JPH05171268A - 高靭性パーライト鋼の製造法 - Google Patents
高靭性パーライト鋼の製造法Info
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- JPH05171268A JPH05171268A JP24951591A JP24951591A JPH05171268A JP H05171268 A JPH05171268 A JP H05171268A JP 24951591 A JP24951591 A JP 24951591A JP 24951591 A JP24951591 A JP 24951591A JP H05171268 A JPH05171268 A JP H05171268A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、レール鋼などの共析炭素鋼の靭性
を向上させるものである。 【構成】 共析炭素量および各種合金を限定添加したＢ
＝５〜４０ppm（鉄の炭硼化物を析出させる）、Ｎ≦３
０ppm（低ＮとしてＢＮの析出を抑制）を含む鋼を圧延
後、８００℃まで急冷（ＢＮの析出を抑制）し、８００
〜７５０℃を徐冷（鉄の炭硼化物を析出させる）した
後、放冷または加速冷却（強度の向上）することを特徴
とする高靭性パーライト鋼の製造法。 【効果】 鉄の炭硼化物の析出物をパーライトの変態核
として作用させ、パーライトのγ粒内変態を促進させ
る。その結果、パーライトが微細となり、靭性が向上す
る。鋼中の合金添加量および変態時の加速冷却を併用す
ると高強度も同時に得られる。これにより高靭性の耐摩
耗鋼の製造が可能となった。
を向上させるものである。 【構成】 共析炭素量および各種合金を限定添加したＢ
＝５〜４０ppm（鉄の炭硼化物を析出させる）、Ｎ≦３
０ppm（低ＮとしてＢＮの析出を抑制）を含む鋼を圧延
後、８００℃まで急冷（ＢＮの析出を抑制）し、８００
〜７５０℃を徐冷（鉄の炭硼化物を析出させる）した
後、放冷または加速冷却（強度の向上）することを特徴
とする高靭性パーライト鋼の製造法。 【効果】 鉄の炭硼化物の析出物をパーライトの変態核
として作用させ、パーライトのγ粒内変態を促進させ
る。その結果、パーライトが微細となり、靭性が向上す
る。鋼中の合金添加量および変態時の加速冷却を併用す
ると高強度も同時に得られる。これにより高靭性の耐摩
耗鋼の製造が可能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は機械、建築、橋梁、鉄道
その他の産業構造用材料として使用される、強度と耐摩
耗性に優れた高炭素パーライト組織を呈した鋼に、靭性
を付与した高靭性パーライト鋼の製造法に関するもので
ある。
その他の産業構造用材料として使用される、強度と耐摩
耗性に優れた高炭素パーライト組織を呈した鋼に、靭性
を付与した高靭性パーライト鋼の製造法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】高炭素でパーライトの金属組織を呈した
鋼は強度が高く、耐摩耗性が良好なことから構造用材料
として使用され、中でも鉄道車両の重量増加に伴う高軸
荷重化や高速輸送化に対応してレールが特に多く使用さ
れている。このような鋼材の製造法としては、例えば特
開昭５５−２７６号公報には「パーライト組織を呈し易
い特定成分の鋼を、Ａｃ3 点以上の加熱温度から冷却し
て４５０〜６００℃の温度で恒温変態させて、微細パー
ライト組織を生成させる硬質レールの製造法」、また特
開昭５８−２２１２２９号公報には「Ｃ：０．６５〜
０．８５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有して高温度
の熱を保有したＭｎ鋼レールを急冷し、レールまたはレ
ールヘッドの組織を微細なパーライトとして耐摩耗性を
改善したレールの熱処理法」、さらに特開昭５９−１３
３３２２号公報は「安定してパーライト組織が得られる
特定成分の圧延レールを、Ａｒ3 点以上の温度から特定
温度の溶融塩浴中に浸漬して、レール頭頂部表面下約１
０mmまでにＨｖ＞３５０の硬さをもつ微細なパーライト
組織を呈するレールの熱処理方法」が開示されているご
とく、多くの技術が知られている。
鋼は強度が高く、耐摩耗性が良好なことから構造用材料
として使用され、中でも鉄道車両の重量増加に伴う高軸
荷重化や高速輸送化に対応してレールが特に多く使用さ
れている。このような鋼材の製造法としては、例えば特
開昭５５−２７６号公報には「パーライト組織を呈し易
い特定成分の鋼を、Ａｃ3 点以上の加熱温度から冷却し
て４５０〜６００℃の温度で恒温変態させて、微細パー
ライト組織を生成させる硬質レールの製造法」、また特
