JPH08104947A - 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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- JPH08104947A JPH08104947A JP24443894A JP24443894A JPH08104947A JP H08104947 A JPH08104947 A JP H08104947A JP 24443894 A JP24443894 A JP 24443894A JP 24443894 A JP24443894 A JP 24443894A JP H08104947 A JPH08104947 A JP H08104947A
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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
を製造するための疲労損傷要因であるアルミナクラスタ
ーを少なく、細粒のパーライトがえられる成分および製
造方法を提供すること。 【構成】 Mg添加による脱酸処理により重量％でC:0.55
〜0.90% 、Si: 0.10〜1.20% 、Mn: 0.50〜1.50% 、S:
0.002〜0.035%、Mg: 0.0004〜0.01% 、Al≦0.03%、V:
0.001〜1.00% 、Ti:0.001〜0 .075% 、N:0.0005〜0.030
%を含有し、あるいはこれに１種または２種以上の重量
％で、Cr: 0.10〜1.0%、Ni:0.10 〜4.0%、Mo: 0.10〜0.
50% 、Nb: 0.01〜0.05% を含有して残部が鉄及びＰなど
の不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造法などを経て
製造した鋼片を熱間圧延終了後そのまま、あるいは熱処
理する目的で高温に加熱後加速冷却し、 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20
00μｍ未満であることを特徴とする。
を製造するための疲労損傷要因であるアルミナクラスタ
ーを少なく、細粒のパーライトがえられる成分および製
造方法を提供すること。 【構成】 Mg添加による脱酸処理により重量％でC:0.55
〜0.90% 、Si: 0.10〜1.20% 、Mn: 0.50〜1.50% 、S:
0.002〜0.035%、Mg: 0.0004〜0.01% 、Al≦0.03%、V:
0.001〜1.00% 、Ti:0.001〜0 .075% 、N:0.0005〜0.030
%を含有し、あるいはこれに１種または２種以上の重量
％で、Cr: 0.10〜1.0%、Ni:0.10 〜4.0%、Mo: 0.10〜0.
50% 、Nb: 0.01〜0.05% を含有して残部が鉄及びＰなど
の不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造法などを経て
製造した鋼片を熱間圧延終了後そのまま、あるいは熱処
理する目的で高温に加熱後加速冷却し、 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20
00μｍ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靭性、延性および耐こ
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靭性、延性および耐こ
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
レール頭部の摩擦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時代に摩耗の増
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。
よび貨物の重積載化が進められているが、これに伴って
レール頭部の摩擦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時代に摩耗の増
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。
【０００３】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。
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。
【０００４】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）特開昭６１−０７５６３１号公報に
開示されているような、レール頭頂部またはＧＣ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）特開平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ＧＣから内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度
３５０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２−２
８２４４８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）特開昭６１−０７５６３１号公報に
開示されているような、レール頭頂部またはＧＣ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）特開平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ＧＣから内部２０mmの深さ位置まで、ビッカース硬度
３５０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２−２
８２４４８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。
【０００５】
【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 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、摩耗が極端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。
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 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、摩耗が極端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。
【０００６】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１
