JPWO2019189015A1 - レール - Google Patents

レール Download PDF

Info

Publication number
JPWO2019189015A1
JPWO2019189015A1 JP2019536333A JP2019536333A JPWO2019189015A1 JP WO2019189015 A1 JPWO2019189015 A1 JP WO2019189015A1 JP 2019536333 A JP2019536333 A JP 2019536333A JP 2019536333 A JP2019536333 A JP 2019536333A JP WO2019189015 A1 JPWO2019189015 A1 JP WO2019189015A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
rail
hardness
pearlite structure
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.)
Granted
Application number
JP2019536333A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6610844B1 (ja
Inventor
稔 本庄
稔 本庄
峰康 竹正
峰康 竹正
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP6610844B1 publication Critical patent/JP6610844B1/ja
Publication of JPWO2019189015A1 publication Critical patent/JPWO2019189015A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E01—CONSTRUCTION OF ROADS, RAILWAYS, OR BRIDGES
    • E01B—PERMANENT WAY; PERMANENT-WAY TOOLS; MACHINES FOR MAKING RAILWAYS OF ALL KINDS
    • E01B5/00—Rails; Guard rails; Distance-keeping means for them
    • E01B5/02—Rails
    • E01B5/08—Composite rails; Compound rails with dismountable or non-dismountable parts
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E01—CONSTRUCTION OF ROADS, RAILWAYS, OR BRIDGES
    • E01B—PERMANENT WAY; PERMANENT-WAY TOOLS; MACHINES FOR MAKING RAILWAYS OF ALL KINDS
    • E01B5/00—Rails; Guard rails; Distance-keeping means for them
    • E01B5/02—Rails
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T30/00—Transportation of goods or passengers via railways, e.g. energy recovery or reducing air resistance

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Architecture (AREA)
  • Civil Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上に有効なレールについて提案する。レールの頭部の表面から少なくとも０．５ｍｍの深さまでの表層部に、パーライト組織とパーライト組織以外の組織とからなる金属組織を有し、前記パーライト組織はビッカース硬さが４２０ＨＶ以上５２０ＨＶ以下および、前記パーライト組織以外の組織はビッカース硬さが３５０ＨＶ以上４２０ＨＶ以下である。

