JPH044371B2 - - Google Patents
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- JPH044371B2 JPH044371B2 JP11170987A JP11170987A JPH044371B2 JP H044371 B2 JPH044371 B2 JP H044371B2 JP 11170987 A JP11170987 A JP 11170987A JP 11170987 A JP11170987 A JP 11170987A JP H044371 B2 JPH044371 B2 JP H044371B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は高強度高靭性レールの製造方法に関
する。 〔従来技術〕 オンラインで制御圧延をしたり、冷却をしたり
して、高強度高靭性のレールを製造する方法に
は、従来次のような方法があつた。 (1) 普通圧延した後、加速冷却を行う。 (2) 制御圧延を行う。 (3) 制御圧延した後、加速冷却を行う。 この方法は特開昭52−138428号に開示されてい
る方法である。その考え方は、制御圧延によりオ
ーステナイト粒を細粒化して靭性を改善しようと
するものであるので、制御圧延後にそのまま放冷
すると強度が低下するという問題があり、その対
策として加速冷却をして、強度の上昇を図るとい
うものである。しかしながら、靭性を著しく向上
させるためには、オーステナイト低温域、たとえ
ば800℃以下好ましくは750℃以下で圧下する必要
がある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上述した従来技術には次のよう
な問題点があつた。 (1) 普通圧延後に加速冷却を行う方法では、靭性
が圧延ままとほぼ同等である。 (2) 制御圧延のみでは、靭性は向上するが、強度
が低下する。 (3) 制御圧延後加速冷却する方法では、800℃好
ましくは750℃以下で圧延する必要があるが、
そのような圧延を実施すると、オーステナイト
相からパーライト相への変態点が上昇するた
め、加速冷却を開始する前に変態が開始される
という問題が生じる。したがつて、たとえ圧延
機のすぐ後に冷却ゾーンがあつても、オーステ
ナイト相からパーライト相への変態開始の潜伏
期間が消費されているので、特にレール頭部の
内部まで硬化させることは困難である。 この発明は上述のような問題点を解消し、オン
ラインで高強度高靭性のレールを製造する方法を
提供することを目的としている。 〔問題点を解消するための手段〕 この発明は、C:0.50〜0.85wt%、Si:0.1〜
1.0wt%、Mn:0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以
下S:0.035wt%以下、Al:0.05wt%以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を、800℃以下において5%以上の減面率
の圧延を実施した後、オーステナイトからパーラ
イトへの変態点に達する以前に再び750〜900℃に
加熱し、その後1〜15℃/secの冷却速度で加速
冷却をすることを特徴とする微細パーライト組織
を有した高強度高靭性レールの製造方法および C:0.50〜0.85wt%、Si:0.1〜1.0wt%、Mn:
0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以下、S:0.035wt
%以下、Al:0.05wt%以下と、Cr:0.05〜1.5wt
%、Mo:0.01〜0.2wt%、V:0.03〜0.1wt%、
Ni:0.1〜1.0wt%、Nb:0.005〜0.05wt%の何れ
か1種または2種以上を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下にお
いて5%以上の減面率の圧延を実施した後、オー
ステナイトからパーライトへの変態点に達する以
前に再び750〜900℃に加熱し、その後1〜15℃/
secの冷却温度で加速冷却することを特徴とする
微細パーライトを有した高強度高靭性レールの製
造方法である。 〔作用〕 wt%(以下単に%という)で、Cを0.50以上と
して耐磨耗性を得しめ、C:0.85%以下、Si:
1.00%以下、PおよびSをそれぞれ0.035%以下
として延性劣化を回避する。 Si:0.1〜1.0%、Mn:0.5%以上を含有させて
