JP2004043865A - 延靭性に優れたパーライト系高強度レールおよびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高炭素鋼レールにおいて、鋼中のＮ量を高めてオーステナイト結晶粒界にＮの偏析を起こすことにより粒界Ｃ量を低下させ、初析セメンタイトの生成駆動力を低下させることにより、均一なパーライト組織を得る。
【解決手段】質量％でＣ：０．７２〜１．４％、Ｓｉ：０．５超〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｎ：０．００７〜０．０３０％を含有し、さらにＶ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００１％以下に規制したパーライト系高強度レール。さらに質量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｍｏ：０．０１５％〜０．０４０％を含有する。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％でＣ：０．７２〜１．４％、Ｓｉ：０．５超〜１．０％、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｎ：０．００７〜０．０３０％を含有し、さらにＶ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００１％以下に規制したパーライト系高強度レール。さらに質量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｍｏ：０．０１５％〜０．０４０％を含有する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はレール頭部表面近傍の組織を均一なパーライト単相組織と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方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鉄道輸送は輸送効率向上のための重積載化、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。すなわち急曲線区間においてレール頭部の磨耗は増大し、レールゲージコーナー（ＧＣ）内部の応力集中部からの疲労損傷が増加している。このようなレールの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行われてきた。その結果、最近では０．８５％超のＣ量を含有する過共析鋼レールが開発され実用に供されるようになった。
【０００３】
一方、寒冷地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・延性改善がレール寿命延伸のために重要な課題になっている。鋼材はＣ量が高くなるに従って硬くて脆い初析セメンタイト相が旧オーステナイト粒界に粗大に析出しやすくなる。このような粗大な初析セメンタイトが生じるとそれが破壊起点となるため延靭性が劣化する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
初析セメンタイトを抑制する方法としては特開２００２−６９５８５号公報に記載されているようにＡｌ，Ｓｉを多量に添加する方法がある。しかしながら、このような多量添加では製造コストが上昇するという問題があった。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明はＮを添加することにより、オーステナイト粒界に偏析するＣ量を低下させ、セメンタイトの生成を抑制するものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．７２〜１．４％、 Ｓｉ：０．５超〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、 Ｎ ：０．００７〜０．０３０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レール頭部断面において鋼材表面から２ｍｍ以上内部であり３０ｍｍまでの金属組織が均一なパーライト組織であり鋼材表面から５ｍｍ点の硬度がＨｖ３３０以上、Ｈｖ４６０未満であることを特徴とする延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００６】
（２）鋼中のＶ，Ｔｉ，Ｂが質量％で、
Ｖ ：０．００１％以下、 Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｂ ：０．０００１％以下
に規制され、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１）記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００７】
（３）質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０５％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０４０％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１），（２）記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００８】
（４）前記（１）ないし（３）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の高温状態もしくは熱間圧延後の再加熱によってオーステナイト域温度とした状態から、前記レールの頭部が少なくとも７００℃から５５０℃まで冷却する期間を冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする延靭性に優れた高強度パーライト系レールの製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
レール鋼の圧延素材は転炉、電気炉などで成分調整され、必要に応じて脱ガス処理などを経た後、凝固させて製造する。その後圧延素材は１２００〜１３５０℃に再加熱されて複数の孔形圧延機により徐々に熱間成形され、８００〜１１００℃でレール形状に仕上げられる。加熱炉で再加熱されてから圧延終了までの金属組織は面心立方晶のオーステナイト組織である。
【００１０】
