JPS5818966B2 - レ−ルの製造方法 - Google Patents
レ−ルの製造方法Info
- Publication number
- JPS5818966B2 JPS5818966B2 JP53075520A JP7552078A JPS5818966B2 JP S5818966 B2 JPS5818966 B2 JP S5818966B2 JP 53075520 A JP53075520 A JP 53075520A JP 7552078 A JP7552078 A JP 7552078A JP S5818966 B2 JPS5818966 B2 JP S5818966B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- rail
- hardness
- temperature
- transformation
- 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.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、レールの製造方法、特に高軸重下における
摩耗の低減及び高速運転時におけるシエリング疵の発生
防止を計ったレールの製造方法に関するものである。
摩耗の低減及び高速運転時におけるシエリング疵の発生
防止を計ったレールの製造方法に関するものである。
近年、鉄道輸送は高軸重下、高速化に向いつつあり、レ
ールの使用条件は苛酷になる傾向−にある。
ールの使用条件は苛酷になる傾向−にある。
この結果、レール頭部の摩耗や疲労が激しく、このため
レール寿命が短かくメンテナンスに支障を来しており、
レール頭部の材質改善が要求されている。
レール寿命が短かくメンテナンスに支障を来しており、
レール頭部の材質改善が要求されている。
一般に、レール頭部の材質を改善するには、(1)熱間
圧延状態では合金元素を添加して高強度化を計る。
圧延状態では合金元素を添加して高強度化を計る。
(2)熱処理により高強度化を計る。
等の方法がある。
しかし、(りの方法では合金元素添加によりコスト高と
なり、また、合金元素添加によって水素割れ感受性が増
大するため脱水素処理等の製造工程を付加する必要が生
じ、これまたコスト高となり、必らずしも経済的に有利
な方法ではない。
なり、また、合金元素添加によって水素割れ感受性が増
大するため脱水素処理等の製造工程を付加する必要が生
じ、これまたコスト高となり、必らずしも経済的に有利
な方法ではない。
一方、(2)の方法による熱処理レールは、レール頭部
の硬化法とじて適しており、 ■焼入れ一焼戻し法(第1図e照) ■ スラツククエンチ法による焼入れ法(第1図■参照
) 等の種々の方法がある。
の硬化法とじて適しており、 ■焼入れ一焼戻し法(第1図e照) ■ スラツククエンチ法による焼入れ法(第1図■参照
) 等の種々の方法がある。
尚、第1図の例は、C:0.72 、 Si : 0.
22 、Mn : 0.90 、 P :0.015
.S:0.010からなる銅の場合である。
22 、Mn : 0.90 、 P :0.015
.S:0.010からなる銅の場合である。
これらの方法は、何れもAC3点以上の温度にレール頭
部を高周波または火炎により加熱し、この後、空気また
は水で冷却し、高強度を得る方法である。
部を高周波または火炎により加熱し、この後、空気また
は水で冷却し、高強度を得る方法である。
一般に耐摩耗性は鋼材の硬さおよび組織に依存する。
その結果が第2図に示されている。すなわち、高硬度及
びパーライト組織の方が耐摩性において優れていること
がわかる。
びパーライト組織の方が耐摩性において優れていること
がわかる。
上記■の焼入れ一焼戻し法では、レール頭頂より約5m
mの深さまで焼戻マルテンサイト組織を呈し、耐摩耗性
に大きな効果は期待できない。
mの深さまで焼戻マルテンサイト組織を呈し、耐摩耗性
に大きな効果は期待できない。
上記σり方法を改良した方法が上記q辺スラツククエン
チ法である。
チ法である。
この方法では狭いパーライトラメラ−間隔を有する微細
パーライト鋼が得られる。
パーライト鋼が得られる。
現在実施されている上記■の方法としては、例えば、U
Sスチールその他の技術がある。
Sスチールその他の技術がある。
これはC:0.69%70.82%、Si:0.10%
70.25係及びMn : 0.70 %/ 1. O
0%からなる共析鋼成分のレールを表面が約1000℃
の高温になるまで高周波により急速加熱し、連続冷却的
に空気冷却する方法である。
70.25係及びMn : 0.70 %/ 1. O
0%からなる共析鋼成分のレールを表面が約1000℃
の高温になるまで高周波により急速加熱し、連続冷却的
に空気冷却する方法である。
上記方法は、高温7JD熱によりオーステナイト粒度を
大きくし、焼入れ性を増し、連続冷却変態させるもので
あるが、第1図中■から明らかなように、この方法では
微細パーライトのみからなる均一組織を得ることは非常
に困難である。
大きくし、焼入れ性を増し、連続冷却変態させるもので
