JPH08333634A - 延性および靱性に優れた高強度レールの製造法 - Google Patents
延性および靱性に優れた高強度レールの製造法Info
- Publication number
- JPH08333634A JPH08333634A JP13701295A JP13701295A JPH08333634A JP H08333634 A JPH08333634 A JP H08333634A JP 13701295 A JP13701295 A JP 13701295A JP 13701295 A JP13701295 A JP 13701295A JP H08333634 A JPH08333634 A JP H08333634A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- ductility
- rail
- mns
- pearlite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 酸化物を制御して、粒内パーライト変態によ
り、延性および靱性に優れた高強度レールの製造。 【構成】 Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素を添加し
て脱酸処理を施して溶製した、重量％で、Ｃ：０．５５
〜０．８５、Ｓｉ：０．２０〜１．２０、Ｍｎ：０．５
０〜１．５０、Ｓ：０．００２〜０．０３５、Ｃｒ：
０．１〜１．０、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０、Ｚ
ｒ：０．００２〜０．０５０、Ｎ：０．０００５〜０．
０２５０を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．０５０％、かつ（Ｔｉ／Ｚ
ｒ）≧１．５を満足する溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延す
る、延性および靱性に優れた高強度レールの製造法。
り、延性および靱性に優れた高強度レールの製造。 【構成】 Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素を添加し
て脱酸処理を施して溶製した、重量％で、Ｃ：０．５５
〜０．８５、Ｓｉ：０．２０〜１．２０、Ｍｎ：０．５
０〜１．５０、Ｓ：０．００２〜０．０３５、Ｃｒ：
０．１〜１．０、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０、Ｚ
ｒ：０．００２〜０．０５０、Ｎ：０．０００５〜０．
０２５０を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、（Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．０５０％、かつ（Ｔｉ／Ｚ
ｒ）≧１．５を満足する溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延す
る、延性および靱性に優れた高強度レールの製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、レール鋼のパーライト
組織を微細化して延性および靱性の向上を図った高強度
レールの製造法に関するものである。
組織を微細化して延性および靱性の向上を図った高強度
レールの製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、鉄道輸送は高荷重化、高速化が指
向され、レールに要求される特性がますます厳しくなっ
ている。高荷重鉄道では急曲線区間の摩耗対策、レール
頭部内部疲労損傷対策が要求され、高速鉄道では主とし
て直線区間の表面損傷が課題として挙げられている。こ
れらに加えて、寒冷地においては、冬季にレール破断が
集中的に発生する傾向が認められており、寒冷地鉄道で
のレール材の靱性改善は、安全な鉄道輸送に欠かせない
特性になっている。
向され、レールに要求される特性がますます厳しくなっ
ている。高荷重鉄道では急曲線区間の摩耗対策、レール
頭部内部疲労損傷対策が要求され、高速鉄道では主とし
て直線区間の表面損傷が課題として挙げられている。こ
れらに加えて、寒冷地においては、冬季にレール破断が
集中的に発生する傾向が認められており、寒冷地鉄道で
のレール材の靱性改善は、安全な鉄道輸送に欠かせない
特性になっている。
【０００３】また、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
ール材はほとんど全て高強度レールが支配することとな
った。
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
ール材はほとんど全て高強度レールが支配することとな
った。
【０００４】しかしながら、一方ではレール鋼の耐摩耗
特性の向上とともに、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
付け根部が押し付けられるゲージ・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
輪荷重の応力集中をレールＧＣ部の一部に固定させるこ