強度向上を図り、Siを0.1%以上として脱酸を図
る。 Mnを1.5%以下とし、また任意元素としのCrを
1.5%以下、Moを0.20%以下として溶接性を良好
にする。 PおよびSをそれぞれ0.035%として靭性劣化
を避け、またAlを0.050%以下として疲労性能劣
化を防止する。 さらに本発明を効率よく、かつ効果的に実施す
るために添加する任意添加元素についての限定理
由は以下の通りである。 Crの添加により、レールの焼入性は向上する。
このことにより、レール頭部を微細パーライト組
織にするのが容易になるとともに、パーライト組
織の焼なまし軟化抵抗を高め、高強度微細パーラ
イト組織が得やすくなる。したがつてCrの下限
は、Crの添加により焼入性の向上が認められる
0.05%とした。またCrを1.50%以上添加すると、
レールの溶接性が悪化するので1.50%を上限とし
た。MoはCrと同様この元素の添加により、レー
ルの焼入性を向上させる。そしてCr同様パーラ
イト組織の焼なまし軟化抵抗を高め、レールの強
度を上昇させる効果がある。またMoを添加しす
ぎると、Cr同様溶接性が悪化する。したがつて
Moの下限は焼入性向上の効果がある0.01%とし、
その上限は溶接性悪化の点から0.20%とした。
Nb、Vはオーステナイトの再結晶を抑制する効
果を有する元素である。Nb、Vを添加して制御
圧延することにより、オーステナイト粒の微細化
と同時に粒内に多くの変形帯を導入させることが
できる。そしてこれらの変形帯は、オーステナイ
ト相からパーライト相への変態の核生成サイトと
なる。このためパーライト粒(コロニー)が微細
となり、非常に優れた靭性が得られる。このよう
な再結晶抑制効果を発揮させるためには、Nbは
0.005%以上、Vは0.03%以上添加する必要があ
る。またNbを0.05%を超えて、Vを0.1%を超え
て添加すると、粗大なNb炭窒化物やV炭窒化物
が析出し、レールの靭性を劣化させるので、Nb
の上限は0.05%、Vの上限は0.1%とした。 Niは焼入性向上に効果のある元素であり、そ
のことがレールの強度上昇および靭性向上にも結
びつく元素である。したがつて下限は焼入性向上
の効果にある0.10%とし、上限は焼入性の向上効
果が飽和する1.00%とした。 以上の成分を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を800℃以下で5%以上の減
面率の圧延を実施することにより、オーステナイ
ト粒の微細化および変形帯の導入を図り、変態後
のパーライトコロニーを微細にする。第4図は
800℃以下での減面率と強度・靭性の関係を示し
たものである。仕上温度720℃で圧延した後、オ
ーステナイトからパーライトへの変態点に達する
以前に800℃で5分保持の再加熱を行い、その後
炉出側で300℃まで加速冷却を行つた。その時の
冷却速度はオーステナイト相からパーライト相へ
の変態点が590℃になるよう、5〜14℃/secに設
定した。第4図には仕上温度850℃で圧延し、そ
の後加速冷却するという従来法の強度・靭性も併
記した。この図から800℃以下での減面率が0で
ある従来法の靭性と、800℃以下での減面率が5
%の靭性とでは大きな差があり、800℃以下での
減面率が5%以上必要なことが理解される。なお
上記減面率の上限は鋼の組織的な面から決まるの
ではなく、圧延機の能力により決まることである
のであええ限定しない。 この鋼をこのままオーステナイトからパーライ
トへの変態点を過ぎて放冷後加熱したのでは、変
態により前記制御圧延の効果が消失してしまうの
で、変態前に加熱炉または保熱炉に装入する。 加熱炉または保熱炉に装入した鋼を750℃〜900
℃に加熱または保熱する。これは750℃未満の加
熱または保熱では滞炉中にオーステナイト層から
パーライト層への変態が進行ないしは潜伏期の消
費が起きるので、750℃以上とした。また900℃を
超えて加熱すると、制御圧延で微細にしたオース
テナイト粒が再結晶粗大化するので、上限を900
℃とした。 第5図は第1表のA鋼についての再加熱温度と
強度・靭性の関係を示したものである。この場合
800℃以下の制御圧延を15%の減面率で行い、720
℃で仕上た後、それぞれの再加熱温度に4分保持
した。そして炉出側で10℃/secの冷却速度で300
℃まで加速冷却を行なつた。 第5図には従来法で圧延し700℃に5分保持し
たものの強度・靭性を併記した。この図から700
℃の再加熱では、レールの頭頂下10mmの部分の強
度が750℃のものに比較して著しく低下するので、
