JPS613842A - 高強度レ−ルの製造法 - Google Patents
高強度レ−ルの製造法Info
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- JPS613842A JPS613842A JP12459284A JP12459284A JPS613842A JP S613842 A JPS613842 A JP S613842A JP 12459284 A JP12459284 A JP 12459284A JP 12459284 A JP12459284 A JP 12459284A JP S613842 A JPS613842 A JP S613842A
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- rail
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-
- 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
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野ン
本発明は、海外の鉱山鉄道のような重荷重条件下で要求
されるレールの耐摩耗性、および高速運転条件下あるい
は塗油区間蚤こ要求されるレールの耐損傷性の向上に有
効な微細パーライト組織を有する高強度レールの製造法
に関するものである。
されるレールの耐摩耗性、および高速運転条件下あるい
は塗油区間蚤こ要求されるレールの耐損傷性の向上に有
効な微細パーライト組織を有する高強度レールの製造法
に関するものである。
（従来の技術〕
近年、重荷重化、高速化を指向する鉄道輸送に、微細パ
ーライト組織によるレール材の高強度化が、その耐摩耗
性、耐損傷性の改善に対して優れた実績を示しているこ
とは公知の事実となりつ＼ある。
ーライト組織によるレール材の高強度化が、その耐摩耗
性、耐損傷性の改善に対して優れた実績を示しているこ
とは公知の事実となりつ＼ある。
特に耐摩耗性に関しては、アメリカの重荷重鉄道の急曲
線区間に、高強度レールの使用が必須の要件となってお
り、なおかつ直線区間【こ対してもア・メリカ鉄道規格
（ＡＲＥＡ ）を従来の普通炭素鋼レールの水準から、
さらｆこ高強度化すべく検討が成されている。
線区間に、高強度レールの使用が必須の要件となってお
り、なおかつ直線区間【こ対してもア・メリカ鉄道規格
（ＡＲＥＡ ）を従来の普通炭素鋼レールの水準から、
さらｆこ高強度化すべく検討が成されている。
このようなレールの高強度化および中間強度化方法とし
ては、以下の方法が採られている。
ては、以下の方法が採られている。
■ Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を多量に添加した圧延ま
＼の合金鋼レール美特開昭５０−１４０３１６号公報）
。
＼の合金鋼レール美特開昭５０−１４０３１６号公報）
。
■ 合金を添加せずに、レール頭部あるいは全体を加速
冷却することによって製造される熱処理レール（特公昭
５５−２３８８５号公報）。
冷却することによって製造される熱処理レール（特公昭
５５−２３８８５号公報）。
■ 比較的低い含有量の合金を添加して、耐摩耗。
耐損傷性ばかりでなく、溶接部の硬度低下を改善した低
合金鋼熱処理レール。
合金鋼熱処理レール。
■ 比較的低い含有量の合金を添加して、塗油区間での
耐損傷性向上を意図した圧延ま＼強度レール。
耐損傷性向上を意図した圧延ま＼強度レール。
（発明が解決しようとする問題点）
■の合金鋼イールは圧延ま＼で微細パーライト組織番こ
よる高強度化を達成するため番こ〕高価な合金を多量に
添加せねばならない。しかも合金添加量は、圧延ま＼で
マルテンサイト組織などの異組織の混入を防ぐために、
自ずと添加量の限界が生ずる。このようにして製造され
た合金鋼レールは、強度的（こはたかだか１２５Ｋｆ／
Ｉｊであり、後述する熱処理レール（こ比べてレール頭
表部の到達強度は低めを示す。さら【こロングレール化
のための溶接時には、圧延時の冷却速度（８００°〜み
かけのパーライト変態開始温度間０．４〜０．７ ′Ｃ
／ｊｅｃ）に比べて継手部の冷却速度（同温夏範囲Ｏ−
７〜２ワ肇）の方が大きいために、合金鋼レール溶接継
