JP3445619B2 - 耐摩耗性および耐内部損傷性に優れたレールおよびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性および耐内部損傷性に優れたレールおよびその製造方法Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、重荷重鉄道に要求される耐摩耗性および耐
内部疲労損傷性を大きく向上させた鉄道用レールおよび
その製造法に関するものである。
内部疲労損傷性を大きく向上させた鉄道用レールおよび
その製造法に関するものである。
従来の技術
鉄道輸送の高効率化の手段として、列車速度の向上や
列車積載重量の増加が図られている。このような鉄道輸
送の効率化はレール使用環境の過酷化を意味し、レール
材質の一層の改善が要求されるに至っている。具体的に
は、重荷重鉄道の曲線区間に敷設されたレールでは摩耗
の増加が激しく、レール寿命低下が顕在化してきてい
る。しかしながら、最近のレール高強度化のための熱処
理技術の向上により、共析炭素鋼を用いた微細パーライ
ト組織を呈した高強度レール、たとえば、 頭部がソ
ルバイト組織、または、微細なパーライト組織の重荷重
用の熱処理レール（特公昭54−25490号公報参照）、
Cr,Nbなどの合金を添加し、耐摩耗性ばかりでなく溶
接部の硬度低下を改善した低合金熱処理レール（特開昭
59−19173号公報参照）などが開発され、重荷重鉄道の
レール寿命を飛躍的に改善してきた。
列車積載重量の増加が図られている。このような鉄道輸
送の効率化はレール使用環境の過酷化を意味し、レール
材質の一層の改善が要求されるに至っている。具体的に
は、重荷重鉄道の曲線区間に敷設されたレールでは摩耗
の増加が激しく、レール寿命低下が顕在化してきてい
る。しかしながら、最近のレール高強度化のための熱処
理技術の向上により、共析炭素鋼を用いた微細パーライ
ト組織を呈した高強度レール、たとえば、 頭部がソ
ルバイト組織、または、微細なパーライト組織の重荷重
用の熱処理レール（特公昭54−25490号公報参照）、
Cr,Nbなどの合金を添加し、耐摩耗性ばかりでなく溶
接部の硬度低下を改善した低合金熱処理レール（特開昭
59−19173号公報参照）などが開発され、重荷重鉄道の
レール寿命を飛躍的に改善してきた。
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼による微細
パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的
とするところは耐摩耗性を向上させるところにあった。
パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的
とするところは耐摩耗性を向上させるところにあった。
しかしながら、近年の重荷重鉄道ではより一層の鉄道
輸送効率化のために、貨物の高軸重化を強力に進めてお
り、特に急曲線軌道では上記開発のレールを用いても耐
摩耗性が困難となり、さらにレール頭部内部の疲労損傷
の発生も懸念されるようになっている。このような背景
から、現状の共析炭素鋼の高強度レール以上の耐摩耗性
および耐内部疲労損傷性を有するレールが求められるよ
うになった。
輸送効率化のために、貨物の高軸重化を強力に進めてお
り、特に急曲線軌道では上記開発のレールを用いても耐
摩耗性が困難となり、さらにレール頭部内部の疲労損傷
の発生も懸念されるようになっている。このような背景
から、現状の共析炭素鋼の高強度レール以上の耐摩耗性
および耐内部疲労損傷性を有するレールが求められるよ
うになった。
発明の開示
従来レール鋼として用いられてきた共析炭素成分のパ
ーライト組織の耐摩耗性を向上させ、さらにレール頭部
内部疲労損傷性を改善する方法として一般的にはパーラ
イト組織の硬さを向上させ、かつレール頭部内部までそ
れを維持する方法が考えられる。
ーライト組織の耐摩耗性を向上させ、さらにレール頭部
内部疲労損傷性を改善する方法として一般的にはパーラ
イト組織の硬さを向上させ、かつレール頭部内部までそ
れを維持する方法が考えられる。
しかしながら、共析炭素成分のパーライト組織を呈し