あるが、第1図中■から明らかなように、この方法では
微細パーライトのみからなる均一組織を得ることは非常
に困難である。
tなわち連続冷却において、微細パーライト組織を得る
ために冷却速度を比較的太にすると、その冷却曲線は第
1図中P(パーライト)ゾーンだけでなく、中間組織勾
ゾーンも通過することとなり、中間組織(特に硬度が低
い上部ベイナイト組織)と微細パーライト組織との混合
組織となってしまう。
ために冷却速度を比較的太にすると、その冷却曲線は第
1図中P(パーライト)ゾーンだけでなく、中間組織勾
ゾーンも通過することとなり、中間組織(特に硬度が低
い上部ベイナイト組織)と微細パーライト組織との混合
組織となってしまう。
一方、冷却速度を緩かにすれば粗いラメラ−間隙を有す
るパーライトとなってしまう。
るパーライトとなってしまう。
このような理由により上記■の方法で微細パーライトの
みからなる組織を得るためには、冷却速度を厳しく管理
する必要がある。
みからなる組織を得るためには、冷却速度を厳しく管理
する必要がある。
さらに、この方法では高周波による急速力ロ熱のために
表層からの均一硬化層の深さが浅い。
表層からの均一硬化層の深さが浅い。
従って、所要の硬度を得る領域が狭く摩耗を防止してレ
ール寿命を長くする効果は小さい。
ール寿命を長くする効果は小さい。
(第3図参照)
この発明は、上述のような観点から従来のスタッククエ
ンチ法の有する問題点を解決するためになされたもので
あって、 C:0.60〜0.82係、 Si:0.1〜1.0%、 Mn : 0.40〜0.60%、 残部:鉄及び不可避不純物 を基本組成とし、必要に応じて、 Cr : 0.2〜1.0%、 V:0.02〜0.10%(以上重量%)のうちの1種
または2種を含有してなるレール用鋼を、AC3点以上
に卯熱し、オーステナイト域から450〜600℃の湿
度域まで8〜30°C/secの冷却速度で冷却し、前
記450〜600℃の湿度域で恒湿変態を行なわしめる
ことに特徴を有する。
ンチ法の有する問題点を解決するためになされたもので
あって、 C:0.60〜0.82係、 Si:0.1〜1.0%、 Mn : 0.40〜0.60%、 残部:鉄及び不可避不純物 を基本組成とし、必要に応じて、 Cr : 0.2〜1.0%、 V:0.02〜0.10%(以上重量%)のうちの1種
または2種を含有してなるレール用鋼を、AC3点以上
に卯熱し、オーステナイト域から450〜600℃の湿
度域まで8〜30°C/secの冷却速度で冷却し、前
記450〜600℃の湿度域で恒湿変態を行なわしめる
ことに特徴を有する。
第3図には、レール頭頂面からの距離と硬さとの関係が
示されている。
示されている。
尚、第3図において、−〇−印は後記する第1表中、比
較鋼である1の鋼に第1図中■で示した方法により熱履
歴を付与した試料の結果であり一■−以は第1表中、本
発明鋼である4の鋼にこの発明による熱履歴を付与した
試料の結果である。
較鋼である1の鋼に第1図中■で示した方法により熱履
歴を付与した試料の結果であり一■−以は第1表中、本
発明鋼である4の鋼にこの発明による熱履歴を付与した
試料の結果である。
図から明らかなように、この発明の方法によれば、レー
ル表層からの均一硬化層の深さが深く、上記従来のスタ
ッククエンチ法の欠点を解決することができることがわ
かる。
ル表層からの均一硬化層の深さが深く、上記従来のスタ
ッククエンチ法の欠点を解決することができることがわ
かる。
一方、第4図には、この発明の方法によって製造したレ
ールの疲労限と強度との関係が熱間王延ままの材料と対
比して示されている。
ールの疲労限と強度との関係が熱間王延ままの材料と対
比して示されている。
図から明らかなように、耐シエリング性は疲労限の高い
ものが大きいことが知られているので、この発明による
レールは耐シエリング性も優れているということができ
る。
ものが大きいことが知られているので、この発明による
レールは耐シエリング性も優れているということができ
る。
この発明をさらに詳細に説明する。
恒湿変態によってパーライト組織を得るに当っては、第
5図に模式的に示される変態温度と硬さとの関係を示す
図から明らかなように、低温域(図中A点)で変態を起
させる方が微細なパーライトを呈し高硬度が得られる。
5図に模式的に示される変態温度と硬さとの関係を示す
図から明らかなように、低温域(図中A点)で変態を起
させる方が微細なパーライトを呈し高硬度が得られる。
しかし、低塩側寄り(図中A−B点)で変態させると中
間組織(特に上部ベイナイト)が発生しやすく、逆に硬
度低下を来たす虞れがある。
間組織(特に上部ベイナイト)が発生しやすく、逆に硬
度低下を来たす虞れがある。
本発明者等の研究するところによれは、600℃を越え
た温度で恒温変態・させた場合には、ラメラ−間隔の大
きなパーライトしか得られず、多少の合金元素を加えて
も高い硬度を期待し得す、また、450℃未満の塩度で
恒湿変態させた場合には、耐摩耗性に優れない中間組織
が得られるようになることがわかった。
た温度で恒温変態・させた場合には、ラメラ−間隔の大