Description

本発明は、例えば重量の重い貨車が急曲線の多い軌道上を走行するような、過酷な高軸荷重条件下で使用されるレール、特に長寿命化に適した、耐摩耗性および耐疲労損傷性に優れるレールに関する。
鉱石の運搬等を主体とする高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遙かに高く、レールや車輪の使用環境は過酷なものとなっている。このような、高軸重鉄道、すなわち、列車や貨車の積載重量の大きい鉄道で使用されるレールには、従来、耐摩耗性および耐疲労損傷性を重視する観点から、パーライト組織を有する鋼が主として使用されている。近年、貨車への積載重量を増加させて輸送効率を向上させるために、レールの耐摩耗性および耐疲労損傷性をさらに向上させることが求められている。
そこで、耐摩耗性および耐疲労損傷性のさらなる向上を目指して、様々な研究が行われている。例えば、特許文献１では、成分組成と、レール頭部表面およびレール底部表面の組織並びにその分率と、パーライト組織部位の硬さと、表面粗度と、をそれぞれ規定した、耐疲労損傷性に優れたレールが提案されている。特許文献２では、成分組成と、レール頭部表面の組織並びにその分率と、パーライト組織部位の硬さと、Ｍｎの濃度と、をそれぞれ規定した、耐疲労損傷性に優れたレールが提案されている。
特許４８０５４１４号公報 特許４９３８１５８号公報
新たに敷設されたレールに列車が通過すると、レールは列車の摩耗した車輪と接触することになる。そのため、接触状態によっては、レール表層に疲労が蓄積され、敷設直後の初期段階においてレール表面に亀裂が発生し、亀裂の成長そして連結によりレール表層に剥離が生じることがある。その結果、レールの使用寿命が低下することになる。
そこで、レール敷設後の初期使用段階で車輪とのなじみを良くする必要が生じる。この初期使用段階は、図１に示すように、レール１の頭部表面から少なくとも０．５ｍｍ深さまでの表層部２が対象となる。なお、０．５ｍｍの深さとは、レールの頭部表面から法線方向へ０．５ｍｍで隔たる位置である。この表層部の組織がパーライト組織のみであると、レールの摩耗が少なくなり、却って疲労が蓄積し、亀裂（例えば、きしみ割れ）が発生する。亀裂発生後も継続して使用すると、亀裂が進展して連結し、最後には剥離に至るため、パーライト組織以外の別の手法で抑制する必要がある。
しかしながら、上記した特許文献１および２に記載の技術は全て、成分組成はもとより、レール頭部のパーライト組織分率およびパーライト組織の硬さを規定することにより、レールの耐摩耗性を損なわず耐疲労損傷性を向上させるものであり、レール敷設直後の初期段階での亀裂の発生抑制は考慮されていない。
すなわち、上記した特許文献１および２に記載の技術では、パーライト組織の分率とパーライト組織の硬さを規定しているが、耐摩耗性や耐疲労損傷性はパーライト組織の硬さのみで決まるものではなく、パーライト組織以外の組織の影響も考慮する必要があり、パーライト組織の分率やその範囲でのパーライトの硬さの規定では耐疲労損傷性を十分に改善することができない。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、レールの耐摩耗性を損なわずに耐疲労損傷性を向上するための方途について提案することを目的とする。
上記課題を解決するために検討を行った結果、レールの表層部において、パーライト組織の硬さを規定することに加えて、該パーライト組織以外に所定の硬さの組織を有することにより、レールの耐摩耗性を損なわず耐疲労損傷性を向上し得ることを知見し、本発明を完成するに到った。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．レールの頭部の表面から少なくとも０．５ｍｍの深さまでの表層部にパーライト組織とパーライト組織以外の組織とからなる金属組織を有し、
前記パーライト組織はビッカース硬さが４２０ＨＶ以上５２０ＨＶ以下および、前記パーライト組織以外の組織はビッカース硬さが３５０ＨＶ以上４２０ＨＶ以下であるレール。
２．質量％で、
Ｃ：０．６０〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下および
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる前記１に記載のレール。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｂ ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．０５％以下
の群より選択される１種以上を含有する前記２に記載のレール。
４．前記表層部における前記パーライト組織以外の組織の面積分率が３％超である前記１から３のいずれかに記載のレール。
本発明によれば、耐摩耗性および耐疲労損傷性に優れ、高軸重鉄道においても好適に使用することができる、レールを提供することができる。
レールの模式図である。 熱処理に供する試験片の模式図である。 耐摩耗性の評価に供する試験片並びに試験要領を示す模式図である。 耐疲労損傷性の評価に供する試験片並びに試験要領を示す模式図である。 耐摩耗性評価に使用した試験片の硬度測定面を示す図である。 耐疲労損傷性評価に使用した試験片の硬度測定面を示す図である。
以下、本発明のレールについて、具体的に説明する。本発明のレールは、レールの頭部の表面から少なくとも０．５ｍｍの深さまでの表層部にパーライト組織とパーライト組織以外の組織とからなる金属組織を有し、該パーライト組織のビッカース硬さが４２０ＨＶ以上５２０ＨＶ以下、該パーライト組織以外の組織のビッカース硬さが３５０ＨＶ以上４２０ＨＶ以下であることが肝要である。
さて、レール敷設直後の初期使用段階にてレールの車輪とのなじみを良くして亀裂の発生を回避するには、上記した表層部である、少なくとも０．５ｍｍの深さまでの範囲は車輪とのなじみを良くする必要がある。