た高強度レールでは現状の硬さが上限であり、硬さの向
上およびそのレール頭部内部までの維持をねらって熱処
理冷却速度や合金添加量を増加させると、パーライト組
織中にマルテンサイト組織などの異常硬化相が生成し、
レールの延性、耐疲労損傷性を低下させるといった問題
があった。
た高強度レールでは現状の硬さが上限であり、硬さの向
上およびそのレール頭部内部までの維持をねらって熱処
理冷却速度や合金添加量を増加させると、パーライト組
織中にマルテンサイト組織などの異常硬化相が生成し、
レールの延性、耐疲労損傷性を低下させるといった問題
があった。
さらに、もう一つの解決策としてパーライト組織以外
の耐摩耗性の高い金属組織の利用が考えられるが微細パ
ーライト組織より安価で耐摩耗性に優れた材料は見い出
されていない。
の耐摩耗性の高い金属組織の利用が考えられるが微細パ
ーライト組織より安価で耐摩耗性に優れた材料は見い出
されていない。
したがって、マルテンサイトなどの異常硬化相を含ま
ず、パーライト組織を維持しながら耐摩耗性の向上、さ
らにはレール頭部内部疲労損傷性の改善に有効なレール
頭部内部まで高い硬さを維持できるレール鋼およびその
製造方法を提供することが課題である。
ず、パーライト組織を維持しながら耐摩耗性の向上、さ
らにはレール頭部内部疲労損傷性の改善に有効なレール
頭部内部まで高い硬さを維持できるレール鋼およびその
製造方法を提供することが課題である。
かかる状況に際し、本発明者らはパーライト組織の摩
耗機構を観察した結果、次のことを知見した。すなわち
車輪とのころがり接触下において加工硬化による硬さ
の上昇に加え、パーライトを形成する層状のフェライト
とセメンタイトの内、硬さの低いフェライトが絞り出さ
れ、その後ころがり接触面直下に硬さの高いセメンタイ
トのみが積み重なり耐摩耗性が確保されること、セメ
ンタイト形成に必要な炭素量を高くして、パーライト中
のセメンタイト比率を増加させると耐摩耗性が飛躍的に
向上することである。
耗機構を観察した結果、次のことを知見した。すなわち
車輪とのころがり接触下において加工硬化による硬さ
の上昇に加え、パーライトを形成する層状のフェライト
とセメンタイトの内、硬さの低いフェライトが絞り出さ
れ、その後ころがり接触面直下に硬さの高いセメンタイ
トのみが積み重なり耐摩耗性が確保されること、セメ
ンタイト形成に必要な炭素量を高くして、パーライト中
のセメンタイト比率を増加させると耐摩耗性が飛躍的に
向上することである。
さらに炭素量の高い鋼の連続冷却変態機構を観察した
結果、この炭素の高い鋼のセメンタイト形成を助長する
元素を複合添加すると従来の共析炭素を含有する鋼に比
較して、高い連続冷却速度まで安定してパーライト変態
を維持できること、すなわち、中間段階組織やマルテン
サイトなどの異種組織を含まない均一なパーライト組織
が広い冷却速度範囲で得られることを知見した。この効
果を用いるとレール頭部頭頂面直下からレール内部まで
高い硬さが維持できることが期待できる。
結果、この炭素の高い鋼のセメンタイト形成を助長する
元素を複合添加すると従来の共析炭素を含有する鋼に比
較して、高い連続冷却速度まで安定してパーライト変態
を維持できること、すなわち、中間段階組織やマルテン
サイトなどの異種組織を含まない均一なパーライト組織
が広い冷却速度範囲で得られることを知見した。この効
果を用いるとレール頭部頭頂面直下からレール内部まで
高い硬さが維持できることが期待できる。
本発明はかかる知見に基づき、重荷重鉄道用レールに
要求される耐摩耗・耐内部損傷性レールを提供すること
を目的とするものである。
要求される耐摩耗・耐内部損傷性レールを提供すること
を目的とするものである。
本発明は上記目的を達成するものであって、その要旨
とするところは、重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、さらに必要に応じて、 Cr:0.05〜1.00％、 Mo:0.01〜0.50％、 V :0.02〜0.30％、 Nb:0.002〜0.05％、 Co:0.10〜2.00％ の１種または２種以上を含有して、残部が鉄および不可