００μｍ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２０００μｍ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。
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１
００μｍ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２０００μｍ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。
【０００７】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靭性、延性および耐ころがり
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靭性、延性および耐ころがり
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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は以下の構成を要旨とする。すなわち 溶鋼を脱酸し、鋼片とし、これを熱間加工を含む工程
で製造したレールであって、重量％で、Ｃ ：０．５５
〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜
０．０３５％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、Ａ
ｌ：０．０３％以下、Ｖ ：０．００１〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、Ｎ ：０．０００
５〜０．０３０％を含有し、あるいはこれらに１種また
は２種以上の重量％で、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、
Ｎｉ：０．１０〜４．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．
５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％を含有し、残
部が鉄及びＰなどの不可避的不純物からなる鋼で、オー
ステナイト粒内のＭｎＳを核としたパーライトが、さら
にはＭｎＳ上のＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を核とし
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２０００
μｍ未満であることを特徴とする靭性、延性および耐こ
ろがり疲労損傷性に優れた高強度レールである。また、 溶鋼に脱酸元素としてＭｇを添加し脱酸処理を施して
溶製し、重量％で、Ｃ ：０．５５〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５
０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、Ｍｇ：
０．０００４〜０．０１％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｖ
：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜
０．０７５％、Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含
有し、あるいはこれらに１種または２種以上の重量％
で、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｎｉ：０．１０
〜４．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｂ：
０．０１〜０．０５％を含有し、残部が鉄及びＰなどの
不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊法あるいは連
続鋳造法を経て鋼片とし、この鋼片を熱間圧延してレー
ル形状に成形し、該圧延終了後そのまま、あるいは熱処
理する目的で高温に加熱した後、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℃/secで加速冷却し、オー
ステナイト粒内に微細なＭｎＳを析出させ、ＭｎＳによ
るオーステナイト粒の細粒化、ＭｎＳを核としたパーラ
イトの生成、さらにはＭｎＳ上に析出させたＶ炭窒化物
およびＴｉ炭窒化物を核としたパーライトを生成させる
ことを特徴とする靭性、延性および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。
に本発明は以下の構成を要旨とする。すなわち 溶鋼を脱酸し、鋼片とし、これを熱間加工を含む工程
で製造したレールであって、重量％で、Ｃ ：０．５５
〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜
０．０３５％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、Ａ
ｌ：０．０３％以下、Ｖ ：０．００１〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、Ｎ ：０．０００
５〜０．０３０％を含有し、あるいはこれらに１種また
は２種以上の重量％で、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、
Ｎｉ：０．１０〜４．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．
５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％を含有し、残
部が鉄及びＰなどの不可避的不純物からなる鋼で、オー
ステナイト粒内のＭｎＳを核としたパーライトが、さら
にはＭｎＳ上のＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を核とし
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２０００
μｍ未満であることを特徴とする靭性、延性および耐こ
ろがり疲労損傷性に優れた高強度レールである。また、 溶鋼に脱酸元素としてＭｇを添加し脱酸処理を施して
溶製し、重量％で、Ｃ ：０．５５〜０．９０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５
０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、Ｍｇ：
０．０００４〜０．０１％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｖ
：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜