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。このようなレール頭表面損傷性の改善お
よび内部疲労損傷に対する抵抗性を改善するためには、
レール材質として靱性および延性を向上させることが重
要である。
特性の向上とともに、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
付け根部が押し付けられるゲージ・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
輪荷重の応力集中をレールＧＣ部の一部に固定させるこ
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。このようなレール頭表面損傷性の改善お
よび内部疲労損傷に対する抵抗性を改善するためには、
レール材質として靱性および延性を向上させることが重
要である。
【０００５】高強度レールの靱性および延性改善の方策
としては、以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後一旦室温まで冷却したレール頭部を低
温度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。
としては、以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後一旦室温まで冷却したレール頭部を低
温度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。
【０００６】（３）制御圧延した後、パーライト変態前
で低温度に再加熱し、その後加速冷却する方法。
で低温度に再加熱し、その後加速冷却する方法。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記方法の（１）は、
例えば特開昭５５−１２５２３１号公報に記載されてい
るように、大幅な靱性・延性改善のために、通常の加熱
温度よりも低い８５０℃以下の低温に再加熱し、オース
テナイト粒度を微細にすることによって靱性および延性
を改善しようとするものであるが、低温で加熱してかつ
レール頭部内部まで加熱を深めようとすると、投入熱量
を下げて長時間加熱する必要があるため、熱処理生産性
を著しく阻害し、製造コストを高めるという難点があ
る。
例えば特開昭５５−１２５２３１号公報に記載されてい
るように、大幅な靱性・延性改善のために、通常の加熱
温度よりも低い８５０℃以下の低温に再加熱し、オース
テナイト粒度を微細にすることによって靱性および延性
を改善しようとするものであるが、低温で加熱してかつ
レール頭部内部まで加熱を深めようとすると、投入熱量
を下げて長時間加熱する必要があるため、熱処理生産性
を著しく阻害し、製造コストを高めるという難点があ
る。
【０００８】また、上記（２）の方法は、特開昭５２−
１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２８号
公報に記載されているように、圧延時のオーステナイト
粒の細粒化によって靱性・延性の向上を図ろうとするも
のであるが、高温での大圧下が要求され、レール圧延機
の能力あるいはレールの形状制御の観点からも問題を含
んでいる。
１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２８号
公報に記載されているように、圧延時のオーステナイト
粒の細粒化によって靱性・延性の向上を図ろうとするも
のであるが、高温での大圧下が要求され、レール圧延機
の能力あるいはレールの形状制御の観点からも問題を含
んでいる。
【０００９】さらに、上記（３）の方法は、特公平４−
４３７１号公報に記載されているように、８００℃以下
で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００℃
に加熱することによりオーステナイト粒を微細にしよう
とする方法であるが、圧延後の低温再加熱のための加熱
炉を必要とするため、作業性、生産性、製造コストの観
点から問題が多い。
４３７１号公報に記載されているように、８００℃以下
で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００℃
に加熱することによりオーステナイト粒を微細にしよう
とする方法であるが、圧延後の低温再加熱のための加熱
炉を必要とするため、作業性、生産性、製造コストの観
点から問題が多い。
【００１０】本発明は、上記従来技術の問題点を解決す
るため、レール鋼のパーライト組織を微細化して靱性お
よび延性の向上を図った高強度レールの製造法を提供す
ることを目的とするものである。
るため、レール鋼のパーライト組織を微細化して靱性お
よび延性の向上を図った高強度レールの製造法を提供す
ることを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、上
記従来技術とは根本的に異なり、その要旨とするところ
は下記のとおりでる。 （１）Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素を添加して脱