避的不純物からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する
鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された
鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から冷却停止温
度650〜500℃までの間を５〜15℃/secで加速冷却し、該
鋼レールのレールの頭部表面から該頭部表面を起点とし
て少なくとも深さ20mmの範囲が硬さをHv370以上のパー
ライト組織を呈し、さらに前記範囲の硬さの差がHvで30
以下であることを特徴とする耐摩耗性・耐内部損傷性に
優れたレールおよびその製造法にある。
とするところは、重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、さらに必要に応じて、 Cr:0.05〜1.00％、 Mo:0.01〜0.50％、 V :0.02〜0.30％、 Nb:0.002〜0.05％、 Co:0.10〜2.00％ の１種または２種以上を含有して、残部が鉄および不可
避的不純物からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する
鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された
鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から冷却停止温
度650〜500℃までの間を５〜15℃/secで加速冷却し、該
鋼レールのレールの頭部表面から該頭部表面を起点とし
て少なくとも深さ20mmの範囲が硬さをHv370以上のパー
ライト組織を呈し、さらに前記範囲の硬さの差がHvで30
以下であることを特徴とする耐摩耗性・耐内部損傷性に
優れたレールおよびその製造法にある。
図面の簡単な説明
第１図は本発明鋼レールのＢ添加による変態への影響
を示す連続冷却曲線である。
を示す連続冷却曲線である。
第２図は本発明鋼レールの頭部熱処理後の表面からの
硬さ変化を示すグラフである。
硬さ変化を示すグラフである。
第３（ａ）図および第３（ｂ）図は従来鋼レールの頭
部熱処理後の表面からの硬さ変化を示し、第３（ａ）図
は共析鋼レール、第３（ｂ）図は過共析鋼レールであ
る。
部熱処理後の表面からの硬さ変化を示し、第３（ａ）図
は共析鋼レール、第３（ｂ）図は過共析鋼レールであ
る。
発明を実施するための最良な形態
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明においてレール鋼の化学成分を上記のよ
うに限定した理由について説明する。
うに限定した理由について説明する。
Ｃはパーライト組織を生成させて耐摩耗性を確保する
有効な元素であり、通常レール鋼としては0.60〜0.85％
が用いられているが、Ｃ量が0.85％以下では耐摩耗性を
確保しているパーライト組織中のセメンタイト密度が確
保できず、飛躍的な耐摩耗性の向上が困難である。1.20
％を超えるとオーステナイト粒界に生成する初析セメン
タイトの量が増加し、延性および靱性が大きく低下す
る。したがって、Ｃ量を0.85超〜1.20％に限定した。
有効な元素であり、通常レール鋼としては0.60〜0.85％
が用いられているが、Ｃ量が0.85％以下では耐摩耗性を
確保しているパーライト組織中のセメンタイト密度が確
保できず、飛躍的な耐摩耗性の向上が困難である。1.20
％を超えるとオーステナイト粒界に生成する初析セメン
タイトの量が増加し、延性および靱性が大きく低下す
る。したがって、Ｃ量を0.85超〜1.20％に限定した。
Siはパーライト組織中のフェライトの固溶硬化により
強度を向上させるが、0.10％未満ではその効果が十分に
期待できず、また、1.00％を超えるとレールの延靱性の
低下、溶接性の低下をもたらす。したがって、Si量を0.
10〜1.00％に限定した。
強度を向上させるが、0.10％未満ではその効果が十分に
期待できず、また、1.00％を超えるとレールの延靱性の
低下、溶接性の低下をもたらす。したがって、Si量を0.
