度レールの製造実施例について述べる。表１は供試鋼
の化学成分および用いた脱酸方法を示す。またＴｉ脱酸
を行った場合と脱酸制御を行わなかった場合、さらに脱
酸を行ったＶ無添加鋼のそれぞれ冷却後の組織中に認め
られる０．１〜１０μｍのＭｎＳ個数の測定結果を、ま
た冷却後の組織中にＭｎＳを核とするパーライト粒内変
態が含まれているかどうかを観察した結果を表２に示
す。Ｔｉ脱酸を行った本発明鋼および比較鋼では、所定
の量の微細なＭｎＳの生成が確認され、さらにＶ添加し
た本発明鋼では明らかにオーステナイト粒内からのＭｎ
Ｓを核としたＶ炭化物を生成起点としたパーライト組織
の生成が確認された。
【００２２】表３には圧延まま、および強度を一定とす
るために化学成分毎にオーステナイト域温度から７００
〜５００℃間を冷却速度１〜５℃/secの範囲で変化させ
た加速冷却後のレール鋼の引張試験強度、伸びおよび２
mmＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での衝撃吸
収エネルギー測定結果を示す。引張試験はレール頭部Ｇ
Ｃ内部１０mm深さ位置から採取した平行部径６mm、平行
部長さ３０mmの試験片で行った。この結果本発明鋼は、
比較鋼に比べて十分にパーライト微細組織の効果として
の延性の改善が認められた。衝撃試験片はレール頭部１
mm下より採取した。この試験条件は熱処理レールにおけ
る靭性を規定したロシアのＧＯＳＴ規格に基づくもの
で、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５MJ/m2 以上が必要とされ
ており、本発明のＴｉ脱酸を行うことによってオーステ
ナイト粒内からもパーライト変態を生成させた微細パー
ライト組織鋼は、いずれもＧＯＳＴ規格に定められたシ
ャルピー吸収エネルギーを十分に満たしている。
るために化学成分毎にオーステナイト域温度から７００
〜５００℃間を冷却速度１〜５℃/secの範囲で変化させ
た加速冷却後のレール鋼の引張試験強度、伸びおよび２
mmＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での衝撃吸
収エネルギー測定結果を示す。引張試験はレール頭部Ｇ
Ｃ内部１０mm深さ位置から採取した平行部径６mm、平行
部長さ３０mmの試験片で行った。この結果本発明鋼は、
比較鋼に比べて十分にパーライト微細組織の効果として
の延性の改善が認められた。衝撃試験片はレール頭部１
mm下より採取した。この試験条件は熱処理レールにおけ
る靭性を規定したロシアのＧＯＳＴ規格に基づくもの
で、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５MJ/m2 以上が必要とされ
ており、本発明のＴｉ脱酸を行うことによってオーステ
ナイト粒内からもパーライト変態を生成させた微細パー
ライト組織鋼は、いずれもＧＯＳＴ規格に定められたシ
ャルピー吸収エネルギーを十分に満たしている。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】本発明のレール鋼の脱酸制御によってＭ
ｎＳの個数を制御することによりオーステナイト粒内の
ＭｎＳに析出させたＶ炭化物をパーライト変態核として
活用することにより、パーライト粒が微細化し、十分な
シャルピー衝撃値を得ることができ、レールの延性およ
び靭性も大幅に改善できる。
ｎＳの個数を制御することによりオーステナイト粒内の
ＭｎＳに析出させたＶ炭化物をパーライト変態核として
活用することにより、パーライト粒が微細化し、十分な
シャルピー衝撃値を得ることができ、レールの延性およ
び靭性も大幅に改善できる。
【図１】加速冷却有無における衝撃値に及ぼすＴｉ添加
の影響を示す図。
の影響を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── 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】 Ｔｉを添加して脱酸処理された鋼であっ
て、重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００６〜０．０３５％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％ を含有して残部が鉄および不可避的不純物からなり、
０．１〜１０μｍの大きさのＭｎＳが１mm2 あたり、３
０〜１００００個存在し、オーステナイト粒内のＭｎＳ
を核としたパーライトが存在することを特徴とする延性
および靭性に優れた高強度レール。 - 【請求項２】 Ｔｉを添加して脱酸処理を施して溶製し
た、重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００６〜０．０３５％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％ を含有して残部が鉄および不可避的不純物からなる溶鋼
から造塊・分塊法あるいは連続鋳造法を経て製造した鋼
片を、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、０．１〜１０μｍの
大きさのＭｎＳを１mm2 あたり３０〜１００００個生成
させ、オーステナイト粒内のＭｎＳを核としたパーライ
トを生成させることを特徴とする延性および靭性に優れ
た高強度レールの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7019493A JPH06279927A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7019493A JPH06279927A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279927A true JPH06279927A (ja) | 1994-10-04 |
Family
ID=13424472
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7019493A Pending JPH06279927A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06279927A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997036016A1 (fr) * | 1996-03-27 | 1997-10-02 | Nippon Steel Corporation | Rails d'acier faiblement allies, a structure perlitique, traites a chaud, temoignant d'une remarquable resistance a l'usure et dotes d'excellentes caracteristiques de soudage et procede de fabrication |
| US20110253268A1 (en) * | 2010-04-16 | 2011-10-20 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| WO2013161548A1 (ja) | 2012-04-27 | 2013-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | 車輪用鋼 |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| WO2021057094A1 (zh) * | 2019-09-27 | 2021-04-01 | 武汉钢铁有限公司 | 一种降低热处理钢轨残余应力的生产方法及其所得钢轨 |
| CN113699452A (zh) * | 2021-08-30 | 2021-11-26 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种有轨电车弹性车轮轮箍用钢及其热处理方法和生产方法 |
| CN114807779A (zh) * | 2022-07-01 | 2022-07-29 | 北京科技大学 | 一种重轨钢及其制备工艺 |
-
1993
- 1993-03-29 JP JP7019493A patent/JPH06279927A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997036016A1 (fr) * | 1996-03-27 | 1997-10-02 | Nippon Steel Corporation | Rails d'acier faiblement allies, a structure perlitique, traites a chaud, temoignant d'une remarquable resistance a l'usure et dotes d'excellentes caracteristiques de soudage et procede de fabrication |
| AU690457B2 (en) * | 1996-03-27 | 1998-04-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Low-alloy heat-treated pearlitic steel rails |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| US20110253268A1 (en) * | 2010-04-16 | 2011-10-20 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| US9157131B2 (en) * | 2010-04-16 | 2015-10-13 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| 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 |
| EP2843071A4 (en) * | 2012-04-27 | 2016-04-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL FOR VEHICLE WHEEL |
| US9850560B2 (en) | 2012-04-27 | 2017-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for wheel |
| WO2021057094A1 (zh) * | 2019-09-27 | 2021-04-01 | 武汉钢铁有限公司 | 一种降低热处理钢轨残余应力的生产方法及其所得钢轨 |
| CN113699452A (zh) * | 2021-08-30 | 2021-11-26 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种有轨电车弹性车轮轮箍用钢及其热处理方法和生产方法 |
| CN114807779A (zh) * | 2022-07-01 | 2022-07-29 | 北京科技大学 | 一种重轨钢及其制备工艺 |
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