高速軌道、重荷重軌道の曲線部においては耐摩耗性、耐内部疲労損傷性を確保するために１０００ＭＰａ以上の高強度が要求される。レール鋼の金属組織はフェライトとセメンタイトの微細な層状組織をなしておりパーライトラメラー構造と呼ばれる。パーライト鋼はセメンタイト相とフェライト相の層間隔すなわちラメラー間隔が狭いほど強度は高くなる。ラメラー間隔は変態温度が下がるにしたがって狭くなる。高強度のレール鋼材を得るためには圧延終了後、あるいはいったん室温まで冷却した後にオーステナイト域温度まで再加熱し、パーライト変態温度域である７００〜５５０℃を加速冷却する必要がある。ただし、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、１０℃／ｓｅｃを超える場合はベイナイト組織、マルテンサイト組織が生成するため好ましくない。なお加速冷却の際に水などの液体によるスプレイ、浸漬による冷却法を採用すると、鋼材表層に膜沸騰現象が生じて冷却むらを招き易い。このため冷却媒体は空気、あるいは空気−水ミストが望ましい。
【００１１】
さて、原子半径の小さいＣ、ＮはＦｅの結晶格子が乱れているオーステナイト粒界に存在することでエネルギー的に安定化する。このためＣ、Ｎはオーステナイト結晶粒界に偏析しやすい。共析点以上のＣ量を含有する過共析組成の鋼材の結晶粒界はＣ偏析により初析セメンタイトが析出しやすい状態にある。また初析セメンタイトの析出は冷却速度にも依存し、冷却速度が遅いほど析出しやすくなる。セメンタイトは硬くて延性に乏しいためオーステナイト粒界にまとまった形態で析出すると鋼材の延靭性を劣化させる。したがって過共析鋼ではこの初析セメンタイトをいかに抑制するかが重要である。
【００１２】
本発明者らは鋼中のＮ量を高めた場合、７００℃前後の高温域では変態速度が遅れて、初析セメンタイト析出が抑制されることを発見した。本発明者らはこの原因を以下のように推定している。セメンタイトはＦｅ３ Ｃという結晶構造であり、その析出には多量のＣが必要である。過共析鋼をオーステナイト安定温度域から徐々に冷却してくると７００℃付近からセメンタイトの析出が始まる。このとき含有Ｎ量が高い鋼材のオーステナイト結晶粒界にはＮの偏析が起こり、Ｎ含有量の低い鋼材に比較して粒界のＣ量は低下する。このためＮ含有量の高い鋼材では粒界での初析セメンタイトの生成駆動力が低下するものと考えられる。
【００１３】
このような均一なパーライト組織は、車輪からの衝撃的な負荷の加わりやすいレールの頭部に少なくとも形成されている必要がある。ただしレール表面から２ｍｍ以内のごく表層部は、Ｃが大気中に放出されるために脱炭層が生じて初析フェライトが生じやすい。このためレール表面から２ｍｍ以内は本特許の対象外とする。また鋼材表面から２５ｍｍ以上内部では車輪との接触によって発生する応力は小さくなるため、初析セメンタイトが生じたとしても実用上の問題が無いため対象外とした。
【００１４】
以下レール鋼の成分を限定した理由について述べる。成分の含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは、レール鋼における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る。０．７２％未満では必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また１．４％を超えると初析セメンタイトの生成が避けられないため、０．７２〜１．４％に限定した。
【００１５】
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に寄与し、若干の靭性および延性改善効果がある。０．５％以下ではそれらの効果は少なく、１．０％を超えると脆化をもたらし溶接性も低下するので、０．５超〜１．０％に限定した。
【００１６】
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、０．４％未満では効果が小さく、１．４％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好ましくない。
【００１７】
Ｎ：Ｎはオーステナイト粒界に偏析してＣの粒界偏析量を低下させて、７００℃前後で初析セメンタイトの生成を抑制し、６００℃前後ではパーライト変態を促進する。そのためには０．００７％以上が必要である。しかし、Ｎが０．０３０％を超えると高温脆化現象が起き、鋳造における鋼材内部割れが起きるため好ましくない。
【００１８】
Ｖ：ＶはＶ窒化物を析出して固溶Ｎ量を減ずるため、０．００１％以下であることが好ましい。
【００１９】
Ｔｉ：ＴｉはＶと同様、Ｔｉ窒物を析出して固溶Ｎ量を減ずるため、０．００５％以下であることが好ましい。
【００２０】
Ｂ：Ｂはオーステナイト粒界に偏析してＮの効果を減じるため、０．０００１％以下であることが望ましい。
【００２１】
さらに本発明においては、上記成分の他に必要に応じて１種または２種以上のＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｍｏの添加によって、フェライト地の靭性改善、初析セメンタイトの防止により高靭性を得ることができ、さらに冷却過程における加速冷却によって、より高強度を得ることができる。
【００２２】
これらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
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とともに、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だけでなく、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ため好ましくない。
【００２３】
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る。ただし、Ｎｉが０．０１％未満の場合にはその効果が少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２４】
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る。ただし、Ｃｕが０．０１％未満の場合にはその効果が少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２５】
