JP2002069583A - 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 - Google Patents
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 寒冷地での高靭性及び高延性の高強度パーラ
イト系レールを提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７２％を
含有し、さらにＳｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍｎ：
０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％の１種
または２種以上、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．０１
〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｎｉ：
０．１〜４．０％、Ｃｕ：０．１〜４．０％、Ｍｇ：
０．０００４〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜１．００
％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０
０１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、少な
くともレール頭部が実質パーライト組織であり、レール
頭部上面の表面下５mmでの硬度がビッカース硬度番号で
３３０以上である靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。
イト系レールを提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７２％を
含有し、さらにＳｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍｎ：
０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％の１種
または２種以上、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．０１
〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｎｉ：
０．１〜４．０％、Ｃｕ：０．１〜４．０％、Ｍｇ：
０．０００４〜０．０２％、Ｖ：０．００５〜１．００
％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０
０１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、少な
くともレール頭部が実質パーライト組織であり、レール
頭部上面の表面下５mmでの硬度がビッカース硬度番号で
３３０以上である靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、レール鋼の靭性お
よび延性の向上を図った高強度レールおよびその製造方
法に関するものである。
よび延性の向上を図った高強度レールおよびその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鉄道輸送は輸送効率向上のための重積載
化、輸送迅速化のための高速化が進められており、レー
ルの特性に対する要求が厳しくなっている。重積載化は
急曲線区間におけるレール頭部の磨耗を促進し、レール
ゲージコーナー内部の応力集中部からの疲労損傷を増加
させることから、レール寿命が短くなってきている。こ
の重荷重鉄道でのレール短寿命化を改善するために、耐
磨耗性、耐内部疲労損傷性の優れた高強度レール鋼の技
術開発が活発に行われてきた。その結果、重荷重鉄道に
おける曲線区間ではこの高強度レールが普及しつつあ
る。
化、輸送迅速化のための高速化が進められており、レー
ルの特性に対する要求が厳しくなっている。重積載化は
急曲線区間におけるレール頭部の磨耗を促進し、レール
ゲージコーナー内部の応力集中部からの疲労損傷を増加
させることから、レール寿命が短くなってきている。こ
の重荷重鉄道でのレール短寿命化を改善するために、耐
磨耗性、耐内部疲労損傷性の優れた高強度レール鋼の技
術開発が活発に行われてきた。その結果、重荷重鉄道に
おける曲線区間ではこの高強度レールが普及しつつあ
る。
【０００３】一方、寒冷地の鉄道では冬季にレールクラ
ック発生によるレール取替が集中しており、レール材の
靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になってい
る。また頭部の内部疲労損傷性の改善には、レール材の
靭性および延性を向上させることが重要である。
ック発生によるレール取替が集中しており、レール材の
靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になってい
る。また頭部の内部疲労損傷性の改善には、レール材の
靭性および延性を向上させることが重要である。
【０００４】高強度レールの靭性および延性改善の方策
としては以下のような方法がある。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
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。
としては以下のような方法がある。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記方法の（１）で
は、例えば特開昭５５−１２５２３１号公報に記載され
ているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下
の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化するこ
とによって大幅に靭性および延性を改善しようとするも