10〜1.00％に限定した。
Mnはパーライトの焼き入れ性を高めることにより高強
度化に有効で、また初析セメンタイトの生成を抑制する
元素であるが、0.40％未満の含有量ではその効果が小さ
く、また、1.50％を超えるマルテンサイトの生成を招
き、特にレール内部の成分偏析部のそれを助長する。し
たがって、Mn量を0.40〜1.50％に限定した。
度化に有効で、また初析セメンタイトの生成を抑制する
元素であるが、0.40％未満の含有量ではその効果が小さ
く、また、1.50％を超えるマルテンサイトの生成を招
き、特にレール内部の成分偏析部のそれを助長する。し
たがって、Mn量を0.40〜1.50％に限定した。
Ｂは鉄の炭硼化物を形成し、パーライト変態を助長
し、連続冷却変態時に共析鋼あるいは過共析鋼に比較し
て高い冷却速度範囲迄パーライト変態を維持する効果が
ある。第１図はＢの連続冷却変態への影響を示す図であ
る。従来鋼は共析鋼（C:0.79％,Bなし）、比較鋼は過共
析鋼（C:0.88％,Bなし）、本発明鋼は過共析鋼＋Ｂ添加
（C:0.87％,B:0.0029％）である。この第１図では、冷
却速度が１〜10℃/sec付近のパーライト変態が、従来
鋼、比較鋼、本発明鋼の順に高温側へシフトし、同冷却
速度の範囲の変態開始温度の差が小さくなっている。こ
のため、冷却速度に分布を持つレール表面から内部にか
けて、より均一な硬さ分布が得られる。第２図は本発明
鋼の硬度分布を測定したもので、第３（ａ）図、第３
（ｂ）図に従来鋼および比較鋼の硬度分布をそれぞれ示
す。これらの図より、例えば深さが16mm位置での、表面
硬度との差はそれぞれ本発明鋼で20、従来鋼で60、比較
鋼で40であり、本発明鋼では硬度差が改善されている。
Ｂが0.0005％未満では上記の効果が弱く、0.0040％を超
えると鉄の炭硼化物が粗大となり、延靱性の低下を招
く。したがって、Ｂ量を0.0005〜0.0040％に限定した。
し、連続冷却変態時に共析鋼あるいは過共析鋼に比較し
て高い冷却速度範囲迄パーライト変態を維持する効果が
ある。第１図はＢの連続冷却変態への影響を示す図であ
る。従来鋼は共析鋼（C:0.79％,Bなし）、比較鋼は過共
析鋼（C:0.88％,Bなし）、本発明鋼は過共析鋼＋Ｂ添加
（C:0.87％,B:0.0029％）である。この第１図では、冷
却速度が１〜10℃/sec付近のパーライト変態が、従来
鋼、比較鋼、本発明鋼の順に高温側へシフトし、同冷却
速度の範囲の変態開始温度の差が小さくなっている。こ
のため、冷却速度に分布を持つレール表面から内部にか
けて、より均一な硬さ分布が得られる。第２図は本発明
鋼の硬度分布を測定したもので、第３（ａ）図、第３
（ｂ）図に従来鋼および比較鋼の硬度分布をそれぞれ示
す。これらの図より、例えば深さが16mm位置での、表面
硬度との差はそれぞれ本発明鋼で20、従来鋼で60、比較
鋼で40であり、本発明鋼では硬度差が改善されている。
Ｂが0.0005％未満では上記の効果が弱く、0.0040％を超
えると鉄の炭硼化物が粗大となり、延靱性の低下を招
く。したがって、Ｂ量を0.0005〜0.0040％に限定した。
また、上記の成分組成で製造されるレールは強度、延
性、靱性を向上させる目的で以下の元素を必要に応じて
１種または２種以上を添加する。
性、靱性を向上させる目的で以下の元素を必要に応じて
１種または２種以上を添加する。
Cr:0.05〜1.00％、Mo:0.01〜0.50％、
V :0.02〜0.30％、Nb:0.002〜0.050％、
Co:0.10〜2.00％、
次に、これらの化学成分を上記のように定めた理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
Crはパーライトの平衡変態点を上昇させ、結果として
パーライト組織を微細にし、高強度にし、さらにパーラ
イト組織中のセメンタイトを強化し、耐摩耗性を向上さ
せる元素があるが、0.05％未満ではその効果が小さく、
1.00％を超える過剰な添加はマルテンサイト組織を生成
させ、延性、靱性の低下を招く。したがって、Cr添加量
は0.05〜1.00％に限定した。
パーライト組織を微細にし、高強度にし、さらにパーラ
イト組織中のセメンタイトを強化し、耐摩耗性を向上さ
せる元素があるが、0.05％未満ではその効果が小さく、
1.00％を超える過剰な添加はマルテンサイト組織を生成
させ、延性、靱性の低下を招く。したがって、Cr添加量
は0.05〜1.00％に限定した。
Moは鋼の焼き入れ性を向上させ、パーライト組織の高