手４部にはマルテンサイト組織が生成する。これを防止
するために社、溶接に際し予熱あるいは後熱処理を必要
とし溶接能率を著しく阻害する。しかし、合金鋼レール
母材部の特性としてはレール頭部の内部方向（こ硬度低
下がほとんどなく、後述する通常の再加熱・熱処理レー
ルの硬度分布と頭表面下１５蝙附近から逆転した高硬度
を示す。また、合金鋼レールは圧延ま＼で製造が可能で
あるため生産効率が高いメリットも有している。
よる高強度化を達成するため番こ〕高価な合金を多量に
添加せねばならない。しかも合金添加量は、圧延ま＼で
マルテンサイト組織などの異組織の混入を防ぐために、
自ずと添加量の限界が生ずる。このようにして製造され
た合金鋼レールは、強度的（こはたかだか１２５Ｋｆ／
Ｉｊであり、後述する熱処理レール（こ比べてレール頭
表部の到達強度は低めを示す。さら【こロングレール化
のための溶接時には、圧延時の冷却速度（８００°〜み
かけのパーライト変態開始温度間０．４〜０．７ ′Ｃ
／ｊｅｃ）に比べて継手部の冷却速度（同温夏範囲Ｏ−
７〜２ワ肇）の方が大きいために、合金鋼レール溶接継
手４部にはマルテンサイト組織が生成する。これを防止
するために社、溶接に際し予熱あるいは後熱処理を必要
とし溶接能率を著しく阻害する。しかし、合金鋼レール
母材部の特性としてはレール頭部の内部方向（こ硬度低
下がほとんどなく、後述する通常の再加熱・熱処理レー
ルの硬度分布と頭表面下１５蝙附近から逆転した高硬度
を示す。また、合金鋼レールは圧延ま＼で製造が可能で
あるため生産効率が高いメリットも有している。
・一方、■および■の熱処理レールはその主流が圧延後
室温まで放冷したレールの頭部を再加熱オ・−ステナイ
ト化した後、圧縮空気などでエアークエンチする方法で
製造されている。この方法では再加熱のためのエネルギ
ーを必要とするばかりか、レール頭部の内部方向に加熱
温度勾配に対応した硬度低下が生じてしまう。従って敷
設後のレール使用と共に硬度の低くなる内部方向に摩耗
が進行することになり、経時と共Ｅこ漸次耐摩耗性が低
下する傾向を示す。
室温まで放冷したレールの頭部を再加熱オ・−ステナイ
ト化した後、圧縮空気などでエアークエンチする方法で
製造されている。この方法では再加熱のためのエネルギ
ーを必要とするばかりか、レール頭部の内部方向に加熱
温度勾配に対応した硬度低下が生じてしまう。従って敷
設後のレール使用と共に硬度の低くなる内部方向に摩耗
が進行することになり、経時と共Ｅこ漸次耐摩耗性が低
下する傾向を示す。
また、■の中間強度レールは、硬度で示すｄ佃２６９→
’ＨＢ２８６程度であり塗油区間でも、緩曲線区間に限
定されてしまう。従って、より高強度化した下限ＨＢ３
００を有する中間強度レールは塗油との組合せによって
急曲線区間への適用が今後広範囲に展開していくものど
考えられる。
’ＨＢ２８６程度であり塗油区間でも、緩曲線区間に限
定されてしまう。従って、より高強度化した下限ＨＢ３
００を有する中間強度レールは塗油との組合せによって
急曲線区間への適用が今後広範囲に展開していくものど
考えられる。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、上記合金鋼レールの溶接のしにくさ、あるい
は到達強度の低さを改善し、合金鋼レール。
は到達強度の低さを改善し、合金鋼レール。
の利点である深さ方向硬度の安定性を備え、さらに現有
熱処理レールが必要とする再加熱エネルギーの節約を図
りつゝ、製造能率の高い高強度レー° ル製造
のための圧延後直接熱処理法に係るものである。
熱処理レールが必要とする再加熱エネルギーの節約を図
りつゝ、製造能率の高い高強度レー° ル製造
のための圧延後直接熱処理法に係るものである。
すなわち、本発明はＣ： ０．５５〜０．８５％、 Ｓ
ｉ： ０．２０〜１．２０％、齢：０．５０〜１．５０
、もしくはこれ【こｃｒ：ｏ、２０〜０．８０％加えた
成分系を基本とし、必要Ｇこ応じてＮｂ、 Ｖ、 Ｔｉ
の一種又は二種以上を含有した鋼レールを熱間圧延終了
後のオーステナイト域から、レール頭表面、もしくは頭
表面下５ｍ＋未満の深さ位置で８００℃〜みかけのパー
ライト変態開始温度間を２〜１５℃／ｓｅｃで冷却し、
引き続くパーライト変態領域をみかけの変態開始温度を
維持しつ＼パーライト変態を中断することなく連続的に
冷却し、パーライト変態のみかけの終了温度〜４５０℃
