JPS6256524A - 溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法 - Google Patents
溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法Info
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- JPS6256524A JPS6256524A JP19698085A JP19698085A JPS6256524A JP S6256524 A JPS6256524 A JP S6256524A JP 19698085 A JP19698085 A JP 19698085A JP 19698085 A JP19698085 A JP 19698085A JP S6256524 A JPS6256524 A JP S6256524A
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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）
本発明は、レールの品質特性に耐摩耗性、耐損傷性と共
に要求はれる溶接性を付与した高強度レールの製造法に
関するものである。
に要求はれる溶接性を付与した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、海外の鉱山鉄道については高荷重化が、また旅客
鉄道については高速化が指向さ扛ている。このような趨
勢の中で、レールの品質特性は、従来の耐摩耗性と耐損
傷性に加え軌道保守の合理化からロングレール化するた
め良好な溶接性が重要な特性とされている。このような
品質特性の要求に対応して強度が１１０〜１２０級の高
強度レールが開発されている。
鉄道については高速化が指向さ扛ている。このような趨
勢の中で、レールの品質特性は、従来の耐摩耗性と耐損
傷性に加え軌道保守の合理化からロングレール化するた
め良好な溶接性が重要な特性とされている。このような
品質特性の要求に対応して強度が１１０〜１２０級の高
強度レールが開発されている。
特開昭５５−１２５２３１号公報は「Ｃ：０．５５〜０
．８０％、Ｓ ｉ ： ０．５〜１．２０％、Ｍｎ：０
．８〜１５％、ＡＡ：０．００５〜０．０５％、あるい
はさらにＣｒ ： ０．２０〜０．９０％、Ｎｂ：０．
００４〜０．０１０ ％を含有する溶接性低合金熱処理
レール」、特開昭５７−１９８２１６号公報はｒ Ｃ：
０．６０〜０．８５％、Ｓ ｉ ： ０．１〜０．８
％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．５％、Ｃｒ： ０．２〜
０．８ｑｂあるいはさらＫＩＪｂ、■、Ｔｉｃｉ’）少
量を選択添加した高強度レール」などがある。
．８０％、Ｓ ｉ ： ０．５〜１．２０％、Ｍｎ：０
．８〜１５％、ＡＡ：０．００５〜０．０５％、あるい
はさらにＣｒ ： ０．２０〜０．９０％、Ｎｂ：０．
００４〜０．０１０ ％を含有する溶接性低合金熱処理
レール」、特開昭５７−１９８２１６号公報はｒ Ｃ：
０．６０〜０．８５％、Ｓ ｉ ： ０．１〜０．８
％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．５％、Ｃｒ： ０．２〜
０．８ｑｂあるいはさらＫＩＪｂ、■、Ｔｉｃｉ’）少
量を選択添加した高強度レール」などがある。
またフラッシュ゛パット溶接、ガス圧接など各種レール
溶接法の機器や施工法が開発されているが、中でも接合
するレールの端面を軽く接触させ、この間に大電流を通
じて接触点を集中的に加熱すると過熱溶融して火花が発
生し、所定の温度に上昇させた後、急激に圧力を加えて
圧接するフラッシュ・バット溶接法が熱影響部が狭い利
点から一般に使用されている。
溶接法の機器や施工法が開発されているが、中でも接合
するレールの端面を軽く接触させ、この間に大電流を通
じて接触点を集中的に加熱すると過熱溶融して火花が発
生し、所定の温度に上昇させた後、急激に圧力を加えて
圧接するフラッシュ・バット溶接法が熱影響部が狭い利
点から一般に使用されている。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながら讐先の例のようにレールに含有される０、
８１以上のＯｒ酸成分レール製造時の高温度からの冷
却においてパーライト組織全微細化して高強度化を図ら
んとするものであるが、このように多量のＯｒ酸成分含
有するレールは、第１図に本発明者らの実験結果全町ら
かにするように溶接継手部において高い焼入性のために
脆化因子のマルテンサイト組織全生成して異常な硬度を
示し、継手部の耐摩耗性、耐損傷性全署しく低下せしめ
る問題があった。この問題全防止するためには、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
く阻害する溶接施工上に問題もあった。またこのような
ＣｒやＭＯなど全含有する合金鋼レールは圧延ままで製
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。
８１以上のＯｒ酸成分レール製造時の高温度からの冷
却においてパーライト組織全微細化して高強度化を図ら
んとするものであるが、このように多量のＯｒ酸成分含
