JPH09227943A - 延・靭性に優れた高強度レールの製造法 - Google Patents
延・靭性に優れた高強度レールの製造法Info
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- JPH09227943A JPH09227943A JP3678896A JP3678896A JPH09227943A JP H09227943 A JPH09227943 A JP H09227943A JP 3678896 A JP3678896 A JP 3678896A JP 3678896 A JP3678896 A JP 3678896A JP H09227943 A JPH09227943 A JP H09227943A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 オキサイドメタラジーを利用したレール鋼の
γ粒内変態細粒化、靭性改善。 【解決手段】 溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１
種または２種以上添加して脱酸処理を施し、さらに引き
続いてＴｉを含むＺｒを追加添加した質量％で、C：0.5
5〜0.85％、Si：0.20〜1.20％、Mn：0.50〜1.50％、
S： 0.002〜0.035％、Cr： 0.1〜1.0 ％および追加添加
ＺｒによってもたらされるTi： 0.001〜0.020 ％を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、レ
ールに熱間圧延加工して０．１〜１０μｍの大きさのＭ
ｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１００００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
レールの製造法。 【効果】 ロシアＧＯＳＴ規格に規定された靭性スペッ
クのクリアーを果たすことができる。
γ粒内変態細粒化、靭性改善。 【解決手段】 溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１
種または２種以上添加して脱酸処理を施し、さらに引き
続いてＴｉを含むＺｒを追加添加した質量％で、C：0.5
5〜0.85％、Si：0.20〜1.20％、Mn：0.50〜1.50％、
S： 0.002〜0.035％、Cr： 0.1〜1.0 ％および追加添加
ＺｒによってもたらされるTi： 0.001〜0.020 ％を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、レ
ールに熱間圧延加工して０．１〜１０μｍの大きさのＭ
ｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１００００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
レールの製造法。 【効果】 ロシアＧＯＳＴ規格に規定された靭性スペッ
クのクリアーを果たすことができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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鉄
道用高強度レールの製造法に関するものである。
イト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った鉄
道用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
押しつけられるゲージ・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
押しつけられるゲージ・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】さらに、従来のレール溶鋼の脱酸方法とし
ては、Ｍｎ，Ｓｉの他にＡｌを加えた脱酸を行ってきた
が、Ａｌの添加によりアルミナ（Ａｌ2 Ｏ3 ）が初めに
生成してしまい、ＭｎＳの生成核として有効なマンガン
シリケート（ＭｎＯ・ＳｉＯ2 ）の生成が阻害され、Ｍ
ｎＳからの十分なパーライト核生成が生じないことによ
りパーライト組織の微細化が達成できない問題点があっ
た。また、過度のＡｌの添加により粗大な介在物の１種
であるアルミナ・クラスターが生成し、レール頭部内部
からの疲労破壊の起点となるため、Ａｌによる脱酸は極
力避ける方向にある。
ては、Ｍｎ，Ｓｉの他にＡｌを加えた脱酸を行ってきた
が、Ａｌの添加によりアルミナ（Ａｌ2 Ｏ3 ）が初めに
生成してしまい、ＭｎＳの生成核として有効なマンガン
シリケート（ＭｎＯ・ＳｉＯ2 ）の生成が阻害され、Ｍ
ｎＳからの十分なパーライト核生成が生じないことによ
りパーライト組織の微細化が達成できない問題点があっ
た。また、過度のＡｌの添加により粗大な介在物の１種
であるアルミナ・クラスターが生成し、レール頭部内部
からの疲労破壊の起点となるため、Ａｌによる脱酸は極
力避ける方向にある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記の発明とは
根本的に異なり、溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を
１種または２種以上添加して脱酸処理を施し、さらに引
き続いてＴｉを含むＺｒを追加添加した、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％および追加Ｚｒによっても
たらされるＴｉ：０．００１〜０．０２０％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧
延加工して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
とを特徴とする靭性および延性に優れた高強度レールで
ある。さらに、本発明においては、上記熱延後、或いは
オーステナイト域に加熱後７００〜５００℃の間を１〜
５℃/secで加速冷却する方法も採用できる。
根本的に異なり、溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を
１種または２種以上添加して脱酸処理を施し、さらに引
き続いてＴｉを含むＺｒを追加添加した、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％および追加Ｚｒによっても
たらされるＴｉ：０．００１〜０．０２０％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧
延加工して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
とを特徴とする靭性および延性に優れた高強度レールで
ある。さらに、本発明においては、上記熱延後、或いは
オーステナイト域に加熱後７００〜５００℃の間を１〜
５℃/secで加速冷却する方法も採用できる。
【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からもパーライト変態の核
