JPH0726348A - 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法 - Google Patents
耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法Info
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- JPH0726348A JPH0726348A JP17073593A JP17073593A JPH0726348A JP H0726348 A JPH0726348 A JP H0726348A JP 17073593 A JP17073593 A JP 17073593A JP 17073593 A JP17073593 A JP 17073593A JP H0726348 A JPH0726348 A JP H0726348A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レール
およびその製造法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：0.55〜0.85％、Ｓｉ：0.20〜1.
20％、Ｍｎ：0.50〜1.50％、Ｓ:0.002〜0.010 ％、Ｃ
ｒ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.001〜0.075 ％、Ｖ:0.001〜1.
00％、Ｎ：0.0005〜0.030 ％、Ａｌ：≦0.010 ％からな
る鋼で、熱間圧延後、加速冷却し、オーステナイト粒内
のＭｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物、Ｖ炭窒化物を核
としたパーライトを生成させることおよび100 μｍ超の
アルミナクラスターの総長さが単位面積 200mm2 あたり
2000μｍ未満であることを特徴とする。
およびその製造法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：0.55〜0.85％、Ｓｉ：0.20〜1.
20％、Ｍｎ：0.50〜1.50％、Ｓ:0.002〜0.010 ％、Ｃ
ｒ:0.1〜1.0 ％、Ｔｉ:0.001〜0.075 ％、Ｖ:0.001〜1.
00％、Ｎ：0.0005〜0.030 ％、Ａｌ：≦0.010 ％からな
る鋼で、熱間圧延後、加速冷却し、オーステナイト粒内
のＭｎＳ上に析出させたＴｉ炭窒化物、Ｖ炭窒化物を核
としたパーライトを生成させることおよび100 μｍ超の
アルミナクラスターの総長さが単位面積 200mm2 あたり
2000μｍ未満であることを特徴とする。
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、さらに非金属介在物を減少させて延性
の向上を図りレール表面損傷抵抗性、およびレール内部
疲労損傷抵抗性の向上を図った耐ころがり疲労損傷性に
優れた高強度レールおよびその製造法に関するものであ
る。
組織を微細化し、さらに非金属介在物を減少させて延性
の向上を図りレール表面損傷抵抗性、およびレール内部
疲労損傷抵抗性の向上を図った耐ころがり疲労損傷性に
優れた高強度レールおよびその製造法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】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。
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つけられ
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。
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。
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つけられ
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。
【０００３】このようなレール表面および内部疲労損傷
対策として、（１）特願昭６１−０７５６３１に開示さ
れているような、レール頭頂部またはＧＣ部もしくは双
方に硬度の最大値が、レール表面から２〜８mmの深さに
あることを特徴とする頭部表面耐表面損傷性高強度レー
ル、（２）特願平２−０２７７３７号公報に開示されて
いる、レール頭部が微細パーライト組織を有し、かつＧ
Ｃから内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度Hv３
５０から４２０までを有することを特徴とするＧＣ内部
疲労損傷抵抗性に優れたレール、および特開平２−２８
２４４８号公報に開示されているように、レール頭頂部
の硬度がビッカース硬度Hv２００〜３５０、頭部コーナ
ー部の硬度がビッカース硬度Hv２５０〜４１０であるこ
とを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れたレールな
どがある。
対策として、（１）特願昭６１−０７５６３１に開示さ
れているような、レール頭頂部またはＧＣ部もしくは双
方に硬度の最大値が、レール表面から２〜８mmの深さに
あることを特徴とする頭部表面耐表面損傷性高強度レー
ル、（２）特願平２−０２７７３７号公報に開示されて
いる、レール頭部が微細パーライト組織を有し、かつＧ
Ｃから内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度Hv３