酸処理を施して溶製した、重量％で、 Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｓ：０．００２〜０．０３５％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｚｒ：０．００２〜０．０５０％ Ｎ：０．０００５〜０．０２５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つＴｉとＺｒの濃度の関係が （Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．０５０％、かつ（Ｔｉ／Ｚｒ）≧
１．５ を満足する溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延することを特徴
とする延性および靱性に優れた高強度レールの製造法。
記従来技術とは根本的に異なり、その要旨とするところ
は下記のとおりでる。 （１）Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素を添加して脱
酸処理を施して溶製した、重量％で、 Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｓ：０．００２〜０．０３５％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｚｒ：０．００２〜０．０５０％ Ｎ：０．０００５〜０．０２５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つＴｉとＺｒの濃度の関係が （Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．０５０％、かつ（Ｔｉ／Ｚｒ）≧
１．５ を満足する溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延することを特徴
とする延性および靱性に優れた高強度レールの製造法。
【００１２】（２）前記熱間圧延終了後、得られたレー
ルを直接、あるいは一旦室温に冷却後に再加熱し、オー
ステナイト温度域から７００〜５００℃間を１〜５℃／
ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする前項１記載の延
性および靱性に優れた高強度レールの製造法。 （３）鋼材中に０．１〜１０μｍの大きさのＭｎＳが鋼
材１ｍｍ2 あたり、３０〜１００００個存在することを
特徴とする前項１または２記載の延性および靱性に優れ
た高強度レールの製造法。
ルを直接、あるいは一旦室温に冷却後に再加熱し、オー
ステナイト温度域から７００〜５００℃間を１〜５℃／
ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする前項１記載の延
性および靱性に優れた高強度レールの製造法。 （３）鋼材中に０．１〜１０μｍの大きさのＭｎＳが鋼
材１ｍｍ2 あたり、３０〜１００００個存在することを
特徴とする前項１または２記載の延性および靱性に優れ
た高強度レールの製造法。
【００１３】本発明では、従来オーステナイト粒界から
しか生成しないといわれていたパーライトを、酸化物を
核としてオーステナイト粒内に生成したＭｎＳと、Ｍｎ
Ｓを核として生成したＴｉＮを変態核として、オーステ
ナイト粒内からも生成させることを特徴としており、こ
の結果、結晶組織が著しく微細化し、大幅な靱性および
延性の改善を図ることができる。このためには、ＭｎＳ
の析出核となる酸化物を如何に均一に分散するかが要点
となる。
しか生成しないといわれていたパーライトを、酸化物を
核としてオーステナイト粒内に生成したＭｎＳと、Ｍｎ
Ｓを核として生成したＴｉＮを変態核として、オーステ
ナイト粒内からも生成させることを特徴としており、こ
の結果、結晶組織が著しく微細化し、大幅な靱性および
延性の改善を図ることができる。このためには、ＭｎＳ
の析出核となる酸化物を如何に均一に分散するかが要点
となる。
【００１４】
【作用】以下に本発明について詳細に説明する。先ず、
脱酸元素としてＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒを選んだ理由に
ついて述べる。本発明における脱酸は、品質上問題とな
る粗大酸化物の形成を防止するために溶鋼酸素を極力低
下させる目的の他に、ＭｎＳの核となる酸化物の微細分
散を目的としたものである。ＭｎＳが析出しやすい酸化
物はマンガンシリケート（ＭｎＯ−ＳｉＯ2 ）である
が、この酸化物は融点が低く、粗大になりやすいという
欠点がある。そこで、ＴｉおよびＺｒの両方を添加する
ことにした。Ｔｉ酸化物は凝固中に生成しやすいので微
細な酸化物が得られるが、その個数が冷却速度によって
大きく変化するという欠点がある。一方、本発明者ら
は、Ｔｉ脱酸の前または後にＺｒを添加すると、生成し
たＴｉ−Ｚｒ酸化物個数に対する冷却速度の影響が小さ
くなるという知見を得た。そこで、このＴｉ−Ｚｒ酸化
物に、ＭｎＳが析出しやすいマンガンシリケートを複合
化させたＭｎ−Ｓｉ−Ｔｉ−Ｚｒ酸化物を生成させるた
めのＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ脱酸が必要となる。
脱酸元素としてＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒを選んだ理由に
ついて述べる。本発明における脱酸は、品質上問題とな