間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃで強制冷却することを
特徴とするものであるＯ（発明の構成〕 以下に本発明にりいて詳細に説明する。
ｉ： ０．２０〜１．２０％、齢：０．５０〜１．５０
、もしくはこれ【こｃｒ：ｏ、２０〜０．８０％加えた
成分系を基本とし、必要Ｇこ応じてＮｂ、 Ｖ、 Ｔｉ
の一種又は二種以上を含有した鋼レールを熱間圧延終了
後のオーステナイト域から、レール頭表面、もしくは頭
表面下５ｍ＋未満の深さ位置で８００℃〜みかけのパー
ライト変態開始温度間を２〜１５℃／ｓｅｃで冷却し、
引き続くパーライト変態領域をみかけの変態開始温度を
維持しつ＼パーライト変態を中断することなく連続的に
冷却し、パーライト変態のみかけの終了温度〜４５０℃
間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃで強制冷却することを
特徴とするものであるＯ（発明の構成〕 以下に本発明にりいて詳細に説明する。
本発明は転炉あるいは電気炉等で溶製した下記成・分範
囲のレール用鋼を用いる。
囲のレール用鋼を用いる。
（１） Ｃ： ０．５’５〜０．８５％、 Ｓｉ ：
０．２０Ｌ−１，２０チ、 Ｍｎ ： ０．５０〜１
．５０％を含有し残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼。
０．２０Ｌ−１，２０チ、 Ｍｎ ： ０．５０〜１
．５０％を含有し残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼。
（２）Ｃ：０．５５〜０．８５％＋ Ｓｔ ： Ｏ−２
０〜１．２０％、 Ｍｎ： ０．５０〜１．５０ ％、
’Ｃｒ：０．２０〜０．８０チを含有し残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼。
０〜１．２０％、 Ｍｎ： ０．５０〜１．５０ ％、
’Ｃｒ：０．２０〜０．８０チを含有し残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼。
（ａ）ｃ：ａ、ｓ５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２０〜１
．２０％、 Ｍｎ： ０．５０〜１．５０ ％、 Ｃｒ
：０．２０〜０．８０％を含有し、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉ
の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼。
．２０％、 Ｍｎ： ０．５０〜１．５０ ％、 Ｃｒ
：０．２０〜０．８０％を含有し、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉ
の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼。
これらの化学成分のうち、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（こ対して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に好まし
くない初析フェライトが多量に生成し、０．８５％を超
えるとオーステナイト粒界に有害な初析セメンタイトを
生成させるばかりか、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脆化させるため０．５５〜０．
８５％に限定した。Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト番こ固溶すること１こよって強度を上昇させ耐摩耗性
を向上させる元素であるが、脱酸元素としても０．２０
％以上の添加が必要であり、また１、２０チを超えると
脆化が生じ溶接接合性をも減するので０，２０〜１．２
０％に限定した。庵はＣ同様パーライト変態温度を低下
させ焼入性を高めること（こよって、高強度化に寄与す
る元素である。しかし、０．５０％未満ではその寄与が
小さくまた１、５０％を超えると偏析部にマルテンサイ
トを生成させやすくするた、め０．５０〜１．５０％に
限定した。