Ａｌ：Ａｌはセメンタイトの生成駆動力を低下させて初析セメンタイトの生成を抑制する効果がある。ただしＡｌが０．００２％未満ではこの効果は無く、０．０５％を超えるとＡｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下をもたらすため好ましくない。
【００２６】
Ｍｏ：Ｍｏはパーライト核生成後の成長速度を抑制して、多くの核が成長する機会を増すためパーライト結晶粒径を微細にする効果がある。しかし０．０１５％以下ではその効果が小さく、０．０４０％を超える含有量ではＭｏの偏析部においてパーライト変態速度が過剰に低下し、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るため好ましくない。
【００２７】
その他、Ｐは鋼中に不可避に含有されフェライト層を脆化させて衝撃特性を低下するため０．０１５％以下であることが好ましい。Ｏは０．０１％を超えるとになると粗大な酸化物が生じて靭性の低下をもたらすため好ましくない。Ｓも鋼中に不可避に含有されるが０．０２％以下であれば材質に及ぼす影響は小さい。
【００２８】
また表面からの加速冷却により変態温度を下げて硬度を増加させる。冷却速度は表層ほど速く、鋼材内部は冷却速度が低下する。このため硬度は内部に向かって低下していく。一方レールは経年使用されるとともに摩耗が進むため、表層から３０ｍｍ程度の範囲の硬度が重要である。また、ごく表層は製造条件にもとづく脱炭層状態の変化により、硬度が若干変動する。このためレール硬度を既定する上で表面下５ｍｍ程度の位置を基準とすることが簡便である。この５ｍｍ点の硬度がＨｖ３３０未満では重荷重鉄道での使用において摩耗量が多く、レール交換周期が短くなるため好ましくない。一方、Ｈｖ４６０を超える硬度はパーライト組織では達成困難であり、微細なマルテンサイトなどの異組織が混入するおそれがある。
【００２９】
【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圧延素材からレールを製造した。
【００３０】
【表１】
【００３１】
表２はそれぞれの鋼種につき７００℃〜５５０℃間の冷却速度を１〜１０℃／ｓｅｃの範囲で変化させたレール鋼の引張試験強度、伸びおよび試験温度２０℃での２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験結果、初析セメンタイト分率を示す。シャルピー試験片はレール頭頂面下３ｍｍが試験片上面になるように、レール長手方向に採取してノッチを頭頂面側に加工した。また初析セメンタイト分率は、レールの頭部垂直断面の頭頂面から３０ｍｍ下を倍率２００倍で３視野、顕微鏡撮影し、その写真から点算法により算出した。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０ｍｍ深さから採取しており、平行部直径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍのＪＩＳ４号相似試験片とした。
【００３２】
本発明のＮ添加鋼は比較例に比べ、初析セメンタイトが減少して衝撃値、伸び値が改善した。
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】
本発明により均一なパーライト組織を有する高耐摩耗性レールが得られる。
【発明の属する技術分野】
本発明はレール頭部表面近傍の組織を均一なパーライト単相組織と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方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鉄道輸送は輸送効率向上のための重積載化、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。すなわち急曲線区間においてレール頭部の磨耗は増大し、レールゲージコーナー（ＧＣ）内部の応力集中部からの疲労損傷が増加している。このようなレールの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行われてきた。その結果、最近では０．８５％超のＣ量を含有する過共析鋼レールが開発され実用に供されるようになった。
【０００３】
一方、寒冷地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・延性改善がレール寿命延伸のために重要な課題になっている。鋼材はＣ量が高くなるに従って硬くて脆い初析セメンタイト相が旧オーステナイト粒界に粗大に析出しやすくなる。このような粗大な初析セメンタイトが生じるとそれが破壊起点となるため延靭性が劣化する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
初析セメンタイトを抑制する方法としては特開２００２−６９５８５号公報に記載されているようにＡｌ，Ｓｉを多量に添加する方法がある。しかしながら、このような多量添加では製造コストが上昇するという問題があった。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明はＮを添加することにより、オーステナイト粒界に偏析するＣ量を低下させ、セメンタイトの生成を抑制するものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．７２〜１．４％、 Ｓｉ：０．５超〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、 Ｎ ：０．００７〜０．０３０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レール頭部断面において鋼材表面から２ｍｍ以上内部であり３０ｍｍまでの金属組織が均一なパーライト組織であり鋼材表面から５ｍｍ点の硬度がＨｖ３３０以上、Ｈｖ４６０未満であることを特徴とする延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００６】
（２）鋼中のＶ，Ｔｉ，Ｂが質量％で、
Ｖ ：０．００１％以下、 Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｂ ：０．０００１％以下
に規制され、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１）記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００７】