０．０７５％、Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含
有し、あるいはこれらに１種または２種以上の重量％
で、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｎｉ：０．１０
〜４．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｂ：
０．０１〜０．０５％を含有し、残部が鉄及びＰなどの
不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊法あるいは連
続鋳造法を経て鋼片とし、この鋼片を熱間圧延してレー
ル形状に成形し、該圧延終了後そのまま、あるいは熱処
理する目的で高温に加熱した後、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℃/secで加速冷却し、オー
ステナイト粒内に微細なＭｎＳを析出させ、ＭｎＳによ
るオーステナイト粒の細粒化、ＭｎＳを核としたパーラ
イトの生成、さらにはＭｎＳ上に析出させたＶ炭窒化物
およびＴｉ炭窒化物を核としたパーライトを生成させる
ことを特徴とする靭性、延性および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。
【０００９】本発明では溶鋼にＭｇを添加して脱酸する
ことによってレール頭表面のころがり損傷の原因の一つ
であるＭｎＳを微細分散させることができる。しかも微
細分散させたＭｎＳからパーライトを生成させること、
さらにＭｎＳにパーライト変態核となるＶ炭窒化物およ
びＴｉ炭窒化物を配してオーステナイト粒内からもパー
ライトを生成させることにより、粒界から生成したパー
ライトとの重畳効果によって著しく微細なパーライト組
織をえることができ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る。さらにＡｌの添加量を制限
し、微細なＭｇ系酸化物の生成により、レール内部から
発生する疲労き裂の起点となるＡｌ系酸化物の生成制御
にも有効に作用する。
ことによってレール頭表面のころがり損傷の原因の一つ
であるＭｎＳを微細分散させることができる。しかも微
細分散させたＭｎＳからパーライトを生成させること、
さらにＭｎＳにパーライト変態核となるＶ炭窒化物およ
びＴｉ炭窒化物を配してオーステナイト粒内からもパー
ライトを生成させることにより、粒界から生成したパー
ライトとの重畳効果によって著しく微細なパーライト組
織をえることができ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る。さらにＡｌの添加量を制限
し、微細なＭｇ系酸化物の生成により、レール内部から
発生する疲労き裂の起点となるＡｌ系酸化物の生成制御
にも有効に作用する。
【００１０】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を果たせるばか
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。
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を果たせるばか
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。
【００１１】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。先ず、溶
鋼へのＭｇ添加によって生成する酸化物を微細分散させ
疲労き裂の発生を防止すること、その酸化物を核にして
ＭｎＳを析出させることにより微細分散したＭｎＳがオ
ーステナイト粒経の粗大化を阻止しオーステナイト粒を
微細化し粒界変態パーライトを増加させること、ＭｎＳ
を核として直接パーライトが生成すること、さらにはＭ
ｎＳに析出したＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物からもパ
ーライトが生成するなどの事実を発見した。このように
酸化物ならびにＭｎＳの微細分散化、粒界パーライト量
の増加、ＭｎＳを核として、あるいはＭｎＳ上のＶ炭窒
化物およびＴｉ炭窒化物を核としてパーライトが生成す
ることによって、パーライト組織の細粒化による優れた
靭性、延性も有する耐ころがり疲労損傷性をえることが
できる。
鋼へのＭｇ添加によって生成する酸化物を微細分散させ
疲労き裂の発生を防止すること、その酸化物を核にして
ＭｎＳを析出させることにより微細分散したＭｎＳがオ
ーステナイト粒経の粗大化を阻止しオーステナイト粒を
微細化し粒界変態パーライトを増加させること、ＭｎＳ
を核として直接パーライトが生成すること、さらにはＭ
ｎＳに析出したＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物からもパ
ーライトが生成するなどの事実を発見した。このように
酸化物ならびにＭｎＳの微細分散化、粒界パーライト量
の増加、ＭｎＳを核として、あるいはＭｎＳ上のＶ炭窒
化物およびＴｉ炭窒化物を核としてパーライトが生成す
ることによって、パーライト組織の細粒化による優れた
靭性、延性も有する耐ころがり疲労損傷性をえることが
できる。
【００１２】そこで、脱酸元素としてＭｇを限定した理
由について述べる。本発明における脱酸元素としてＭｇ
をＣ，Ｓｉ，ＭｎあるいはＡｌ脱酸時に溶鋼中へ添加す
ると他元素に比べ鋼中の固溶酸素との親和力が強いので
Ｍｇ主体の酸化物を生成し、一部は浮上するものの、溶
鋼中に残存したＭｇ酸化物は凝集せず微細分散し冷却過
程においてＭｎＳの析出核としても作用する。その結
果、ＭｎＳの個数と分布が制御でき、オーステナイト粒
の粗大化防止およびパーライトの変態核として有効に作
用する。
由について述べる。本発明における脱酸元素としてＭｇ
をＣ，Ｓｉ，ＭｎあるいはＡｌ脱酸時に溶鋼中へ添加す
ると他元素に比べ鋼中の固溶酸素との親和力が強いので
Ｍｇ主体の酸化物を生成し、一部は浮上するものの、溶
鋼中に残存したＭｇ酸化物は凝集せず微細分散し冷却過
程においてＭｎＳの析出核としても作用する。その結
果、ＭｎＳの個数と分布が制御でき、オーステナイト粒
の粗大化防止およびパーライトの変態核として有効に作
用する。
【００１３】次に、上記脱酸を行ったレール鋼の化学成
分を限定し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る。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を大量に生成し、また
０．９０％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
頭部熱処理屑や溶接部の微小偏析部にマルテンサイトが
生成し、靭性・延性を著しく損なうため０．５５〜０．
９０％に限定した。
分を限定し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る。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を大量に生成し、また