再加熱温度の下限は750℃としなければならず、
また950℃の再加熱では、レールの頭頂下5mmの
部分の靭性が900℃の再加熱のものに比較して著
しく低下するので再加熱温度の上限は900℃とし
なければならないということが理解できる。 このように750〜900℃に加熱または保熱したレ
ールの頭部を、必要に応じて腹部も1〜15℃/
secの冷却速度で加速冷却することにより、微細
パーライト組織を有する高強度高靭性レールが得
られる。この場合微細パーライト組織を得るため
には、冷却速度を適正に選択する必要があるが、
それにはレール鋼の成分とオーステナイト粒径が
大きく関与する。本発明では、レール鋼が合金鋼
であること、オーステナイト粒が超微細粒である
ことを考慮して1〜15℃/secの範囲に限定した。
下限を1℃/secとしたのは、これより遅い冷却
速度では通常の放冷と同じになり加速冷却の効果
が期待できないからであり、上限を15℃/secと
したのは、これより速い冷却速度ではマルテンサ
イト組織となり、期待する微細パーライト組織が
得られないからである。以上に述べた内容をフロ
ー図にしたのが第2図である。 〔実施例〕 第1表に示したA〜Lの12鋼種を溶製し、本発
明の方法でレールを製造した。また本発明の効果
を把握する目的で、前記A〜Lの12鋼種につき従
来方法でレールを製造した。本発明の方法および
従来方法の具体的な圧延および冷却条件は次のと
おりである。 本発明の方法 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上る。 オーステナイトからパーライトへの変態点に
達する以前に再加熱を行なう。 再加熱の条件は800℃で5分間の保持を行う。 再加熱後炉出側のすぐ後方で300℃まで加速
冷却を行う。 従来方法1 800℃仕上げの普通圧延を行う。 圧延後ただちに300℃までの加速冷却を行う。 従来方法2 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上げる。 圧延後放冷する。 従来方法3 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上げる。
する。 〔従来技術〕 オンラインで制御圧延をしたり、冷却をしたり
して、高強度高靭性のレールを製造する方法に
は、従来次のような方法があつた。 (1) 普通圧延した後、加速冷却を行う。 (2) 制御圧延を行う。 (3) 制御圧延した後、加速冷却を行う。 この方法は特開昭52−138428号に開示されてい
る方法である。その考え方は、制御圧延によりオ
ーステナイト粒を細粒化して靭性を改善しようと
するものであるので、制御圧延後にそのまま放冷
すると強度が低下するという問題があり、その対
策として加速冷却をして、強度の上昇を図るとい
うものである。しかしながら、靭性を著しく向上
させるためには、オーステナイト低温域、たとえ
ば800℃以下好ましくは750℃以下で圧下する必要
がある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上述した従来技術には次のよう
な問題点があつた。 (1) 普通圧延後に加速冷却を行う方法では、靭性
が圧延ままとほぼ同等である。 (2) 制御圧延のみでは、靭性は向上するが、強度
が低下する。 (3) 制御圧延後加速冷却する方法では、800℃好
ましくは750℃以下で圧延する必要があるが、
そのような圧延を実施すると、オーステナイト
相からパーライト相への変態点が上昇するた
め、加速冷却を開始する前に変態が開始される
という問題が生じる。したがつて、たとえ圧延
機のすぐ後に冷却ゾーンがあつても、オーステ
ナイト相からパーライト相への変態開始の潜伏
期間が消費されているので、特にレール頭部の
内部まで硬化させることは困難である。 この発明は上述のような問題点を解消し、オン
ラインで高強度高靭性のレールを製造する方法を
提供することを目的としている。 〔問題点を解消するための手段〕 この発明は、C:0.50〜0.85wt%、Si:0.1〜
1.0wt%、Mn:0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以
下S:0.035wt%以下、Al:0.05wt%以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を、800℃以下において5%以上の減面率
の圧延を実施した後、オーステナイトからパーラ
イトへの変態点に達する以前に再び750〜900℃に