る粗大酸化物の形成を防止するために溶鋼酸素を極力低
下させる目的の他に、ＭｎＳの核となる酸化物の微細分
散を目的としたものである。ＭｎＳが析出しやすい酸化
物はマンガンシリケート（ＭｎＯ−ＳｉＯ2 ）である
が、この酸化物は融点が低く、粗大になりやすいという
欠点がある。そこで、ＴｉおよびＺｒの両方を添加する
ことにした。Ｔｉ酸化物は凝固中に生成しやすいので微
細な酸化物が得られるが、その個数が冷却速度によって
大きく変化するという欠点がある。一方、本発明者ら
は、Ｔｉ脱酸の前または後にＺｒを添加すると、生成し
たＴｉ−Ｚｒ酸化物個数に対する冷却速度の影響が小さ
くなるという知見を得た。そこで、このＴｉ−Ｚｒ酸化
物に、ＭｎＳが析出しやすいマンガンシリケートを複合
化させたＭｎ−Ｓｉ−Ｔｉ−Ｚｒ酸化物を生成させるた
めのＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ脱酸が必要となる。
【００１５】次に、上記脱酸後の０．１〜１０μｍのＭ
ｎＳ個数を１ｍｍ2 あたり３０〜１００００個に限定し
た理由を述べる。十分な脱酸によって酸素が低減し、そ
の結果、微細な酸化物が生成し、この酸化物を核として
ＭｎＳがオーステナイト中に微細分散し、さらにこのＭ
ｎＳを核としてＴｉＮ（実際にはＣが高いためにＴｉ
（ＣＮ）として生成している場合が多い）が生成する。
このＭｎＳおよびＴｉＮを核としてパーライト変態が生
じるが、その際０．１μｍ未満の大きさのＭｎＳではＴ
ｉＮの核とはなり難く、また１０μｍを超えるＭｎＳを
生成させると、ＭｎＳの個数が減少してしまい、パーラ
イト単位の数が減少するため、ＭｎＳのサイズを０．１
〜１０μｍに限定した。また、ＭｎＳの個数を１ｍｍ2
あたり３０〜１００００個に限定した理由は、３０個未
満のＭｎＳでは靱性・延性を改善するための十分なパー
ライト変態核を確保できないからであり、また１０００
０個を超えるＭｎＳが生成すると、却って靱性・延性が
低下することから、１ｍｍ2 あたりのＭｎＳ個数を３０
〜１００００個に限定した。
ｎＳ個数を１ｍｍ2 あたり３０〜１００００個に限定し
た理由を述べる。十分な脱酸によって酸素が低減し、そ
の結果、微細な酸化物が生成し、この酸化物を核として
ＭｎＳがオーステナイト中に微細分散し、さらにこのＭ
ｎＳを核としてＴｉＮ（実際にはＣが高いためにＴｉ
（ＣＮ）として生成している場合が多い）が生成する。
このＭｎＳおよびＴｉＮを核としてパーライト変態が生
じるが、その際０．１μｍ未満の大きさのＭｎＳではＴ
ｉＮの核とはなり難く、また１０μｍを超えるＭｎＳを
生成させると、ＭｎＳの個数が減少してしまい、パーラ
イト単位の数が減少するため、ＭｎＳのサイズを０．１
〜１０μｍに限定した。また、ＭｎＳの個数を１ｍｍ2
あたり３０〜１００００個に限定した理由は、３０個未
満のＭｎＳでは靱性・延性を改善するための十分なパー
ライト変態核を確保できないからであり、また１０００
０個を超えるＭｎＳが生成すると、却って靱性・延性が
低下することから、１ｍｍ2 あたりのＭｎＳ個数を３０
〜１００００個に限定した。
【００１６】次に、上記脱酸を行った溶鋼の化学成分を
前記のように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り、
また耐摩耗性に対しても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、靱性・延性を著しく損なうため、０．５５
〜０．８５％に限定した。
前記のように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り、
また耐摩耗性に対しても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、靱性・延性を著しく損なうため、０．５５
〜０．８５％に限定した。
【００１７】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靱性・延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、０．２０
％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０．２０％以上の添加が必要であり、１．２０
％を超えると脆化をもたらして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靱性・延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、０．２０
％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０．２０％以上の添加が必要であり、１．２０
％を超えると脆化をもたらして溶接接合性も減ずるの
で、０．２０〜１．２０％に限定した。
【００１８】ＭｎはＣと同様にパーライト変態温度を低
下させ、焼入れ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と同様にＭｎＳの核として
のマンガンシリケートの構成元素として、またＭｎＳの
構成元素としても欠かせない。しかし、０．５０％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やすくするため、