ここで、車輪となじむとは、レール上を通過する車輪の形状に新たに敷設したレールの形状が近づくことを意味する。従前のように、パーライト組織のみで高硬度化して耐摩耗性を確保すると、レールが上述した車輪形状に近づく前にレール表層に疲労が蓄積し、きしみ割れなどの亀裂が生成しやすくなり、却って耐疲労損傷性の低下を招く。そのため、パーライト組織より耐摩耗性が劣る他の組織を混在させることによって、レールの表層部が摩耗する過程でレールとなじませ、かつ摩耗させることで耐疲労損傷性を確保する。しかし、パーライト以外の組織を生成させても、その硬さが低すぎると却って耐摩耗性が低下する。一方、高硬度化しすぎると摩耗の進行が遅くなるため、却って耐疲労損傷性が低下しやすくなる。そのため、組織制御だけではなく、その組織の硬さの制御が必要となる。
すなわち、組織における硬さを制御した表層部がレールの頭部表面から０．５ｍｍの深さより浅くなると、上記した車輪とのなじみを確保することできない。なお、組織における硬さを制御した表層部は、いくら深くても良いというわけではなく、車輪の形状にレールをなじませる観点からは、深さ３ｍｍまでの範囲でミクロ組織や硬度について本願発明の条件を満たせば十分である。レールの耐摩耗性の観点からは、組織における硬さを制御した表層部を３ｍｍ以内の深さ範囲までに抑えることが好ましい。
また、表層部における組織をパーライト組織とパーライト組織以外の組織としたのは、パーライト単相組織の場合、車輪が接触する際の耐摩耗性は良好であるが、車輪接触時の応力が分散されずに表層部に疲労蓄積層が形成され、レール敷設初期に亀裂が発生しやすくなるからである。すなわち、パーライト組織以外の組織を生成させることにより、車輪接触時の応力分散が可能となって疲労の蓄積が抑制される結果、亀裂の発生を防ぐことができる。
本発明のレールは、レールの頭部の表面から少なくとも０．５ｍｍの深さまではパーライト組織とパーライト組織以外の組織とからなる金属組織を有する表層部である。この表層部において、パーライト組織以外の組織の面積分率が３％超であることが好ましい。この組織の面積分率が３％以下になると、パーライトの分率が増え、耐摩耗性が確保され、レールが上述した形状に近づくより先にレール表層に疲労が蓄積し、きしみ割れなどの亀裂が生成しやすくなり、却って耐疲労損傷性の低下を招きやすくなる。そのため、パーライト組織以外の組織の面積分率は３％超であることが好ましい。
なお、パーライト組織とパーライト組織以外の組織は、色調により識別することが可能であるから、例えば組織観察を行うことによって、両者を識別できる。そして、この組織観察によって、レールにおける表層部部分とそれ以外の部位との境界も判定可能である。さらに、この判定結果から、パーライト組織とパーライト組織以外の組織の面積をそれぞれ算出することにより、表層部におけるパーライト組織およびパーライト組織以外の組織の面積分率を求めることができる。
さらに、パーライト組織の硬さが４２０ＨＶ以上５２０ＨＶ以下、かつパーライト組織以外の組織の硬さが３５０ＨＶ以上４２０ＨＶ以下に限定したのは、以下の理由による。パーライト組織の硬さが４２０ＨＶ未満および／またはパーライト組織以外の組織の硬さが３５０ＨＶ未満の場合、レールの耐摩耗性を確保することが困難となる。一方、パーライト組織の硬さが５２０ＨＶ超えおよび／またはパーライト組織以外の組織の硬さが４２０ＨＶ超えの場合、耐摩耗性は確保できるが、一方で応力の分散が不十分になってレールに亀裂が発生しやすくなる。そのため、パーライト組織の硬さは４２０ＨＶ以上とし、好ましくは４２５ＨＶ以上であり、さらに、パーライト組織の硬さは５２０ＨＶ以下とし、好ましくは５１５ＨＶ以下である。また、パーライト組織以外の組織の硬さは３５０ＨＶ以上とし、好ましくは３５５ＨＶ以上であり、また、パーライト組織以外の組織の硬さは４２０ＨＶ以下とし、好ましくは４１９ＨＶ以下である。
なお、各組織における硬さは、例えば次の手法に従って測定することができる。すなわち、上記の通り、組織観察によって、パーライト組織とパーライト以外の組織とを識別したのち、特定されたパーライト組織およびパーライト以外の組織の各領域において硬さを測定すればよい。
ここで、パーライト組織以外の組織とは、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトのいずれでも良い。耐疲労損傷性確保の観点からは、ベイナイトであることが好ましい。さらに、レールの表層部以外の組織、すなわちレールの頭部表面から０．５ｍｍの深さから最大でも深さ３ｍｍまでの範囲である表層部より深い領域での組織は、パーライト組織であることが好ましい。
本発明のレールは、上記したとおり、表層部におけるパーライト組織およびパーライト組織以外の組織の硬さをそれぞれ適切に規定することによって、耐摩耗性を損なわずに耐疲労損傷性を向上するものであり、パーライト組織が得られる成分系であれば特に成分組成は問わない。ちなみに、高軸荷重条件下で使用されるレールには、以下に示す成分組成が好適である。
［成分組成］
次に、本発明のレールに好ましい成分組成について、成分毎に含有量の限定理由を説明する。なお、各成分の含有量の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．６０％以上１．００％以下