加熱し、その後1〜15℃/secの冷却速度で加速
冷却をすることを特徴とする微細パーライト組織
を有した高強度高靭性レールの製造方法および C:0.50〜0.85wt%、Si:0.1〜1.0wt%、Mn:
0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以下、S:0.035wt
%以下、Al:0.05wt%以下と、Cr:0.05〜1.5wt
%、Mo:0.01〜0.2wt%、V:0.03〜0.1wt%、
Ni:0.1〜1.0wt%、Nb:0.005〜0.05wt%の何れ
か1種または2種以上を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼を、800℃以下にお
いて5%以上の減面率の圧延を実施した後、オー
ステナイトからパーライトへの変態点に達する以
前に再び750〜900℃に加熱し、その後1〜15℃/
secの冷却温度で加速冷却することを特徴とする
微細パーライトを有した高強度高靭性レールの製
造方法である。 〔作用〕 wt%(以下単に%という)で、Cを0.50以上と
して耐磨耗性を得しめ、C:0.85%以下、Si:
1.00%以下、PおよびSをそれぞれ0.035%以下
として延性劣化を回避する。 Si:0.1〜1.0%、Mn:0.5%以上を含有させて
強度向上を図り、Siを0.1%以上として脱酸を図
る。 Mnを1.5%以下とし、また任意元素としのCrを
1.5%以下、Moを0.20%以下として溶接性を良好
にする。 PおよびSをそれぞれ0.035%として靭性劣化
を避け、またAlを0.050%以下として疲労性能劣
化を防止する。 さらに本発明を効率よく、かつ効果的に実施す
るために添加する任意添加元素についての限定理
由は以下の通りである。 Crの添加により、レールの焼入性は向上する。
このことにより、レール頭部を微細パーライト組
織にするのが容易になるとともに、パーライト組
織の焼なまし軟化抵抗を高め、高強度微細パーラ
イト組織が得やすくなる。したがつてCrの下限
は、Crの添加により焼入性の向上が認められる
0.05%とした。またCrを1.50%以上添加すると、
レールの溶接性が悪化するので1.50%を上限とし
た。MoはCrと同様この元素の添加により、レー
ルの焼入性を向上させる。そしてCr同様パーラ
イト組織の焼なまし軟化抵抗を高め、レールの強
度を上昇させる効果がある。またMoを添加しす
ぎると、Cr同様溶接性が悪化する。したがつて
Moの下限は焼入性向上の効果がある0.01%とし、
その上限は溶接性悪化の点から0.20%とした。
Nb、Vはオーステナイトの再結晶を抑制する効
果を有する元素である。Nb、Vを添加して制御
圧延することにより、オーステナイト粒の微細化
と同時に粒内に多くの変形帯を導入させることが
できる。そしてこれらの変形帯は、オーステナイ
ト相からパーライト相への変態の核生成サイトと
なる。このためパーライト粒(コロニー)が微細
となり、非常に優れた靭性が得られる。このよう
な再結晶抑制効果を発揮させるためには、Nbは
0.005%以上、Vは0.03%以上添加する必要があ
る。またNbを0.05%を超えて、Vを0.1%を超え
て添加すると、粗大なNb炭窒化物やV炭窒化物
が析出し、レールの靭性を劣化させるので、Nb
の上限は0.05%、Vの上限は0.1%とした。 Niは焼入性向上に効果のある元素であり、そ
のことがレールの強度上昇および靭性向上にも結
びつく元素である。したがつて下限は焼入性向上
の効果にある0.10%とし、上限は焼入性の向上効
果が飽和する1.00%とした。 以上の成分を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を800℃以下で5%以上の減
面率の圧延を実施することにより、オーステナイ
ト粒の微細化および変形帯の導入を図り、変態後
のパーライトコロニーを微細にする。第4図は
800℃以下での減面率と強度・靭性の関係を示し
たものである。仕上温度720℃で圧延した後、オ
ーステナイトからパーライトへの変態点に達する
以前に800℃で5分保持の再加熱を行い、その後
炉出側で300℃まで加速冷却を行つた。その時の
冷却速度はオーステナイト相からパーライト相へ
の変態点が590℃になるよう、5〜14℃/secに設
定した。第4図には仕上温度850℃で圧延し、そ
の後加速冷却するという従来法の強度・靭性も併
記した。この図から800℃以下での減面率が0で
ある従来法の靭性と、800℃以下での減面率が5
