JPH06279929A - 靭性および延性に優れた高強度レールおよびその製造法 - Google Patents
靭性および延性に優れた高強度レールおよびその製造法Info
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- JPH06279929A JPH06279929A JP7019693A JP7019693A JPH06279929A JP H06279929 A JPH06279929 A JP H06279929A JP 7019693 A JP7019693 A JP 7019693A JP 7019693 A JP7019693 A JP 7019693A JP H06279929 A JPH06279929 A JP H06279929A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 靭性および延性に優れた高強度レールおよび
その製造法。 【構成】 （Ｔｉ），（Ｔｉ，Ｍｎ），（Ｔｉ，Ｓ
ｉ），（Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ）のうちの１組の脱酸元素で
脱酸処理を施し、熱間圧延後、加速冷却し、オーステナ
イト粒内のＭｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物を核とし
たパーライトを生成させることを特徴とする靭性および
延性に優れた高強度レールおよびその製造法。
その製造法。 【構成】 （Ｔｉ），（Ｔｉ，Ｍｎ），（Ｔｉ，Ｓ
ｉ），（Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ）のうちの１組の脱酸元素で
脱酸処理を施し、熱間圧延後、加速冷却し、オーステナ
イト粒内のＭｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物を核とし
たパーライトを生成させることを特徴とする靭性および
延性に優れた高強度レールおよびその製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、レール鋼のパーライト
組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高強度
レールおよびその製造法に関するものである。
組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高強度
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】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。 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があり、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。また、
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。
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。 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があり、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。また、
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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記方法の（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問題を解消しようとす
るものであって、オーステナイト粒内からパーライト変
態核を生成させることにより、微細組織とした靭性およ
び延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からパーライト変
態核を生成させることにより、微細組織とした靭性およ
び延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】本発明は前記方法とは根
本的に異なり、（Ｔｉ），（ＴｉおよびＭｎ），（Ｔｉ
およびＳｉ），（Ｔｉ，ＭｎおよびＳｉ）の４組のうち
の１組の脱酸元素を添加し、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 ：０．００２〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１〜
１．０％、 Ｔｉ：０．０００６〜０．０７５％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３００％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法を経て製造した鋼片を、熱間圧延加工
して０．１〜１５μｍの大きさのＭｎＳ個数がレール鋼
中の１mm2 あたり３０〜１２０００個存在することを特
徴とする靭性および延性に優れた高強度レール、および
オーステナイト域温度から冷却するに際し、７００〜５
００℃間を１〜５℃/secで加速冷却する製造法である。
本的に異なり、（Ｔｉ），（ＴｉおよびＭｎ），（Ｔｉ
およびＳｉ），（Ｔｉ，ＭｎおよびＳｉ）の４組のうち
の１組の脱酸元素を添加し、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 ：０．００２〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１〜
１．０％、 Ｔｉ：０．０００６〜０．０７５％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３００％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法を経て製造した鋼片を、熱間圧延加工
して０．１〜１５μｍの大きさのＭｎＳ個数がレール鋼
中の１mm2 あたり３０〜１２０００個存在することを特
徴とする靭性および延性に優れた高強度レール、および
オーステナイト域温度から冷却するに際し、７００〜５
００℃間を１〜５℃/secで加速冷却する製造法である。
【０００９】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Ｔｉ炭窒化物を配して、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。
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Ｔｉ炭窒化物を配して、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。
【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），（Ｔｉお
よびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，Ｍｎおよび
Ｓｉ）の４組に限定した理由について述べる。
脱酸の必要性および脱酸元素として（Ｔｉ），（Ｔｉお
よびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，Ｍｎおよび
Ｓｉ）の４組に限定した理由について述べる。
【００１１】本発明における脱酸の目的は２つあり、そ
の１つはＭｎＳの核となる酸化物の制御を目的としたも
のであり、Ｔｉは微細な酸化物を生成することにより酸
化物数の低下を抑制する目的で添加する。また、Ｍｎお
よびＳｉはＭｎＳの生成核として有効なマンガンシリケ
ート（ＭｎＯ−ＳｉＯ2 ）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。
の１つはＭｎＳの核となる酸化物の制御を目的としたも
のであり、Ｔｉは微細な酸化物を生成することにより酸
化物数の低下を抑制する目的で添加する。また、Ｍｎお
よびＳｉはＭｎＳの生成核として有効なマンガンシリケ
ート（ＭｎＯ−ＳｉＯ2 ）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。
【００１２】脱酸のもう１つの目的は、（Ｔｉ），（Ｔ
ｉおよびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，Ｍｎお
よびＳｉ）の４組のうち１組の脱酸元素を添加すること
によって溶鋼中の酸素量をできるだけ低減化するところ
にあり、炭窒化物生成元素として添加するＴｉが酸化物
として析出してしまわないように予め酸素量を低減化す
るところにある。すなわち、（Ｔｉ），（ＴｉおよびＭ
ｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，ＭｎおよびＳｉ）
の４組のうち１組の脱酸元素を添加して脱酸を強化する
ことにより、少なくともＴｉ添加前に溶鋼中の酸素量を
１５ppm 以下にし、添加したＴｉが酸化物を作ることな
しに効率的に炭窒化物を生成させることを目的としてい
る。なお、一般的に脱酸剤として用いられているＡｌ
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Ａｌは添加しない。
ｉおよびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，Ｍｎお
よびＳｉ）の４組のうち１組の脱酸元素を添加すること
によって溶鋼中の酸素量をできるだけ低減化するところ
にあり、炭窒化物生成元素として添加するＴｉが酸化物
として析出してしまわないように予め酸素量を低減化す
るところにある。すなわち、（Ｔｉ），（ＴｉおよびＭ
ｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，ＭｎおよびＳｉ）
の４組のうち１組の脱酸元素を添加して脱酸を強化する
ことにより、少なくともＴｉ添加前に溶鋼中の酸素量を
１５ppm 以下にし、添加したＴｉが酸化物を作ることな
しに効率的に炭窒化物を生成させることを目的としてい
る。なお、一般的に脱酸剤として用いられているＡｌ
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Ａｌは添加しない。
【００１３】上記脱酸後の０．１〜１５μｍのＭｎＳ個
数を１mm2 あたり３０〜１２０００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Ｔｉ炭窒化物：Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が生成する。このオ
ーステナイト粒内のＭｎＳを核としたＴｉ炭窒化物から
パーライト変態が生成するわけであるが、この際０．１
μｍ未満の大きさのＭｎＳでは、Ｔｉ炭窒化物の核とは
なりがたく、また１５μｍ超の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
大きさを０．１〜１５μｍに限定した。また、ＭｎＳの
個数を１mm2 あたり３０〜１２０００個に限定した理由
は、３０個未満のＭｎＳ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
１２０００個超のＭｎＳ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、１mm
2 あたりのＭｎＳ個数を３０〜１２０００個に限定し
た。
数を１mm2 あたり３０〜１２０００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Ｔｉ炭窒化物：Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が生成する。このオ
ーステナイト粒内のＭｎＳを核としたＴｉ炭窒化物から
パーライト変態が生成するわけであるが、この際０．１
μｍ未満の大きさのＭｎＳでは、Ｔｉ炭窒化物の核とは
なりがたく、また１５μｍ超の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
大きさを０．１〜１５μｍに限定した。また、ＭｎＳの
個数を１mm2 あたり３０〜１２０００個に限定した理由
は、３０個未満のＭｎＳ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
１２０００個超のＭｎＳ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、１mm
2 あたりのＭｎＳ個数を３０〜１２０００個に限定し
た。
【００１４】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。
【００１５】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・延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％未満
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、１．２０％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。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％未満
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、１．２０％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。
【００１６】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。
【００１７】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：Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）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％超ではＭｎＳが多量に生
成し靭性・延性を著しく低下させるため０．００２〜
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を基地とする析
出物：Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）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％超ではＭｎＳが多量に生
成し靭性・延性を著しく低下させるため０．００２〜
０．０３５％に限定した。
【００１８】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・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・延性を損な
わない範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
【００１９】Ｔｉ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Ｔｉ炭窒化物を核とした
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
になり大幅な靭性の向上を果たすことができた。しか
し、０．０００６％未満では、この効果が弱く、また
０．０７５％超添加するとＴｉ析出物が粗大化し、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、Ｔ
ｉ添加量を０．０００６〜０．０７５％の範囲に限定し
た。
冷却中にＭｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物を核とした
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
になり大幅な靭性の向上を果たすことができた。しか
し、０．０００６％未満では、この効果が弱く、また
０．０７５％超添加するとＴｉ析出物が粗大化し、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、Ｔ
ｉ添加量を０．０００６〜０．０７５％の範囲に限定し
た。
【００２０】Ｎはパーライトの変態核として作用するＭ
ｎＳ上のＴｉＮの構成元素であり、ＴｉＮを有効に析出
させるためには０．０００５％以上が必要であり、０．
０３００％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、レール内
部疲労き裂の起点となるためＮ添加量を０．０００５〜
０．０３００％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。
ｎＳ上のＴｉＮの構成元素であり、ＴｉＮを有効に析出
させるためには０．０００５％以上が必要であり、０．
０３００％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、レール内
部疲労き裂の起点となるためＮ添加量を０．０００５〜
０．０３００％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。
【００２１】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を析出したＴｉ炭窒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を析出したＴｉ炭窒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。
