JPH01159327A - 高強度・高靭性レールの製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、海外の鉱山鉄道のような重荷重条件下、ある
いは高速運転条件下で要求される耐摩耗性、耐塑性変形
性および衝撃力に対する靭性の改善に有効な、微細パー
ライト組織を有する高強度・高靭性レールの製造法に関
するものである。

〔従来の技術〕

レール鋼の耐摩耗性、耐疲労損傷性の改善には高強度化
が有効であることは、すでに公知の事実となりつつある
。レールの高強度化の方策として、パーライト組織の微
細化が種々の方法で図られており、その一つが合金を多
量に添加した圧延ままで高強度を得る合金鋼レール（特
開昭５０−１４０３１６号公報）であり、もう一つは熱
処理によりレール頭部を高強度化する熱処理レール（特
開昭５５−２３８８５号公報）、０２つに大別すること
ができる。

〔発明が解決しようとする問題点〕

近年の鉄道輸送は、海外の鉱山鉄道のような重荷重条件
下ではより一層の負荷の増大を志向し、また国内の高速
鉄道ではより一層の高速化を志向している。このよう忙
レールに要求される特性は益々苛酷になってきており、
従来の強度レベルでは対応しきれなくなってきている。

すなわち、合金鋼レールを圧延ままで高強度化するため
にはさらに合金を多量に含有させることを意味し、高合
金化はパーライト変態を遅延させることＫよって達成さ
れるものであるから、マルテンサイト組織やベーナイト
組織を混入させることなく高強度化するには自ずと限界
がある。すでに現行の合金鋼レールは限界まで合金の添
加が成されており、この以上の高強度化は不可能である
。また、従来の熱処理レールは、レール圧延後の頭部の
みの再加熱によって高強度化が果されているものが大部
分であり、再刀ａ熱後の加速冷却によって得られる高強
度領域はレール頭部の高々１／３程度である。

従って、近年より一層苛酷になりつつある使用条件に対
して、合金鋼レールでは強度の絶対値が不足し、レール
頭部熱処理では硬化深度が浅く耐摩耗性の急速な低下と
レール内部の疲労損傷に対する抵抗性および靭性の低下
が悪念される。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、上記の如き合金鋼レールの強度不足、あるい
は頭部再加熱熱処理レールの硬化深度の低下を解決する
ため、レール熱間圧延終了後のオーステナイト域から加
速冷却することにより、レール頭部内部までパーライト
組織の微細化を図る高強度ｅ高靭性レールの製造法に係
わるものである。

すなわち、本発明はＣ：０．５５〜０．８５チ。

ｓｉ　：　０．２０〜１．２０％、　Ｍｎ　：　０．５
０〜１．５０％。

Ｃｒ　：　０．１０〜０．８０％、　Ｍｏ　：　０．１
０〜０．５０　％。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０チ　の成分系を基本と
し、必要に応じてＮｂ、　　Ｖ、　　Ｔｉの一種または
二種以上を含有した鋼レールを熱間圧延終了後のオース
テナイト域からレール頭表面の８００〜４５０℃間を、
冷却速度２〜５℃／ｓｅｃで強制冷却することを特徴と
するものである。

〔発明の構成〕

以下に本発明について詳細に説明する。

本発明は転炉あるいは電気炉で溶製した下記成分範囲の
レール用鋼を用いる。

ｌｃ：０．５５〜０．８５チ、Ｓｉ：０．２０〜１．２
０チＭｎ　：　０．５０〜１．５０％、　Ｃｒ　：　０
．１０〜０．８０　ｆａＭｏ　：　０．１０〜０．５０
チ、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼。

ｌ　　ｃ：ｏ、ｓｓ〜０．８５チ、ｓｔ：ｏ、２ｏ〜１
．２０チＭｎ　：　０．５０〜１．５０％、　Ｃｒ　：
　０．１０〜０．８０％ＭＯ：０．１０〜０．５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０チを含有し、更に Ｎｂ　：　０．０１〜０．０５％、　Ｖ：　０．０５〜
０．２０％。