のである。しかし、低温度で加熱し、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り、この熱処理のため生産性を阻害
し製造コストを高める難点がある。
は、例えば特開昭５５−１２５２３１号公報に記載され
ているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下
の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化するこ
とによって大幅に靭性および延性を改善しようとするも
のである。しかし、低温度で加熱し、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り、この熱処理のため生産性を阻害
し製造コストを高める難点がある。
【０００６】また（２）の方法は、例えば特開昭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、制御圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとするも
のである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧延機
の能力あるいはレールの断面形状や長手方向の寸法精度
が容易に得られないという形状制御性の観点からも問題
を含んでいる。
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、制御圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとするも
のである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧延機
の能力あるいはレールの断面形状や長手方向の寸法精度
が容易に得られないという形状制御性の観点からも問題
を含んでいる。
【０００７】さらに（３）の方法は、例えば特公平４−
４３７１号公報に記載されているように、８００℃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、靭
性および延性を改善しようとするものである。しかし、
この方法は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、製造コスト等の問題がある。
４３７１号公報に記載されているように、８００℃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、靭
性および延性を改善しようとするものである。しかし、
この方法は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、製造コスト等の問題がある。
【０００８】またレール鋼の靭性を改善する方法として
は、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報に記載されているように、脱酸元素としてＭｇを添加
し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり６
００〜１２０００個存在する靭性・延性が優れた高強度
パーライト系レールがあり、この方法により靭性および
延性に優れたレールの製造が可能となった。しかし、重
荷重鉄道ではなお一層の重積載化および高速化が検討さ
れており、さらに靭性および延性の特性を改善すること
が要求されてきている。
は、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報に記載されているように、脱酸元素としてＭｇを添加
し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり６
００〜１２０００個存在する靭性・延性が優れた高強度
パーライト系レールがあり、この方法により靭性および
延性に優れたレールの製造が可能となった。しかし、重
荷重鉄道ではなお一層の重積載化および高速化が検討さ
れており、さらに靭性および延性の特性を改善すること
が要求されてきている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は以下の構成を要旨とする。 （１）質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７２％を含有し、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、レ
ール頭部上面の表面下５mmでの硬度がビッカース硬度番
号で３３０以上であることを特徴とする靭性および延性
に優れた高強度パーライト系レール。
に、本発明は以下の構成を要旨とする。 （１）質量％で、Ｃ：０．６０〜０．７２％を含有し、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、レ
ール頭部上面の表面下５mmでの硬度がビッカース硬度番
号で３３０以上であることを特徴とする靭性および延性
に優れた高強度パーライト系レール。
【００１０】（２）質量％で、さらに、Ｓｉ：０．１０
〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）記載の靭性および延性に優
れた高強度パーライト系レール。
〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）記載の靭性および延性に優
れた高強度パーライト系レール。
【００１１】（３）質量％で、さらに、Ｎｉ：０．１〜
４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％、の１種ま
たは２種を含有することを特徴とする前記（１）または
（２）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。
４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％、の１種ま
たは２種を含有することを特徴とする前記（１）または