０．９０％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
頭部熱処理屑や溶接部の微小偏析部にマルテンサイトが
生成し、靭性・延性を著しく損なうため０．５５〜０．
９０％に限定した。
【００１４】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・延性改善にも貢献する。０．
１０％未満ではその効果が少なく、１．２０％を超える
と脆化をもたらし溶接接合性も減ずるので、０．１０〜
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・延性改善にも貢献する。０．
１０％未満ではその効果が少なく、１．２０％を超える
と脆化をもたらし溶接接合性も減ずるので、０．１０〜
１．２０％に限定した。
【００１５】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
元素である。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
元素である。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。
【００１６】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酸化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイトの粗大化を阻止
する役割およびＭｎＳを変態核とするパーライト組織を
生成するため欠かせない元素である。しかし、０．００
２％未満ではその効果は少なく、また０．０３５％超で
はＭｎＳが多量に生成し靭性・延性を著しく低下させる
のみでなくレール疲労き裂の発生起点となるため、０．
００２〜０．０３５％に限定した。
が、本発明においてはオーステナイト粒内の酸化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイトの粗大化を阻止
する役割およびＭｎＳを変態核とするパーライト組織を
生成するため欠かせない元素である。しかし、０．００
２％未満ではその効果は少なく、また０．０３５％超で
はＭｎＳが多量に生成し靭性・延性を著しく低下させる
のみでなくレール疲労き裂の発生起点となるため、０．
００２〜０．０３５％に限定した。
【００１７】Ｍｇは本発明の重要な構成要素である。Ｍ
ｇ系酸化物はアルミナクラスターの生成を防止し、微細
分散する。この酸化物がＭｎＳの析出核として機能し、
その分散がＭｎＳの分布を支配し、生成したＭｎＳがオ
ーステナイトの細粒化およびそれを核としたパーライト
変態の生成に寄与する。その結果、粒界変態パーライト
と粒内変態パーライトの重畳による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
靭性の向上を果たすことができた。Ｍｇ量は０．０００
４％未満では、ＭｎＳの生成核としての効果が不十分で
あり、また０．０１％を超えるとＭｇ系酸化物が粗大化
しレール疲労き裂の発生起点ならびに靭性の低下をもた
らすことからＭｇ量を０．０００４〜０．０１％の範囲
に限定した。
ｇ系酸化物はアルミナクラスターの生成を防止し、微細
分散する。この酸化物がＭｎＳの析出核として機能し、
その分散がＭｎＳの分布を支配し、生成したＭｎＳがオ
ーステナイトの細粒化およびそれを核としたパーライト
変態の生成に寄与する。その結果、粒界変態パーライト
と粒内変態パーライトの重畳による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
靭性の向上を果たすことができた。Ｍｇ量は０．０００
４％未満では、ＭｎＳの生成核としての効果が不十分で
あり、また０．０１％を超えるとＭｇ系酸化物が粗大化
しレール疲労き裂の発生起点ならびに靭性の低下をもた
らすことからＭｇ量を０．０００４〜０．０１％の範囲
に限定した。
【００１８】Ａｌは有効な脱酸元素であり、Ｍｇの添加
によりさらに酸化物の微細化に寄与する。Ａｌが多いこ
とによるアルミナ系酸化物の生成によるレール内部から
の疲労き裂の発生起点となるためＡｌ添加量を０．０３
％未満に限定した。
によりさらに酸化物の微細化に寄与する。Ａｌが多いこ
とによるアルミナ系酸化物の生成によるレール内部から
の疲労き裂の発生起点となるためＡｌ添加量を０．０３
％未満に限定した。
【００１９】ＶはＶ炭窒化物として冷却中にＭｎＳ上に
析出し、パーライト変態核となる。Ｖ添加量が０．００
１％未満では、この効果が弱く、また１．００％超添加
するとＶ炭窒化物が粗大化し、レール疲労き裂の発生起
点となるためおよび靭性の低下をもたらすためＶ添加量
を０．００１〜１．００％の範囲に限定した。
析出し、パーライト変態核となる。Ｖ添加量が０．００
１％未満では、この効果が弱く、また１．００％超添加
するとＶ炭窒化物が粗大化し、レール疲労き裂の発生起
点となるためおよび靭性の低下をもたらすためＶ添加量
を０．００１〜１．００％の範囲に限定した。
【００２０】Ｔｉは冷却中にＴｉ炭窒化物としてＭｎＳ
上に析出しパーライト変態核となる。Ｔｉ添加量が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０．００
１〜０．０７５％の範囲に限定した。
上に析出しパーライト変態核となる。Ｔｉ添加量が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０．００
１〜０．０７５％の範囲に限定した。
【００２１】Ｎはパーライトの変態核として作用するＭ
ｎＳ上のＶ炭窒化物の構成元素であり、Ｖ（Ｃ，Ｎ）を
有効に析出させるためには０．０００５％以上が必要で
あり、０．０３０％を超えると粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が生
成し、レール疲労き裂の発生起点となるためおよび靭性
の低下をもたらすためＮ添加量を０．０００５〜０．０
３０％に限定した。
ｎＳ上のＶ炭窒化物の構成元素であり、Ｖ（Ｃ，Ｎ）を
有効に析出させるためには０．０００５％以上が必要で
あり、０．０３０％を超えると粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が生
成し、レール疲労き裂の発生起点となるためおよび靭性
の低下をもたらすためＮ添加量を０．０００５〜０．０
３０％に限定した。
【００２２】さらに本発明においては、上記成分の他に
必要に応じて１種または２種以上のＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｎｂなどの添加によって、フェライト地の靭性改善、レ
ール圧延のための加熱時のオーステナイト粒の、あるい
は制御圧延時のオーステナイト粒の細粒化によって、高
靭性をえることができ、さらには冷却過程における加速
冷却によってより高強度と同時に高靭性をえることがで
きる。