強度化に効果があるが、0.01％未満ではその効果が小さ
く、0.50％を超える過剰な添加はマルテンサイト組織を
生成させ、延性、靱性を低下させる。したがって、Mo添
加量は0.01〜0.50％に限定した。
強度化に効果があるが、0.01％未満ではその効果が小さ
く、0.50％を超える過剰な添加はマルテンサイト組織を
生成させ、延性、靱性を低下させる。したがって、Mo添
加量は0.01〜0.50％に限定した。
Ｖ、Nbはともに炭、窒化物を形成し、析出硬化による
強度の向上、あるいは再加熱熱処理路のオーステナイト
結晶粒の成長を抑制し、パーライト組織の微細化による
延靱性の向上に有効な元素であるがその添加量がＶは0.
02〜0.30％、Nbは0.002〜0.05％の範囲でその効果が顕
著となる。したがって、それぞれの量を上記範囲に限定
した。
強度の向上、あるいは再加熱熱処理路のオーステナイト
結晶粒の成長を抑制し、パーライト組織の微細化による
延靱性の向上に有効な元素であるがその添加量がＶは0.
02〜0.30％、Nbは0.002〜0.05％の範囲でその効果が顕
著となる。したがって、それぞれの量を上記範囲に限定
した。
Coはパーライトの強化に有効な元素であるが0.01％未
満ではその効果が小さく、また2.00％を超える添加では
その効果が飽和する。したがってCo量は0.10〜2.00％に
限定した。
満ではその効果が小さく、また2.00％を超える添加では
その効果が飽和する。したがってCo量は0.10〜2.00％に
限定した。
上記のような成分組成で構成されるレール鋼を、転
炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製し、この
溶鋼を造塊・分解法あるいは連続鋳造法により鋼塊と
し、さらに熱間圧延を経てレールに成形する。次に、こ
の熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるいは
熱処理する目的で高温に加熱されたレールの頭部におい
て、頭部をを加速冷却し、レール頭部のパーライト組織
の硬さおよび分布を向上させる。
炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製し、この
溶鋼を造塊・分解法あるいは連続鋳造法により鋼塊と
し、さらに熱間圧延を経てレールに成形する。次に、こ
の熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるいは
熱処理する目的で高温に加熱されたレールの頭部におい
て、頭部をを加速冷却し、レール頭部のパーライト組織
の硬さおよび分布を向上させる。
ここで、パーライト組織の硬さをレール頭部表面から
該頭部表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲でHv
370以上で、かつその範囲の硬さの差がHv30以下に限定
した理由について説明する。
該頭部表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲でHv
370以上で、かつその範囲の硬さの差がHv30以下に限定
した理由について説明する。
本発明は重荷重鉄道での耐摩耗性の向上を目的として
おり、その特性確保の観点からは硬さがHv320以上であ
ればその目的を達成し得る。また、レール頭部に要求さ
れる耐摩耗を有する範囲を確保する観点からその深さは
20mmが必要である。一方、レール内部に存在する微小な
フェライト組織は疲労損傷の起点となり易く、その組織
の存在はパーライトの硬さが低い程大きくなる。
おり、その特性確保の観点からは硬さがHv320以上であ
ればその目的を達成し得る。また、レール頭部に要求さ
れる耐摩耗を有する範囲を確保する観点からその深さは
20mmが必要である。一方、レール内部に存在する微小な
フェライト組織は疲労損傷の起点となり易く、その組織
の存在はパーライトの硬さが低い程大きくなる。
従来のパーライト組織を呈するレール鋼ではマルテン
サイトなどの異常硬化組織を生成しない範囲での冷却速
度では冷却表面から内部方向への硬さの低下が大きく、
レール内部に微小なフェライト組織が混在しやすい。ま
た、内部硬さを確保しようとすると表面部にマルテンサ
イトなどの異常硬化組織が形成される。これらの問題を
回避し、耐内部疲労損傷性を向上させるためにはレール
冷却表面から内部方向への硬さの低下を該頭部表面を起
点として少なくとも深さ20mmの位置でHv370以上にす
る。すなわち、内部まで表面硬さを保つ必要がある。し