５０から４２０までを有することを特徴とするＧＣ内部
疲労損傷抵抗性に優れたレール、および特開平２−２８
２４４８号公報に開示されているように、レール頭頂部
の硬度がビッカース硬度Hv２００〜３５０、頭部コーナ
ー部の硬度がビッカース硬度Hv２５０〜４１０であるこ
とを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れたレールな
どがある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前記（１），（２）に
おけるレール表面および内部疲労損傷対策レールは、い
ずれも特殊な熱処理方法を施すことによってレール頭部
の硬度分布を制御しようとするものである。すなわちレ
ール頭頂面またはＧＣ部もしくは双方の冷却速度を変え
て、あるいは冷却の途中から冷却速度を変えることによ
ってレール頭頂面とＧＣ表面もしくは頭表面と内部の硬
度分布を制御するものであり、冷却制御が複雑かつ冷却
装置の煩雑さをともなうなど問題が多い。
おけるレール表面および内部疲労損傷対策レールは、い
ずれも特殊な熱処理方法を施すことによってレール頭部
の硬度分布を制御しようとするものである。すなわちレ
ール頭頂面またはＧＣ部もしくは双方の冷却速度を変え
て、あるいは冷却の途中から冷却速度を変えることによ
ってレール頭頂面とＧＣ表面もしくは頭表面と内部の硬
度分布を制御するものであり、冷却制御が複雑かつ冷却
装置の煩雑さをともなうなど問題が多い。
【０００５】また、レール頭部内部からの疲労損傷の発
生は、国内の私鉄の急曲線区間外軌レールにおいて塗油
が十分に施され、摩耗が極度に抑制されたレールＧＣ内
部に認められるが、海外の重荷重鉄道においては損傷の
ほとんどがこのようなＧＣ内部を起点とする疲労損傷で
ある。しかし、実験室的にレールＧＣ内部から疲労損傷
を発生させる試験法はまだ確立されていない。しかしな
がら、このようなレール内部疲労損傷の発生にＡｌ系介
在物であるアルミナクラスターが有害であることが知ら
れており、発明者らの研究では１００μｍ超のアルミナ
クラスターがレール頭部から採取した１０×２０mmの試
験片中に、総長さ２，０００μｍ超存在すると敷設後に
内部疲労損傷を発生させることが明らかになっている。
したがってこの長さは極力小さいことが必要である。
生は、国内の私鉄の急曲線区間外軌レールにおいて塗油
が十分に施され、摩耗が極度に抑制されたレールＧＣ内
部に認められるが、海外の重荷重鉄道においては損傷の
ほとんどがこのようなＧＣ内部を起点とする疲労損傷で
ある。しかし、実験室的にレールＧＣ内部から疲労損傷
を発生させる試験法はまだ確立されていない。しかしな
がら、このようなレール内部疲労損傷の発生にＡｌ系介
在物であるアルミナクラスターが有害であることが知ら
れており、発明者らの研究では１００μｍ超のアルミナ
クラスターがレール頭部から採取した１０×２０mmの試
験片中に、総長さ２，０００μｍ超存在すると敷設後に
内部疲労損傷を発生させることが明らかになっている。
したがってこの長さは極力小さいことが必要である。
【０００６】本発明はこのような問題を解消しようとす
るものであって、有害なアルミナクラスターを少なく
し、かつ、オーステナイト粒内および粒界に微細なパー
ライトを生成させることにより、耐ころがり疲労損傷性
に優れた高強度レールおよびその製造法を提供すること
を目的とする。
るものであって、有害なアルミナクラスターを少なく
し、かつ、オーステナイト粒内および粒界に微細なパー
ライトを生成させることにより、耐ころがり疲労損傷性
に優れた高強度レールおよびその製造法を提供すること
を目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．２０〜
１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：
０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、Ｖ ：０．
００１〜１．００％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３
０％、Ａｌ：≦０．０１０％、 残部実質的に
Ｆｅからなる鋼であって、オーステナイト粒内のＭｎＳ
を核としたパーライトが存在し、かつ、１００μｍ超の
アルミナクラスターの総長さが単位面積２００mm2 あた
り２０００μｍ未満であることを特徴とする耐ころがり
疲労損傷性に優れた高強度レールであり、さらに前記成
分の鋼をオーステナイト域温度から加速冷却することを
特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レール
の製造法である。
１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：
０．００２〜０．０１０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、Ｖ ：０．
００１〜１．００％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３
０％、Ａｌ：≦０．０１０％、 残部実質的に
Ｆｅからなる鋼であって、オーステナイト粒内のＭｎＳ
を核としたパーライトが存在し、かつ、１００μｍ超の
アルミナクラスターの総長さが単位面積２００mm2 あた
り２０００μｍ未満であることを特徴とする耐ころがり
疲労損傷性に優れた高強度レールであり、さらに前記成
分の鋼をオーステナイト域温度から加速冷却することを