必要に応じて１種または２種以上のＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，
Ｎｂなどの添加によって、フェライト地の靭性改善、レ
ール圧延のための加熱時のオーステナイト粒の、あるい
は制御圧延時のオーステナイト粒の細粒化によって、高
靭性をえることができ、さらには冷却過程における加速
冷却によってより高強度と同時に高靭性をえることがで
きる。
【００２３】その化学成分を限定した理由として、Ｃｒ
は、パーライト変態温度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
イト相を強化する作用を有することから溶接継ぎ手部軟
化防止の観点より０．１％程度の添加でも有効である。
一方、１．０％超の添加では、強制冷却時に元素偏析部
のみでなく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靭性の低下をもたらす。したが
って強度確保に一定の寄与が期待されかつ靭性・延性を
損なわない範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
は、パーライト変態温度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
イト相を強化する作用を有することから溶接継ぎ手部軟
化防止の観点より０．１％程度の添加でも有効である。
一方、１．０％超の添加では、強制冷却時に元素偏析部
のみでなく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靭性の低下をもたらす。したが
って強度確保に一定の寄与が期待されかつ靭性・延性を
損なわない範囲内で０．１〜１．０％に限定した。
【００２４】Ｎｉはフェライト中に固溶しフェライトの
靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．１％未満
の場合はその効果が極めて少なく、また４％超添加して
もその効果は飽和する。したがって靭性向上の観点より
０．１％〜４％の範囲に限定した。
靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．１％未満
の場合はその効果が極めて少なく、また４％超添加して
もその効果は飽和する。したがって靭性向上の観点より
０．１％〜４％の範囲に限定した。
【００２５】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ともなう発熱に連動し
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、硬化強度を高める。しかし、Ｍｏの０．１％未
満の添加では上記の効果は少なく、また０．５０％超の
添加ではパーライト変態速度を低下させ、パーライト組
織中にべーナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下
を招く。したがってＭｏ添加量は０．１０〜０．５０％
の範囲に限定した。
ーライト組織を微細化することから、靭性向上に有効な
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ともなう発熱に連動し
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、硬化強度を高める。しかし、Ｍｏの０．１％未
満の添加では上記の効果は少なく、また０．５０％超の
添加ではパーライト変態速度を低下させ、パーライト組
織中にべーナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下
を招く。したがってＭｏ添加量は０．１０〜０．５０％
の範囲に限定した。
【００２６】Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱することによ
ってＮｂの炭窒化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、高温加熱・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
却後にえられるパーライトブロックサイズを細粒にす
る。このときＮｂ添加量は０．０１％以上を必要とし、
０．０５％超であると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、
Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。したがっ
てＮｂ添加量としては０．０１〜０．０５％の範囲に限
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。
ってＮｂの炭窒化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、高温加熱・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
却後にえられるパーライトブロックサイズを細粒にす
る。このときＮｂ添加量は０．０１％以上を必要とし、
０．０５％超であると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、
Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。したがっ
てＮｂ添加量としては０．０１〜０．０５％の範囲に限
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。
【００２７】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前述
した脱酸を含む溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法により鋼片とし、さらに熱間圧延を得
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からもパーライトが生成
し、オーステナイト粒界から生成するパーライトと共に
微細なパーライト粒を構成する。その結果、圧延ままで
靭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前述
した脱酸を含む溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あ
るいは連続鋳造法により鋼片とし、さらに熱間圧延を得
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からもパーライトが生成
し、オーステナイト粒界から生成するパーライトと共に
微細なパーライト粒を構成する。その結果、圧延ままで
靭性の優れた高強度レールを製造することができる。
【００２８】さらに高強度とともに高靭性を達成するた
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℃/secで加速冷却することに
よって一層の高靭性が得られる。これは、加速冷却する