Ｃは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、硬さを向上させる効果を有する元素である。したがって、レールの耐摩耗性や耐疲労損傷性を確保するためにＣの添加は必要であり、Ｃ含有量の増加に伴い硬さが向上する。すなわち、Ｃ含有量が０．６０％未満であると硬さが低下するため、レールの耐摩耗性が低下しやすくなる。よって、Ｃ含有量は、０．６０％以上とすることが好ましく、０．６２％以上であることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が１．００％を超えると、レールの硬さが増加するため耐摩耗性が向上し、却って疲労が蓄積し、レールの耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｃ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．９５％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤としての効果を有する元素である。また、Ｓｉは、パーライト中のフェライトへの固溶強化により、レールの硬さを向上させる効果を有している。そのためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、Ｓｉが有する酸素との高い結合力により、酸化物系介在物が多量に生成するため、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５０％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下
Ｍｎは、変態温度を低下させてラメラー間隔を小さくすることにより、レールの硬さを向上させる元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では十分な効果が得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１５％以上であることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、鋼のミクロ偏析によりマルテンサイト組織を生じ易くなり、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、レールの延性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、工業的には０％超となるのが通例である。なお、Ｐ含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、主にＡ系（硫化物系）介在物の形態で鋼中に存在する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、前記介在物の量が著しく増加するとともに、粗大な介在物が生成するため、耐疲労損傷性が低下する。よって、Ｓは０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００９％以下であることがより好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、工業的には０％超となるのが通例である。なお、Ｓ含有量を０．０００５％未満とするには、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．１０％以上１．５０％以下
Ｃｒは、パーライト中のセメンタイトへの固溶強化により、レールの硬さを向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、Ｃｒの固溶強化によりマルテンサイト組織が生成するため、却って耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。
本発明のレールの鋼素材としては、以上の成分を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物であることが好ましい。さらに、本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内において、以下の元素を必要に応じて添加することができる。
すなわち、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｂ ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．０５％以下
からなる群より選択される１種以上を、必要に応じてさらに含有することができる。各成分量の限定理由は次のとおりである。
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、圧延中および圧延後に炭窒化物として析出し、析出強化によりレールの硬さを向上させる効果を有する元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、耐疲労損傷性の低下を招く。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様に、固溶強化によりレールの硬さを向上させる効果を有する元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じる。したがって、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を劣化することなくレールの硬さを向上させる効果を有する。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。また、ＮｉをＣｕと複合添加することによってＣｕ割れを抑制できるため、Ｃｕを添加する場合にはＮｉも添加することが望ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、焼入れ性が上昇してマルテンサイトが生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、圧延中及び圧延後に炭窒化物として析出し、レールの硬さを向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、延性が低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化によりレールの硬さを向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、Ａｌの有する高い酸素との結合力のため、酸化物系介在物が多量に生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化によりレールの硬さを向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．０％を超えるとマルテンサイトが生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｗを添加する場合は、Ｗ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．１％以下