０．５０〜１．５０％に限定した。
下させ、焼入れ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と同様にＭｎＳの核として
のマンガンシリケートの構成元素として、またＭｎＳの
構成元素としても欠かせない。しかし、０．５０％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やすくするため、
０．５０〜１．５０％に限定した。
【００１９】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、パーライト変態核となるＴｉＮ
を生成させる核となるＭｎＳの形成に欠かせない元素で
ある。しかしながら、０．００２％未満ではＭｎＳ個数
が減じてしまい、パーライト粒内変態を確保できなくす
る。また、０．０３５％を超えるとＭｎＳが多量に生成
して靱性・延性を著しく低下させるため、０．００２〜
０．０３５％に限定した。
が、本発明においては、パーライト変態核となるＴｉＮ
を生成させる核となるＭｎＳの形成に欠かせない元素で
ある。しかしながら、０．００２％未満ではＭｎＳ個数
が減じてしまい、パーライト粒内変態を確保できなくす
る。また、０．０３５％を超えるとＭｎＳが多量に生成
して靱性・延性を著しく低下させるため、０．００２〜
０．０３５％に限定した。
【００２０】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靱性を
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難く、さらに溶接継手部軟化防止
の観点からも微量のＣｒの添加が望ましい。そこで、強
度確保に一定の寄与が期待され、かつ靱性・延性を損な
わない範囲内で、Ｃｒは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靱性を
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難く、さらに溶接継手部軟化防止
の観点からも微量のＣｒの添加が望ましい。そこで、強
度確保に一定の寄与が期待され、かつ靱性・延性を損な
わない範囲内で、Ｃｒは０．１〜１．０％に限定した。
【００２１】Ｔｉは本発明の重要な構成要素であり、冷
却中にＭｎＳ上に析出するＴｉＮとして、パーライト変
態の核の作用を果たす。これにより、従来、起点をオー
ステナイト粒界に限定されていたパーライト変態がオー
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、大幅な靱性の向上を果たすことができた。しかし、
０．００５％未満ではこの効果が弱く、また０．０５０
％を超えるとＴｉの粗大な酸化物やＴｉＮが粗大化し、
レール頭部内部からの疲労亀裂発生起点となることか
ら、Ｔｉ添加量を０．００５〜０．０５０％の範囲に限
定した。
却中にＭｎＳ上に析出するＴｉＮとして、パーライト変
態の核の作用を果たす。これにより、従来、起点をオー
ステナイト粒界に限定されていたパーライト変態がオー
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、大幅な靱性の向上を果たすことができた。しかし、
０．００５％未満ではこの効果が弱く、また０．０５０
％を超えるとＴｉの粗大な酸化物やＴｉＮが粗大化し、
レール頭部内部からの疲労亀裂発生起点となることか
ら、Ｔｉ添加量を０．００５〜０．０５０％の範囲に限
定した。
【００２２】Ｎはパーライトの変態核として作用するＭ
ｎＳ上のＴｉＮの構成元素であり、ＴｉＮを有効に析出
させるためには０．０００５％以上が必要であり、０．
０２５０％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、レール内
部疲労亀裂の起点となるため、Ｎ添加量を０．０００５
〜０．０２５０％に限定した。Ｚｒも本発明の重要な構
成要素であり、ＭｎＳの析出核となる酸化物を均一に分
散するために必要な元素であるが、０．００２％未満で
はその効果が得られず、また０．０５０％を超えると粗
大なＺｒ酸化物を形成しやすいので、その範囲を０．０
０２〜０．０５０％とした。
ｎＳ上のＴｉＮの構成元素であり、ＴｉＮを有効に析出
させるためには０．０００５％以上が必要であり、０．
０２５０％を超えると粗大なＴｉＮが生成し、レール内
部疲労亀裂の起点となるため、Ｎ添加量を０．０００５
〜０．０２５０％に限定した。Ｚｒも本発明の重要な構
成要素であり、ＭｎＳの析出核となる酸化物を均一に分
散するために必要な元素であるが、０．００２％未満で
はその効果が得られず、また０．０５０％を超えると粗
大なＺｒ酸化物を形成しやすいので、その範囲を０．０
０２〜０．０５０％とした。
【００２３】また、ＴｉとＺｒの和を０．０５０％以内
に限定した理由は、以下のとおりである。前述のとお
り、ＴｉおよびＺｒ添加の上限量は、それぞれ０．０５
０％に限定したが、その理由は、この量を超えるとＴｉ
の酸化物や窒化物、Ｚｒの酸化物が粗大化するためであ
る。これと同様にＴｉとＺｒを両方添加した場合には、
Ｔｉ−Ｚｒ酸化物を形成し、ＴｉとＺｒの和が０．０５
０％より多くなると、単独での添加の場合と同様に粗大
な酸化物を形成するので、その上限を０．０５０％とし