ことにより低温でパーライト変態を生じるため、パーラ
イト変態核の生成速度が向上し、パーライト粒が微細に
なる。この加速冷却時の冷却速度は１℃/sec未満の場合
パーライトが粗大化し、５℃/sec以上の場合はマルテン
サイトが生成しいずれも靭性の低下をもたらす。従って
冷却速度は１〜５℃/secに限定した。
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℃/secで加速冷却することに
よって一層の高靭性が得られる。これは、加速冷却する
ことにより低温でパーライト変態を生じるため、パーラ
イト変態核の生成速度が向上し、パーライト粒が微細に
なる。この加速冷却時の冷却速度は１℃/sec未満の場合
パーライトが粗大化し、５℃/sec以上の場合はマルテン
サイトが生成しいずれも靭性の低下をもたらす。従って
冷却速度は１〜５℃/secに限定した。
【００２９】以上述べたように、加速冷却はオーステナ
イト粒界およびＭｎＳからのパーライト変態において変
態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与する
結果一層のレール鋼の靭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１１０
０ＭＰａ以上とすることが望ましい。
イト粒界およびＭｎＳからのパーライト変態において変
態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与する
結果一層のレール鋼の靭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１１０
０ＭＰａ以上とすることが望ましい。
【００３０】レール鋼の靭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。
【００３１】
【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％）を示す。表２は冷却後のレールコーナー内部
１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０mm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３０mmの円
筒試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、すべり率２
０％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を測定し
た。
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％）を示す。表２は冷却後のレールコーナー内部
１０mm深さから採取した平行部径６mm、長さ３０mm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３０mmの円
筒試験片を用いた。試験条件は荷重５０kg、すべり率２
０％で表面損傷が発生するまでの繰り返し数を測定し
た。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】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は約１．５倍ほど長い。表３
は、供試レール頭部ＧＣ内部深さ１３mmより採取した１
０×２０mmの試験片中に存在する１００μｍ超のアルミ
ナクラスターの個数と単位面積２００mm2 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１０
０μｍ超のアルミナクラスターの個数は３個、その総長
さは２９０μｍに対し、比較鋼Ｂでは８個、２７６０μ
ｍと大きい。このように、本発明鋼は比較的鋼に比しい
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。
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は約１．５倍ほど長い。表３
は、供試レール頭部ＧＣ内部深さ１３mmより採取した１
０×２０mmの試験片中に存在する１００μｍ超のアルミ
ナクラスターの個数と単位面積２００mm2 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１０
０μｍ超のアルミナクラスターの個数は３個、その総長
さは２９０μｍに対し、比較鋼Ｂでは８個、２７６０μ
ｍと大きい。このように、本発明鋼は比較的鋼に比しい
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。
【００３６】これらの結果から、オーステナイト中のＭ
ｎＳ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。
ｎＳ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。
【００３７】
【発明の効果】Ｍｇ添加による脱酸により、ＭｎＳのサ
イズ、個数を制御することによってオーステナイト粒を
細粒にし粒界より生成するパーライトを細粒化するこ
と、およびＭｎＳそのものを、さらにはＭｎＳに析出し
たＶ，Ｔｉ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粒が細粒化する。加速冷却によっ
てパーライト粒は細粒化し、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に優れた高強度レ
ールをえることができる。
イズ、個数を制御することによってオーステナイト粒を
細粒にし粒界より生成するパーライトを細粒化するこ
と、およびＭｎＳそのものを、さらにはＭｎＳに析出し
たＶ，Ｔｉ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粒が細粒化する。加速冷却によっ
てパーライト粒は細粒化し、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に優れた高強度レ
ールをえることができる。
Claims (4)
- 【請求項１】 溶鋼を脱酸し、鋼片とし、これを熱間加
工を含む工程で製造したレールであって、重量％で、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、 Ａｌ：０．０３％以下、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含有し残部が鉄お
よびＰなどの不可避的不純物からなる鋼で、オーステナ
イト粒内のＭｎＳを核としたパーライトが、さらにはＭ
ｎＳ上のＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を核としたパー
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靭性、延性、および耐ころが