の役割を担わせ、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、Ｚｒ，Ｍｎ，
Ｓｉの脱酸元素を１種または２種以上添加して十分な脱
酸を行った後、引き続くＺｒの添加によりパーライト組
織生成核であるＭｎＳをオーステナイト粒内に微細に分
散させ、さらにＺｒ中に含まれているＴｉがＭｎＳ上に
析出し、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の生成核をよりいっそう促進させ
ることが可能となった。この発明により、粒内から効率
良く生成したパーライトによって著しく組織が微細化
し、これにともな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からもパーライト変態の核
の役割を担わせ、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、Ｚｒ，Ｍｎ，
Ｓｉの脱酸元素を１種または２種以上添加して十分な脱
酸を行った後、引き続くＺｒの添加によりパーライト組
織生成核であるＭｎＳをオーステナイト粒内に微細に分
散させ、さらにＺｒ中に含まれているＴｉがＭｎＳ上に
析出し、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の生成核をよりいっそう促進させ
ることが可能となった。この発明により、粒内から効率
良く生成したパーライトによって著しく組織が微細化
し、これにともな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】
【発明の実施の形態】以下に本発明について詳細に説明
する。本発明における脱酸の目的は、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉ
の脱酸元素を１種または２種以上添加して脱酸処理を施
す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、追加的に添加するＺｒによってＭｎＳの
核となる酸化物を有効に微細分散させることを目的と
し、脱酸時に添加されるＺｒ中のＴｉはＺｒとともに浮
上してしまうが、追加添加されたＺｒ中のＴｉは炭窒化
物を生成させてそのまま溶鋼中に留まり、やがてＭｎＳ
上に析出してパーライトの変態核として作用させる。こ
のとき追加添加されたＺｒは酸化物を形成して微細に溶
鋼中に分散し、ＭｎＳの核として作用する。すなわち、
脱酸剤としてＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１種または
２種以上添加し、溶鋼中の酸素量を５０ppm 以下にし、
Ｔｉを微量含有するＺｒを他の合金元素とともに追加添
加することによって、Ｚｒ中に含まれる微量な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。
する。本発明における脱酸の目的は、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉ
の脱酸元素を１種または２種以上添加して脱酸処理を施
す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、追加的に添加するＺｒによってＭｎＳの
核となる酸化物を有効に微細分散させることを目的と
し、脱酸時に添加されるＺｒ中のＴｉはＺｒとともに浮
上してしまうが、追加添加されたＺｒ中のＴｉは炭窒化
物を生成させてそのまま溶鋼中に留まり、やがてＭｎＳ
上に析出してパーライトの変態核として作用させる。こ
のとき追加添加されたＺｒは酸化物を形成して微細に溶
鋼中に分散し、ＭｎＳの核として作用する。すなわち、
脱酸剤としてＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１種または
２種以上添加し、溶鋼中の酸素量を５０ppm 以下にし、
Ｔｉを微量含有するＺｒを他の合金元素とともに追加添
加することによって、Ｚｒ中に含まれる微量な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。
【００１１】ここで、Ｔｉの炭窒化物を効率的に生成さ
せるためには、０．０３〜０．３％のＴｉを含有するＺ
ｒを溶鋼中に０．１〜０．５％追加添加するのが望まし
い。Ｚｒ中のＴｉ含有量が０．０３％未満あるいは前記
Ｚｒの溶鋼中への添加量が０．１％未満では、ＭｎＳに
析出するＴｉ量が確保できず、パーライト変態の核が十
分生成しにくい。またＺｒ中のＴｉ含有量が０．３％を
超えるとあるいは前記Ｚｒの溶鋼中への添加量が０．５
％を超えると、生成するＴｉＮが粗大化してレール疲労
損傷の起点となりやすい。この際、直接的に脱酸後にＴ
ｉを添加しない理由は、Ｔｉを多量に添加することによ
って生成するＴｉＮなどの析出物が、レール敷設使用時
にレール頭部内部から生成する疲労き裂の起点として有
害な析出物を生成させるからである。これに対して追加
的に添加されたＺｒ中のＴｉは、微量かつ効率的にＭｎ
Ｓ上に析出する特徴を持っており有害なほど粗大化しな
いことが確認されている。
せるためには、０．０３〜０．３％のＴｉを含有するＺ
ｒを溶鋼中に０．１〜０．５％追加添加するのが望まし
い。Ｚｒ中のＴｉ含有量が０．０３％未満あるいは前記
Ｚｒの溶鋼中への添加量が０．１％未満では、ＭｎＳに
析出するＴｉ量が確保できず、パーライト変態の核が十
分生成しにくい。またＺｒ中のＴｉ含有量が０．３％を
超えるとあるいは前記Ｚｒの溶鋼中への添加量が０．５
％を超えると、生成するＴｉＮが粗大化してレール疲労
損傷の起点となりやすい。この際、直接的に脱酸後にＴ
ｉを添加しない理由は、Ｔｉを多量に添加することによ
って生成するＴｉＮなどの析出物が、レール敷設使用時
にレール頭部内部から生成する疲労き裂の起点として有
害な析出物を生成させるからである。これに対して追加
的に添加されたＺｒ中のＴｉは、微量かつ効率的にＭｎ
Ｓ上に析出する特徴を持っており有害なほど粗大化しな
いことが確認されている。
【００１２】次に脱酸後の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。Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１種または２種
以上添加することによって溶鋼中の酸素量をできるだけ
低減し、十分な酸素の低減により溶鋼中の酸化物の粗大
化を防止し、追加添加するＺｒによって微細な酸化物が
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を核として追加添加
したＺｒ中に含まれるＴｉから炭窒化物Ｔｉ（ＣＮ）が
生成する。このオーステナイト粒内のＭｎＳを核とした
Ｔｉ析出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、Ｔｉ
炭窒化物の核とはなりがたく、また１０μｍ以上のＭｎ
Ｓ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０．１〜１０μｍに限定し
た。また、ＭｎＳの個数を１mm2あたり３０〜１０００
