JP3323272B2 - 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法 - Google Patents
延性および靭性に優れた高強度レールの製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、レール鋼のパーライト
組織を微細化して延性および靭性の向上を図った高強度
レールの製造法に関するものである。
組織を微細化して延性および靭性の向上を図った高強度
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。
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。
【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種以上を添加して溶鋼中の酸素を１０ppm
以下にし、Ｔｉを添加して溶製した、重量％でＣ：０．
５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００２〜０．０３
５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜
０．０５０％、Ｎ：０．０００５〜０．０２５０％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鋼片を製造し、
レールに熱間圧延して０．１〜１０μｍの大きさのＭｎ
Ｓの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１００００個存在
せしめることを特徴とする延性および靭性に優れた高強
度レールの製造法である。また、上記鋼片を熱間圧延し
た後、あるいはさらにオーステナイト域に加熱した後７
００〜５００℃の間を１〜５℃/secで加速冷却すること
を特徴とする前項記載の延性および靭性に優れた高強度
レールの製造法である。
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種以上を添加して溶鋼中の酸素を１０ppm
以下にし、Ｔｉを添加して溶製した、重量％でＣ：０．
５５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００２〜０．０３
５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜
０．０５０％、Ｎ：０．０００５〜０．０２５０％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鋼片を製造し、
レールに熱間圧延して０．１〜１０μｍの大きさのＭｎ
Ｓの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１００００個存在
せしめることを特徴とする延性および靭性に優れた高強
度レールの製造法である。また、上記鋼片を熱間圧延し
た後、あるいはさらにオーステナイト域に加熱した後７
００〜５００℃の間を１〜５℃/secで加速冷却すること
を特徴とする前項記載の延性および靭性に優れた高強度
レールの製造法である。
【０００９】
【作用】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Ｔ
ｉ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、この際Ｚ
ｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を添加することに
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、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
り一層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。
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Ｔ
ｉ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、この際Ｚ
ｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を添加することに
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、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
り一層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】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Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓ
ｉの１種または２種以上に限定した理由について述べ
る。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、Ｚｒは比重の大きい酸化物を生成し溶鋼から浮上す
る酸化物数の低下を抑制する目的で添加する。また、Ｍ
ｎ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。脱酸のもう１
つの目的は、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を
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、脱酸元素とし
てＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を添加し、少
なくともＴｉ添加前に溶鋼中の酸素量を１０ppm 以下に
し、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。
ず、脱酸の必要性および脱酸元素としてＺｒ，Ｍｎ，Ｓ
ｉの１種または２種以上に限定した理由について述べ
る。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、Ｚｒは比重の大きい酸化物を生成し溶鋼から浮上す
る酸化物数の低下を抑制する目的で添加する。また、Ｍ
ｎ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。脱酸のもう１
つの目的は、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を
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、脱酸元素とし
てＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの１種または２種以上を添加し、少
なくともＴｉ添加前に溶鋼中の酸素量を１０ppm 以下に
し、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】上記脱酸後の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１種または２種以上を添加
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、微細な酸化物が生成し、この酸化物を核としてＭｎ
Ｓ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（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０．１
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１０μｍを超える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、Ｍｎ
Ｓの個数を０．１〜１０μｍに限定した。また、ＭｎＳ
の個数を１mm2 あたり３０〜１００００個に限定した理
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１種または２種以上を添加
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、微細な酸化物が生成し、この酸化物を核としてＭｎ
Ｓ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（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０．１
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１０μｍを超える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、Ｍｎ
Ｓの個数を０．１〜１０μｍに限定した。また、ＭｎＳ
の個数を１mm2 あたり３０〜１００００個に限定した理
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。
【００１２】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。
【００１３】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ま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。
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ま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。
【００１４】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
より一層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活気す
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。
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
より一層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活気す
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％以上では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（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％以上では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。
【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。
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。
【００１７】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、０．００１％未満では、この効果が弱く、また０．
０５０％以上添加すると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、Ｔｉ
添加量を０．００１〜０．０５０％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、０．００１％未満では、この効果が弱く、また０．
０５０％以上添加すると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、Ｔｉ
添加量を０．００１〜０．０５０％の範囲に限定した。
【００１８】Ｎはパーライト変態核として作用するＭｎ
Ｓ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、０．０
２５０％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〜
０．０２５０％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。
Ｓ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、０．０
２５０％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〜
０．０２５０％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。
【００１９】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Ｖ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に析出したＶ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。
【００２０】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。
【００２１】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。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１
２％以上の伸び値が必要であるとしている。このような
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。
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。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１
２％以上の伸び値が必要であるとしている。このような
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。
【００２２】
【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
合を示し、さらに脱酸を行ったＴｉ添加、無添加鋼のそ
れぞれ冷却後の組織中に０．１〜１０μｍ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を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に供試鋼
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
合を示し、さらに脱酸を行ったＴｉ添加、無添加鋼のそ
れぞれ冷却後の組織中に０．１〜１０μｍ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を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。
【００２３】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。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】以上のように本発明法によって製造した
レールはオーステナイト結晶粒内からパーライト核を生
成させて、微細なパーライト組織となり、上記した各国
の規格を満足する優れた延性および靭性を有する高強度
レールを得ることができる。
レールはオーステナイト結晶粒内からパーライト核を生
成させて、微細なパーライト組織となり、上記した各国
の規格を満足する優れた延性および靭性を有する高強度
レールを得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 船木 秀一 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 (56)参考文献 特開 昭62−1811（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−279248（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−198216（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−56524（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/04 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 溶鋼にＺｒ，Ｍｎ，Ｓｉの脱酸元素を１
種または２種以上を添加して溶鋼中の酸素を１０ppm 以
下にし、Ｔｉを添加して溶製した、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：０．００１〜０．０５０％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０２５０％ 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鋼片を製造
し、レールに熱間圧延して０．１〜１０μｍの大きさの
ＭｎＳの生成個数が１mm2 あたり、３０〜１００００個
存在せしめることを特徴とする延性および靭性に優れた
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℃
の間を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 |
|---|---|---|---|
| JP07019793A JP3323272B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性および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 |
|---|---|---|---|
| JP07019793A JP3323272B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279850A JPH06279850A (ja) | 1994-10-04 |
| JP3323272B2 true JP3323272B2 (ja) | 2002-09-09 |
Family
ID=13424555
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07019793A Expired - Lifetime JP3323272B2 (ja) | 1993-03-29 | 1993-03-29 | 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3323272B2 (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 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09316598A (ja) * | 1996-03-27 | 1997-12-09 | Nippon Steel Corp | 耐摩耗性および溶接性に優れたパーライト系レールおよびその製造法 |
| CN105063267B (zh) * | 2015-08-24 | 2017-11-24 | 武汉钢铁有限公司 | 高强合金R320Cr钢轨的生产方法 |
-
1993
- 1993-03-29 JP JP07019793A patent/JP3323272B2/ja not_active Expired - Lifetime
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 |
| EP3072988A1 (en) | 2006-03-16 | 2016-09-28 | JFE Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06279850A (ja) | 1994-10-04 |
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