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（こ対して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に好まし
くない初析フェライトが多量に生成し、０．８５％を超
えるとオーステナイト粒界に有害な初析セメンタイトを
生成させるばかりか、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脆化させるため０．５５〜０．
８５％に限定した。Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト番こ固溶すること１こよって強度を上昇させ耐摩耗性
を向上させる元素であるが、脱酸元素としても０．２０
％以上の添加が必要であり、また１、２０チを超えると
脆化が生じ溶接接合性をも減するので０，２０〜１．２
０％に限定した。庵はＣ同様パーライト変態温度を低下
させ焼入性を高めること（こよって、高強度化に寄与す
る元素である。しかし、０．５０％未満ではその寄与が
小さくまた１、５０％を超えると偏析部にマルテンサイ
トを生成させやすくするた、め０．５０〜１．５０％に
限定した。
以上が基本的な成分、系に対する成分限定理由であるが
、より以上に高強度化、耐摩耗性向上に対してはＣｒの
添加が有効である。Ｃｒはパーライト変態開始温度を低
下させ高強度化に寄与するばかりか、パーライト中のセ
メンタイトを強化すること（こよっても耐摩耗性に貢献
することが見い出されており、さらに熱処理レールの溶
接部軟化防止に対しても欠くべからざる元素である。Ｃ
ｒは０．２０チ以上添加することによって加速冷却時に
強度増加が顕在化し、０．８０％以上では、本発明の冷
却速度ではマルテンサイトが生成してしまう。従ってＣ
ｒの成分範囲を０，２０〜０．８０％に限定した。
、より以上に高強度化、耐摩耗性向上に対してはＣｒの
添加が有効である。Ｃｒはパーライト変態開始温度を低
下させ高強度化に寄与するばかりか、パーライト中のセ
メンタイトを強化すること（こよっても耐摩耗性に貢献
することが見い出されており、さらに熱処理レールの溶
接部軟化防止に対しても欠くべからざる元素である。Ｃ
ｒは０．２０チ以上添加することによって加速冷却時に
強度増加が顕在化し、０．８０％以上では、本発明の冷
却速度ではマルテンサイトが生成してしまう。従ってＣ
ｒの成分範囲を０，２０〜０．８０％に限定した。
この場合に、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉなどのオーユテナイト
粒細粒化元素を添加することによって、高強度化と共に
延性も確保することが出来る。Ｎｂは熱間圧延時に低温
加熱することによってＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物がオース
テナイト粒成長を抑制し細粒化に７ 寄与する。また１
、高温加熱・低温仕上圧延をこよって熱間圧延後のオー
ステナイト粒を細粒化し、強制冷却後に得られるパーラ
イト・ブロックサイズを細粒をこする。これらの細粒用
によるノく−ライト変態点の上昇は強度を低下させる方
向であるが、その分Ｃｒなどの強化元素を添加すること
によって、強度と延性に優れ溶接部の、軟化を改善した
レールを製造することが可能となる。このとき有効なＮ
ｂ添加量は０．０１％であり、０．０５チを超えるとＮ
ｂＣが生成し、かえって脆化を招く。従ってＮｂの成分
範囲を０．０１−０．０５％ζこ限定した。■はＮｂと
は輩同様の傾向を示すが、加熱中に析出するＶ（Ｃ，Ｎ
）はＮｂ（Ｃ，Ｎ）より溶融温度が低いため、レール圧
延１時の低温加熱時のみ初期オーステナイト粒の細粒化
に寄与する。また通常加熱によって溶融したＶ （Ｃ，
Ｎ）は冷却中に再析出して析出硬化１こよる強襄増をも
たらす。しかしＶの０．０５％以下の添加ではその析出
物の数も少なく所定の効果は期待できない。また０、２
０％超のＶの添加はＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化によってかえ
って脆化を生じさせる。このためＶの成分範囲を０．０
５〜０．２０％に限定した。Ｔｉは析出したＴｉ（Ｃ，
Ｎ）が高温でも溶融しないことが知られており、通常の
レール圧延加熱理屈でもオーステナイトの初期粒度を細
粒化するために有効である。しかし、Ｎｂ同様Ｔｉも０