た。
に限定した理由は、以下のとおりである。前述のとお
り、ＴｉおよびＺｒ添加の上限量は、それぞれ０．０５
０％に限定したが、その理由は、この量を超えるとＴｉ
の酸化物や窒化物、Ｚｒの酸化物が粗大化するためであ
る。これと同様にＴｉとＺｒを両方添加した場合には、
Ｔｉ−Ｚｒ酸化物を形成し、ＴｉとＺｒの和が０．０５
０％より多くなると、単独での添加の場合と同様に粗大
な酸化物を形成するので、その上限を０．０５０％とし
た。
【００２４】さらに、ＴｉとＺｒの比を（Ｔｉ／Ｚｒ）
≧１．５とした理由は、ＴｉもＺｒも窒化物を形成しや
すい元素であり、ＺｒがＴｉ量の２／３よりも多くなる
とＺｒＮを生成し、粒内パーライトの変態核となるＴｉ
Ｎの個数が減少するためである。ＺｒＮは粒内パーライ
トの変態核となり難い。不可避的不純物元素であるＰ
は、レール鋼の靱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。
≧１．５とした理由は、ＴｉもＺｒも窒化物を形成しや
すい元素であり、ＺｒがＴｉ量の２／３よりも多くなる
とＺｒＮを生成し、粒内パーライトの変態核となるＴｉ
Ｎの個数が減少するためである。ＺｒＮは粒内パーライ
トの変態核となり難い。不可避的不純物元素であるＰ
は、レール鋼の靱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。
【００２５】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、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、圧延のままで靱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、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、圧延のままで靱性の優れた高強度レールを製造する
ことができる。
【００２６】さらに、高強度とともに高靱性が要求され
る場合には、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７０００〜５００℃間を１〜５℃／ｓｅｃで加熱冷却
されたレール鋼では、一層の高靱性が得られる。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
層のレール鋼の靱性向上を達成することができる。その
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を１１００Ｍｐａ
以上とすることが望ましい。
る場合には、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７０００〜５００℃間を１〜５℃／ｓｅｃで加熱冷却
されたレール鋼では、一層の高靱性が得られる。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
層のレール鋼の靱性向上を達成することができる。その
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を１１００Ｍｐａ
以上とすることが望ましい。
【００２７】レール鋼の靱性評価法としては、ロシアの
ＧＯＳＴ規格によって定められた２ｍｍＵノッチシャル
ピー試験における＋２０℃での衝撃吸収エネルギーがあ
り、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５ＭＪ／ｍ2 以上が必要と
されている。上述したオーステナイト粒内のＭｎＳに析
出させたＴｉ炭窒化物をパーライト変態核として活用す
ることによって、本発明のレール鋼ではパーライト粒が
微細化し、０．２５ＭＪ／ｍ2 以上の衝撃吸収エネルギ
ーを得ることができる。
ＧＯＳＴ規格によって定められた２ｍｍＵノッチシャル
ピー試験における＋２０℃での衝撃吸収エネルギーがあ
り、同規格によれば高強度熱処理レールの＋２０℃での
衝撃吸収エネルギーは０．２５ＭＪ／ｍ2 以上が必要と
されている。上述したオーステナイト粒内のＭｎＳに析
出させたＴｉ炭窒化物をパーライト変態核として活用す
ることによって、本発明のレール鋼ではパーライト粒が
微細化し、０．２５ＭＪ／ｍ2 以上の衝撃吸収エネルギ
ーを得ることができる。
【００２８】レールの延性はレール頭部の疲労損傷の生
成に影響を与え、中国における高強度レールの延性要求
は、レール頭部ＧＣ内部１０ｍｍ深さ位置から採取した
平行部径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの引張試験におい
て、１２％以上の伸び値が必要であるとしている。この
ような材質要求に対して、本発明のオーステナイト粒内
に生成させたＭｎＳからパーライト変態を生成させるこ
とにより、微細なパーライト組織を生成せしめ、靱性と
同様にレール鋼の延性も大幅に改善することができた。
成に影響を与え、中国における高強度レールの延性要求
は、レール頭部ＧＣ内部１０ｍｍ深さ位置から採取した
平行部径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの引張試験におい
て、１２％以上の伸び値が必要であるとしている。この
ような材質要求に対して、本発明のオーステナイト粒内