Ｔｉ：０．０１〜０．０５％　の一種又は二種以上を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼。

これらの化学成分のうち、 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一義゛的に効果を示す
元素であるが、ｏ、　ｓ　ｓ　ｓ未満ではオーステナイ
ト粒界に耐摩耗性、耐疲労損傷性に好ましくない初析７
エライトが多量に生成し、０．８５％を超えるとオース
テナイト粒界に脆弱な初析セメンタイトを生成させるば
かりか、レール頭部内部の微小偏析部にマルテンサイト
組織が生成して脆化を促すため０．５５〜０．８５％に
限定した。Ｓｉはパーライト組織中の７エライト地に固
溶することによって強度を上昇させ耐摩耗性を向上させ
る元素であるが、脱酸元素としても０．２０４以上の添
刀Ｕが必要であり、また１、　２０　％を超えると脆化
が生じ靭性を損なうため０．２０〜１，２０チに限定し
た。

ＭｎはＣ同様にパーライト変態温度を低下させ焼入性を
たかめることによって、高強度化に寄与する元素である
。しかし、０．５０％以下ではその寄与が小さくまた１
、５０％を超えるとレール頭部内部の微小偏析部にマル
テンサイトを生成させやすくするため０．５０〜１．５
０１に限定した。

Ｃｒはパーライト変態開始温度を低下させることによっ
て高強度化に寄与するばかりか、パーライト中のセメン
タイトを強化することによっても耐摩耗性の向上に貢献
することが見出されており、さらに熱処理レールの溶接
継手部の硬度低下防止に対しても欠（ぺかもざる元素で
あるＯＣｒは０．１（１以上の添加によって加速冷却時
に強度増加が顕在化し、０．１０〜０．８０１Ｃｒの範
囲ではレール頭部内部の微小偏析部にマルテンサイトが
生成する危険性はない。しかし、Ｏ，ＳＯ％以上のＣｒ
の添力ｎでは、強制冷却時に偏析部のみならず過冷却傾
向の強いレール肩部にベーナイトやマルテンサイトが生
成してしまう。

従って、Ｃｒの成分範囲を０．１０〜０．８０　％に限
定した。

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、靭性向上には有効な元素である
。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伴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、硬化
深度を高める。しかし、Ｍｏの０．１０　％以下の添加
では上記効果が顕著とならず、また０、５０チ以上の添
加ではパーライト変態速度を極度に低下させ、パーライ
ト組織中にベーナイトやマルテンサイトを生成さ、せる
ため、上限をｏ、　ｓ　Ｏ％とした。

Ｂは初析フェライトの生成を抑制する元素として良く知
られており、パーライト組織の生成に対してもオーステ
ナイト粒界の微小な７エ２イト核の生成抑制を通して寄
与する。またパーライトの成長速度の抑制に対しても効
果があることが見い出されており、ＭＯ同様にパーライ
ト組織の微細化と硬化深度の改善に効果的である。

Ｂの０．０００３％以下ではこの効果がほとんど認めら
れず、また０、　００３０４以上では粗大なり化合物が
生成し上記効果を打ち消すばかりか、かえって四性を劣
化させることから上限を０、００３０チとした。

さらに本発明においては、上記成分の他に必要に応じて
Ｎｂ、　　Ｖ、　Ｔｉなどのオーステナイト細粒化元素
を添加することによって、レール圧延のための加熱時の
オーステナイト初期粒度を細粒化し、あるいは制御圧延
によって圧延時のオーステナイト粒度を細粒化すること
によって、その後の〃０速冷却を通じて高強度と同時に
高靭性を得ることができる。具体的にはＮｂは、熱間圧
延時に低温加熱することによってＮｂ（Ｃ。

Ｎ）の析出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、高温刀口熱・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・ブロックサイズな細粒にする。