特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レール
の製造法である。
【０００８】本発明鋼はレール頭表面の耐ころがり損傷
の原因の一つであるＭｎＳを微細分散させるとともに、
微細分散させたＭｎＳからパーライト組織を生成させる
ことによって、微細な組織を生成させ耐表面損傷性の改
善に有効な延性の向上を果たすものであり、さらにＡｌ
の添加量を制限することによってＭｎＳの核となる酸化
物、マンガン・シリケートの生成を阻害するＡｌ系酸化
物の生成を抑制するとともに、レール内部から発生する
疲労き裂の起点となるＡｌ系酸化物の生成抑制にも有効
に作用する。さらに、加えて前記組成からなるレール鋼
を通常圧延後あるいはレール頭部もしくは底部も含めて
通常温度に再加熱した後、冷却過程でオーステナイト域
温度から７００℃〜５００℃の間を１〜５℃/sで加速冷
却することによって、パーライト変態温度を低下せし
め、オーステナイト粒内のＭｎＳを核とするパーライト
変態を含めて低温度でパーライト変態を生成させること
によって、圧延ままレール鋼よりもいっそうのパーライ
ト組織の微細化を図り著しい延性の改善が果たせるばか
りか、加速冷却による高強度化によってレール内部から
発生する疲労き裂に対する抵抗性の優れた高強度レール
が製造できる。
の原因の一つであるＭｎＳを微細分散させるとともに、
微細分散させたＭｎＳからパーライト組織を生成させる
ことによって、微細な組織を生成させ耐表面損傷性の改
善に有効な延性の向上を果たすものであり、さらにＡｌ
の添加量を制限することによってＭｎＳの核となる酸化
物、マンガン・シリケートの生成を阻害するＡｌ系酸化
物の生成を抑制するとともに、レール内部から発生する
疲労き裂の起点となるＡｌ系酸化物の生成抑制にも有効
に作用する。さらに、加えて前記組成からなるレール鋼
を通常圧延後あるいはレール頭部もしくは底部も含めて
通常温度に再加熱した後、冷却過程でオーステナイト域
温度から７００℃〜５００℃の間を１〜５℃/sで加速冷
却することによって、パーライト変態温度を低下せし
め、オーステナイト粒内のＭｎＳを核とするパーライト
変態を含めて低温度でパーライト変態を生成させること
によって、圧延ままレール鋼よりもいっそうのパーライ
ト組織の微細化を図り著しい延性の改善が果たせるばか
りか、加速冷却による高強度化によってレール内部から
発生する疲労き裂に対する抵抗性の優れた高強度レール
が製造できる。
【０００９】
【作用】以下に本発明について詳細に説明する。先ず、
レールの化学成分を前述のように定めた理由について述
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、靭性を著しく損な
うため０．５５〜０．８５％に限定した。
レールの化学成分を前述のように定めた理由について述
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、靭性を著しく損な
うため０．５５〜０．８５％に限定した。
【００１０】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改善にも貢献する。またＳｉは
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、０．２％未満ではそ
の効果が期待できずさらにＳｉは脱酸元素として０．２
％超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改善にも貢献する。またＳｉは
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、０．２％未満ではそ
の効果が期待できずさらにＳｉは脱酸元素として０．２
％超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。
【００１１】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。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。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。
【００１２】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（ＴｉＮ，ＴｉＣ，ＶＮ，ＶＣ）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ＭｎＳ量が極度に減じてしまい、パーラ
イト粒内変態を確保できなくする。また０．０１０％超
ではＭｎＳが粗大化し延性を著しく低下させるばかり
か、レール表面損傷き裂の起点となるため０．００２〜
０．０１０％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（ＴｉＮ，ＴｉＣ，ＶＮ，ＶＣ）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ＭｎＳ量が極度に減じてしまい、パーラ
イト粒内変態を確保できなくする。また０．０１０％超
ではＭｎＳが粗大化し延性を著しく低下させるばかり
か、レール表面損傷き裂の起点となるため０．００２〜
０．０１０％に限定した。
【００１３】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を損なわない
範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