有するレールは、第１図に本発明者らの実験結果全町ら
かにするように溶接継手部において高い焼入性のために
脆化因子のマルテンサイト組織全生成して異常な硬度を
示し、継手部の耐摩耗性、耐損傷性全署しく低下せしめ
る問題があった。この問題全防止するためには、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
く阻害する溶接施工上に問題もあった。またこのような
ＣｒやＭＯなど全含有する合金鋼レールは圧延ままで製
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。
さらに０．２〜０．８％のＣｒｆ含有する熱処理レール
では、フラッシュ・バット溶接継手性能を、ＨＢ ３４
１〜３８８全有する母材部硬度に合せるべく添加するも
ので、高強度母材と高強度継手部の一体硬度全形成する
ことによって高い耐摩耗性と波状摩耗等の損傷抵抗性全
通常の溶接条件によって達成しようとするものである（
％開昭５５−１２５２３１号公報）。
では、フラッシュ・バット溶接継手性能を、ＨＢ ３４
１〜３８８全有する母材部硬度に合せるべく添加するも
ので、高強度母材と高強度継手部の一体硬度全形成する
ことによって高い耐摩耗性と波状摩耗等の損傷抵抗性全
通常の溶接条件によって達成しようとするものである（
％開昭５５−１２５２３１号公報）。
本発明は圧延ままあるいは簡易な熱処理法で製造可能な
低合金鋼レールの生産効率を活かし、耐摩耗性と耐損傷
性が要求される高強度で溶接継手性能にすぐれたレール
の製造法全提供することを目的としだものである。前記
した従来のこの種の熱処理レールとの大きな相違は、レ
ール摩耗環境のさほど厳しくない敷設領域での耐損傷性
に重きを置いた溶接性付与高強度レールの製造に関する
ものである。すなわち、従来の高強度熱処理レールが敷
設されていた急曲線区間より緩曲線区間に使用されるこ
と全目的とした熱処理し・−ルで、例えば従来の熱処理
レールの頭表部硬度がＨＢ ３４１〜３８８の領域であ
るのに対して、本発明レールはＨＢ ３００〜３４０の
領域に、相当するも・のである。
低合金鋼レールの生産効率を活かし、耐摩耗性と耐損傷
性が要求される高強度で溶接継手性能にすぐれたレール
の製造法全提供することを目的としだものである。前記
した従来のこの種の熱処理レールとの大きな相違は、レ
ール摩耗環境のさほど厳しくない敷設領域での耐損傷性
に重きを置いた溶接性付与高強度レールの製造に関する
ものである。すなわち、従来の高強度熱処理レールが敷
設されていた急曲線区間より緩曲線区間に使用されるこ
と全目的とした熱処理し・−ルで、例えば従来の熱処理
レールの頭表部硬度がＨＢ ３４１〜３８８の領域であ
るのに対して、本発明レールはＨＢ ３００〜３４０の
領域に、相当するも・のである。
（問題点を解決するための手段）
本発明は上記の如き問題点全有利に解決したものであり
、その要旨は、Ｃ：０．５５〜０．８５条、Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ ： ０．５〜１．６５％、Ｃ
ｒ： ０．１〜０．１９ｅ６あるいはさらにＮｂ：０．
０１〜０．０５％、Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．０５％の１種または２種以上全含有
し残・部、が・鉄および不可避的不純物からなるレール
の頭部上、熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的で加
熱されたオーステナイト域温度からの冷却において、８
００〜４５０℃間を冷却速度１〜４ ”Ｃ／ｓｅｃで冷
却する溶接性全付与した高強度レールの製造法である。
、その要旨は、Ｃ：０．５５〜０．８５条、Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％、Ｍｎ ： ０．５〜１．６５％、Ｃ
ｒ： ０．１〜０．１９ｅ６あるいはさらにＮｂ：０．
０１〜０．０５％、Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．０５％の１種または２種以上全含有
し残・部、が・鉄および不可避的不純物からなるレール
の頭部上、熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的で加
熱されたオーステナイト域温度からの冷却において、８
００〜４５０℃間を冷却速度１〜４ ”Ｃ／ｓｅｃで冷
却する溶接性全付与した高強度レールの製造法である。
（発明の構成）
以下本発明について詳細に説明する。
本発明は先ずレールの成分組成ヲ」二記のように定めた
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
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−義的に効果を示す元
素であるが、０，５５チ未満ではオーステナイト粒界に
耐摩耗性Ｖこ好ましくない初析フェライトが多量に生成
し７．０，８５％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Ｉｆ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。
素であり、また耐摩耗性に対して−義的に効果を示す元
素であるが、０，５５チ未満ではオーステナイト粒界に
