JP2005163088A - 耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 質量%で、C:0.60〜1.40%を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち700℃以上のレール頭部表面を2〜20℃/sec 以上の冷却速度で680〜550℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を700〜950℃に昇温させた後、断面減少率2〜20%の仕上げ圧延を行うことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
【選択図】 図3
Description
例えば、JIS E1101−1990に示されている炭素量0.6〜0.7mass%の普通炭素鋼レールでは、JIS3号Uノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は12〜18J/cm2 程度であり、このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壊を引き起こすといった問題があった。
また近年、レール鋼は耐摩耗性改善のためより一層の高炭素化を進めており、これに伴い、延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。
しかしレールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。
1) 高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続3パス 以上の圧延を行う高延性レールの製造法(特許文献1)。
2) 高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、さらに連 続圧延を行った後、圧延終了後に加速冷却を行う高耐摩耗性・高靭性レールの製造 方法(特許文献2)。
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、整粒の微細オーステナイト粒を得、安定的に延性や靭性を向上させるレール製造方法の開発が求められていた。
(1)質量%で、C:0.60〜1.40%を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち700℃以上のレール頭部表面を2〜20℃/sec 以上の冷却速度で680〜550℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を700〜950℃に昇温させた後、断面減少率2〜20%の仕上げ圧延を行うことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
(2)前記(1)において、前記仕上げ圧延を連続で2パス以上、かつ、パス間時間を5〜20sec とすることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
(1) Si:0.05〜2.00%、Mn:0.05〜2.00%の1種または2種、
(2) Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%の1種または2種、
(3) V :0.005〜0.50%、Nb:0.002〜0.050%の1種または
2種、
(4) B :0.0001〜0.0050%、
(5) Co:0.10〜2.00%、Cu:0.01〜1.00%の1種または2種、
(6) Ni:0.01〜1.00%、
(7) Ti:0.0050〜0.0500%、Mg:0.0005〜0.0200%、
Ca:0.0005〜0.0150%の1種または2種以上、
(8) Al:0.0100〜1.00%、
(9) Zr:0.0001〜0.2000%、
(10) N :0.0040〜0.0200%。
まず本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、抜本的にレールの延性を改善する方法を検討した。様々な熱間加工実験を行った結果、一旦パーライト変態させ、その後、昇温により逆変態させたオーステナイト粒は非常に微細になること、さらに粒成長性も低いことを確認した。
そこで本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒を用いて、レールの延性を改善する方法を検討した。その結果、加速冷却によるパーライト変態によって発生するパーライト変態発熱、レール内部からの復熱を利用することにより、逆変態させるために必要な温度上昇が得られることを見出した。
また本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒をさらに微細化する方法を検討した。その結果、この逆変態させたオーステナイト粒を熱間圧延することにより、さらにオーステナイト粒が微細化することを確認した。
これらの熱間圧延条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、少なくともある温度域まで加速冷却することにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や延性が確保できることを見出した。
(1)鋼レールの化学成分の限定理由
始めに、レール鋼の化学成分を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Cは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。C量が0.60%未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またC量が1.40%を超えると、本製造方法では旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や延性が低下する。このためC量を0.60〜1.40%に限定した。
V,Nbは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Alは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させる。Zrは、ZrO2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Nは、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライト組織を微細にすることにより、靭性を向上させることが主な添加目的である。
Siは、脱酸材として必須の成分である。またパーライト組織中のフェライト相への固溶強化によりレール頭部の硬度(強度)を上昇させる元素である。さらに過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、0.05%未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また2.00%を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためSi量を0.05〜2.00%に限定した。
まず、仕上げ圧延前の加速冷却速度開始温度について説明する。
レール頭部の加速冷却速度開始温度が700℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、加速冷却後のパーライト変態発熱量が減少する。その結果、熱間圧延後のレール頭部の温度上昇量が減少し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。このため、仕上げ圧延前のレール頭部の加速冷却速度開始温度を700℃以上とした。
レール頭部の加速冷却速度が2℃/sec 未満では、加速冷却後のレール内部からの復熱が十分に得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。また本成分系では初析フェライト組織や初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際に、昇温条件によっては完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。
また、加速冷却速度が20℃/sec を超えると、加速冷却後のレール内部からの復熱量が過大となり、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、レール頭部の延性向上が困難となる。このためレール頭部の加速冷却速度の範囲を2〜20℃/sec の範囲に限定した。
680℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、パーライト変態が完了に終了せず、逆変態によるオーステナイト粒の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。また550℃未満の温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、加速冷却後のレール内部からの復熱やパーライト変態発熱を加えても、十分な温度上昇が得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなり、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延前に680〜550℃まで加速冷却を行うことを限定した。
加速冷却後のレール頭部の昇温温度を700〜950℃に限定した理由を説明する。
圧延後のレール頭部の昇温温度が950℃を超えると、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、その後に熱間圧延を行ってもオーステナイト粒が微細化せず、レール頭部の延性向上が困難となる。加速冷却後のレール頭部の昇温温度が700℃未満となると、パーライト組織が完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。さらに、レール圧延時の熱間成形性が確保できず、レールとして必要な寸法精度を確保できない。このため加速冷却後のレール頭部の昇温温度を700〜950℃に限定した。