．０１％以下ではその効果は小さく、０．０５ ％超セ
は主としてＴｉＮの粗大化が生じ損傷の起点となる可能
性が高いため、Ｔｉの成分範囲を０．０１〜０．０５％
に限定した。
粒細粒化元素を添加することによって、高強度化と共に
延性も確保することが出来る。Ｎｂは熱間圧延時に低温
加熱することによってＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物がオース
テナイト粒成長を抑制し細粒化に７ 寄与する。また１
、高温加熱・低温仕上圧延をこよって熱間圧延後のオー
ステナイト粒を細粒化し、強制冷却後に得られるパーラ
イト・ブロックサイズを細粒をこする。これらの細粒用
によるノく−ライト変態点の上昇は強度を低下させる方
向であるが、その分Ｃｒなどの強化元素を添加すること
によって、強度と延性に優れ溶接部の、軟化を改善した
レールを製造することが可能となる。このとき有効なＮ
ｂ添加量は０．０１％であり、０．０５チを超えるとＮ
ｂＣが生成し、かえって脆化を招く。従ってＮｂの成分
範囲を０．０１−０．０５％ζこ限定した。■はＮｂと
は輩同様の傾向を示すが、加熱中に析出するＶ（Ｃ，Ｎ
）はＮｂ（Ｃ，Ｎ）より溶融温度が低いため、レール圧
延１時の低温加熱時のみ初期オーステナイト粒の細粒化
に寄与する。また通常加熱によって溶融したＶ （Ｃ，
Ｎ）は冷却中に再析出して析出硬化１こよる強襄増をも
たらす。しかしＶの０．０５％以下の添加ではその析出
物の数も少なく所定の効果は期待できない。また０、２
０％超のＶの添加はＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化によってかえ
って脆化を生じさせる。このためＶの成分範囲を０．０
５〜０．２０％に限定した。Ｔｉは析出したＴｉ（Ｃ，
Ｎ）が高温でも溶融しないことが知られており、通常の
レール圧延加熱理屈でもオーステナイトの初期粒度を細
粒化するために有効である。しかし、Ｎｂ同様Ｔｉも０
．０１％以下ではその効果は小さく、０．０５ ％超セ
は主としてＴｉＮの粗大化が生じ損傷の起点となる可能
性が高いため、Ｔｉの成分範囲を０．０１〜０．０５％
に限定した。
次（こ本発明では上記の化学組成を有するレール鋼を熱
間圧延後のオーステナイト域から、レール頭表面もしく
は頭表面下５閣未満の深さ位置で８００℃〜みかけのパ
ーライト変態開始温度間を２〜１５ 。
間圧延後のオーステナイト域から、レール頭表面もしく
は頭表面下５閣未満の深さ位置で８００℃〜みかけのパ
ーライト変態開始温度間を２〜１５ 。
℃／ｓｅｃで冷却し、引き続くパーライト変態領域をみ
かけの変態開始温度を維持しつ＼パーライト変態を中断
することなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけ
の終了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０Ｃ／−で強
制冷却する。この熱処理条件の詳細を以下に説明する。
かけの変態開始温度を維持しつ＼パーライト変態を中断
することなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけ
の終了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０Ｃ／−で強
制冷却する。この熱処理条件の詳細を以下に説明する。
本発明においてレール熱間圧延後の強制冷却速度を８０
０℃〜みかけのパーライト変態開始温度間を、レール頭
表面もしくは頭表面下５■未満の深さ位置で２〜１５ツ
ーとしたのは、レールの強度に強い相関を持つパーライ
ト変態温度の抑制御こ変態開始までの冷却速度が決定的
な影響を有するからである。そこで、みかけのパーライ
ト変態量、 始までの８００℃からの冷却速度を２〜
１５ル肇とした。こ＼で云うみかけのパーライト変態開
始と社、ＣＣＴ図作成時の膨張曲線の偏曲点ではなく、
冷却曲線上のパーライト変態熱による熱分析屈曲点を云
う。また、こ＼で云う強制冷却とは上記理屈範囲を、上
記測定法さ位置で圧延後の通常の放冷を超える冷却速度
で冷却することを云う。
０℃〜みかけのパーライト変態開始温度間を、レール頭
表面もしくは頭表面下５■未満の深さ位置で２〜１５ツ
ーとしたのは、レールの強度に強い相関を持つパーライ