このとき有効なＮｂ添７１１Ｊ　置は０．０１４であり
、０．０５　％を超えると粗大なＮｂＣが生成しかえっ
て靭性低下を招く。従って、Ｎｂの成分範囲を０．０１
〜０．０５％に限定した。ＶはＮｂとほぼ同様な傾向を
示すが、加熱ｃｔ［析出スルＶ　（Ｃ，Ｎ）＆ｔＮｂ　
（Ｃ，Ｎ）よりも溶融温度が低いため、レール圧延時の
低温加熱時にのみ初期オーステナイト粒の細粒化に寄与
する。また通常加熱によってＶ析出物を十分に溶解した
場合には、冷却中に再析出したＶ（Ｃ，Ｎ）による析出
硬化で強度増加が期待できる。しかし、Ｖの０．０５％
以下の添刀口ではその析出物の数も少なく所定の硬化は
期待できない。また、０．２０　’ＩＡを超えるＶの添
加はＶ（Ｃ。

Ｎ）の粗大化によってかえって脆化が生ずる。

このためＶの成分範囲を０．０５〜０．２０　％に限定
した。Ｔｉは凝固時に析出したＴｉＮが高温でも溶融し
ないことが知られており、通常のレール圧延加熱温度で
もオーステナイトの初期粒度を細粒化する目的のために
は有効である。しかし、ＴｉもＮｂ同様ＩＣ０，０１％
以下ではその効果はほとんど認められず、０．０５％を
超えるとＴｉＮの粗大化が生じてレール内部損傷の起点
となる可能性が高いため、Ｔｉの成分範囲を０．０１〜
０．０５　’４に限定した。この他、本発明において不
可避的不純物成分としてＰ、Ｓは本発明の目的を阻害す
る有害な成分であり、極力低下せしめる必要がある。

次に本発明では、上記の化学組成を肩するレール鋼を熱
間圧延後のオーステナイト域からの冷却において、８０
０〜４５０℃間を冷却速度２〜５籠で加速冷却する。こ
の熱処理条件の詳細を以下に説明する。

本発明において８００〜４５０℃を設定したのは、便宜
的に冷却速度を規定するためのものであり、冷却範囲を
規定したものではない。

８００℃はレール圧延後の十分なオーステナイト域を示
すもので、また４５０℃はパーライト変態の終了に十分
な温度であり、８００〜４５０℃間はレール頭表面のパ
ーライト変態発熱を含んでいる。冷却速度の下限を２し
輸としたのは、これ以下の速度では目的とする高強度化
が果たされない。また、５レ一以上の冷却速度ではレー
ル頭表面にマルテンサイトやベーナイト組織が生成し、
レール材質を損なう。以上の理由から、８００〜４５０
℃間の冷却速度を２〜５ツーとした。

なお、これらの加速冷却方法として圧縮空気冷却、気水
冷却、水冷、湯冷、流動層冷却、およびこれらの組み合
わせのいずれでも可能であり、熱間圧延後に引き続いて
カ日速冷却処理を行う。

〔実施例および発明の効果〕

以下に本発明の実施例を示す。

表１に本発明鋼と比較鋼の化学組成を示す。

表２には本発明鋼と比較鋼の冷却速度を変化させたとき
の機械的性質を示す。また、第１図に本発明鋼と比較鋼
のレール頭部の断面硬度分布を示す。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ）、（ロ）は本発明鋼と比較鋼の加速冷却後
のレール頭部断面硬度分布図である。 ； （イ） 本発明鋼 レール頭表面からの距ｆｉ　（ｍｍ） ；１図 （ロ） レール頭表面からの距離（鴫）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．１０〜０．８０％ Ｍｏ：０．１０〜０．５０％ Ｂ：０．０００３〜０．００３０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
   、レール熱間圧延終了後のオーステナイト域からの冷却
   において、８００〜 ４５０℃間を冷却速度２〜５℃／ｓｅｃで加速冷却する
   ことを特徴とする、高強度・高靭性レールの製造法。 ２　重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．１０〜０．８０％ Ｍｏ：０．１０〜０．５０％ Ｂ：０．０００３〜０．００３０％ 更にＮｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．
   ２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の一種又は二種以
   上 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物 からなる鋼を、レール熱間圧延終了後のオーステナイト
   域からの冷却において、８００〜４５０℃間を冷却速度
   ２〜５℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする、高
   強度・高靭性レールの製造法。