%の靭性とでは大きな差があり、800℃以下での
減面率が5%以上必要なことが理解される。なお
上記減面率の上限は鋼の組織的な面から決まるの
ではなく、圧延機の能力により決まることである
のであええ限定しない。 この鋼をこのままオーステナイトからパーライ
トへの変態点を過ぎて放冷後加熱したのでは、変
態により前記制御圧延の効果が消失してしまうの
で、変態前に加熱炉または保熱炉に装入する。 加熱炉または保熱炉に装入した鋼を750℃〜900
℃に加熱または保熱する。これは750℃未満の加
熱または保熱では滞炉中にオーステナイト層から
パーライト層への変態が進行ないしは潜伏期の消
費が起きるので、750℃以上とした。また900℃を
超えて加熱すると、制御圧延で微細にしたオース
テナイト粒が再結晶粗大化するので、上限を900
℃とした。 第5図は第1表のA鋼についての再加熱温度と
強度・靭性の関係を示したものである。この場合
800℃以下の制御圧延を15%の減面率で行い、720
℃で仕上た後、それぞれの再加熱温度に4分保持
した。そして炉出側で10℃/secの冷却速度で300
℃まで加速冷却を行なつた。 第5図には従来法で圧延し700℃に5分保持し
たものの強度・靭性を併記した。この図から700
℃の再加熱では、レールの頭頂下10mmの部分の強
度が750℃のものに比較して著しく低下するので、
再加熱温度の下限は750℃としなければならず、
また950℃の再加熱では、レールの頭頂下5mmの
部分の靭性が900℃の再加熱のものに比較して著
しく低下するので再加熱温度の上限は900℃とし
なければならないということが理解できる。 このように750〜900℃に加熱または保熱したレ
ールの頭部を、必要に応じて腹部も1〜15℃/
secの冷却速度で加速冷却することにより、微細
パーライト組織を有する高強度高靭性レールが得
られる。この場合微細パーライト組織を得るため
には、冷却速度を適正に選択する必要があるが、
それにはレール鋼の成分とオーステナイト粒径が
大きく関与する。本発明では、レール鋼が合金鋼
であること、オーステナイト粒が超微細粒である
ことを考慮して1〜15℃/secの範囲に限定した。
下限を1℃/secとしたのは、これより遅い冷却
速度では通常の放冷と同じになり加速冷却の効果
が期待できないからであり、上限を15℃/secと
したのは、これより速い冷却速度ではマルテンサ
イト組織となり、期待する微細パーライト組織が
得られないからである。以上に述べた内容をフロ
ー図にしたのが第2図である。 〔実施例〕 第1表に示したA〜Lの12鋼種を溶製し、本発
明の方法でレールを製造した。また本発明の効果
を把握する目的で、前記A〜Lの12鋼種につき従
来方法でレールを製造した。本発明の方法および
従来方法の具体的な圧延および冷却条件は次のと
おりである。 本発明の方法 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上る。 オーステナイトからパーライトへの変態点に
達する以前に再加熱を行なう。 再加熱の条件は800℃で5分間の保持を行う。 再加熱後炉出側のすぐ後方で300℃まで加速
冷却を行う。 従来方法1 800℃仕上げの普通圧延を行う。 圧延後ただちに300℃までの加速冷却を行う。 従来方法2 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上げる。 圧延後放冷する。 従来方法3 800℃以下で15%の減面率の制御圧延を行い、
720℃で仕上げる。
【表】
【表】
【表】
本発明により高強度で高靭性のレールをオンラ
インで製造することができるので、その工業的な
効果は大きい。
インで製造することができるので、その工業的な
効果は大きい。
第1図はレールの断面の説明図、第2図は本発
明のフロー図、第3図は本発明と従来方法との強
度および靭性を比較したグラフ、第4図は800℃
以下での減面率と強度・靭性との関係を示すグラ
フ、第5図は再加熱温度と強度・靭性との関係を
示すグラフである。 1……レール、2……頭頂部、3……頭頂下5
mmの位置、4……頭頂下10mmの位置、5……腹
部、6……底部。
明のフロー図、第3図は本発明と従来方法との強
度および靭性を比較したグラフ、第4図は800℃
以下での減面率と強度・靭性との関係を示すグラ
フ、第5図は再加熱温度と強度・靭性との関係を
示すグラフである。 1……レール、2……頭頂部、3……頭頂下5
mmの位置、4……頭頂下10mmの位置、5……腹