開昭５８−２２１２２９号公報には「Ｃ：０．６５〜
０．８５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有して高温度
の熱を保有したＭｎ鋼レールを急冷し、レールまたはレ
ールヘッドの組織を微細なパーライトとして耐摩耗性を
改善したレールの熱処理法」、さらに特開昭５９−１３
３３２２号公報は「安定してパーライト組織が得られる
特定成分の圧延レールを、Ａｒ3 点以上の温度から特定
温度の溶融塩浴中に浸漬して、レール頭頂部表面下約１
０mmまでにＨｖ＞３５０の硬さをもつ微細なパーライト
組織を呈するレールの熱処理方法」が開示されているご
とく、多くの技術が知られている。
【０００３】しかしながら、パーライト鋼の強度や耐摩
耗性は合金元素の添加によって所要の規格品が容易に得
られるとは言え、靭性はフェライト組織を主体とした鋼
に比較して著しく低く、例えばパーライトレール鋼では
ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験での常温試験値で１
〜３ kgf・m程度である。このように靭性の低い鋼を、
繰り返し荷重や振動が懸かる分野で構造部材として使用
した場合、早い時期に破壊を引き起こす問題があった。
耗性は合金元素の添加によって所要の規格品が容易に得
られるとは言え、靭性はフェライト組織を主体とした鋼
に比較して著しく低く、例えばパーライトレール鋼では
ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験での常温試験値で１
〜３ kgf・m程度である。このように靭性の低い鋼を、
繰り返し荷重や振動が懸かる分野で構造部材として使用
した場合、早い時期に破壊を引き起こす問題があった。
【０００４】一般に、鋼の靭性を向上させる手段には、
金属組織の細粒化つまりオーステナイト組織の細粒化や
粒内変態によって達成されるものと言われている。オー
ステナイト組織の細粒化は、例えば圧延時の低温加熱あ
るいは特開昭６３−２７７７２１号公報に開示されてい
るように制御圧延と加熱処理の組合せ、また圧延後の低
温加熱処理などが利用されている。しかし、レールの製
造法においては、成形性確保の観点から圧延時の低温加
熱や制御圧延の適用が困難な理由から、今日においても
従来から低温加熱処理法による靭性向上が図られてい
る。ところが、この方法も、近来の各鋼製品における省
力化・生産性向上技術の開発が進められる中で、製造コ
ストが高く、生産性も低いなどの問題があり、これらの
早期解決が望まれている。
金属組織の細粒化つまりオーステナイト組織の細粒化や
粒内変態によって達成されるものと言われている。オー
ステナイト組織の細粒化は、例えば圧延時の低温加熱あ
るいは特開昭６３−２７７７２１号公報に開示されてい
るように制御圧延と加熱処理の組合せ、また圧延後の低
温加熱処理などが利用されている。しかし、レールの製
造法においては、成形性確保の観点から圧延時の低温加
熱や制御圧延の適用が困難な理由から、今日においても
従来から低温加熱処理法による靭性向上が図られてい
る。ところが、この方法も、近来の各鋼製品における省
力化・生産性向上技術の開発が進められる中で、製造コ
ストが高く、生産性も低いなどの問題があり、これらの
早期解決が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した問題
点を解消しようとするものであり、鋼中に特殊化合物を
析出させることにより、レール等の共析炭素鋼の靭性を
向上させる方法を提供することを目的とする。
点を解消しようとするものであり、鋼中に特殊化合物を
析出させることにより、レール等の共析炭素鋼の靭性を
向上させる方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、細粒のパ
ーライト組織を得て靭性を向上させた鋼を製造するため
に、鋼成分とその製造法から多くの実験を試みた結果、
共析炭素鋼にＢ成分を添加して制御冷却すると、パーラ
イト変態時にオーステナイト粒内にパーライトの変態核
となる鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕が形成され、こ
れによって、結果的に細粒のパーライト組織が得られる
ことを知見した。
ーライト組織を得て靭性を向上させた鋼を製造するため
に、鋼成分とその製造法から多くの実験を試みた結果、
共析炭素鋼にＢ成分を添加して制御冷却すると、パーラ
イト変態時にオーステナイト粒内にパーライトの変態核
となる鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕が形成され、こ
れによって、結果的に細粒のパーライト組織が得られる