り疲労損傷性に優れた高強度レール。 - 【請求項２】 溶鋼を脱酸し、鋼片とし、これを熱間加
工を含む工程で製造したレールであって、重量％で、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、 Ａｌ：０．０３％以下、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含有し、かつ、こ
れらに１種または２種以上の重量％で、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部が鉄および
Ｐなどの不可避的不純物からなる鋼で、オーステナイト
粒内のＭｎＳを核としたパーライトが、さらにはＭｎＳ
上のＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物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靭性、延性、および耐ころがり疲
労損傷性に優れた高強度レール。 - 【請求項３】 溶鋼に脱酸元素としてＭｇを添加し脱酸
処理を施して溶製し、重量％で、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、 Ａｌ：０．０３％以下、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含有して残部が鉄
及びＰなどの不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊
法あるいは連続鋳造法を経て鋼片とし、この鋼片を熱間
圧延してレール形状に成形し、該圧延終了後そのまま、
あるいは熱処理する目的で高温に加熱した後、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℃/secで加速
冷却し、オーステナイト粒内に微細なＭｎＳを析出さ
せ、ＭｎＳによるオーステナイト粒の細粒化、ＭｎＳを
核としたパーライトの生成、さらにはＭｎＳ上に析出さ
せたＶ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を核としたパーライ
トを生成させることを特徴とする靭性・延性および耐こ
ろがり疲労損傷性に優れた高強度レールの製造法。 - 【請求項４】溶鋼に脱酸元素としてＭｇを添加し脱酸処
理を施して溶製し、重量％で、 Ｃ ：０．５５〜０．９０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．０１％、 Ａｌ：０．０３％以下、 Ｖ ：０．００１〜１．００％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０７５％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０３０％を含有し、かつ、こ
れらに１種または２種以上の重量％で、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％を含有して残部が鉄及びＰ
などの不可避的不純物からなる溶鋼を造塊・分塊法ある
いは連続鋳造法を経て鋼片とし、この鋼片を熱間圧延し
てレール形状に成形し、該圧延終了後そのまま、あるい
は熱処理する目的で高温に加熱した後、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℃/secで加速冷却
し、オーステナイト粒内に微細なＭｎＳを析出させ、Ｍ
ｎＳによるオーステナイト粒の細粒化、ＭｎＳを核とし
たパーライトの生成、さらにはＭｎＳ上に析出させたＶ
炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を核としたパーライトを生
成させることを特徴とする靭性・延性および耐ころがり
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 |
|---|---|---|---|
| JP24443894A JP3368556B2 (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP24443894A JP3368556B2 (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 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 (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08104947A true JPH08104947A (ja) | 1996-04-23 |
| JP3368556B2 JP3368556B2 (ja) | 2003-01-20 |
Family
ID=17118661
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24443894A Expired - Lifetime JP3368556B2 (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 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) | JP3368556B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002302740A (ja) * | 2001-04-09 | 2002-10-18 | Nippon Steel Corp | 耐摩耗性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール |
| CN114507806A (zh) * | 2022-01-10 | 2022-05-17 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种低成本耐低温钢轨生产工艺 |
-
1994
- 1994-10-07 JP JP24443894A patent/JP3368556B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002302740A (ja) * | 2001-04-09 | 2002-10-18 | Nippon Steel Corp | 耐摩耗性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール |
| CN114507806A (zh) * | 2022-01-10 | 2022-05-17 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种低成本耐低温钢轨生产工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3368556B2 (ja) | 2003-01-20 |
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