部、6……底部。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.50〜0.85wt%、Si:0.1〜1.0wt%、
Mn:0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以下、S:
0.035wt%以下、Al:0.05wt%以下を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、800
℃以下において5%以上の減面率の圧延を実施し
た後、オーステナイトからパーライトへの変態点
に達する以前に再び750〜900℃に加熱し、その後
1〜15℃/secの冷却速度で加速冷却をすること
を特徴とする微細パーライト組織を有した高強度
高靭性レールの製造方法。 2 C:0.5〜0.85wt%、Si:0.1〜1.0wt%、
Mn:0.5〜1.5wt%、P:0.035wt%以下、S:
0.035wt%以下、Al:0.05wt%以下と、Cr:0.05
〜1.5wt%、Mo:0.01〜0.2wt%、V:0.03〜
0.1wt%、Ni:0.1〜1.0wt%、Nb:0.005〜
0.05wt%の何れか1種または2種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を、
800℃以下において5%以上の減面率の圧延を実
施した後、オーステナイトからパーライトへの変
態点に達する以前に再び750〜900℃に加熱し、そ
の後1〜15℃/secの冷却温度で加速冷却するこ
とを特徴とする微細パーライトを有した高強度高
靭性レールの製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11170987A JPS63277721A (ja) | 1987-05-09 | 1987-05-09 | 高強度高靭性レ−ルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11170987A JPS63277721A (ja) | 1987-05-09 | 1987-05-09 | 高強度高靭性レ−ルの製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63277721A JPS63277721A (ja) | 1988-11-15 |
JPH044371B2 true JPH044371B2 (ja) | 1992-01-28 |
Family
ID=14568170
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11170987A Granted JPS63277721A (ja) | 1987-05-09 | 1987-05-09 | 高強度高靭性レ−ルの製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63277721A (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2509989B2 (ja) * | 1988-06-21 | 1996-06-26 | 良枝 栗原 | 蛋白質クルクリン及びその用途 |
ATE201054T1 (de) * | 1993-12-20 | 2001-05-15 | Nippon Steel Corp | Hochfeste, abriebsresistente schiene mit perlitstruktur und verfahren zu deren herstellung |
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 |
CN100482812C (zh) * | 2006-09-12 | 2009-04-29 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 钢轨热处理方法及钢轨热处理机组 |
JP5494433B2 (ja) * | 2010-11-18 | 2014-05-14 | 新日鐵住金株式会社 | 車輪用鋼 |
-
1987
- 1987-05-09 JP JP11170987A patent/JPS63277721A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS63277721A (ja) | 1988-11-15 |
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