【００１４】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
になり大幅な延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．
０７５％超添加すると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０．００１〜０．０７５％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
になり大幅な延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．
０７５％超添加すると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０．００１〜０．０７５％の範囲に限定した。
【００１５】ＶはＴｉと同様に本発明の重要な構成要素
であり、冷却中にＭｎＳ上に析出させたＶ炭窒化物を核
としたパーライト変態の生成による効果がＴｉ炭窒化物
によるパーライト変態に重畳し、より効果的にオーステ
ナイト粒内からの変態が期待でき、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
なり大幅な延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１．０％
超添加するとＶ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Ｖ添加量を０．００
１〜１．０％の範囲に限定した。
であり、冷却中にＭｎＳ上に析出させたＶ炭窒化物を核
としたパーライト変態の生成による効果がＴｉ炭窒化物
によるパーライト変態に重畳し、より効果的にオーステ
ナイト粒内からの変態が期待でき、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
なり大幅な延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１．０％
超添加するとＶ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Ｖ添加量を０．００
１〜１．０％の範囲に限定した。
【００１６】Ｎはパーライトの変態核として作用するＭ
ｎＳ上のＴｉＮ，ＶＮの構成元素であり、ＴｉＮ，ＶＮ
を有効に析出させるためには０．０００５％超が必要で
あり、０．０３０％を超えると粗大なＴｉＮ，ＶＮ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
０．０００５〜０．０３０％に限定した。Ａｌは脱酸剤
として有効であるがＡｌの酸化物はＭｎＳの核となるマ
ンガンシリケート系の酸化物の生成を阻害し、先にアル
ミナ系酸化物を生成させるばかりでなく、さらにこのア
ルミナ系酸化物はレール内部からの疲労き裂の発生起点
となるために０．０１０％未満に限定した。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。
ｎＳ上のＴｉＮ，ＶＮの構成元素であり、ＴｉＮ，ＶＮ
を有効に析出させるためには０．０００５％超が必要で
あり、０．０３０％を超えると粗大なＴｉＮ，ＶＮ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
０．０００５〜０．０３０％に限定した。Ａｌは脱酸剤
として有効であるがＡｌの酸化物はＭｎＳの核となるマ
ンガンシリケート系の酸化物の生成を阻害し、先にアル
ミナ系酸化物を生成させるばかりでなく、さらにこのア
ルミナ系酸化物はレール内部からの疲労き裂の発生起点
となるために０．０１０％未満に限定した。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。
【００１７】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Ｔｉ炭窒化物あるいは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、圧延ままで延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Ｔｉ炭窒化物あるいは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、圧延ままで延性の優れた高強度レールを製造するこ
とができる。
【００１８】さらに高温度とともに高延性を達成するた
めには、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７
００〜５００℃間を１〜５℃/sで加速冷却されたレール
鋼では、一層の高延性が得られる。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炭窒化物あるいはＶ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
層のレール鋼の延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 超
とすることが望ましい。
めには、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７
００〜５００℃間を１〜５℃/sで加速冷却されたレール
鋼では、一層の高延性が得られる。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炭窒化物あるいはＶ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