耐摩耗性Ｖこ好ましくない初析フェライトが多量に生成
し７．０，８５％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Ｉｆ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に固溶することに
よって強度全上昇させ耐摩耗性を同上させる元素である
が、脱酸元素としても０．２０１以上の添加が必要であ
り、また１、 ２０ ％ ？超えると脆化が生じ溶接接
合性をも減するので０．２０〜１．２０％に限定した。
よって強度全上昇させ耐摩耗性を同上させる元素である
が、脱酸元素としても０．２０１以上の添加が必要であ
り、また１、 ２０ ％ ？超えると脆化が生じ溶接接
合性をも減するので０．２０〜１．２０％に限定した。
ＭｎはＣ同様パーライト変態温肢金低下させ焼入性金高
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、０．５０％未満ではその寄与が小さくまた１、５
０係金超えると偏析部にマルテンサイ）１生成させやす
くするため０５０〜１．５０ ％に限定した。
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、０．５０％未満ではその寄与が小さくまた１、５
０係金超えると偏析部にマルテンサイ）１生成させやす
くするため０５０〜１．５０ ％に限定した。
Ｃｒはパーライト変態開始温度全低下させ高強度化に寄
与するばかりか、パーライト中の七メンタイトを強化す
ることによっても耐摩耗性（・乙貢献するが、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。従来この溶接部軟化防止に対してＣｒ０．
２％未満の添加は効果がないとされて来たが、０，１チ
〜０，１９チの添加でも十分効果が発揮され、第２図に
示すように抑制された母材部硬度に合致ルだ溶接継宇部
硬度が得られる。また０、 １９１以上のＣｒの添加は
、本発明鋼の冷却速度範囲で得られる母材部硬度より高
くなり、溶接継手部との一体硬度全損う結果となる。
与するばかりか、パーライト中の七メンタイトを強化す
ることによっても耐摩耗性（・乙貢献するが、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。従来この溶接部軟化防止に対してＣｒ０．
２％未満の添加は効果がないとされて来たが、０，１チ
〜０，１９チの添加でも十分効果が発揮され、第２図に
示すように抑制された母材部硬度に合致ルだ溶接継宇部
硬度が得られる。また０、 １９１以上のＣｒの添加は
、本発明鋼の冷却速度範囲で得られる母材部硬度より高
くなり、溶接継手部との一体硬度全損う結果となる。
さらに本発明では、必要によっては上記の成分の他にＮ
ｂ、 Ｖ、 Ｔｉなどのオーステナイト粒細粒化元素全
添加することによって、高強度化と共に延性も確保する
ことができる。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
全抑制し細粒化に寄与する。゛また、高温加熱・低温仕
上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、強制冷却後に得られるパーライト・ブロックサイズ
を細粒にする。
ｂ、 Ｖ、 Ｔｉなどのオーステナイト粒細粒化元素全
添加することによって、高強度化と共に延性も確保する
ことができる。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
全抑制し細粒化に寄与する。゛また、高温加熱・低温仕
上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、強制冷却後に得られるパーライト・ブロックサイズ
を細粒にする。
このとき有効なＮｂ添加量は０．０１％であり、０．０
５％金超えるとＮｂＣが生成し、かえって脆化を招く。
５％金超えるとＮｂＣが生成し、かえって脆化を招く。
従ってＮｂの成分範囲ｉ０．０１〜０．０５％に限定し
た。■はＮｂとほぼ同様の傾向上水すが、加熱中に析出
するＶ（Ｃ，Ｎ）はＮｂ （Ｃ，、Ｎ ） より溶融
温度が低いだめ、レール圧延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。
た。■はＮｂとほぼ同様の傾向上水すが、加熱中に析出
するＶ（Ｃ，Ｎ）はＮｂ （Ｃ，、Ｎ ） より溶融
温度が低いだめ、レール圧延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による強度増をもたらす。しかし■
の０．０５φ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。
再析出して析出硬化による強度増をもたらす。しかし■
の０．０５φ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、 ２０ ％超の■の添加はＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大
化によってかえって脆化ケ生じさせる。このため■の成
分範囲を０．０５〜０．２０係に限定した。
化によってかえって脆化ケ生じさせる。このため■の成
分範囲を０．０５〜０．２０係に限定した。
Ｔｉは析出した’Ｉ’ｉ（Ｃ，Ｎ）が高温でも溶融１７