ト変態温度の抑制御こ変態開始までの冷却速度が決定的
な影響を有するからである。そこで、みかけのパーライ
ト変態量、 始までの８００℃からの冷却速度を２〜
１５ル肇とした。こ＼で云うみかけのパーライト変態開
始と社、ＣＣＴ図作成時の膨張曲線の偏曲点ではなく、
冷却曲線上のパーライト変態熱による熱分析屈曲点を云
う。また、こ＼で云う強制冷却とは上記理屈範囲を、上
記測定法さ位置で圧延後の通常の放冷を超える冷却速度
で冷却することを云う。
この２〜１５ ”Ｃ／−の冷却速度範囲は、大断面レー
ルから手研４面レールまでの頭表部強度が１１５ＫＶＪ
以上を確保するために必要な冷却速度であり、高強度レ
ールとは趣を異にした中間強度レールの要求に対する広
範囲な強度レベルのレールを製造するための発明の重大
な構成要素である。すなわち、中間強度レールは価格の
高い高強度レールに代えて摩耗環境のさほど厳しくない
曲線区間、あるいは塗油を施した急曲線区間コこ敷設し
ようとするもので、近年新たに登場した新分野のレール
であり、冷却速度の下限２ルーは、中間強度としての１
１５ＫＶＩＩＪ以上を得るための下限値である。また上
限の冷却速度を１５ｔ１２／、、に限定したのは、これ
以上の冷却速度ではレール頭表面昏こマルテンサイトあ
るいはベーナイト組織を生成さぞ、レール材質をそこな
う。以上の理由から８００℃〜みかけのパーライト変態
開始温度までの冷却速度を２〜１５ルーとした。
ルから手研４面レールまでの頭表部強度が１１５ＫＶＪ
以上を確保するために必要な冷却速度であり、高強度レ
ールとは趣を異にした中間強度レールの要求に対する広
範囲な強度レベルのレールを製造するための発明の重大
な構成要素である。すなわち、中間強度レールは価格の
高い高強度レールに代えて摩耗環境のさほど厳しくない
曲線区間、あるいは塗油を施した急曲線区間コこ敷設し
ようとするもので、近年新たに登場した新分野のレール
であり、冷却速度の下限２ルーは、中間強度としての１
１５ＫＶＩＩＪ以上を得るための下限値である。また上
限の冷却速度を１５ｔ１２／、、に限定したのは、これ
以上の冷却速度ではレール頭表面昏こマルテンサイトあ
るいはベーナイト組織を生成さぞ、レール材質をそこな
う。以上の理由から８００℃〜みかけのパーライト変態
開始温度までの冷却速度を２〜１５ルーとした。
引き続くパーライト変態領域では、みかけのパーライト
変態開始温度を維持しつゝ、レール断面あるいは化学組
成、さらにはみかけのパーライト変態開始温度までの冷
却速度（こよって異なるパーライト変態発熱を抑制し、
パーライト変態を中断することなく連続的に冷却する。
変態開始温度を維持しつゝ、レール断面あるいは化学組
成、さらにはみかけのパーライト変態開始温度までの冷
却速度（こよって異なるパーライト変態発熱を抑制し、
パーライト変態を中断することなく連続的に冷却する。
そして、レール頭表面もしくは頭表面下５閣未満の深さ
位置で、みかけのパーライト変態終了温度〜４５０℃間
を０．５〜１０．Ｏル糾で強制冷却する。こ＼で云うみ
かけのパーライト変態終了温度とは、レール頭表面もし
くは頭表面下５■未満の深さ位置で得られる冷却曲線上
のみかけのパーライト変態終了点を意味する屈曲点温度
である。こ＼では、みかけ上パーライト変態が終了した
頭表層に次いでレール頭部の硬化深度を高める目的で強
制冷却を行なう。冷却速度範囲を０．５〜１０．０隻−
としたのは、０．５９肇より遅い冷却速度では十分な硬
化深度が得られず、１０．０ル一以上ではＣｒ添加した
パーライト変態速度の低下したレール鋼や、微小偏析部
に有害なマルテンサイトが生成してしまう。従って、み
かけのパーライト変態終了温度〜４５０℃間を０．５’
−１０，０℃／ｓｅｃで強制冷却すること＼した。
位置で、みかけのパーライト変態終了温度〜４５０℃間
を０．５〜１０．Ｏル糾で強制冷却する。こ＼で云うみ
かけのパーライト変態終了温度とは、レール頭表面もし
くは頭表面下５■未満の深さ位置で得られる冷却曲線上
のみかけのパーライト変態終了点を意味する屈曲点温度
である。こ＼では、みかけ上パーライト変態が終了した
頭表層に次いでレール頭部の硬化深度を高める目的で強
制冷却を行なう。冷却速度範囲を０．５〜１０．０隻−
としたのは、０．５９肇より遅い冷却速度では十分な硬
化深度が得られず、１０．０ル一以上ではＣｒ添加した
パーライト変態速度の低下したレール鋼や、微小偏析部