きなパーライトしか得られず、多少の合金元素を加えて
も高い硬度を期待し得す、また、450℃未満の塩度で
恒湿変態させた場合には、耐摩耗性に優れない中間組織
が得られるようになることがわかった。
従つて、この発明では恒温変態の温度域を450〜60
0℃の範囲に限定したのである。
0℃の範囲に限定したのである。
上記のことから、上記450〜600℃の温度域でしか
も可能な限り低高側までパーライト恒温変態を確保でき
る化学成分を有する鋼の選択が重要となる。
も可能な限り低高側までパーライト恒温変態を確保でき
る化学成分を有する鋼の選択が重要となる。
次に、この発明において鋼の成分を上記の如く限定した
理由を実施例とともに説明する。
理由を実施例とともに説明する。
第1表には、夫々の組成を有するレール用鋼を各々82
0℃に火焔により刃口熱した後、本発明鋼5については
550℃まで、その他の鋼については500℃まで夫々
10°C/sec の冷却速度でミスト冷却し、次い
で熱水蒸気で付着水を除去し、過度の冷却を防止すると
ともに夫々の温度はぼ5分間恒温保持した場合に得られ
る鋼の組織及び硬度が示されている。
0℃に火焔により刃口熱した後、本発明鋼5については
550℃まで、その他の鋼については500℃まで夫々
10°C/sec の冷却速度でミスト冷却し、次い
で熱水蒸気で付着水を除去し、過度の冷却を防止すると
ともに夫々の温度はぼ5分間恒温保持した場合に得られ
る鋼の組織及び硬度が示されている。
Cを0.60〜0.82%に限定した理由。
Cは共析鋼としての強度確保のため0.60%以上必要
であるが、0.82%を越えると粒界に初析セメンタイ
トが析出し、材質 化を生ずるので好ましくない。
であるが、0.82%を越えると粒界に初析セメンタイ
トが析出し、材質 化を生ずるので好ましくない。
従って、この発明ではCの含有成分範囲を0.60〜0
.82%に限定したのである。
.82%に限定したのである。
Siを0.1〜1.0%に限定した理由。
Siは脱酸元素として0.1%以上添加する必要があり
、Si添卯量を増やすと平衡変態流度が上昇し、過冷度
が大きく取れ、結果としてラメラ−間隔が挟まり高硬度
が得られる。
、Si添卯量を増やすと平衡変態流度が上昇し、過冷度
が大きく取れ、結果としてラメラ−間隔が挟まり高硬度
が得られる。
しかし、Si添卯量が1係を越えると溶接性に悪影響を
及ぼすので奸才しくない。
及ぼすので奸才しくない。
従って、この発明においてはSiの添加含有成分範囲を
0.1〜1.0係に限定したのである。
0.1〜1.0係に限定したのである。
好ましい範囲は、0.4〜0.6 %である。(第1表
参照)尚、前記第1表において本発明鋼4のように、低
MnとSi 添刃口の成分糸にすると500℃以下でも
微細パーライトが得られ高硬度となる。
参照)尚、前記第1表において本発明鋼4のように、低
MnとSi 添刃口の成分糸にすると500℃以下でも
微細パーライトが得られ高硬度となる。
(第6図中−△−印参照)Mnを0.40〜0.60%
に限定した理由。
に限定した理由。
この発明の特徴は、Mn量を第1図■で示した如き通常
のスラツククエンチに用いられている場合よりも低目と
することによって、恒湖変態温度を低く採り、ラメラ−
間隙の小さな高硬度のパーライト組織のレールを製造す
ることにある。
のスラツククエンチに用いられている場合よりも低目と
することによって、恒湖変態温度を低く採り、ラメラ−
間隙の小さな高硬度のパーライト組織のレールを製造す
ることにある。
Crおよび/またば■を添加すると恒温変態で中間組織
(ベーナイト)が生成する温度域が高湿側にづれるので
、この場合においてもMn量を通常のものよりも上記本
発明の範囲の如く低目にしておかないと上記450〜6
00℃の温度域で恒湿変態させてもパーライト組織が得
られなくなり、その添刀り効果が十分発揮できない。
(ベーナイト)が生成する温度域が高湿側にづれるので
、この場合においてもMn量を通常のものよりも上記本
発明の範囲の如く低目にしておかないと上記450〜6
00℃の温度域で恒湿変態させてもパーライト組織が得
られなくなり、その添刀り効果が十分発揮できない。
尚1.Mn量が通常の範囲でCrおよび/または■を添
加した鋼では、オーステナイト域から恒温保持に入るま
での必要な冷却速度も、この発明で必要とする冷却速度
よりも小となってくる。
加した鋼では、オーステナイト域から恒温保持に入るま
での必要な冷却速度も、この発明で必要とする冷却速度
よりも小となってくる。
すなわち、MnはSi と同様に鋼の脱酸に不可欠の
元素であり、0.40%以上は必要である。
元素であり、0.40%以上は必要である。
−方、この発明のように均一硬化層を深めにすることを
目的とする場合、すなわち、低温域(450〜600℃
)で変態させる場合、Mn量は低めの方が好ましい。
目的とする場合、すなわち、低温域(450〜600℃
)で変態させる場合、Mn量は低めの方が好ましい。
このためMn量の添加量の上限を0.60%とした。
Mn添加量の上限を0.60%に限定した理由を更に詳