Ｓｂは、レール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の脱炭を防止し、パーライト組織中のセメンタイト量の減少を防止し、硬さの向上に寄与する元素である、そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｓｂを０．１％超えて添加すると、加熱時にオーステナイト粒界に濃化し割れを生ずる。したがって、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ添加量を０．１％以下とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．１％以下
Ｓｎは、レール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の脱炭を防止し、パーライト組織中のセメンタイト量の減少を防止し、硬さの向上に寄与する元素である、そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｓｎを０．１％超えて添加すると、加熱時にオーステナイト粒界に濃化し割れを生ずる。したがって、Ｓｎを添加する場合は、Ｓｎ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、圧延中及び圧延後に窒化物として析出し、析出強化によりレールの硬さを向上させる。そのためには、０．０００１％以上で添加することが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、マルテンサイトが生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合は、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、圧延中及び圧延後に炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出し、析出強化によりレールの硬さを向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。
［製造条件］
次に、本発明に従うレールは、定法に従って、熱間圧延、次いで冷却により製造することができる。例えば、以下に示す製造条件を適用することが好ましい。すなわち、連続鋳造により鋳造されたブルームを、加熱温度：１０００℃以上１３５０℃以下で３６００秒以上に再加熱し、熱間圧延を行い、その後冷却することが好ましい。このとき、冷却では７００℃以上の温度域から２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却（第１の冷却処理）を行い、この冷却中に４６０℃以上６００℃以下の温度範囲に５秒以上６０秒以下で保持（第１の保持）し、その後、１℃／ｓ以下７℃／s以上の冷却速度で冷却（第２の冷却処理）を行い、３５０℃以上４５０℃以下の温度範囲で６０秒以上保持（第２の保持）することが好ましい。その後の冷却方法は特に限定されず、例えば自然放冷すればよい。
ここで、上記の冷却処理について、具体的な事例をもって説明する。例えば、後述する表１に示すＡ２鋼の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造で鋳片とし、熱間圧延および冷却を行い、ＡＲＥＭＡ（American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association）に記載の１３６ポンドレールを製造する場合、このときの冷却条件は次の通りである。
・冷却開始温度：７５０℃
・第１の冷却速度：５℃／ｓ
・第１の保持温度：５５０℃
・第１の保持時間：２０秒
・第２の冷却速度：２℃／ｓ
・第２の保持温度：４３０℃／ｓ
・第２の保持時間：３００秒
このようにして製造されたレールのミクロ組織観察および硬度測定を後述する方法で行ったところ、レールの頭部の表面から１ｍｍまでの範囲はパーライト組織とパーライト組織以外（ここでは、ベイナイト組織）の組織であり、パーライト組織以外の組織の分率は５％であることを確認した。パーライト組織の硬さは、最大：ＨＶ４５０、最小：ＨＶ４３４であり、パーライト組織以外の硬さは、最大：ＨＶ３８０、最小：ＨＶ３６０であることも確認した。すなわち、実際のレール製造において、上記した製造条件に従って本発明のレールが製造可能である。なお、後述の実施例においても、以上の製造過程を経てレールを製造し該レールを実際に敷設して評価するのが好ましいが、それでは多大な時間を要するため、本発明では、実験室的にミクロ組織と硬さを変化させることによってレール性能の評価を実施している。
レール製造後に該レールを敷設してその特性を評価するには多大な時間を要するため、この実施例では、以下に示す方法にてレール鋼材を製造し、そこから採取する試験片により評価を実施した。
すなわち、表１に示す組成を有するレール用鋼１００ｋｇを真空溶解にて溶製し、８０ｍｍ厚に熱間圧延した。さらに、この圧延材を１５０ｍｍ長さに切断後、１０００〜１３００℃に加熱し、最終板厚を１２ｍｍ厚とする熱間圧延を施し、その後、放冷した。得られたレール鋼材から、図２に示す直径３２ｍｍおよび厚み５ｍｍの円筒型試験片を採取した。次いで、採取した円筒型試験片に表２に示す条件に従う熱処理を行った。すなわち、まず、円筒試験片を加熱した後、自然放冷し、所定の冷却開始温度から自然放冷よりも速い第１の冷却速度で冷却を実施した。次いで、所定の第1の保持温度に到達した時点で冷却を中断して、試験片を所定の第１の保持温度において所定の保持時間だけ保持した。