ないことが知られており、通常のレール圧延加熱温度で
もオーステナイトの初期粒度？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 ％超では主として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
分範囲全０．０１〜０．０５チに限定した。この他、本
発明において不可避的不純物成分としてのＰ、Ｓは本発
明の目的全阻害する有害な成分で、極力低下せし７める
必要がある。
ないことが知られており、通常のレール圧延加熱温度で
もオーステナイトの初期粒度？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 ％超では主として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
分範囲全０．０１〜０．０５チに限定した。この他、本
発明において不可避的不純物成分としてのＰ、Ｓは本発
明の目的全阻害する有害な成分で、極力低下せし７める
必要がある。
上記のような成分組成で構成されるレールは、転炉、電
気炉などが通常使用される溶解炉で溶製された溶鋼を、
造塊・分塊、法あるいは連続ｙ４造法、さらに熱間圧延
？経て製造される。熱間圧延を終えたレールは、圧延終
了後あるいは一旦低温度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冷却する。この場
合の冷却開始温度をオーステナイト域温度にしたのは均
一でかつ微細なパーライト組織を生成して耐摩耗性、耐
損傷性のレールが得られる温度である。また冷却は、従
来の高強度熱処理レールがＨＢ３４１〜３８８の範囲に
対してＨＢ３００〜３４０の硬度範囲を目標とするもの
で必然的に低加速冷却となり その冷却制御温度範囲は
８００〜４５０℃好ましくは５００℃である。尚、オー
ステナイト域温度から冷却制御開始温度までのこの間の
冷却速度は任意な速度でよい。このような冷却制御温度
範囲は大断面レールから小断面レールまですべてのパー
ライト変態開始から終了までを含むものであって、この
間の冷却速度は１〜ｂ 程度従来の高強度レールより低硬度化を目的とするもの
で、 １℃／ｓｅｅ以下の遅い冷却速度では目的とす
るＨＢ ３００以上の硬度が得られなへその反面４℃／
ｓｅｃ ｆ越える速い速度では母材部が高硬度を示し、
化学成分によって定まる溶接継手部と不連続となり、溶
接性を損う結果となる。
気炉などが通常使用される溶解炉で溶製された溶鋼を、
造塊・分塊、法あるいは連続ｙ４造法、さらに熱間圧延
？経て製造される。熱間圧延を終えたレールは、圧延終
了後あるいは一旦低温度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冷却する。この場
合の冷却開始温度をオーステナイト域温度にしたのは均
一でかつ微細なパーライト組織を生成して耐摩耗性、耐
損傷性のレールが得られる温度である。また冷却は、従
来の高強度熱処理レールがＨＢ３４１〜３８８の範囲に
対してＨＢ３００〜３４０の硬度範囲を目標とするもの
で必然的に低加速冷却となり その冷却制御温度範囲は
８００〜４５０℃好ましくは５００℃である。尚、オー
ステナイト域温度から冷却制御開始温度までのこの間の
冷却速度は任意な速度でよい。このような冷却制御温度
範囲は大断面レールから小断面レールまですべてのパー
ライト変態開始から終了までを含むものであって、この
間の冷却速度は１〜ｂ 程度従来の高強度レールより低硬度化を目的とするもの
で、 １℃／ｓｅｅ以下の遅い冷却速度では目的とす
るＨＢ ３００以上の硬度が得られなへその反面４℃／
ｓｅｃ ｆ越える速い速度では母材部が高硬度を示し、
化学成分によって定まる溶接継手部と不連続となり、溶
接性を損う結果となる。
上記のような本発明法でレールを製造するが、レールに
熱間圧延終了後直ちに加速冷却処理を施した時に耐損傷
性など品質特性に特にすぐれたものが得られる。
熱間圧延終了後直ちに加速冷却処理を施した時に耐損傷
性など品質特性に特にすぐれたものが得られる。
（実施例及び発明の効果）
次に本発明の一実施例について説明する。
第１図は表−１に示す組成のＣｒ−Ｖ合金鋼レールのフ
ラッシュ・バット溶接継中部断面硬度分布である。
ラッシュ・バット溶接継中部断面硬度分布である。
表１ 合金鋼レールの化学成分
このように高Ｃｒ含有レールでは継手部にマルテンサイ
ト組織が生成し異常高硬度全示す。
ト組織が生成し異常高硬度全示す。
第２図は表−２に示す組成の従来タイプの熱処理レール
と本発明レールのフラッシュ９バット溶接継手部断面硬
度分布を示す。
と本発明レールのフラッシュ９バット溶接継手部断面硬
度分布を示す。
表２ 本発明鋼と比較鋼の化学成分
ＳｉとＯｒが増量された比較鋼Ａは、溶接性を付与した
現有高強度熱処理レールは、高価なため急曲線区間に限
定使用されている。比較鋼Ｂは今や普及型高強度熱処理
レールであるが、Ｏｒなどの合金が添加されていないた
め、溶接継手部の硬度が低下してしまい、母材部との硬
度不連続性全もたらし、しばしば列車通過時の騒音、振
動の原因となるばかりか衝撃的な負荷によるレール折損
や波状摩耗などを生成させる。また比較ｉＡおよびＢな
どの高強度レールは、一方では耐摩耗性がすぐれている
ばかりに最大せん断応力の作用する位置が固定してしま