しく説明する。
しく説明する。
すなわち、前記第1表において比較鋼1は通常のスラッ
ジクエンチ法に供されるもので、本発明鋼2及び比較鋼
3はMnの品質特性に及ぼす影響を調べたものであり、
これらの結果が第7図に示されている。
ジクエンチ法に供されるもので、本発明鋼2及び比較鋼
3はMnの品質特性に及ぼす影響を調べたものであり、
これらの結果が第7図に示されている。
尚、第7図において、−△−印は第1表において、比較
鋼1に場合であり、−〇−印は第1表において、本発明
鋼2の場合であり、−ロー印は第1表において、比較鋼
3の場合である。
鋼1に場合であり、−〇−印は第1表において、本発明
鋼2の場合であり、−ロー印は第1表において、比較鋼
3の場合である。
図から明らかなように、525℃以上の高温域の変態温
度では、Mn量を増すと、硬度がやや高めとなり、一方
、525°C以下の低温域ではMn量を増すと焼入れ性
が良いために上部ベイナイトなどの中間組織が出現し、
このために逆に硬度が低下する。
度では、Mn量を増すと、硬度がやや高めとなり、一方
、525°C以下の低温域ではMn量を増すと焼入れ性
が良いために上部ベイナイトなどの中間組織が出現し、
このために逆に硬度が低下する。
従って、この発明においてはMn量を0.40〜0.6
0%の範囲に限定したのである。
0%の範囲に限定したのである。
Cr量を0.2〜1.0%と限定した理由。
Crは0.2%以上添加するとパーライトラメラ−間隔
が狭くなり高硬度が得られる。
が狭くなり高硬度が得られる。
前記第1表において本発明鋼5の如く、低MnとSi添
卯とCr添加の成分系にすると硬度の上昇が顕著となる
。
卯とCr添加の成分系にすると硬度の上昇が顕著となる
。
(第6図中−〇−印参照)一方、Cr量が1.0%を越
えると、脱水素処理等製造上の問題及び溶接性に悪影響
を及ぼすので好ましくない。
えると、脱水素処理等製造上の問題及び溶接性に悪影響
を及ぼすので好ましくない。
従って、この発明においてはCr添加量を0.2〜1゜
1.0%に限定したのである。
1.0%に限定したのである。
■の添刃口量を0.02〜0.10%に限定した理由。
■は析出硬化型元素であり、0.02%以上添加すると
硬度上昇が見られる。
硬度上昇が見られる。
前記第1表における本発明鋼6の如くv添加によりHV
==20の硬度上昇となる。
==20の硬度上昇となる。
(第6図中−ロー印参照)一方、o、1o%を越えると
経済的に不利となる。
経済的に不利となる。
従って、この発明では■の添加量を0.02〜0.10
%ニ限定したのである。
%ニ限定したのである。
次に、この発明において、冷却速度を8〜30’C/
secの範囲に限定した理由について説明す本この発明
における冷却に関して重要なことは、冷却速度と冷却停
止温度、すなわち変態温度である。
secの範囲に限定した理由について説明す本この発明
における冷却に関して重要なことは、冷却速度と冷却停
止温度、すなわち変態温度である。
第1表において、冷却速度については前述の如く820
〜500℃間を10℃/Secの冷却速度で冷却(50
0℃で恒温変態)した場合であるが、比較鋼3を除きパ
ーライl織が得られている。
〜500℃間を10℃/Secの冷却速度で冷却(50
0℃で恒温変態)した場合であるが、比較鋼3を除きパ
ーライl織が得られている。
尚、別の実験を行ない各鋼1〜7において所定の微細パ
ーライト組織が得られるオーステナイト域からの冷却速
度について検討したところ比較鋼1,3と本発明鋼2及
び本発明鋼4は8°C/sec、本発明鋼5及び6は3
℃/secが下限の冷却速度であることが判った。
ーライト組織が得られるオーステナイト域からの冷却速
度について検討したところ比較鋼1,3と本発明鋼2及
び本発明鋼4は8°C/sec、本発明鋼5及び6は3
℃/secが下限の冷却速度であることが判った。
第8図には、本発明鋼2において500℃で恒温変態さ
せた場合の一例が示されている。
せた場合の一例が示されている。
但し、30°C/secを越える冷却速度になると、レ
ール表面に水漏れ現象が生じやすく、バードスポットを
呈するためレール長手方向及び巾方向に硬度むらができ
好ましくない。
ール表面に水漏れ現象が生じやすく、バードスポットを
呈するためレール長手方向及び巾方向に硬度むらができ
好ましくない。
第8図から明らかなように、8℃/sec以上の冷却速
度で微細パーライト組織が得られることがわかる。
度で微細パーライト組織が得られることがわかる。
従って、この発明においては、確実に微細パーライト組
織を得ることができるようにするために、冷却速度を8
〜b b 一方、冷却停止温度は硬度と強い相関を示すので重要な
因子である。
織を得ることができるようにするために、冷却速度を8
〜b b 一方、冷却停止温度は硬度と強い相関を示すので重要な
因子である。
低温域までパーライト組織を呈する低いMnの本発明鋼
2の場合、450℃において微細パーライトで高硬度の
品質が得られる。
2の場合、450℃において微細パーライトで高硬度の
品質が得られる。