に有害なマルテンサイトが生成してしまう。従って、み
かけのパーライト変態終了温度〜４５０℃間を０．５’
−１０，０℃／ｓｅｃで強制冷却すること＼した。
なお、これらの強制冷却方法として圧縮空気冷却、気水
冷却、水冷湯冷、流動層冷却、およびこれらの組合せの
いずれでも可能であり、熱間圧延終了後に引き続いて冷
却処理を行なう。この際、曲がり制御のためにレール頭
部以外の部位の強制的な冷却も、拘束冷却を行なうこと
も本発明中に含まれる。
冷却、水冷湯冷、流動層冷却、およびこれらの組合せの
いずれでも可能であり、熱間圧延終了後に引き続いて冷
却処理を行なう。この際、曲がり制御のためにレール頭
部以外の部位の強制的な冷却も、拘束冷却を行なうこと
も本発明中に含まれる。
（実施例〉
以下番こ本発明の実施例を示す。
表１に本発明鋼と比較従来鋼の化学組成を示す。
表２には本発明鋼と比較従来鋼の冷却方法と冷却速度を
示す。そして表３ｆこはこれらの冷却方法（こより“て
得られたレール鋼の機械的性質を示す。本発明鋼は、合
金を添加することなく圧延後Ｅこ合金鋼釜みの強１度を
得ることが出来、さらに強制冷却の組合せによって、従
来の再加熱エアークエンチルレール並の高強度が圧延後
の直接熱処理によって 。
示す。そして表３ｆこはこれらの冷却方法（こより“て
得られたレール鋼の機械的性質を示す。本発明鋼は、合
金を添加することなく圧延後Ｅこ合金鋼釜みの強１度を
得ることが出来、さらに強制冷却の組合せによって、従
来の再加熱エアークエンチルレール並の高強度が圧延後
の直接熱処理によって 。
得られる。第１図番こ本発明鋼（図のＡ７−Ｃ）と比較
鋼（図のＤ：Ｅ）のレール頭部の断面硬度分布を示′ｔ
Ｏこ、の図ζこ示す杏うに、本発明鋼Ａは合金鋼りとは
ｙ同様゛の硬度分布を示しており、さらに本発明鋼Ｂお
よびＣは比較鋼あ再加熱エアークエンチ鋼Ｅより硬化深
度が深く、レール内部まで高硬度を示す特徴を有してい
る。なお本発明鋼Ｃは低合金を添加することによって溶
接部の軟化を防止した新しいタイプの低合金鋼レールで
ある。このＣ鋼は１３０（−以上の高強度を有すること
か゛ら耐摩耗性、耐損傷性に優れ、溶接部特性も改善さ
れ本発明の製造法によって従来より安価に製造すること
が出来る。
鋼（図のＤ：Ｅ）のレール頭部の断面硬度分布を示′ｔ
Ｏこ、の図ζこ示す杏うに、本発明鋼Ａは合金鋼りとは
ｙ同様゛の硬度分布を示しており、さらに本発明鋼Ｂお
よびＣは比較鋼あ再加熱エアークエンチ鋼Ｅより硬化深
度が深く、レール内部まで高硬度を示す特徴を有してい
る。なお本発明鋼Ｃは低合金を添加することによって溶
接部の軟化を防止した新しいタイプの低合金鋼レールで
ある。このＣ鋼は１３０（−以上の高強度を有すること
か゛ら耐摩耗性、耐損傷性に優れ、溶接部特性も改善さ
れ本発明の製造法によって従来より安価に製造すること
が出来る。
第１図は本発明鋼（Ａ’ ７Ｃ）と比較鋼（Ｄ、”Ｅ’
）のレール頭部の断面硬度分布を示すグラフである。
）のレール頭部の断面硬度分布を示すグラフである。
Claims (3)
- （１）重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
、レール熱間圧延終了後のオーステナイト域から、８０
０℃〜みかけのパーライト変態開始温度間を２〜１５℃
／ｓｅｃで冷却し、引き続くパーライト変態領域をみか
けの変態開始温度を維持しつゝ、パーライト変態を中断
することなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけ
の終了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃ
で強制冷却することを特徴とする高強度レールの製造法
。 - （２）重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．２０〜０．８０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
、レール熱間圧延終了後のオーステナイト域から、８０
０℃〜みかけのパーライト変態開始温度間を２〜１５℃
／ｓｅｃで冷却し、引き続くパーライト変態領域をみか
けの変態開始温度を維持しつゝ、パーライト変態を中断
することなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけ
の終了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃ
で強制冷却することを特徴とする高強度レールの製造法
。 - （３）重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．２０〜０．８０％ を含有し、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．２０
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の一種又は二種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼をレ
ール熱間圧延終了後のオーステナイト域から、８００℃
〜みかけのパーライト変態開始温度間を２〜１５℃／ｓ
ｅｃで冷却し、引き続くパーライト変態領域をみかけの
変態開始温度を維持しつゝ、パーライト変態を中断する
ことなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけの終
了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃで強
制冷却することを特徴とする高強度レールの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12459284A JPS613842A (ja) | 1984-06-19 | 1984-06-19 | 高強度レ−ルの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12459284A JPS613842A (ja) | 1984-06-19 | 1984-06-19 | 高強度レ−ルの製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS613842A true JPS613842A (ja) | 1986-01-09 |
Family
ID=14889266
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12459284A Pending JPS613842A (ja) | 1984-06-19 | 1984-06-19 | 高強度レ−ルの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS613842A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62127453A (ja) * | 1985-11-26 | 1987-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 延性及び靭性に優れた高性能レールの製造方法 |
| JPS6324045A (ja) * | 1986-07-16 | 1988-02-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 不安定破壊伝播停止能力に優れた耐摩耗性高性能レ−ル |
| 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 |
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| WO2009068644A1 (en) * | 2007-11-28 | 2009-06-04 | Danieli & C. Officine Meccaniche S.P.A. | Process of thermal treatment of rails and device thereof |
| CN103014485A (zh) * | 2012-12-08 | 2013-04-03 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种碳锰系列钢轨专用钢材 |
-
1984
- 1984-06-19 JP JP12459284A patent/JPS613842A/ja active Pending
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