（２）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。
【００１２】（４）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１
〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍ
ｇ：０．０００４〜０．０２％、Ｂ ：０．０００１〜
０．００５％の１種または２種以上を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の靭性お
よび延性に優れた高強度パーライト系レール。
〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍ
ｇ：０．０００４〜０．０２％、Ｂ ：０．０００１〜
０．００５％の１種または２種以上を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の靭性お
よび延性に優れた高強度パーライト系レール。
【００１３】（５）質量％で、さらに、Ｖ ：０．００
５〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％の１
種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜
（４）のいずれかに記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レール。
５〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％の１
種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜
（４）のいずれかに記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レール。
【００１４】（６）質量％で、さらに、Ｎ ：０．００
０５〜０．０３％を含有することを特徴とする前記
（５）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。
０５〜０．０３％を含有することを特徴とする前記
（５）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。
【００１５】（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記
載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した
後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によってオーステ
ナイト域温度とし、前記レールの少なくとも頭部を、７
００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却することを
特徴とする靭性および延性に優れた高強度パーライト系
レールの製造方法。
載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した
後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によってオーステ
ナイト域温度とし、前記レールの少なくとも頭部を、７
００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却することを
特徴とする靭性および延性に優れた高強度パーライト系
レールの製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。レール鋼は一般にパーライト組織を有しており、こ
のパーライト組織はフェライト相とセメンタイト相が層
状に積層したラメラ構造になっている。フェライトとセ
メンタイトの配向方向と結晶方位がいずれもそろったパ
ーライトコロニーが集合し、フェライトとセメンタイト
の結晶方位がそろっているパーライトブロックと呼ばれ
る結晶粒を形成している。
る。レール鋼は一般にパーライト組織を有しており、こ
のパーライト組織はフェライト相とセメンタイト相が層
状に積層したラメラ構造になっている。フェライトとセ
メンタイトの配向方向と結晶方位がいずれもそろったパ
ーライトコロニーが集合し、フェライトとセメンタイト
の結晶方位がそろっているパーライトブロックと呼ばれ
る結晶粒を形成している。
【００１７】パーライト鋼の硬度は、Ｃ量が高いほど
硬度の高いセメンタイトの分率が増加し硬くなる。既存
の高強度レールは質量％で０．７２％を超えるＣ量を含
んでいる。また、フェライトとセメンタイトの層間
隔、すなわちラメラ間隔が狭いほど硬くなる。高強度レ
ールはラメラ間隔を狭めた微細パーライト組織を有して
いる。ラメラ間隔を細かくするには、オーステナイト温
度域から加速冷却を行い、変態開始を遅らせ、低温で変
態させることが必要になる。また、フェライト中に固
溶している合金元素量が増えると、固溶強化により硬度
が増す。ただし、固溶強化による硬度増加はＣ量、ラメ
ラ間隔の影響に比較して小さい。
硬度の高いセメンタイトの分率が増加し硬くなる。既存
の高強度レールは質量％で０．７２％を超えるＣ量を含
んでいる。また、フェライトとセメンタイトの層間
隔、すなわちラメラ間隔が狭いほど硬くなる。高強度レ
ールはラメラ間隔を狭めた微細パーライト組織を有して
いる。ラメラ間隔を細かくするには、オーステナイト温
度域から加速冷却を行い、変態開始を遅らせ、低温で変
態させることが必要になる。また、フェライト中に固
溶している合金元素量が増えると、固溶強化により硬度
が増す。ただし、固溶強化による硬度増加はＣ量、ラメ
ラ間隔の影響に比較して小さい。
【００１８】本発明者らは、まずＣ量と硬度が衝撃値に
与える影響を詳細に検討した。その結果、Ｃ量は衝撃値
と硬度に密接に関連しており、図１に示す通り、Ｃ量の
低下および硬度の上昇に伴い衝撃値が向上すること、さ
らにＣ量の小さい範囲で硬度上昇による衝撃値向上効果
が顕著であるを見出した。