Si、Cr及び■を添加すると最適停止湯度は高温側に
移行し、500〜550℃となる。
移行し、500〜550℃となる。
600℃以上では粗いなパーライト組織となり高硬度は
期待できない。
期待できない。
従って、この発明では前述の如く、)450℃以上60
0℃以下の温度で冷却停止せしめ、変態終了俊速やかに
冷却させる必要がある。
0℃以下の温度で冷却停止せしめ、変態終了俊速やかに
冷却させる必要がある。
この発明においてレールのオーステナイト域までの加熱
手段は誘導加熱、火焔加熱の倒れでも良く、また加熱状
態も少なくともレール所定深部までをオーステナイトま
で刃口熱するものであれば、レール頭部表面からレール
頭部にかけて温度勾配をつけた加熱であっても一様な温
度に刃口熱するものであっても良い。
手段は誘導加熱、火焔加熱の倒れでも良く、また加熱状
態も少なくともレール所定深部までをオーステナイトま
で刃口熱するものであれば、レール頭部表面からレール
頭部にかけて温度勾配をつけた加熱であっても一様な温
度に刃口熱するものであっても良い。
さらに、オーステナイト域から450〜600℃までの
冷却もミスト冷却ある;いは衝風冷却であっても要は所
定冷却速度が得られれば特にその手段は問わない。
冷却もミスト冷却ある;いは衝風冷却であっても要は所
定冷却速度が得られれば特にその手段は問わない。
また、恒温に保持する手段も如何なる手段によっても良
いが、例えば、本願出願人が特願昭52−123453
号あるいは特願昭53−54434号として提案した方
法によるのが好ましい。
いが、例えば、本願出願人が特願昭52−123453
号あるいは特願昭53−54434号として提案した方
法によるのが好ましい。
これらの方法による場合には5分以上概懸度に保持する
ことが可能であり、恒幅変態も完了させることができる
。
ことが可能であり、恒幅変態も完了させることができる
。
以上説明したように、この発明によれば、安定してパー
ライト組織が得られる特定成分の鋼をAC3点以上の湿
度まで7111熱し、450〜600℃の温度域まで8
〜30°C/secの冷却速度で冷却し、前記450〜
600℃の湿度域で恒温変態させることによりHv〉3
40の微細パーライト組織を有し、しかも10no以、
上の深い均一硬化層を有する高張力レールの製造が可能
となるという極めて有用な効果がもたらされる。
ライト組織が得られる特定成分の鋼をAC3点以上の湿
度まで7111熱し、450〜600℃の温度域まで8
〜30°C/secの冷却速度で冷却し、前記450〜
600℃の湿度域で恒温変態させることによりHv〉3
40の微細パーライト組織を有し、しかも10no以、
上の深い均一硬化層を有する高張力レールの製造が可能
となるという極めて有用な効果がもたらされる。
第1図は、AC3点からの冷却時間と湿度との関係を示
す図、第2図は、ビッカース硬さと摩耗微との関係を示
す図、第3図は、レール頭頂面からの距離とビッカース
硬さとの関係を示す図、第4図は、引張強さと疲労限と
の関係を示す図、第5図は、変態湿度と硬さとの関係を
示す図、第6図は、Si、Cr、Vを添加した場合の変
態温度とビッカース硬さとの関係を示す図、第7図は、
Mnを添加した場合の変態湿度とビッカース硬さとの関
係を示す図、第8図は、冷却速度とビッカース硬さとの
関係を示す図である。
す図、第2図は、ビッカース硬さと摩耗微との関係を示
す図、第3図は、レール頭頂面からの距離とビッカース
硬さとの関係を示す図、第4図は、引張強さと疲労限と
の関係を示す図、第5図は、変態湿度と硬さとの関係を
示す図、第6図は、Si、Cr、Vを添加した場合の変
態温度とビッカース硬さとの関係を示す図、第7図は、
Mnを添加した場合の変態湿度とビッカース硬さとの関
係を示す図、第8図は、冷却速度とビッカース硬さとの
関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.60〜0,82%。 Si:0.1〜1.0係。 Mn : 0.40〜0.60%。 残部:鉄及び不可避不純物 を基本組成とし、必要に応じて、 Cr ’ O−2〜L O% t V:0.02〜0.10%(以上重量係)のうちの1種
または2種を含有してなるレール用鋼を、AC3点以上
に刃口熱し、オーステナイト域から450〜600℃の
温度域まで8〜300C/secの冷却速度で冷却し、
前記450〜600℃の湛度域で恒温変態を行なわしめ
耐摩耗性及び耐シエリング性を付与したことを特徴とす
るレールの製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP53075520A JPS5818966B2 (ja) | 1978-06-23 | 1978-06-23 | レ−ルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP53075520A JPS5818966B2 (ja) | 1978-06-23 | 1978-06-23 | レ−ルの製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS552768A JPS552768A (en) | 1980-01-10 |