に生成させたＭｎＳからパーライト変態を生成させるこ
とにより、微細なパーライト組織を生成せしめ、靱性と
同様にレール鋼の延性も大幅に改善することができた。
【００２９】
【実施例】次に本発明により製造した高靱性を有する高
強度レールの製造実施例について述べる。表１に共試鋼
の化学成分を示す。また、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｉを添
加して脱酸を行った場合と前記脱酸制御を行わなかった
場合の、それぞれの冷却後の組織中の０．１〜１０μｍ
のＭｎＳ個数の測定結果、冷却後の組織中にＭｎＳとＴ
ｉＮを核とするパーライト粒内変態が生じているかどう
かを観察した結果、および有害となる粗大介在物の有無
を調査した結果をそれぞれ表２に示す。本発明の条件で
は、粒内パーライトが十分生成するとともに、有害とな
る粗大介在物は見られなかった。
強度レールの製造実施例について述べる。表１に共試鋼
の化学成分を示す。また、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｉを添
加して脱酸を行った場合と前記脱酸制御を行わなかった
場合の、それぞれの冷却後の組織中の０．１〜１０μｍ
のＭｎＳ個数の測定結果、冷却後の組織中にＭｎＳとＴ
ｉＮを核とするパーライト粒内変態が生じているかどう
かを観察した結果、および有害となる粗大介在物の有無
を調査した結果をそれぞれ表２に示す。本発明の条件で
は、粒内パーライトが十分生成するとともに、有害とな
る粗大介在物は見られなかった。
【００３０】表３には、オーステナイト域温度から７０
０〜５００℃間を冷却速度１〜５℃／ｓの範囲で変化さ
せた加速冷却後のレール鋼の引張試験強度、伸びおよび
２ｍｍＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での衝
撃吸収エネルギー測定結果を示す。引張試験はレール頭
部ＧＣ内部１０ｍｍ深さ位置から採取した平行部径６ｍ
ｍ、平行部長さ３０ｍｍの試験片で行った。衝撃試験片
はレール頭部１ｍｍ下より採取した。ＺｒなしのＴｉ添
加材でも目標値を達成することが可能であるが、本発明
の条件でＺｒを添加すると鋳片中心部でも微細なＭｎＳ
個数が十分確保され、より一層優れた材質を得ることが
できた。
０〜５００℃間を冷却速度１〜５℃／ｓの範囲で変化さ
せた加速冷却後のレール鋼の引張試験強度、伸びおよび
２ｍｍＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での衝
撃吸収エネルギー測定結果を示す。引張試験はレール頭
部ＧＣ内部１０ｍｍ深さ位置から採取した平行部径６ｍ
ｍ、平行部長さ３０ｍｍの試験片で行った。衝撃試験片
はレール頭部１ｍｍ下より採取した。ＺｒなしのＴｉ添
加材でも目標値を達成することが可能であるが、本発明
の条件でＺｒを添加すると鋳片中心部でも微細なＭｎＳ
個数が十分確保され、より一層優れた材質を得ることが
できた。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【発明の効果】本発明により、靱性および延性を大幅に
改善した高強度レールを製造することができ、産業上の
効果は極めて大きい。
改善した高強度レールを製造することができ、産業上の
効果は極めて大きい。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒの脱酸元素を添
加して脱酸処理を施して溶製した、重量％で、 Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｓ：０．００２〜０．０３５％ Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｚｒ：０．００２〜０．０５０％ Ｎ：０．０００５〜０．０２５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つＴｉとＺｒの濃度の関係が （Ｔｉ＋Ｚｒ）≦０．０５０％、かつ（Ｔｉ／Ｚｒ）≧
１．５ を満足する溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延することを特徴
とする延性および靱性に優れた高強度レールの製造法。 - 【請求項２】 前記熱間圧延終了後、得られたレールを
直接、あるいは一旦室温に冷却後に再加熱し、オーステ
ナイト温度域から７００〜５００℃間を１〜５℃／ｓｅ
ｃで加速冷却することを特徴とする請求項１記載の延性
および靱性に優れた高強度レールの製造法。 - 【請求項３】 鋼材中に０．１〜１０μｍの大きさのＭ
ｎＳが鋼材１ｍｍ2あたり、３０〜１００００個存在す
ることを特徴とする請求項１または２記載の延性および
靱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 |
|---|---|---|---|
| JP13701295A JPH08333634A (ja) | 1995-06-02 | 1995-06-02 | 延性および靱性に優れた高強度レールの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13701295A JPH08333634A (ja) | 1995-06-02 | 1995-06-02 | 延性および靱性に優れた高強度レールの製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08333634A true JPH08333634A (ja) | 1996-12-17 |