ことを知見した。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいて構成し
たものであって、その要旨とするところは、重量％とし
て、 Ｃ ：０．６０〜１．００％、 Ｓｉ：０．１０
〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ａｌ：０．０２
０％以下、 Ｂ ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ ：≦０．０
０３０％を含有し、あるいは必要により Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜０．１％、 Ｎｂ：０．０１
〜０．００５％、 Ｃｏ：０．１〜２．０％ の１種または２種以上を含有して残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱
して各種の製品形状に圧延する過程、または圧延を完了
するまで、あるいは完了した後における９００〜８００
℃の温度間を空冷以上の速さで冷却し、続いて８００〜
７５０℃を５０℃／min以下の速さで冷却した後、７５
０〜７００℃温度から放冷または１００〜３００℃／mi
nで５００℃以下まで冷却する高靭性パーライト鋼の製
造法である。
たものであって、その要旨とするところは、重量％とし
て、 Ｃ ：０．６０〜１．００％、 Ｓｉ：０．１０
〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ａｌ：０．０２
０％以下、 Ｂ ：０．０００５〜０．００４０％、Ｎ ：≦０．０
０３０％を含有し、あるいは必要により Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜０．１％、 Ｎｂ：０．０１
〜０．００５％、 Ｃｏ：０．１〜２．０％ の１種または２種以上を含有して残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱
して各種の製品形状に圧延する過程、または圧延を完了
するまで、あるいは完了した後における９００〜８００
℃の温度間を空冷以上の速さで冷却し、続いて８００〜
７５０℃を５０℃／min以下の速さで冷却した後、７５
０〜７００℃温度から放冷または１００〜３００℃／mi
nで５００℃以下まで冷却する高靭性パーライト鋼の製
造法である。
【０００８】以下、本発明について詳細に説明をする。
先ず本発明において鋼成分を上記のように限定した理由
について説明する。Ｃは強度を向上させ、さらにはパー
ライト組織を生成させて耐摩耗性を確保するに有効な成
分として０．６０％以上の含有が必要である。しかし
１．００％を越える高い含有量ではセメンタイト組織が
多く析出して硬度は増加するが、延性は著しく低下し、
靭性も劣化する。
先ず本発明において鋼成分を上記のように限定した理由
について説明する。Ｃは強度を向上させ、さらにはパー
ライト組織を生成させて耐摩耗性を確保するに有効な成
分として０．６０％以上の含有が必要である。しかし
１．００％を越える高い含有量ではセメンタイト組織が
多く析出して硬度は増加するが、延性は著しく低下し、
靭性も劣化する。
【０００９】Ｓｉはパーライト組織を強化する有効な成
分として、０．１０％以上を含有させる。しかし１．０
０％を越える含有量はマルテンサイト組織を呈して鋼を
脆化する問題がある。従って、Ｓｉは、パーライト組織
の強化成分として０．１０〜１．００％の含有量に限定
した。
分として、０．１０％以上を含有させる。しかし１．０
０％を越える含有量はマルテンサイト組織を呈して鋼を
脆化する問題がある。従って、Ｓｉは、パーライト組織
の強化成分として０．１０〜１．００％の含有量に限定
した。
【００１０】Ｍｎはパーライト組織の強化成分である。
０．４％より少ない含有量はその効果が小さく、反対に
１．５０％を越えるとベイナイト組織やマルテンサイト
組織を生成してパーライト組織の生成が減じられ本発明
の目的の鋼が得られ難くなる。
０．４％より少ない含有量はその効果が小さく、反対に
１．５０％を越えるとベイナイト組織やマルテンサイト
組織を生成してパーライト組織の生成が減じられ本発明
の目的の鋼が得られ難くなる。
【００１１】Ａｌは製鋼過程で脱酸剤として使用され鋼
中に残存する成分で、介在物を形成し疲労亀裂の発生起
点となるため、本発明においては不純物として０．０２
０％以下で、それも少ない程好ましい。
中に残存する成分で、介在物を形成し疲労亀裂の発生起
点となるため、本発明においては不純物として０．０２
０％以下で、それも少ない程好ましい。
【００１２】Ｂは、先に述べたようにパーライト変態核
の鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の形で鋼中に析出す
る重要な成分で、０．０００５％未満の少ない含有量は
鉄炭硼化物の析出が少なく細粒パーライト組織が得られ
ず、その反対に０．００４０％を越える過剰な含有量は
鉄炭硼化物がオーステナイト組織粒内だけでなく粒界に
も多く析出し鋼の粒界脆化が生じ易くなる。共析炭素鋼
近傍の炭素量を含有する鋼の金属組織は、パーライト組
織を呈し高強度で耐摩耗性の良い性質を有するため、レ
ール鋼のうな産業構造用鋼として広く使用されている。
しかしながら、これまでの鋼のパーライト組織はセメン
タイト組織を主体とした組織のため、フェライト組織を
主体にした金属組織に較べ脆い性質の問題があった。こ
のような問題からパーライト組織の靭性を改善するため
には、その結晶の一つの単位であるパーライトブロック
を細かくすることにある。その細かいパーライトブロッ
クは、パーライト組織変態がオーステナイト組織粒界か
ら発生することから、オーステナイト組織を細粒化せし
める手段が従来から採られている。しかし、本発明は、
このようにオーステナイト組織を細粒化しなくても、オ
ーステナイト組織粒内にパーライト変態核鉄炭硼化物
〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕を析出させることによって、該粒
内から多数のパーライト組織変態せしめ、かつパーライ
トブロックを細かくすることが可能であることを知見し
たものである。本発明においてＢは、このような作用効
果が顕著に得られる含有量として、０．０００５〜０．
００４０％に限定した。
の鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の形で鋼中に析出す
る重要な成分で、０．０００５％未満の少ない含有量は
鉄炭硼化物の析出が少なく細粒パーライト組織が得られ
ず、その反対に０．００４０％を越える過剰な含有量は
鉄炭硼化物がオーステナイト組織粒内だけでなく粒界に
も多く析出し鋼の粒界脆化が生じ易くなる。共析炭素鋼
近傍の炭素量を含有する鋼の金属組織は、パーライト組
織を呈し高強度で耐摩耗性の良い性質を有するため、レ
ール鋼のうな産業構造用鋼として広く使用されている。
しかしながら、これまでの鋼のパーライト組織はセメン
タイト組織を主体とした組織のため、フェライト組織を
主体にした金属組織に較べ脆い性質の問題があった。こ
のような問題からパーライト組織の靭性を改善するため
には、その結晶の一つの単位であるパーライトブロック
を細かくすることにある。その細かいパーライトブロッ
クは、パーライト組織変態がオーステナイト組織粒界か
ら発生することから、オーステナイト組織を細粒化せし
める手段が従来から採られている。しかし、本発明は、
このようにオーステナイト組織を細粒化しなくても、オ
ーステナイト組織粒内にパーライト変態核鉄炭硼化物
〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕を析出させることによって、該粒
内から多数のパーライト組織変態せしめ、かつパーライ
トブロックを細かくすることが可能であることを知見し
たものである。本発明においてＢは、このような作用効
果が顕著に得られる含有量として、０．０００５〜０．
００４０％に限定した。
【００１３】ＮはＢと結合せしめ、パーライト変態核の
鉄炭硼化物の析出を阻害する有害な成分として０．００
３０％以下に限定した。その量も少ない程好ましい。こ
の他に鋼を製造する上で不可避的成分のＳ，Ｐなどは、
鋼の靭性を著しく劣化する有害な成分としてできるだけ
低減する必要がある。
鉄炭硼化物の析出を阻害する有害な成分として０．００
３０％以下に限定した。その量も少ない程好ましい。こ
の他に鋼を製造する上で不可避的成分のＳ，Ｐなどは、
鋼の靭性を著しく劣化する有害な成分としてできるだけ
低減する必要がある。
【００１４】さらに本発明は、上記のような成分組成の
鋼の強化元素としてＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏを選択
的に含有させる。ＣｒおよびＭｏはパーライト組織の強
化に有効な成分である。しかし、ＣｒおよびＭｏの０．
０５％未満の少ない含有量はその効果が小さく、Ｃｒの
１．０％またはＭｏの０．５％を越える過剰な含有量は
マルテンサイト組織を生成させて鋼の靭性を劣化する傾
向にある。Ｖの０．０２〜０．１％、Ｎｂの０．０１〜
０．０５％およびＣｏの０．１〜２．０％は、各成分が
パーライト組織を強化する有効な含有量であって、下限
以下の少ない含有量では強化効果が小さくまた上限を越
える過剰な含有量では強化効果が小さく飽和域に達す