JPS5818966B2 true JPS5818966B2 (ja) | 1983-04-15 |
Family
ID=13578580
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP53075520A Expired JPS5818966B2 (ja) | 1978-06-23 | 1978-06-23 | レ−ルの製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5818966B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008123483A1 (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 耐磨耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 |
WO2009047926A1 (ja) * | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Jfe Steel Corporation | 耐摩耗性,耐疲労損傷性および耐遅れ破壊性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
NL6715168A (ja) * | 1967-08-30 | 1969-03-04 | ||
JPS59133322A (ja) * | 1983-01-21 | 1984-07-31 | Nippon Steel Corp | レ−ルの熱処理方法 |
JPS6362846A (ja) * | 1986-09-03 | 1988-03-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 溶接部の耐軟化性に優れた低合金高強度レ−ル |
JPH0730401B2 (ja) * | 1986-11-17 | 1995-04-05 | 日本鋼管株式会社 | 靭性の優れた高強度レ−ルの製造方法 |
JP2620369B2 (ja) * | 1989-04-20 | 1997-06-11 | 新日本製鐵株式会社 | 耐ころがり疲労損傷性に優れたレール |
AT399346B (de) | 1992-07-15 | 1995-04-25 | Voest Alpine Schienen Gmbh | Verfahren zum w[rmebehandeln von schienen |
KR100186793B1 (ko) * | 1993-12-20 | 1999-04-01 | 다나카 미노루 | 펄라이트 금속 조직을 갖는 고내마모성 및 고인성 레일 및 그 제조 방법 |
US5759299A (en) * | 1994-05-10 | 1998-06-02 | Nkk Corporation | Rail having excellent resistance to rolling fatigue damage and rail having excellent toughness and wear resistance and method of manufacturing the same |
RU2336336C2 (ru) * | 2004-01-09 | 2008-10-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ изготовления рельсов |
EP3184654B1 (en) * | 2014-08-20 | 2019-10-30 | JFE Steel Corporation | Manufacturing method of a head hardened rail |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5047808A (ja) * | 1973-05-02 | 1975-04-28 |
-
1978
- 1978-06-23 JP JP53075520A patent/JPS5818966B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5047808A (ja) * | 1973-05-02 | 1975-04-28 |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008123483A1 (ja) * | 2007-03-28 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 耐磨耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 |