Family
ID=15188760
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13701295A Withdrawn JPH08333634A (ja) | 1995-06-02 | 1995-06-02 | 延性および靱性に優れた高強度レールの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08333634A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114855082A (zh) * | 2022-04-26 | 2022-08-05 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土元素提高热轧u75v钢轨低温韧性制造方法 |
-
1995
- 1995-06-02 JP JP13701295A patent/JPH08333634A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114855082A (zh) * | 2022-04-26 | 2022-08-05 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土元素提高热轧u75v钢轨低温韧性制造方法 |
| CN114855082B (zh) * | 2022-04-26 | 2023-06-20 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土元素提高热轧u75v钢轨低温韧性制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP4186990A1 (en) | Steel for ball-cage type universal joint retainer and production method therefor | |
| CN104775081A (zh) | 一种撑断连杆用高碳非调质钢及其制造方法 | |
| JP3809004B2 (ja) | 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 | |
| JP6684353B2 (ja) | 低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材、及びその製造方法 | |
| CN114107822B (zh) | 一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法 | |
| JP5223706B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JPH09206804A (ja) | 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法 | |
| JP2003129180A (ja) | 靭性および延性に優れたパーライト系レールおよびその製造方法 | |
| JPH06279928A (ja) | 靭性および延性に優れた高強度レールおよびその製造法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0541683B2 (ja) | ||
| JPH02125812A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 | |
| JPH06279927A (ja) | 延性および靭性に優れた高強度レールおよびその製造法 | |
| JP2001003140A (ja) | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 | |
| JP2003105499A (ja) | 靭性および延性に優れたパーライト系レールおよびその製造方法 | |
| JP3323272B2 (ja) | 延性および靭性に優れた高強度レールの製造法 | |
| JP3368557B2 (ja) | 延・靭性に優れた高強度レールおよびその製造法 | |
| JPS621811A (ja) | 耐損傷性にすぐれた軌条の製造法 | |
| JP2671732B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH08333634A (ja) | 延性および靱性に優れた高強度レールの製造法 | |
| JPH09227943A (ja) | 延・靭性に優れた高強度レールの製造法 | |
| CN112139242B (zh) | 一种大热输入焊接用钢及其热影响区韧性提升方法 | |
| JPH06340951A (ja) | 靭性に優れた高強度レールおよびその製造法 | |
| JP3368556B2 (ja) | 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020806 |