与える影響を詳細に検討した。その結果、Ｃ量は衝撃値
と硬度に密接に関連しており、図１に示す通り、Ｃ量の
低下および硬度の上昇に伴い衝撃値が向上すること、さ
らにＣ量の小さい範囲で硬度上昇による衝撃値向上効果
が顕著であるを見出した。
【００１９】Ｃの低下による衝撃値の向上には二つの要
因があるものと本発明者らは考えている。第１は、Ｃの
低下は硬いセメンタイト相の厚みを薄くし、脆性破壊の
起点になるセメンタイト層の割れ長さを短くする。その
結果、き裂先端の応力拡大係数が小さくなり、脆性破壊
の開始が遅れる。この脆性破壊の遅れにより、その間の
塑性変形量が増加し、吸収エネルギーを増加する。第２
は、硬いセメンタイトの分率が低下して、材料の変形抵
抗が下がり、塑性変形量が増えて、衝撃吸収エネルギー
を増大させる。Ｃの低下による衝撃値の向上は、質量％
で０．７２％以下で顕著となる。ただし、Ｃが０．６０
％未満では内部疲労破壊の起点になる初析フェライト
や、耐磨耗性に有害なベイナイト組織が生じやすくなる
ため好ましくない。このため、Ｃ量は０．６０〜０．７
２％に限定した。
因があるものと本発明者らは考えている。第１は、Ｃの
低下は硬いセメンタイト相の厚みを薄くし、脆性破壊の
起点になるセメンタイト層の割れ長さを短くする。その
結果、き裂先端の応力拡大係数が小さくなり、脆性破壊
の開始が遅れる。この脆性破壊の遅れにより、その間の
塑性変形量が増加し、吸収エネルギーを増加する。第２
は、硬いセメンタイトの分率が低下して、材料の変形抵
抗が下がり、塑性変形量が増えて、衝撃吸収エネルギー
を増大させる。Ｃの低下による衝撃値の向上は、質量％
で０．７２％以下で顕著となる。ただし、Ｃが０．６０
％未満では内部疲労破壊の起点になる初析フェライト
や、耐磨耗性に有害なベイナイト組織が生じやすくなる
ため好ましくない。このため、Ｃ量は０．６０〜０．７
２％に限定した。
【００２０】また硬度の増加による衝撃値の向上にも、
二つの要因があるものと本発明者らは考えている。ある
材料を硬くするためには、より低温でパーライト変態を
起こさせ、セメンタイトとフェライトの層間隔すなわち
ラメラ間隔を狭める必要がある。変態温度の低下は平衡
変態温度からの過冷度を高め、変態核の生成速度Ｎを増
大させる。一方、Ｃの拡散速度は低下して変態界面の移
動速度、すなわち変態速度Ｇは低下する。変態核生成速
度Ｎと成長速度Ｇの比率Ｎ／Ｇが増加すると結晶粒は微
細になる。鋼材の衝撃値は結晶粒が細かくなるに従って
増加するため、変態温度の低下、すなわち硬度の上昇は
靭性の向上をもたらす。また、セメンタイト層が薄くな
るため、初期き裂となるセメンタイト層の割れが短くな
り、脆性破壊の開始が遅れて吸収エネルギーを増加す
る。
二つの要因があるものと本発明者らは考えている。ある
材料を硬くするためには、より低温でパーライト変態を
起こさせ、セメンタイトとフェライトの層間隔すなわち
ラメラ間隔を狭める必要がある。変態温度の低下は平衡
変態温度からの過冷度を高め、変態核の生成速度Ｎを増
大させる。一方、Ｃの拡散速度は低下して変態界面の移
動速度、すなわち変態速度Ｇは低下する。変態核生成速
度Ｎと成長速度Ｇの比率Ｎ／Ｇが増加すると結晶粒は微
細になる。鋼材の衝撃値は結晶粒が細かくなるに従って
増加するため、変態温度の低下、すなわち硬度の上昇は
靭性の向上をもたらす。また、セメンタイト層が薄くな
るため、初期き裂となるセメンタイト層の割れが短くな
り、脆性破壊の開始が遅れて吸収エネルギーを増加す
る。
【００２１】さらに本発明者らは、Ｃ量と硬さの関係
と、変態温度と細粒化の関係は、衝撃値を改善する上で
相乗効果を持つことに着目した。Ｃが低い材料で硬度を
高めるには、よりラメラ間隔を狭める必要がある。その
ため硬度が同じ場合、Ｃが低い材料はＣが高い材料に比
べ、より低温で変態させる必要があり、結晶粒が細かく
なることを見出した。ただし高強度レールにおいては、
レール頭部上面から５mm下における硬度がビッカース硬
度番号で３３０未満では急曲線部での摩耗量が大きくな
るため好ましくない。また衝撃値も、ビッカース硬度番
号で３３０未満では向上代が小さい。
と、変態温度と細粒化の関係は、衝撃値を改善する上で
相乗効果を持つことに着目した。Ｃが低い材料で硬度を
高めるには、よりラメラ間隔を狭める必要がある。その
ため硬度が同じ場合、Ｃが低い材料はＣが高い材料に比
べ、より低温で変態させる必要があり、結晶粒が細かく
なることを見出した。ただし高強度レールにおいては、
レール頭部上面から５mm下における硬度がビッカース硬
度番号で３３０未満では急曲線部での摩耗量が大きくな
るため好ましくない。また衝撃値も、ビッカース硬度番
号で３３０未満では向上代が小さい。
【００２２】次に、Ｃ以外の元素について上記範囲に成
分を限定した理由について述べる。成分の含有量はいず
れも質量％である。本発明においては、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｒの１種または２種以上を強化元素として使用する。こ
れらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
分を限定した理由について述べる。成分の含有量はいず
れも質量％である。本発明においては、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｒの１種または２種以上を強化元素として使用する。こ
れらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
【００２３】Ｓｉ：Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト相への固溶強化による高強度化への寄与する。また若
干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満で
はその効果は少なく、１．２０％を超えると脆化をもた
らし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０％
に限定した。
ト相への固溶強化による高強度化への寄与する。また若