る。
鋼の強化元素としてＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｏを選択
的に含有させる。ＣｒおよびＭｏはパーライト組織の強
化に有効な成分である。しかし、ＣｒおよびＭｏの０．
０５％未満の少ない含有量はその効果が小さく、Ｃｒの
１．０％またはＭｏの０．５％を越える過剰な含有量は
マルテンサイト組織を生成させて鋼の靭性を劣化する傾
向にある。Ｖの０．０２〜０．１％、Ｎｂの０．０１〜
０．０５％およびＣｏの０．１〜２．０％は、各成分が
パーライト組織を強化する有効な含有量であって、下限
以下の少ない含有量では強化効果が小さくまた上限を越
える過剰な含有量では強化効果が小さく飽和域に達す
る。
【００１５】本発明は、転炉、電気炉など通常の溶解炉
を使用して溶製された上記のような成分組成の溶鋼を造
塊分解法あるいは連続鋳造法を経て製造された鋼片を、
温度１０００〜１２００℃に加熱した後、任意な寸法と
各種製品形状の例えば棒鋼、レール形鋼あるいはその他
の形鋼に圧延されて成形される。鋼片の加熱温度は、デ
ンドライト組織の鋳造組織を破壊し、鋼中の合金元素を
溶体化し、しかも溶鋼流を起こすこともなく圧延成形可
能な加熱温度である。
を使用して溶製された上記のような成分組成の溶鋼を造
塊分解法あるいは連続鋳造法を経て製造された鋼片を、
温度１０００〜１２００℃に加熱した後、任意な寸法と
各種製品形状の例えば棒鋼、レール形鋼あるいはその他
の形鋼に圧延されて成形される。鋼片の加熱温度は、デ
ンドライト組織の鋳造組織を破壊し、鋼中の合金元素を
溶体化し、しかも溶鋼流を起こすこともなく圧延成形可
能な加熱温度である。
【００１６】このようにして各種の製品形状に圧延され
た材料は、圧延される過程、または圧延を完了するまで
の、あるいは完了した後における９００〜８００℃の温
度間を空冷以上の速さで冷却する。この間の温度は、鋼
中の硼素が窒素と結合して優先的に窒化物（ＢＮ）を析
出し、本発明において有効な鉄炭硼化物の析出を阻害す
る。従って、この間で窒化物の析出を避けるために、空
冷以上しかも可能な限り速い速度で冷却するか、鋼中に
存在するフリーＮ（窒化物として固定されていないＮ）
を低減する必要がある。
た材料は、圧延される過程、または圧延を完了するまで
の、あるいは完了した後における９００〜８００℃の温
度間を空冷以上の速さで冷却する。この間の温度は、鋼
中の硼素が窒素と結合して優先的に窒化物（ＢＮ）を析
出し、本発明において有効な鉄炭硼化物の析出を阻害す
る。従って、この間で窒化物の析出を避けるために、空
冷以上しかも可能な限り速い速度で冷却するか、鋼中に
存在するフリーＮ（窒化物として固定されていないＮ）
を低減する必要がある。
【００１７】このような硼素の窒化物生成温度域を急冷
して通過した材料は、冷却過程の８００〜７５０℃を５
０℃／min以下の速さで冷却する。この範囲の温度は、
この温度まで析出を抑制した硼素を、５０℃／min以下
の遅い速度で一気にオーステナイト組織粒内にパーライ
ト変態核となる鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の形に
析出させるものである。この時の析出温度とその間の冷
却速度は、本発明者らの実験によって求められた〔Ｆｅ
23（ＣＢ）6 〕の温度−時間関係析出曲線から定めたも
のであって、何れも〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の析出量が多
く、しかも工業的に採用し得る生産可能範囲から決めた
ものである。
して通過した材料は、冷却過程の８００〜７５０℃を５
０℃／min以下の速さで冷却する。この範囲の温度は、
この温度まで析出を抑制した硼素を、５０℃／min以下
の遅い速度で一気にオーステナイト組織粒内にパーライ
ト変態核となる鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の形に
析出させるものである。この時の析出温度とその間の冷
却速度は、本発明者らの実験によって求められた〔Ｆｅ
23（ＣＢ）6 〕の温度−時間関係析出曲線から定めたも
のであって、何れも〔Ｆｅ23（ＣＢ）6 〕の析出量が多
く、しかも工業的に採用し得る生産可能範囲から決めた
ものである。
【００１８】このようにして鉄炭硼化物〔Ｆｅ23（Ｃ
Ｂ）6 〕を析出した材料は、保有する温度の７５０〜７
００℃から放冷または１００〜３００℃／minの速度で
５００℃以下の低温度まで冷却する。この冷却開始温度
は鋼内部に冷却歪みを大ならしめることもなく鋼質を調
整し易い温度範囲であって、その温度からの放冷は鋼内
部から復熱しながら軟質化を図るものであり、５００℃