この第１の保持温度における保持の後、試験片を自然放冷よりも速い第２の冷却速度で冷却し、所定の第２の保持温度に到達した時点で冷却を中断して試験片を所定の第２の保持温度において所定の保持時間だけ保持した。この第２の保持温度における保持の後、試験片を自然放冷した。この熱処理後に、図３に示す試験片に加工した。
なお、本実施例は実験室的に試験片を製造したものであるため、実際の製造設備の場合とは、製造される鋼材の大きさも異なり、その鋼材の熱容量も大きく異なる。そこで、本実施例においては、前述した実際の製造設備における好ましい製造条件に該当する／しないにかかわらず、熱処理条件を適宜調整して、種々のミクロ組織や硬度を有する試験材を製造し、主に表層部組織の対比評価を行った。
かくして得られた試験片において表面部に相当する領域を次のとおりに特定し、該領域における組織毎の硬さを次のとおりに測定するとともに、各試験片に対して次の試験方法により耐摩耗性および耐疲労損傷性の評価を行った。その評価結果を表３に示す。
（耐摩耗性および耐疲労損傷性）
上記したように、レールの耐摩耗性および耐疲労損傷性に関しては、実際に敷設使用して評価するのが最も望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本発明では、短期間で耐摩耗性および耐疲労損傷性を評価することができる、２円筒型試験機を用いて実際のレールと車輪との接触条件をシミュレートした比較試験により評価した。なお、このとき使用した車輪材は、耐摩耗性および耐疲労損傷性試験ともに３７０ＨＶの硬さでパーライト組織からなる車輪である。
耐摩耗性は、図３に示す、接触面を曲率半径１５ｍｍの曲面とした直径３０ｍｍの試験片を作製し、接触圧力：１．２ＧＰａ、すべり率：−２０％（レール材：６００ｒｐｍ、車輪材：７５０ｒｐｍ）、無潤滑条件で、図３に示す状態で接触させ、３０分試験を実施し、試験前後の重量変化にて評価した。耐摩耗性は、重量変化が基準鋼と同等以下であれば耐摩耗性が良好であると判定した。
耐疲労損傷性は、図４に示す、接触面を曲率半径１５ｍｍの曲面とした直径３０ｍｍの試験片を作製し、接触圧力：２．２ＧＰａ、すべり率：−２０％（レール材：６００ｒｐｍ、車輪材：７５０ｒｐｍ）、油潤滑条件で、図４に示す状態で接触させ、９０００回転ごとに試験を停止し、外観観察を実施し、外観観察により接触面の亀裂生成有無を確認し、亀裂の生成が認められた時点で試験を終了し、この終了時の総回転数にて評価した。耐疲労損傷性は、基準鋼に対して総回転数の増加が１０％以上であれば良好であると判定した。
（硬さ測定）
表層部の硬さ測定は、下記に示す方法にて実施した。
図３に示した耐摩耗性評価試験で使用した試験片において、該耐摩耗性評価試験前に、３％ナイタルにて試験片の両面のエッチングを行ってから、図５に示す硬度測定面の組織観察を行って、本発明に従う表層部を確認する。すなわち、組織観察において、パーライト組織とパーライト以外の組織とは色調により識別することが可能である。このため、パーライト組織とパーライト以外の組織とを有する表層部を、表層部以外の部分と識別することが可能である。その後、株式会社アカシ製 微小硬さ試験機（ＨＭ−１１５、ビッカース硬さ）で荷重０．９８Ｎでパーライト組織とパーライト組織以外の組織の硬さの測定を、それぞれ２０点において行った。その測定結果のうち、最大値および最小値を表３に示す。
（組織分率）
上述した硬さ測定用にエッチングした試験片において、パーライト組織とパーライト以外の組織とを有する表層部における２０視野を、光学顕微鏡にて倍率：１００倍で撮影した。次いで、撮影された組織写真において、パーライト組織以外の組織のトレースを行い、画像解析ソフトＩｍａｇｅ−Ｐｒｏ（株式会社 日本ローパー）を使用して、パーライト組織以外の組織分率を下記式に基づいて計算し、観察した全視野の値の平均値を求めた。
パーライト組織以外の組織分率＝｛（パーライト組織以外の面積）／（パーライト組織の面積＋パーライト以外の組織の面積）｝×１００
さらに、図３に示した耐疲労損傷性評価試験で使用した試験片では、該試験終了後に図６に示すように試験片の切断を行い、該切断面を鏡面研磨後に３％ナイタルにてエッチングを行い、図６に示す硬度測定面の組織観察を行って、本発明に従う表層部を確認する。その後、株式会社アカシ製 微小硬さ試験機（ＨＭ−１１５、ビッカース硬さ）で荷重０．９８Ｎでパーライト組織とパーライト組織以外の組織の硬さの測定を、それぞれ２０点において行った。その測定結果のうち、最大値および最小値を表３に示す。
Figure 2019189015
Figure 2019189015
Figure 2019189015
上記実施例において、基準例である試験片Ｎｏ．１は、Ｃ含有量が０．８１％である、現用のパーライトレール鋼である。表３に示した結果から分かるように、本発明により製造された発明例のレールは、いずれも前記比較例Ｎｏ．１のレールよりも耐摩耗性を損なわず、良好な耐疲労損傷性を備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例は、耐摩耗性または耐疲労損傷性の少なくとも一方が劣っていた。
表４に示した成分組成を有する鋼を用いたこと以外は実施例１と同様の手順で試験片を作製し、実施例１と同様の方法で硬さ、耐摩耗性および耐疲労損傷性の評価を行った。熱処理条件を表５に示し、評価結果を表６に示す。
Figure 2019189015
Figure 2019189015
Figure 2019189015
表６に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たすレールは、いずれも前記基準例である試験片Ｎｏ．１のレールよりも耐摩耗性を損なうことなく耐疲労損傷性が向上していた。