干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満で
はその効果は少なく、１．２０％を超えると脆化をもた
らし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０％
に限定した。
【００２４】Ｍｎ：Ｍｎはパーライト変態温度を低下さ
せ、焼入れ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。しかし、０．１０％未満ではその効果が小
さく、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、０．１０〜１．５０％に限
定した。
せ、焼入れ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。しかし、０．１０％未満ではその効果が小
さく、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、０．１０〜１．５０％に限
定した。
【００２５】Ｃｒ：Ｃｒはパーライト変態温度を低下さ
せることによって高強度化に寄与する。加えて、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。従って強度確保に一定の寄与
が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲とし
て、０．１〜１．０％に限定した。
せることによって高強度化に寄与する。加えて、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。従って強度確保に一定の寄与
が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲とし
て、０．１〜１．０％に限定した。
【００２６】本発明においては、さらに必要に応じてＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｍｇ，Ｖ，Ｂ，Ｔｉのうち１種
または２種以上を添加できる。このうちＮｉ，Ｃｕはフ
ェライト地の靭性改善に効果があり、またＭｏ，Ｎｂ，
Ｍｇ，Ｖ，Ｂ，Ｔｉは単体もしくは化合物として、レー
ル圧延のための加熱時におけるオーステナイト粒の微細
化、あるいは制御圧延時におけるオーステナイト粒の細
粒化によって高靭性を得ることができる。これらの化学
成分を限定した理由を以下に説明する。
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｍｇ，Ｖ，Ｂ，Ｔｉのうち１種
または２種以上を添加できる。このうちＮｉ，Ｃｕはフ
ェライト地の靭性改善に効果があり、またＭｏ，Ｎｂ，
Ｍｇ，Ｖ，Ｂ，Ｔｉは単体もしくは化合物として、レー
ル圧延のための加熱時におけるオーステナイト粒の微細
化、あるいは制御圧延時におけるオーステナイト粒の細
粒化によって高靭性を得ることができる。これらの化学
成分を限定した理由を以下に説明する。
【００２７】Ｎｉ：Ｎｉはフェライト中に固溶し、フェ
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。従って靭
性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定し
た。
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。従って靭
性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定し
た。
【００２８】Ｃｕ：ＣｕはＮｉと同様にフェライト中に
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
であり、０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。従って靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範
囲に限定した。
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
であり、０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。従って靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範
囲に限定した。
【００２９】Ｍｏ：Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。従って、０．０１〜０．５０％の範囲に限定し
た。
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。従って、０．０１〜０．５０％の範囲に限定し
た。
【００３０】Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱するこ
とによって、Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト粒成長を
抑制し細粒化に寄与する。また、高温加熱・低温仕上げ
圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化
し、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。従
って、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
とによって、Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト粒成長を
抑制し細粒化に寄与する。また、高温加熱・低温仕上げ
圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化
し、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。従