層のレール鋼の延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 超
とすることが望ましい。
【００１９】レール鋼の延性に対する要求は中国によっ
てなされており、レール頭部ゲージ・コーナー内部１０
mm深さから採取した平行部６mm径、平行部長さ３０mmの
引っ張り試験片を用いた機械試験において伸び値が１２
％超で介在物清浄度の優れたレールが耐表面損傷性およ
び内部疲労損傷抵抗性に優れたレールであるとしてい
る。上述した化学成分を有し、オーステナイト粒内のＭ
ｎＳを核としたパーライト変態を導入した微細なパーラ
イト組織を有する圧延ままの高強度レール鋼、あるいは
これを熱処理することによってさらに高強度化を図った
レール鋼でも、十分な伸び値を確保することができ、表
面損傷発生寿命の大幅な改善を図ることができた。
てなされており、レール頭部ゲージ・コーナー内部１０
mm深さから採取した平行部６mm径、平行部長さ３０mmの
引っ張り試験片を用いた機械試験において伸び値が１２
％超で介在物清浄度の優れたレールが耐表面損傷性およ
び内部疲労損傷抵抗性に優れたレールであるとしてい
る。上述した化学成分を有し、オーステナイト粒内のＭ
ｎＳを核としたパーライト変態を導入した微細なパーラ
イト組織を有する圧延ままの高強度レール鋼、あるいは
これを熱処理することによってさらに高強度化を図った
レール鋼でも、十分な伸び値を確保することができ、表
面損傷発生寿命の大幅な改善を図ることができた。
【００２０】
【実施例】次に、本発明により製造した高強度レールの
製造実施例について述べる。表１は供試鋼の化学成分
（重量％）と冷却後のレール組織中にＭｎＳを核とする
パーライト組織を含まれているかどうか観察結果を示
す。Ｔｉ，Ｖ，Ａｌをとくに制御した本発明鋼はすべて
パーライト粒内変態をしている。一方、比較鋼はまった
くパーライト粒内変態がおきていない。
製造実施例について述べる。表１は供試鋼の化学成分
（重量％）と冷却後のレール組織中にＭｎＳを核とする
パーライト組織を含まれているかどうか観察結果を示
す。Ｔｉ，Ｖ，Ａｌをとくに制御した本発明鋼はすべて
パーライト粒内変態をしている。一方、比較鋼はまった
くパーライト粒内変態がおきていない。
【００２１】表２は冷却後のレール頭部ゲージ・コーナ
ー内部１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０
mmの引っ張り試験片の強度と伸び値、および西原式摩耗
試験機を用いた水潤滑条件下での表面疲労損傷発生寿命
測定結果を示す。レール頭部表面直下から採取した試験
片は幅８mm、径３０mm、曲率半径１５mmの凸形試験片
で、相手材は車輪相当の化学成分を有する幅８mm、径３
０mmの円筒試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、す
べり率２０％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を
測定した。本発明鋼は比較鋼に比し、熱処理の有無を問
わず強度は同等以上、伸びは高く、さらに重要な指標で
ある表面損傷発生寿命が約２倍ほど長い。
ー内部１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０
mmの引っ張り試験片の強度と伸び値、および西原式摩耗
試験機を用いた水潤滑条件下での表面疲労損傷発生寿命
測定結果を示す。レール頭部表面直下から採取した試験
片は幅８mm、径３０mm、曲率半径１５mmの凸形試験片
で、相手材は車輪相当の化学成分を有する幅８mm、径３
０mmの円筒試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、す
べり率２０％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を
測定した。本発明鋼は比較鋼に比し、熱処理の有無を問
わず強度は同等以上、伸びは高く、さらに重要な指標で
ある表面損傷発生寿命が約２倍ほど長い。
【００２２】表３は、供試レール頭部ＧＣ内部深さ１３
mmより採取した１０×２０mmの試験片中に存在する１０
０μｍ超のアルミナクラスターの個数と単位面積２００
mm2あたりの総長さの測定結果を示す。たとえば本発明
鋼Ａを見ると１００μｍ超のアルミナクラスターの個数
は２個、その総長さは２１０μｍに対し、比較鋼Ｂでは
９個、２９５０μｍと大きい。このように、本発明鋼は
比較鋼に比しいずれも１００μｍ超のアルミナクラスタ
ーの個数およびその総長さも少なく、レール敷設後の内
部疲労損傷の発生を十分に防止できることがわかった。
これらの結果から、オーステナイト中のＭｎＳからパー
ライト変態が確認されたレールでは、十分な伸び値の確
保により表面疲労損傷寿命の大幅な改善と内部疲労損傷
発生防止が達成された。
mmより採取した１０×２０mmの試験片中に存在する１０
０μｍ超のアルミナクラスターの個数と単位面積２００
mm2あたりの総長さの測定結果を示す。たとえば本発明
鋼Ａを見ると１００μｍ超のアルミナクラスターの個数
は２個、その総長さは２１０μｍに対し、比較鋼Ｂでは
９個、２９５０μｍと大きい。このように、本発明鋼は
比較鋼に比しいずれも１００μｍ超のアルミナクラスタ
ーの個数およびその総長さも少なく、レール敷設後の内
部疲労損傷の発生を十分に防止できることがわかった。
これらの結果から、オーステナイト中のＭｎＳからパー
ライト変態が確認されたレールでは、十分な伸び値の確