たがってパーライト組織の硬さをレール頭部表面から該
頭部表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲でHv37
0以上で、かつ前記範囲の硬さの差がHv30以下になるよ
うに限定した。
サイトなどの異常硬化組織を生成しない範囲での冷却速
度では冷却表面から内部方向への硬さの低下が大きく、
レール内部に微小なフェライト組織が混在しやすい。ま
た、内部硬さを確保しようとすると表面部にマルテンサ
イトなどの異常硬化組織が形成される。これらの問題を
回避し、耐内部疲労損傷性を向上させるためにはレール
冷却表面から内部方向への硬さの低下を該頭部表面を起
点として少なくとも深さ20mmの位置でHv370以上にす
る。すなわち、内部まで表面硬さを保つ必要がある。し
たがってパーライト組織の硬さをレール頭部表面から該
頭部表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲でHv37
0以上で、かつ前記範囲の硬さの差がHv30以下になるよ
うに限定した。
次に、冷却停止温度範囲および冷却速度を上記のよう
に定めた理由を説明する。
に定めた理由を説明する。
まず、オーステナイト域温度から冷却停止温度650〜5
00℃の範囲に限定した理由について述べる。後述する本
発明鋼の冷却速度範囲では650℃を超える温度で加速冷
却を停止すると、加速冷却直後に変態が生ずるため目的
とする硬さのパーライト組織が得られない。一方、500
℃未満まで冷却するとその後のレール内部からの十分な
復熱が得られず、偏析部にマルテンサイトなどの異常組
織が生ずる。したがって、冷却停止温度は650〜500℃の
範囲に限定した。
00℃の範囲に限定した理由について述べる。後述する本
発明鋼の冷却速度範囲では650℃を超える温度で加速冷
却を停止すると、加速冷却直後に変態が生ずるため目的
とする硬さのパーライト組織が得られない。一方、500
℃未満まで冷却するとその後のレール内部からの十分な
復熱が得られず、偏析部にマルテンサイトなどの異常組
織が生ずる。したがって、冷却停止温度は650〜500℃の
範囲に限定した。
次に冷却速度（頭部加速冷却速度）を５〜15℃/secに
限定した理由について述べる。
限定した理由について述べる。
本発明の特徴はパーライト組織を呈する鋼においてＢ
を添加するとその変態が高冷却速度の領域まで維持され
るという知見によるものである。その効果を利用し、パ
ーライト組織を維持しながらレール内部まで高い硬さを
得るためには高い冷却速度で冷却することが前提とな
る。したがって、冷却速度は少なくとも５℃/secが必要
である。この値を下回るとレール表面の硬さは確保でき
るものの、内部に低い硬さのパーライトが生成し、内部
疲労損傷の起点となりやすい微小フェライトの生成を招
きやすい。一方、15℃/secを超える冷却速度で冷却する
とマルテンサイトが生じ始め、レールの延性を著しく損
なう。以上の理由により冷却速度は５〜15℃/secに限定
した。
を添加するとその変態が高冷却速度の領域まで維持され
るという知見によるものである。その効果を利用し、パ
ーライト組織を維持しながらレール内部まで高い硬さを
得るためには高い冷却速度で冷却することが前提とな
る。したがって、冷却速度は少なくとも５℃/secが必要
である。この値を下回るとレール表面の硬さは確保でき
るものの、内部に低い硬さのパーライトが生成し、内部
疲労損傷の起点となりやすい微小フェライトの生成を招
きやすい。一方、15℃/secを超える冷却速度で冷却する
とマルテンサイトが生じ始め、レールの延性を著しく損
なう。以上の理由により冷却速度は５〜15℃/secに限定
した。
以下、本発明の実施例について詳述する。
実施例
第１表には、本発明鋼および比較鋼レールの化学成分
および加速冷却条件（オーステナイト域から650〜500℃
までの冷却）、第２表にレール頭部断面における表面部
および深さ20mm点のビッカース硬さを示す。
および加速冷却条件（オーステナイト域から650〜500℃
までの冷却）、第２表にレール頭部断面における表面部
および深さ20mm点のビッカース硬さを示す。
第１表および第２表から、本発明鋼レールは頭部硬さ
およびその分布が耐摩耗性および耐内部損傷性を確保す
るに十分な値を有していることが分かる。
およびその分布が耐摩耗性および耐内部損傷性を確保す
るに十分な値を有していることが分かる。
さらに、頭部加速冷却速度を同じ条件として、従来鋼
レールの共析鋼、過共析鋼のＢ添加なしのものと、本発