って、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３１】Ｍｇ：ＭｇはＭｇ系介在物およびこれを核
にして析出したＭｎＳがピン止め効果によりオーステナ
イト粒の粒成長を抑制する効果があり、変態後のパーラ
イト組織を微細化する。またこの効果に加えて、これら
の微細介在物を核としてパーライトが生成し、さらにパ
ーライト組織を微細にする機能を有する。しかし、０．
０００４％未満ではこれらの効果がほとんど無く、０．
０２％を超えると粗大な介在物が生成し、靭性が著しく
低下するため、０．０００４〜０．０２％の範囲に限定
した。
にして析出したＭｎＳがピン止め効果によりオーステナ
イト粒の粒成長を抑制する効果があり、変態後のパーラ
イト組織を微細化する。またこの効果に加えて、これら
の微細介在物を核としてパーライトが生成し、さらにパ
ーライト組織を微細にする機能を有する。しかし、０．
０００４％未満ではこれらの効果がほとんど無く、０．
０２％を超えると粗大な介在物が生成し、靭性が著しく
低下するため、０．０００４〜０．０２％の範囲に限定
した。
【００３２】Ｂ：Ｂは微量添加においてもオーステナイ
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。従
って、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定し
た。
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。従
って、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定し
た。
【００３３】Ｖ：ＶはＶ窒化物として冷却中にＭｎＳ上
に析出し、オーステナイト粒内からのパーライト変態核
となり、変態後の結晶粒を微細化する。０．００５％未
満ではこの効果は弱く、１％を超えると粗大なＶ窒化物
を生成し靭性が低下する。従って、０．００５〜１．０
％の範囲に限定した。
に析出し、オーステナイト粒内からのパーライト変態核
となり、変態後の結晶粒を微細化する。０．００５％未
満ではこの効果は弱く、１％を超えると粗大なＶ窒化物
を生成し靭性が低下する。従って、０．００５〜１．０
％の範囲に限定した。
【００３４】Ｔｉ：ＴｉはＴｉ窒化物としてオーステナ
イト中に析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制し、
またパーライト変態時の変態核となる。０．００１％未
満ではこの効果は弱く、０．０５％を超えると粗大なＴ
ｉ窒化化物を生成し靭性が低下する。従って、０．００
１〜０．０５％の範囲に限定した。
イト中に析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制し、
またパーライト変態時の変態核となる。０．００１％未
満ではこの効果は弱く、０．０５％を超えると粗大なＴ
ｉ窒化化物を生成し靭性が低下する。従って、０．００
１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３５】Ｎ：Ｎは、パーライトの変態核として作用
するＶ窒化物、Ｔｉ窒化物をＭｎＳ上に析出するために
必要な元素であり、そのためには０．０００５％以上が
必要である。一方Ｎが０．０３％を越えると粗大な窒化
物が生成し、靭性が低下する。従って、Ｎは０．０００
５〜０．０３％の範囲に限定した。
するＶ窒化物、Ｔｉ窒化物をＭｎＳ上に析出するために
必要な元素であり、そのためには０．０００５％以上が
必要である。一方Ｎが０．０３％を越えると粗大な窒化
物が生成し、靭性が低下する。従って、Ｎは０．０００
５〜０．０３％の範囲に限定した。
【００３６】この他、不可避的元素であるＰは、レール
鋼の靭性を下げるためできるだけ低減させるため、０．
０３％以下にすることが望ましい。
鋼の靭性を下げるためできるだけ低減させるため、０．
０３％以下にすることが望ましい。
【００３７】不可避的元素であるＳは、ＳはＭｎと結合
してＭｎＳを析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制
する効果があり、またパーライト変態時の変態核となる
機能を持つ。しかしながら多量に含有すると、粗大なＭ
ｎＳを生成してレール鋼の靭性を下げるので、０．０３
％以下にすることが望ましい。
してＭｎＳを析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制
する効果があり、またパーライト変態時の変態核となる
機能を持つ。しかしながら多量に含有すると、粗大なＭ
ｎＳを生成してレール鋼の靭性を下げるので、０．０３
％以下にすることが望ましい。
【００３８】また、Ａｌは製鋼時の脱酸剤や炉材から混
入して残存するものであるが、０．０５％を超えるとＡ
ｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下をもたらすことから、
０．０５％以下であることが望ましい。
入して残存するものであるが、０．０５％を超えるとＡ
ｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下をもたらすことから、
０．０５％以下であることが望ましい。
【００３９】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溶製
を行い、この溶鋼を造塊あるいは連続鋳造法により凝固
させ、さらに熱間圧延法を経て製造する。さらに圧延終
了に引き続き、あるいは熱処理する目的でオーステナイ
ト域温度まで再加熱してから、７００〜５００℃間を１
〜５℃/secで加速冷却を行う。加速冷却すると低温でパ
ーライト変態を生じるため、レール鋼はパーライトの変
態核の生成速度が向上し、パーライト粒が微細になり、
強度増加に加えて、レール鋼の靭性向上を達成すること
ができる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec未満の
ときは必要強度を得ることができず、５℃/secを超える