（３）質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０５％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０４０％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１），（２）記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。
【０００８】
（４）前記（１）ないし（３）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の高温状態もしくは熱間圧延後の再加熱によってオーステナイト域温度とした状態から、前記レールの頭部が少なくとも７００℃から５５０℃まで冷却する期間を冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする延靭性に優れた高強度パーライト系レールの製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
レール鋼の圧延素材は転炉、電気炉などで成分調整され、必要に応じて脱ガス処理などを経た後、凝固させて製造する。その後圧延素材は１２００〜１３５０℃に再加熱されて複数の孔形圧延機により徐々に熱間成形され、８００〜１１００℃でレール形状に仕上げられる。加熱炉で再加熱されてから圧延終了までの金属組織は面心立方晶のオーステナイト組織である。
【００１０】
高速軌道、重荷重軌道の曲線部においては耐摩耗性、耐内部疲労損傷性を確保するために１０００ＭＰａ以上の高強度が要求される。レール鋼の金属組織はフェライトとセメンタイトの微細な層状組織をなしておりパーライトラメラー構造と呼ばれる。パーライト鋼はセメンタイト相とフェライト相の層間隔すなわちラメラー間隔が狭いほど強度は高くなる。ラメラー間隔は変態温度が下がるにしたがって狭くなる。高強度のレール鋼材を得るためには圧延終了後、あるいはいったん室温まで冷却した後にオーステナイト域温度まで再加熱し、パーライト変態温度域である７００〜５５０℃を加速冷却する必要がある。ただし、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、１０℃／ｓｅｃを超える場合はベイナイト組織、マルテンサイト組織が生成するため好ましくない。なお加速冷却の際に水などの液体によるスプレイ、浸漬による冷却法を採用すると、鋼材表層に膜沸騰現象が生じて冷却むらを招き易い。このため冷却媒体は空気、あるいは空気−水ミストが望ましい。
【００１１】
さて、原子半径の小さいＣ、ＮはＦｅの結晶格子が乱れているオーステナイト粒界に存在することでエネルギー的に安定化する。このためＣ、Ｎはオーステナイト結晶粒界に偏析しやすい。共析点以上のＣ量を含有する過共析組成の鋼材の結晶粒界はＣ偏析により初析セメンタイトが析出しやすい状態にある。また初析セメンタイトの析出は冷却速度にも依存し、冷却速度が遅いほど析出しやすくなる。セメンタイトは硬くて延性に乏しいためオーステナイト粒界にまとまった形態で析出すると鋼材の延靭性を劣化させる。したがって過共析鋼ではこの初析セメンタイトをいかに抑制するかが重要である。
【００１２】
本発明者らは鋼中のＮ量を高めた場合、７００℃前後の高温域では変態速度が遅れて、初析セメンタイト析出が抑制されることを発見した。本発明者らはこの原因を以下のように推定している。セメンタイトはＦｅ３ Ｃという結晶構造であり、その析出には多量のＣが必要である。過共析鋼をオーステナイト安定温度域から徐々に冷却してくると７００℃付近からセメンタイトの析出が始まる。このとき含有Ｎ量が高い鋼材のオーステナイト結晶粒界にはＮの偏析が起こり、Ｎ含有量の低い鋼材に比較して粒界のＣ量は低下する。このためＮ含有量の高い鋼材では粒界での初析セメンタイトの生成駆動力が低下するものと考えられる。
【００１３】
このような均一なパーライト組織は、車輪からの衝撃的な負荷の加わりやすいレールの頭部に少なくとも形成されている必要がある。ただしレール表面から２ｍｍ以内のごく表層部は、Ｃが大気中に放出されるために脱炭層が生じて初析フェライトが生じやすい。このためレール表面から２ｍｍ以内は本特許の対象外とする。また鋼材表面から２５ｍｍ以上内部では車輪との接触によって発生する応力は小さくなるため、初析セメンタイトが生じたとしても実用上の問題が無いため対象外とした。
【００１４】
以下レール鋼の成分を限定した理由について述べる。成分の含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは、レール鋼における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る。０．７２％未満では必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また１．４％を超えると初析セメンタイトの生成が避けられないため、０．７２〜１．４％に限定した。
【００１５】
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に寄与し、若干の靭性および延性改善効果がある。０．５％以下ではそれらの効果は少なく、１．０％を超えると脆化をもたらし溶接性も低下するので、０．５超〜１．０％に限定した。
【００１６】
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、０．４％未満では効果が小さく、１．４％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好ましくない。
【００１７】
Ｎ：Ｎはオーステナイト粒界に偏析してＣの粒界偏析量を低下させて、７００℃前後で初析セメンタイトの生成を抑制し、６００℃前後ではパーライト変態を促進する。そのためには０．００７％以上が必要である。しかし、Ｎが０．０３０％を超えると高温脆化現象が起き、鋳造における鋼材内部割れが起きるため好ましくない。
【００１８】
Ｖ：ＶはＶ窒化物を析出して固溶Ｎ量を減ずるため、０．００１％以下であることが好ましい。
【００１９】
Ｔｉ：ＴｉはＶと同様、Ｔｉ窒物を析出して固溶Ｎ量を減ずるため、０．００５％以下であることが好ましい。
【００２０】
Ｂ：Ｂはオーステナイト粒界に偏析してＮの効果を減じるため、０．０００１％以下であることが望ましい。
【００２１】
さらに本発明においては、上記成分の他に必要に応じて１種または２種以上のＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｍｏの添加によって、フェライト地の靭性改善、初析セメンタイトの防止により高靭性を得ることができ、さらに冷却過程における加速冷却によって、より高強度を得ることができる。