以下まで、すなわち鋼内部からの復熱作用によって受け
る硬さのバラツキを減少せしめる低温度に、硬質化し得
る冷却速度１００℃／min以上で、しかもマルテンサイ
ト組織を生じさせることもない３００℃／minの速度で
冷却する必要がある。上記のような本発明法によれば、
細粒のパーライト組織を得て靭性を向上させた鋼を製造
することができる。
Ｂ）6 〕を析出した材料は、保有する温度の７５０〜７
００℃から放冷または１００〜３００℃／minの速度で
５００℃以下の低温度まで冷却する。この冷却開始温度
は鋼内部に冷却歪みを大ならしめることもなく鋼質を調
整し易い温度範囲であって、その温度からの放冷は鋼内
部から復熱しながら軟質化を図るものであり、５００℃
以下まで、すなわち鋼内部からの復熱作用によって受け
る硬さのバラツキを減少せしめる低温度に、硬質化し得
る冷却速度１００℃／min以上で、しかもマルテンサイ
ト組織を生じさせることもない３００℃／minの速度で
冷却する必要がある。上記のような本発明法によれば、
細粒のパーライト組織を得て靭性を向上させた鋼を製造
することができる。
【００１９】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明をする。
表１に示す各成分組成に溶製された鋼片を、１２５０℃
の温度に加熱して各種の製品形状に熱間圧延で形成した
後、同表に示す各プロセス条件で空冷また制御冷却し
た。得られた各製品の衝撃値と表面硬さを表２に示す。
表１に示す各成分組成に溶製された鋼片を、１２５０℃
の温度に加熱して各種の製品形状に熱間圧延で形成した
後、同表に示す各プロセス条件で空冷また制御冷却し
た。得られた各製品の衝撃値と表面硬さを表２に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】表から明らかなように、本発明法で得られ
た製品は、本発明から逸脱した鋼成分または製造法の比
較用製品に比し、衝撃値と表面硬さ（ブリネル硬度）が
共に安定して高い。このことは、本発明製品に多数の細
粒パーライト組織を析出していることを意味するもので
ある。このような組織と鋼特性を有する本発明は、特に
レールに使用された場合に高靭性で優れた耐摩耗性を示
す。
た製品は、本発明から逸脱した鋼成分または製造法の比
較用製品に比し、衝撃値と表面硬さ（ブリネル硬度）が
共に安定して高い。このことは、本発明製品に多数の細
粒パーライト組織を析出していることを意味するもので
ある。このような組織と鋼特性を有する本発明は、特に
レールに使用された場合に高靭性で優れた耐摩耗性を示
す。
【００２３】
【発明の効果】以上のように、本発明により、鉄の炭硼
化物の析出物をパーライト変態核として作用させ、パー
ライトのオーステナイト粒内変態を促進させることによ
りパーライトが微細になり、鋼靭性が向上すると共に強
度も上昇する。これにより、各種形状の高靭性の耐摩耗
鋼の製造が可能となった。
化物の析出物をパーライト変態核として作用させ、パー
ライトのオーステナイト粒内変態を促進させることによ
りパーライトが微細になり、鋼靭性が向上すると共に強
度も上昇する。これにより、各種形状の高靭性の耐摩耗
鋼の製造が可能となった。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．６０〜１．００％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ａｌ：０．０２０％以下、 Ｂ ：０．０００５〜０．００４０％、 Ｎ ：≦０．００３０％ を含有して残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を１０００〜１２５０℃に加熱して各種の製品形状に
圧延する過程または圧延を完了するまであるいは完了し
た後における９００〜８００℃の温度間を空冷以上の速
さで冷却し、続いて８００〜７５０℃の間を５０℃／mi
n以下の速さで冷却した後、７５０〜７００℃の温度か
ら放冷または１００〜３００℃／minで５００℃以下ま
で冷却することを特徴とする高靭性パーライト鋼の製造
法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．６０〜１．００％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ａｌ：０．０２０％以下、 Ｂ ：０．０００５〜０．００４０％、 Ｎ ：≦０．００３０％ を含有し、さらに Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｖ ：０．０２〜０．１％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｃｏ：０．１〜２．０％ の１種または２種以上を含有して残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱
して各種の製品形状に圧延する過程、または圧延を完了
するまで、あるいは完了した後における９００〜８００
℃の温度間を空冷以上の速さで冷却し、続いて８００〜
７５０℃の間を５０℃／min以下の速さで冷却した後、
７５０〜７００℃の温度から放冷または１００〜３００
℃／minで５００℃以下まで冷却することを特徴とする
高靭性パーライト鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24951591A JPH05171268A (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 高靭性パーライト鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24951591A JPH05171268A (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 高靭性パーライト鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171268A true JPH05171268A (ja) | 1993-07-09 |
Family
ID=17194124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24951591A Withdrawn JPH05171268A (ja) | 1991-09-27 | 1991-09-27 | 高靭性パーライト鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05171268A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2196552A4 (en) * | 2007-10-10 | 2015-12-23 | Jfe Steel Corp | PERLITE RAIL OF THE TYPE OF HIGH INTERNAL HARDENERS WITH EXCELLENT WEAR RESISTANCE, FATIGUE RESISTANCE AND RESISTANCE TO DECELERATED BREAKDOWN AND METHOD OF PRODUCTION THEREFOR |
| JP2016079478A (ja) * | 2014-10-20 | 2016-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| CN113646447A (zh) * | 2019-03-19 | 2021-11-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 轨道的制造方法 |
-
1991
- 1991-09-27 JP JP24951591A patent/JPH05171268A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2196552A4 (en) * | 2007-10-10 | 2015-12-23 | Jfe Steel Corp | PERLITE RAIL OF THE TYPE OF HIGH INTERNAL HARDENERS WITH EXCELLENT WEAR RESISTANCE, FATIGUE RESISTANCE AND RESISTANCE TO DECELERATED BREAKDOWN AND METHOD OF PRODUCTION THEREFOR |
| JP2016079478A (ja) * | 2014-10-20 | 2016-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| CN113646447A (zh) * | 2019-03-19 | 2021-11-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 轨道的制造方法 |
| EP3943620A4 (en) * | 2019-03-19 | 2022-03-23 | JFE Steel Corporation | PROCESS FOR MAKING A RAIL |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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