いレール内部からの折損や、疲労ダメージの頭表面への
蓄積によりハク離性の損傷が近年クローズ・アップして
来ている。
現有高強度熱処理レールは、高価なため急曲線区間に限
定使用されている。比較鋼Ｂは今や普及型高強度熱処理
レールであるが、Ｏｒなどの合金が添加されていないた
め、溶接継手部の硬度が低下してしまい、母材部との硬
度不連続性全もたらし、しばしば列車通過時の騒音、振
動の原因となるばかりか衝撃的な負荷によるレール折損
や波状摩耗などを生成させる。また比較ｉＡおよびＢな
どの高強度レールは、一方では耐摩耗性がすぐれている
ばかりに最大せん断応力の作用する位置が固定してしま
いレール内部からの折損や、疲労ダメージの頭表面への
蓄積によりハク離性の損傷が近年クローズ・アップして
来ている。
このような本発明鋼ＣおよびＤは上記のような観点から
母材部の硬度全ある程度抑制し、溶接継手部の硬度金高
めるべく微量合金添加した溶接性付与高強度レールであ
る。この母材部と溶接部の一体硬度化によって、列車の
燃費向上に注目されているレールの塗油に対しても、連
続的な一定のレール摩耗を導き耐損傷性のすぐれた新し
いタイプのレールが製造できる優れた効果を示すもので
ある。
母材部の硬度全ある程度抑制し、溶接継手部の硬度金高
めるべく微量合金添加した溶接性付与高強度レールであ
る。この母材部と溶接部の一体硬度化によって、列車の
燃費向上に注目されているレールの塗油に対しても、連
続的な一定のレール摩耗を導き耐損傷性のすぐれた新し
いタイプのレールが製造できる優れた効果を示すもので
ある。
表−３に本発明鋼と比較鋼の母材部の冷却速度と冷却方
法２示す。
法２示す。
表３ 冷却速度と冷却方法
第１図は圧延まま合金鋼レールのフラッシュ・バット溶
接継手部断面硬度分布全示す図、第２図は比較鋼Ａ、Ｂ
と本発明鋼Ｃ，Ｄの７ラツシ五・バット溶接継手部の断
面硬度分布全示す図である。
接継手部断面硬度分布全示す図、第２図は比較鋼Ａ、Ｂ
と本発明鋼Ｃ，Ｄの７ラツシ五・バット溶接継手部の断
面硬度分布全示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １重量％で Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５〜 １．６５％ Ｃｒ：０．１〜 ０．１９％ で残部が鉄および不可避的不純物からなるレールの頭部
を熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的で加熱された
オーステナイト域温度からの冷却において、８００〜４
５０℃間を冷却速度１〜４℃／ｓｅｃで冷却することを
特徴とする溶接性を付与した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：０．５ 〜１．６５％ Ｃｒ：０．１ 〜０．１９％ の他に Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ Ｖ：０．０５〜０．２０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ の１種または２種以上を含有し、 残部が鉄および不可避不純物からなるレールの頭部を、
熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的で加熱されたオ
ーステナイト域温度からの冷却において、８００℃〜４
５０℃間を冷却速度１〜４℃／ｓｅｃで冷却することを
特徴とする溶接性を付与した高強度レールの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19698085A JPS6256524A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | 溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19698085A JPS6256524A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | 溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6256524A true JPS6256524A (ja) | 1987-03-12 |
| JPH0138853B2 JPH0138853B2 (ja) | 1989-08-16 |
Family
ID=16366834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19698085A Granted JPS6256524A (ja) | 1985-09-06 | 1985-09-06 | 溶接性を付与した高強度レ−ルの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6256524A (ja) |
Cited By (3)
| 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 |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0138853B2 (ja) | 1989-08-16 |
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