【００２２】
これらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
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とともに、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だけでなく、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ため好ましくない。
【００２３】
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る。ただし、Ｎｉが０．０１％未満の場合にはその効果が少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２４】
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る。ただし、Ｃｕが０．０１％未満の場合にはその効果が少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２５】
Ａｌ：Ａｌはセメンタイトの生成駆動力を低下させて初析セメンタイトの生成を抑制する効果がある。ただしＡｌが０．００２％未満ではこの効果は無く、０．０５％を超えるとＡｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下をもたらすため好ましくない。
【００２６】
Ｍｏ：Ｍｏはパーライト核生成後の成長速度を抑制して、多くの核が成長する機会を増すためパーライト結晶粒径を微細にする効果がある。しかし０．０１５％以下ではその効果が小さく、０．０４０％を超える含有量ではＭｏの偏析部においてパーライト変態速度が過剰に低下し、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るため好ましくない。
【００２７】
その他、Ｐは鋼中に不可避に含有されフェライト層を脆化させて衝撃特性を低下するため０．０１５％以下であることが好ましい。Ｏは０．０１％を超えるとになると粗大な酸化物が生じて靭性の低下をもたらすため好ましくない。Ｓも鋼中に不可避に含有されるが０．０２％以下であれば材質に及ぼす影響は小さい。
【００２８】
また表面からの加速冷却により変態温度を下げて硬度を増加させる。冷却速度は表層ほど速く、鋼材内部は冷却速度が低下する。このため硬度は内部に向かって低下していく。一方レールは経年使用されるとともに摩耗が進むため、表層から３０ｍｍ程度の範囲の硬度が重要である。また、ごく表層は製造条件にもとづく脱炭層状態の変化により、硬度が若干変動する。このためレール硬度を既定する上で表面下５ｍｍ程度の位置を基準とすることが簡便である。この５ｍｍ点の硬度がＨｖ３３０未満では重荷重鉄道での使用において摩耗量が多く、レール交換周期が短くなるため好ましくない。一方、Ｈｖ４６０を超える硬度はパーライト組織では達成困難であり、微細なマルテンサイトなどの異組織が混入するおそれがある。
【００２９】
【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圧延素材からレールを製造した。
【００３０】
【表１】
表２はそれぞれの鋼種につき７００℃〜５５０℃間の冷却速度を１〜１０℃／ｓｅｃの範囲で変化させたレール鋼の引張試験強度、伸びおよび試験温度２０℃での２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験結果、初析セメンタイト分率を示す。シャルピー試験片はレール頭頂面下３ｍｍが試験片上面になるように、レール長手方向に採取してノッチを頭頂面側に加工した。また初析セメンタイト分率は、レールの頭部垂直断面の頭頂面から３０ｍｍ下を倍率２００倍で３視野、顕微鏡撮影し、その写真から点算法により算出した。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０ｍｍ深さから採取しており、平行部直径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍのＪＩＳ４号相似試験片とした。
【００３２】
本発明のＮ添加鋼は比較例に比べ、初析セメンタイトが減少して衝撃値、伸び値が改善した。
【００３３】
【表２】
【発明の効果】
本発明により均一なパーライト組織を有する高耐摩耗性レールが得られる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．７２〜１．４％、
Ｓｉ：０．５超〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、
Ｎ ：０．００７〜０．０３０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レール頭部断面において鋼材表面から２ｍｍ以上内部であり３０ｍｍまでの金属組織が均一なパーライト組織であり鋼材表面から５ｍｍ点の硬度がＨｖ３３０以上、Ｈｖ４６０未満であることを特徴とする延靭性に優れたパーライト系高強度レール。 - 鋼中のＶ，Ｔｉ，Ｂが質量％で、
Ｖ ：０．００１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｂ ：０．０００１％以下
に規制され、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。 - 質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０４０％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１もしくは２に記載の延靭性に優れたパーライト系高強度レール。 - 請求項１，２、ないし３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の高温状態もしくは熱間圧延後の再加熱によってオーステナイト域温度とした状態から、前記レールの頭部が少なくとも７００℃から５５０℃まで冷却する期間を冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする延靭性に優れた高強度パーライト系レールの製造方法。
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