AU2008235820B2 (en) * | 2007-03-28 | 2010-12-09 | Jfe Steel Corporation | Internal high hardness type pearlitic rail with excellent wear resistance and rolling contact fatigue resistance and method for producing same |
AU2008235820B8 (en) * | 2007-03-28 | 2011-01-20 | Jfe Steel Corporation | Internal high hardness type pearlitic rail with excellent wear resistance and rolling contact fatigue resistance and method for producing same |
WO2009047926A1 (ja) * | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Jfe Steel Corporation | 耐摩耗性,耐疲労損傷性および耐遅れ破壊性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS552768A (en) | 1980-01-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
AU680976B2 (en) | Rail of high abrasion resistance and high tenacity having pearlite metallographic structure and method of manufacturing the same | |
US20160194729A1 (en) | High-strength and highly fatigue-resistant steel rail and production method thereof | |
US4946516A (en) | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking | |
US4933024A (en) | Method for manufacturing a high strength rail with good toughness | |
BRPI0715102A2 (pt) | mÉtodo para a produÇço de trilho perlÍtico excelente na resistÊncia a desgaste e na ductilidade | |
JPS5818966B2 (ja) | レ−ルの製造方法 | |
US7566372B2 (en) | Railway car wheel | |
RU2113511C1 (ru) | Рельс из стали с повышенной износостойкостью и сопротивлением усталостному разрушению и способ его изготовления | |
JPH0461047B2 (ja) | ||
JPH0156124B2 (ja) | ||
JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
US3904446A (en) | Process of making high strength cold rolled steel having excellent bake-hardening properties | |
CN108866442B (zh) | 超高碳钢的热处理方法及制品 | |
GB2118579A (en) | Heat treatment of rails | |
JP3454869B2 (ja) | 高炭素鋼板の連続焼鈍による球状化焼鈍方法 | |
JPH01219121A (ja) | 低温靭性の優れた極厚調質高張力鋼板の製造方法 | |
JPS5842246B2 (ja) | 複合組織を有する高強度鋼帯の製造方法 | |
CA3061470C (en) | Track part and method for producing a track part | |
US4594113A (en) | Process for producing reinforcing steel in the form of rods or rod wire | |
JPS6362568B2 (ja) | ||
JPS63161117A (ja) | 高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造方法 | |
KR100370584B1 (ko) | 저항복비를 가진 고강도 후강판의 제조방법 | |
KR102485008B1 (ko) | 고인성을 갖는 고탄소 냉연강판 및 그 제조방법 | |
JPS62120429A (ja) | レ−ルの熱処理方法 | |
JPH0543779B2 (ja) |