保により表面疲労損傷寿命の大幅な改善と内部疲労損傷
発生防止が達成された。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】本発明のレール鋼は成分制御によってオ
ーステナイト粒内のＭｎＳに析出させたＴｉ炭窒化物あ
るいはＶ炭窒化物をパーライト変態核として活用するこ
とによりパーライトが微細化し、さらにアルミナクラス
ターの総長さを低減化することにより十分な伸び値が得
られ、表面疲労損傷寿命の大幅な改善と内部疲労損傷発
生防止が達成された耐ころがり疲労損傷性に優れた高強
度レールをえることができる。
ーステナイト粒内のＭｎＳに析出させたＴｉ炭窒化物あ
るいはＶ炭窒化物をパーライト変態核として活用するこ
とによりパーライトが微細化し、さらにアルミナクラス
ターの総長さを低減化することにより十分な伸び値が得
られ、表面疲労損傷寿命の大幅な改善と内部疲労損傷発
生防止が達成された耐ころがり疲労損傷性に優れた高強
度レールをえることができる。
フロントページの続き (72)発明者 若生 昌光 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
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０１０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％、 Ａｌ：≦０．０１０％ で残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼でかつ、オ
ーステナイト粒内のＭｎＳを核としたパーライトが存在
すること、および１００μｍ超のアルミナクラスターの
総長さが単位面積２００mm2 あたり２０００μｍ未満で
あることを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れた高
強度レール。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．５５〜０．８５％、 Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０１０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％、 Ａｌ：≦０．０１０％ を含有して残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
熱間圧延終了後あるいは高温に加熱されたレールの頭部
あるいはさらに底部を、オーステナイト域温度から冷却
する際に７００〜５００℃間を１〜５℃/sで加速冷却す
ることを特徴とする耐ころがり疲労損傷性に優れた高強
度レールの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17073593A JPH0726348A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17073593A JPH0726348A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0726348A true JPH0726348A (ja) | 1995-01-27 |
Family
ID=15910421
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17073593A Pending JPH0726348A (ja) | 1993-07-09 | 1993-07-09 | 耐ころがり疲労損傷性に優れた高強度レールおよびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0726348A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110253268A1 (en) * | 2010-04-16 | 2011-10-20 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| CN105177431A (zh) * | 2015-10-30 | 2015-12-23 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种重载钢轨及其生产方法 |
-
1993
- 1993-07-09 JP JP17073593A patent/JPH0726348A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110253268A1 (en) * | 2010-04-16 | 2011-10-20 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| US9157131B2 (en) * | 2010-04-16 | 2015-10-13 | Pangang Group Co., Ltd. | High carbon content and high strength heat-treated steel rail and method for producing the same |
| CN105177431A (zh) * | 2015-10-30 | 2015-12-23 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种重载钢轨及其生产方法 |
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