Claims (4)

  1. レールの頭部の表面から少なくとも０．５ｍｍの深さまでの表層部に、パーライト組織とパーライト組織以外の組織とからなる金属組織を有し、
    前記パーライト組織はビッカース硬さが４２０ＨＶ以上５２０ＨＶ以下および、前記パーライト組織以外の組織はビッカース硬さが３５０ＨＶ以上４２０ＨＶ以下であるレール。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．６０〜１．２０％、
    Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、
    Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
    Ｐ：０．０２５％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下および
    Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
    を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる請求項１に記載のレール。
  3. 前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｖ ：０．３０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．０５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ａｌ：０．０７％以下、
    Ｗ ：１．０％以下、
    Ｓｂ：０．１％以下、
    Ｓｎ：０．１％以下、
    Ｂ ：０．００５％以下および
    Ｔｉ：０．０５％以下
    の群より選択される１種以上を含有する請求項２に記載のレール。
  4. 前記表層部における前記パーライト組織以外の組織の面積分率が３％超である請求項１から３のいずれかに記載のレール。
JP2019536333A 2018-03-30 2019-03-25 レール Active JP6610844B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018068803 2018-03-30
JP2018068803 2018-03-30
PCT/JP2019/012568 WO2019189015A1 (ja) 2018-03-30 2019-03-25 レール