０個に限定しした理由は、３０個以下の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１００００個以上の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、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。Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１種または２種
以上添加することによって溶鋼中の酸素量をできるだけ
低減し、十分な酸素の低減により溶鋼中の酸化物の粗大
化を防止し、追加添加するＺｒによって微細な酸化物が
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を核として追加添加
したＺｒ中に含まれるＴｉから炭窒化物Ｔｉ（ＣＮ）が
生成する。このオーステナイト粒内のＭｎＳを核とした
Ｔｉ析出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、Ｔｉ
炭窒化物の核とはなりがたく、また１０μｍ以上のＭｎ
Ｓ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０．１〜１０μｍに限定し
た。また、ＭｎＳの個数を１mm2あたり３０〜１０００
０個に限定しした理由は、３０個以下の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１００００個以上の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、１mm2 あたりのＭｎＳ個数を３０〜
１００００個に限定した。
【００１３】次に、上記脱酸を行い、Ｚｒを追加添加し
て得た鋼片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。
て得た鋼片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。
【００１４】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、本発明のよう
に適正な脱酸方法を行うことにより有効な微細酸化物を
生成させることができる。Ｓｉは、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、０．２０〜１．２０
％に限定した。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
しても欠かせない元素であり、本発明の脱酸方法の採用
によりいっそう酸化物の微細化が達成されＭｎＳの微細
析出の誘導および引き続くパーライトの核生成に効果を
発揮する。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。
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、本発明のよう
に適正な脱酸方法を行うことにより有効な微細酸化物を
生成させることができる。Ｓｉは、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、０．２０〜１．２０
％に限定した。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
しても欠かせない元素であり、本発明の脱酸方法の採用
によりいっそう酸化物の微細化が達成されＭｎＳの微細
析出の誘導および引き続くパーライトの核生成に効果を
発揮する。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。
【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を基地とする析
出物Ｔｉ（ＣＮ）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Ｍ
ｎＳ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％を超えると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（ＣＮ）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Ｍ
ｎＳ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％を超えると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。
【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。Ｔｉは、
前記のように、Ｔｉを含有するＺｒを溶鋼中に追加添加
することで含有させるものである。しかし、０．００１
％未満では十分に炭窒化物を生成させることができず、
また、０．０２０％を超えて含有させると、Ｔｉ炭窒化
物が粗大化してレール頭部内部から生成する疲労き裂の
起点として有害となることから、その範囲を０．００１
〜０．０２０％とした。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。
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。Ｔｉは、
前記のように、Ｔｉを含有するＺｒを溶鋼中に追加添加
することで含有させるものである。しかし、０．００１
％未満では十分に炭窒化物を生成させることができず、
また、０．０２０％を超えて含有させると、Ｔｉ炭窒化
物が粗大化してレール頭部内部から生成する疲労き裂の
起点として有害となることから、その範囲を０．００１
〜０．０２０％とした。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。
【００１７】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
ライトと共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
ライトと共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。
【００１８】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。
【００１９】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。上述した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、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。
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。上述した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、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。