場合はマルテンサイトが生成し、延性、靭性が低下す
る。従って冷却速度は１〜５℃/secに限定した。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
いることが望ましい。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊あるいは連続鋳造法により凝固
させ、さらに熱間圧延法を経て製造する。さらに圧延終
了に引き続き、あるいは熱処理する目的でオーステナイ
ト域温度まで再加熱してから、７００〜５００℃間を１
〜５℃/secで加速冷却を行う。加速冷却すると低温でパ
ーライト変態を生じるため、レール鋼はパーライトの変
態核の生成速度が向上し、パーライト粒が微細になり、
強度増加に加えて、レール鋼の靭性向上を達成すること
ができる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec未満の
ときは必要強度を得ることができず、５℃/secを超える
場合はマルテンサイトが生成し、延性、靭性が低下す
る。従って冷却速度は１〜５℃/secに限定した。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
いることが望ましい。
【００４０】
【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に示す
成分からなる溶鋼からレールを製造した。本発明例は硬
度を上げるために、圧延後のオーステナイト域からの加
速冷却処理により、７００℃〜５００℃間の冷却速度を
１〜５℃/secの範囲で冷却した。なお比較例ｄは本発明
例Ｃと同一鋼材であるが、圧延後に放冷したものであ
る。レール頭頂面下５mmにおけるビッカース硬度の測定
結果を表中に示す。
高強度レールの製造実施例について述べる。表１に示す
成分からなる溶鋼からレールを製造した。本発明例は硬
度を上げるために、圧延後のオーステナイト域からの加
速冷却処理により、７００℃〜５００℃間の冷却速度を
１〜５℃/secの範囲で冷却した。なお比較例ｄは本発明
例Ｃと同一鋼材であるが、圧延後に放冷したものであ
る。レール頭頂面下５mmにおけるビッカース硬度の測定
結果を表中に示す。
【００４１】表２は、これらのレール鋼の引張試験強
度、伸び、および２mmＵノッチシャルピー試験における
＋２０℃での衝撃値、ミクロ組織の観察結果を示す。引
張試験は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、平行部長さ３０mmの試験片で行
った。ミクロ組織の観察はレール上面の表面下５mmで行
った。
度、伸び、および２mmＵノッチシャルピー試験における
＋２０℃での衝撃値、ミクロ組織の観察結果を示す。引
張試験は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、平行部長さ３０mmの試験片で行
った。ミクロ組織の観察はレール上面の表面下５mmで行
った。
【００４２】この結果、本発明例は比較例に比べて十分
に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。この試験条件はロシアのΓoct 規格
に基づくものであり、同規格では高強度熱処理レールの
＋２０℃での衝撃値は２５Ｊ／cm2 以上が必要とされて
おり、本発明例はいずれもΓoct 規格に定められたシャ
ルピー衝撃値を十分に満たしている。
に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。この試験条件はロシアのΓoct 規格
に基づくものであり、同規格では高強度熱処理レールの
＋２０℃での衝撃値は２５Ｊ／cm2 以上が必要とされて
おり、本発明例はいずれもΓoct 規格に定められたシャ
ルピー衝撃値を十分に満たしている。
【００４３】比較例ａは衝撃値はΓoct 規格を満足して
いるが、Ｃが低すぎるために初析フェライトが粒界に生
じており好ましくない。比較例ｂ，ｃはＣが高いため衝
撃値が低い。比較例ｄは圧延後に放冷しているため硬度
が低く、結晶粒が粗大であり衝撃値が低い。比較例ｅは
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどの強化元素が入っていないため硬
度が上がらず、衝撃値も低い。比較例ｆは強化元素Ｍ
ｎ，Ｃｒが過剰な例であり、マルテンサイトが生じて衝
撃値が低くなった。
いるが、Ｃが低すぎるために初析フェライトが粒界に生
じており好ましくない。比較例ｂ，ｃはＣが高いため衝
撃値が低い。比較例ｄは圧延後に放冷しているため硬度
が低く、結晶粒が粗大であり衝撃値が低い。比較例ｅは
Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどの強化元素が入っていないため硬
度が上がらず、衝撃値も低い。比較例ｆは強化元素Ｍ
ｎ，Ｃｒが過剰な例であり、マルテンサイトが生じて衝
撃値が低くなった。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【発明の効果】以上のようにＣ含有量を適正な範囲とす
ることによって、セメンタイト層の厚みの低下、塑
性変形能の向上、が得られること、および、Ｃ含有量低
下に伴う強度低下を、加速冷却による低温変態を用いて
補うことで、結晶粒が微細化し、安定して２５Ｊ／cm2
の衝撃値を得ることができる。すなわち、本発明により
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールまた
はその製造方法を提供できる。
ることによって、セメンタイト層の厚みの低下、塑
性変形能の向上、が得られること、および、Ｃ含有量低
下に伴う強度低下を、加速冷却による低温変態を用いて
補うことで、結晶粒が微細化し、安定して２５Ｊ／cm2
の衝撃値を得ることができる。すなわち、本発明により
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールまた
はその製造方法を提供できる。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年９月２１日（２０００．９．２
１）
１）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】追加
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼の硬度に対するＣ含有量と衝撃値との関係を
示す図である。
示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K042 AA04 BA02 CA02 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA01 DA06 DC02 DE02 DE05 DE06
Claims (7)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．６０〜０．７２％ を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライト組織
であり、レール頭部上面の表面下５mmでの硬度がビッカ
ース硬度番号で３３０以上であることを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。 - 【請求項２】 質量％で、さらに、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト系
レール。 - 【請求項３】 質量％で、さらに、 Ｎｉ：０．１〜４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
もしくは２記載の靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。 - 【請求項４】 質量％で、さらに、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％ Ｂ ：０．０００１〜０．００５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１ないし３のいずれかに記載の靭性および延性に優れ
た高強度パーライト系レール。 - 【請求項５】 質量％で、さらに、 Ｖ ：０．００５〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
ないし４のいずれかに記載の靭性および延性に優れた高
強度パーライト系レール。 - 【請求項６】 質量％で、さらに、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３％ を含有することを特徴とする請求項５記載の靭性および
延性に優れた高強度パーライト系レール。 - 【請求項７】 請求項１ないし６のいずれかに記載の成
分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した後、熱
延まま、あるいは熱延後の加熱によってオーステナイト
域温度とし、前記レールの少なくとも頭部を、７００〜
５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却することを特徴と
する靭性および延性に優れた高強度パーライト系レール
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000255377A JP4331874B2 (ja) | 2000-08-25 | 2000-08-25 | パーライト系レールおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000255377A JP4331874B2 (ja) | 2000-08-25 | 2000-08-25 | パーライト系レールおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002069583A true JP2002069583A (ja) | 2002-03-08 |
| JP4331874B2 JP4331874B2 (ja) | 2009-09-16 |
Family
ID=18744176
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000255377A Expired - Fee Related JP4331874B2 (ja) | 2000-08-25 | 2000-08-25 | パーライト系レールおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4331874B2 (ja) |
Cited By (2)
| 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 |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
-
2000
- 2000-08-25 JP JP2000255377A patent/JP4331874B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| 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 |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| AU2007230254B2 (en) * | 2006-03-16 | 2010-12-02 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| 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 |
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| JP4331874B2 (ja) | 2009-09-16 |
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