明の過共析鋼にＢ添加ありのものにおける硬度差分布を
測定した。
レールの共析鋼、過共析鋼のＢ添加なしのものと、本発
明の過共析鋼にＢ添加ありのものにおける硬度差分布を
測定した。
第３表にそれぞれの化学成分と頭部加速冷却速度を示
す。
す。
その結果について、第２図に本発明鋼レールの頭部中
央部、右側頭部および左側頭部の表面から内部への硬度
分布を示し、第３（ａ）図、第３（ｂ）図に、従来の共
析鋼、過共析鋼レールについての硬度分布をそれぞれ示
す。
央部、右側頭部および左側頭部の表面から内部への硬度
分布を示し、第３（ａ）図、第３（ｂ）図に、従来の共
析鋼、過共析鋼レールについての硬度分布をそれぞれ示
す。
これらの図から、表面硬さおよび表面から16mmでの最
大硬さを読み取ると、本発明鋼レールでは、表面Hvは39
0で内部（16mm位置）で370であり、従来の共析鋼レール
では、表面Hvは400で内部（16mm位置）で340であり、過
共析鋼レールでは、表面Hvは405で内部（16mm位置）で3
65である。この結果から、表面との硬さの差は、それぞ
れ本発明鋼レールで20、従来の共析鋼レールで60および
過共析鋼レールで40となる。すなわち、本発明鋼レール
では、Ｂの添加によって、表面と内部20mm以下の範囲で
の硬さ分布が改善されていることが分かる。
大硬さを読み取ると、本発明鋼レールでは、表面Hvは39
0で内部（16mm位置）で370であり、従来の共析鋼レール
では、表面Hvは400で内部（16mm位置）で340であり、過
共析鋼レールでは、表面Hvは405で内部（16mm位置）で3
65である。この結果から、表面との硬さの差は、それぞ
れ本発明鋼レールで20、従来の共析鋼レールで60および
過共析鋼レールで40となる。すなわち、本発明鋼レール
では、Ｂの添加によって、表面と内部20mm以下の範囲で
の硬さ分布が改善されていることが分かる。
産業上の利用可能性
本発明鋼レールは、Ｂを添加することによって、従来
鋼レールよりも、変態を高冷却速度側に、かつ冷却速度
変化による影響を緩和する効果を示すもので、そのため
表面硬さと表面20mm以内の範囲における熱処理硬さ分布
を小さくでき、均質な硬度特性を有し、耐摩耗性および
耐内部疲労損傷性を向上する。
鋼レールよりも、変態を高冷却速度側に、かつ冷却速度
変化による影響を緩和する効果を示すもので、そのため
表面硬さと表面20mm以内の範囲における熱処理硬さ分布
を小さくでき、均質な硬度特性を有し、耐摩耗性および
耐内部疲労損傷性を向上する。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/00 - 9/44
C21D 9/50
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼レ
ールであって、該鋼レールのレール頭部表面から該頭部
表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲が硬さをHv
370以上のパーライト組織を呈し、さらに前記範囲の硬
さの差がHvで30以下であることを特徴とする耐摩耗性・
耐内部損傷性に優れたレール。 - 【請求項２】重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、さらに必要に応じて、 Cr:0.05〜1.00％、 Mo:0.01〜0.50％、 V :0.02〜0.30％、 Nb:0.002〜0.05％、 Co:0.10〜2.00％ の１種または２種以上を含有して、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼レールであって、該鋼レールのレ
ール頭部表面から該頭部表面を起点として少なくとも深
さ20mmの範囲が硬さをHv370以上のパーライト組織を呈
し、さらに前記範囲の硬さの差がHvで30以下であること
を特徴とする耐摩耗性・耐内部損傷性に優れたレール。 - 【請求項３】重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる熱間
圧延した高温度の熱を保有する鋼レール、あるいは熱処
理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部をオース
テナイト域温度から冷却停止温度650〜500℃までの間を
５〜15℃/secで加速冷却し、該鋼レールのレールの頭部
表面から該頭部表面を起点として少なくとも深さ20mmの
範囲が硬さをHv370以上のパーライト組織を呈し、さら