仕上げ圧延時の1パス当たりの断面減少率を2〜20%の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時の1パス当たりの断面減少率が20%を超えると、熱間圧延後の加工発熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。さらにレールの圧延成形が困難となる。また、仕上げ圧延時の1パス当たりの断面減少率が2%未満では、レール頭部のオーステナイト粒を再結晶させるのに必要な最低限の歪み量を確保できず、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延時の1パス当たりの断面減少率を2〜20%の範囲に限定した。
連続圧延時の圧延回数を2パス以上に限定した理由を説明する。
連続圧延時の圧延回数が1パスの場合、レール圧延時の断面減少率を2〜20%の範囲では、圧延時のレール頭部表面温度によっては、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が十分に微細化せず、レールの延性が十分に改善しない。このため連続圧延時の圧延回数を2パス以上に限定した。
連続圧延時のパス間時間を10秒以下に限定した理由を説明する。
連続圧延時のパス間時間が10秒を超えると、圧延後のオーステナイト粒の粒成長により、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性の十分な向上が図れない。このため連続圧延時のパス間時間を10秒以下に限定した。
ここでパス間時間について定義する。パス間時間とは、本発明においては、熱間圧延終了後から次の圧延の前処理として行われる加速冷却を開始するまでの時間を意味する。したがって、本発明では、パス間時間がXsec の場合は、1パス目圧延後にXsec 経過したのち、2パス目の圧延が行われるものではない。
熱間圧延後のレール頭部の加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部の加速冷却速度開始温度が700℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性が確保できない。またパーライト組織が粗大化し、レール頭部の延性も低下する。さらに、高炭素鋼においては加速冷却前に初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。このためレール頭部の加速冷却速度開始温度を700℃以上とした。
レール頭部の加速冷却速度が5℃/sec 未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。また加速冷却速度が30℃/sec を超えると、本成分系ではマルテンサイト組織が生成し、レール頭部の靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を5〜30℃/sec の範囲に限定した。
550℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を終了すると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。その結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。このため少なくとも550℃まで加速冷却を行うことを限定した。
なお、レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定してないが、レール頭部の硬度を確保し、かつ頭部内部の偏析部等に生成しやすいマルテンサイト組織の生成を防止するには、実質的に400℃が下限となる。
図1はレール部位の呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図2に示す頭頂部(符号:1)および頭部コーナー部(符号:2)を含む部分である。圧延時のレール頭部表面温度は、頭頂部(符号:1)および頭部コーナー部(符号:2)の頭部表面の温度を制御することにより、圧延後のオーステナイト粒の微細化が図れ、レールの延性を向上させることができる。
なお、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
表1に供試レール鋼の化学成分を示す。
表2は、表1に示す供試レール鋼を用いて、本発明のレール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表3は、表1に示す供試レール鋼を用いて、比較レール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
図1はレール各部位の呼称を示したものである。図1において、1は頭頂部、2は頭部コーナー部である。図2は、表2と表3に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。また図3は、表2に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと、表3に示す比較レール製造方法で製造したレールの、頭部引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
・本発明熱処理レール(15本) 符号1〜15
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲内の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・比較熱処理レール (11本) 符号16〜26
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲外の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・頭部引張試験
試験機:万能小型引張試験機
試験片形状:JIS4号相似
平行部長さ:25mm、平行部直径:6mm、
伸び測定評点間距離:21mm
試験片採取位置:レール頭部表面下5mm(図2参照)
引張速度:10mm/min
試験温度:常温(20℃)
また図3に示すように、本発明レール鋼(符号:1〜15)は、比較レール鋼(符号:16〜26)と比べて、同一炭素量で比較すると、いずれの炭素量においてもレール頭部の延性が向上している。
2:頭部コーナー部
Claims (13)
- 質量%で、C:0.60〜1.40%を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち700℃以上のレール頭部表面を2〜20℃/sec 以上の冷却速度で680〜550℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を700〜950℃に昇温させた後、断面減少率2〜20%の仕上げ圧延を行うことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
- 前記仕上げ圧延を連続で2パス以上、かつ、パス間時間を5〜20sec とする圧延を施すことを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
- 質量%でさらに、
Si:0.05〜2.00%、
Mn:0.05〜2.00%
の1種または2種を含有し、残部が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または2に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Cr:0.05〜2.00%、
Mo:0.01〜0.50%
の1種または2種を含有することを特徴とする請求項3に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
V :0.005〜0.500%、
Nb:0.002〜0.050%
の1種または2種を含有することを特徴とする請求項3または4に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
B :0.0001〜0.0050%
を含有することを特徴とする請求項3〜5のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Co:0.10〜2.00%、
Cu:0.01〜1.00%
の1種または2種を含有することを特徴とする請求項3〜6のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Ni:0.01〜1.00%
を含有することを特徴とする請求項3〜7のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Ti:0.0050〜0.0500%、
Mg:0.0005〜0.0200%、
Ca:0.0005〜0.0150%
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3〜8のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Al:0.0100〜1.00%
を含有することを特徴とする請求項3〜9のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
Zr:0.0001〜0.2000%
を含有することを特徴とする請求項3〜10のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 質量%でさらに、
N :0.0040〜0.0200%
を含有することを特徴とする請求項3〜11のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 - 熱間圧延後の700℃以上の鋼レールを、引き続き冷却速度5〜30℃/sec で少なくとも550℃まで加速冷却し、その後放冷し、パーライト変態させることを特徴とする請求項1〜12のいずれか1項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
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