【００２２】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
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Ｔｉ炭窒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
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Ｔｉ炭窒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。
【００２３】
【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（Ｔ
ｉ），（ＴｉおよびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔ
ｉ，ＭｎおよびＳｉ）の４組のうち１組の脱酸元素を添
加して脱酸処理を行った場合の供試鋼の化学成分を示
す。なお、比較のため、脱酸制御を行わなかった場合、
さらに、脱酸制御を行ったＴｉ無添加の場合の供試鋼の
化学成分をあわせて表１に示す。またそれら供試鋼の冷
却後の組織中に存在する０．１〜１５μｍ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。適切な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Ｔｉ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ＭｎＳを核としたＴｉ炭窒化物を生成
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（Ｔ
ｉ），（ＴｉおよびＭｎ），（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔ
ｉ，ＭｎおよびＳｉ）の４組のうち１組の脱酸元素を添
加して脱酸処理を行った場合の供試鋼の化学成分を示
す。なお、比較のため、脱酸制御を行わなかった場合、
さらに、脱酸制御を行ったＴｉ無添加の場合の供試鋼の
化学成分をあわせて表１に示す。またそれら供試鋼の冷
却後の組織中に存在する０．１〜１５μｍ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。適切な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Ｔｉ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ＭｎＳを核としたＴｉ炭窒化物を生成
起点としたパーライト組織の生成が確認された。
【００２４】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、本発明の適正な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、本発明の適正な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。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【発明の効果】本発明のレール鋼は脱酸制御によって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Ｔｉ炭窒化物をパーライト変態核と
して活用することによって、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。さらに、微細なパーライト組織の生成により、
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
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Ｔｉ炭窒化物をパーライト変態核と
して活用することによって、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。さらに、微細なパーライト組織の生成により、
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
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 石川 房男 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】 溶鋼を脱酸し、鋼片とし、これを熱間加
工を含む工程で製造したレールであって、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％ Ｔｉ：０．０００６〜０．０７５％ Ｎ ：０．０００５〜０．０３００％ を含有して残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍ
ｎＳが０．１〜１５μｍの大きさで、その個数が１mm2
あたり、３０〜１２０００個存在することを特徴とする
靭性および延性に優れた高強度レール。 - 【請求項２】 溶鋼に（Ｔｉ），（ＴｉおよびＭｎ），
（ＴｉおよびＳｉ），（Ｔｉ，ＭｎおよびＳｉ）の４組
のうちの１組の脱酸元素を添加し、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 ：０．００２〜０．０３５％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｔｉ：０．０００６〜０．０７５％ Ｎ ：０．０００５〜０．０３００％ 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
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、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Ｍ
ｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物を核としたパーライト
を生成させることを特徴とする靭性および延性に優れた
高強度レールの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7019693A JPH06279929A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 靭性および延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 |
|---|---|---|---|
| JP7019693A JPH06279929A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 靭性および延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 |
|---|---|
| JPH06279929A true JPH06279929A (ja) | 1994-10-04 |
Family
ID=13424528
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7019693A Pending JPH06279929A (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 靭性および延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) | JPH06279929A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007111285A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
-
1993
- 1993-03-29 JP JP7019693A patent/JPH06279929A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007111285A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8404178B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| EP3072988A1 (en) | 2006-03-16 | 2016-09-28 | JFE Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
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