に前記範囲の硬さの差がHvで30以下であることを特徴と
する耐摩耗性・耐内部損傷性に優れたレールの製造法。 - 【請求項４】重量％で、 C :0.85超〜1.20％、 Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.40〜1.50％ B :0.0005〜0.0040％ を含有し、さらに必要に応じて、 Cr:0.05〜1.00％、 Mo:0.01〜0.50％、 V :0.02〜0.30％、 Nb:0.002〜0.05％、 Co:0.10〜2.00％ の１種または２種以上を含有して、残部が鉄および不可
避的不純物からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する
鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された
鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から冷却停止温
度650〜500℃までの間を５〜15℃/secで加速冷却し、該
鋼レールのレール頭部表面から該頭部表面を起点として
少なくとも深さ20mmの範囲が硬さをHv370以上のパーラ
イト組織を呈し、さらに前記範囲の硬さの差がHvで30以
下であることを特徴とする耐摩耗性・耐内部損傷性に優
れたレールの製造法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-54809 | 1995-03-14 | ||
| JP5480995 | 1995-03-14 | ||
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ID=12981057
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| AU (1) | AU698773B2 (ja) |
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| CA (1) | CA2190124C (ja) |
| DE (1) | DE69629161T2 (ja) |
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-
1996
- 1996-03-11 AU AU48909/96A patent/AU698773B2/en not_active Expired
- 1996-03-11 DE DE69629161T patent/DE69629161T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-11 BR BR9605933A patent/BR9605933A/pt not_active IP Right Cessation
- 1996-03-11 RU RU96123715A patent/RU2113511C1/ru active
- 1996-03-11 KR KR1019960706376A patent/KR100208676B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1996-03-11 JP JP52746596A patent/JP3445619B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-11 CA CA002190124A patent/CA2190124C/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-11 EP EP96905063A patent/EP0770695B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-11 CN CN96190344A patent/CN1072270C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-11 WO PCT/JP1996/000605 patent/WO1996028581A1/ja active IP Right Grant
- 1996-03-14 US US08/737,558 patent/US5830286A/en not_active Expired - Lifetime
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