【００２０】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の引っ張り試験において
１２％以上の伸び値が必要であるとしている。こりよう
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。
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の引っ張り試験において
１２％以上の伸び値が必要であるとしている。こりよう
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】次ぎ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Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種
以上の脱酸を行った場合と前記脱酸制御を行わなかった
場合、さらに脱酸後Ｚｒを追加添加した鋼と無添加鋼の
成分を示し、それぞれ冷却後の組織中に０．１〜１０μ
ｍのＭｎＳ個数の測定結果を、また冷却後の組織中にＭ
ｎＳ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。
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Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種
以上の脱酸を行った場合と前記脱酸制御を行わなかった
場合、さらに脱酸後Ｚｒを追加添加した鋼と無添加鋼の
成分を示し、それぞれ冷却後の組織中に０．１〜１０μ
ｍのＭｎＳ個数の測定結果を、また冷却後の組織中にＭ
ｎＳ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。
【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。引っ張り試験はレール頭
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１mm下より採取した。この試験條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。引っ張り試験はレール頭
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１mm下より採取した。この試験條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】以上説明したように本発明は溶鋼脱酸を
適正に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なパーライト組織のレール
を製造でき、得られる高強度レールはいずれも国外規格
値を十分に充足する延性・靭性値を有している。
適正に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なパーライト組織のレール
を製造でき、得られる高強度レールはいずれも国外規格
値を十分に充足する延性・靭性値を有している。
Claims (2)
- 【請求項１】 溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１
種または２種以上添加して脱酸処理を施し、さらに引き
続いてＴｉを含むＺｒを追加添加した質量％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％および 追加添加ＺｒによってもたらされるＴｉ：０．００１〜
０．０２０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を、レールに熱間圧延加工して０．１〜１０μｍの大き
さのＭｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１０００
０個存在することを特徴とする靭性および延性に優れた
高強度レールの製造法。 - 【請求項２】 前項の鋼片を熱間圧延した後、あるいは
さらにオーステナイト域に加熱した後７００〜５００℃
間を１〜５℃/secで加速冷却することを特徴とする請求
項１記載の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 |
|---|---|---|---|
| JP3678896A JPH09227943A (ja) | 1996-02-23 | 1996-02-23 | 延・靭性に優れた高強度レールの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3678896A JPH09227943A (ja) | 1996-02-23 | 1996-02-23 | 延・靭性に優れた高強度レールの製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09227943A true JPH09227943A (ja) | 1997-09-02 |
Family
ID=12479536
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3678896A Withdrawn JPH09227943A (ja) | 1996-02-23 | 1996-02-23 | 延・靭性に優れた高強度レールの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09227943A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013224471A (ja) * | 2012-04-23 | 2013-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 耐遅れ破壊特性に優れたレール |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| CN107760839A (zh) * | 2017-10-11 | 2018-03-06 | 中国石油天然气集团公司 | 一种添加纳米稀土氧化物制备基于应变设计的热采套管材料的方法 |
-
1996
- 1996-02-23 JP JP3678896A patent/JPH09227943A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| JP2013224471A (ja) * | 2012-04-23 | 2013-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 耐遅れ破壊特性に優れたレール |
| CN107760839A (zh) * | 2017-10-11 | 2018-03-06 | 中国石油天然气集团公司 | 一种添加纳米稀土氧化物制备基于应变设计的热采套管材料的方法 |
| CN107760839B (zh) * | 2017-10-11 | 2019-10-11 | 中国石油天然气集团公司 | 一种添加纳米稀土氧化物制备基于应变设计的热采套管材料的方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20030506 |