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6610844B1 JP6610844B1 (ja) 2019-11-27
JPWO2019189015A1 true JPWO2019189015A1 (ja) 2020-04-30

Family

ID=68059958

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019536333A Active JP6610844B1 (ja) 2018-03-30 2019-03-25 レール

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11566307B2 (ja)
EP (1) EP3778955A4 (ja)
JP (1) JP6610844B1 (ja)
CN (1) CN111989416A (ja)
AU (1) AU2019242777B2 (ja)
BR (1) BR112020019343A2 (ja)
CA (1) CA3095559C (ja)
WO (1) WO2019189015A1 (ja)

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1492461A1 (de) 1964-11-30 1970-02-12 American Sterilizer Co Sterilisierverfahren
JPS54148124A (en) * 1978-05-12 1979-11-20 Nippon Steel Corp Manufacture of high strength rall of excellent weldability
JP3513427B2 (ja) 1999-05-31 2004-03-31 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールおよびその製造方法
JP2002363698A (ja) 2001-06-07 2002-12-18 Nippon Steel Corp 耐ころがり疲労損傷性および耐摩耗性に優れたレールおよびその製造法
JP4272437B2 (ja) 2003-01-20 2009-06-03 新日本製鐵株式会社 高炭素鋼レールの製造方法
EP2135966B1 (en) 2007-03-28 2017-05-03 JFE Steel Corporation Pearlite steel rail of high internal hardness type excellent in wear resistance and fatigue failure resistance and process for production of the 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
JP5282506B2 (ja) 2008-09-25 2013-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩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
ES2554854T3 (es) * 2009-02-18 2015-12-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Raíl perlítico con resistencia al desgaste y tenacidad excelentes
ES2716881T3 (es) 2009-06-26 2019-06-17 Nippon Steel Corp Raíl de acero con alto contenido de carbono, a base de perlita, que tiene excelente ductilidad y proceso de producción del mismo
JP4805414B2 (ja) 2009-08-18 2011-11-02 新日本製鐵株式会社 パーライト系レール
EP3604600A1 (en) 2010-06-07 2020-02-05 Nippon Steel Corporation Method of manufacturing a steel rail
AU2013253561B2 (en) 2012-04-23 2014-12-18 Nippon Steel Corporation Rail
BR112014031008B1 (pt) * 2012-06-14 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Trilho ferroviário e seus métodos de produção
BR112015024651B1 (pt) * 2013-03-27 2019-10-08 Jfe Steel Corporation Método para fabricar um trilho de perlita
WO2015146150A1 (ja) 2014-03-24 2015-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 レールおよびその製造方法
CN103966520B (zh) 2014-05-08 2016-07-06 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨及其生产方法
JP6288262B2 (ja) * 2014-05-29 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 レールおよびその製造方法
CN104561816B (zh) 2015-01-07 2016-08-31 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种高强度耐疲劳性能优良的钢轨及其生产方法
CA2973678C (en) 2015-01-23 2019-09-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail
WO2016117692A1 (ja) 2015-01-23 2016-07-28 新日鐵住金株式会社 レール
JP6459623B2 (ja) * 2015-02-25 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 パーライト鋼レール

Also Published As

Publication number Publication date
CA3095559A1 (en) 2019-10-03
EP3778955A1 (en) 2021-02-17
JP6610844B1 (ja) 2019-11-27
AU2019242777B2 (en) 2021-09-23
EP3778955A4 (en) 2021-05-05
WO2019189015A1 (ja) 2019-10-03
US20210269901A1 (en) 2021-09-02
US11566307B2 (en) 2023-01-31
AU2019242777A1 (en) 2020-10-08
BR112020019343A2 (pt) 2021-01-05
CN111989416A (zh) 2020-11-24
CA3095559C (en) 2022-10-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5238930B2 (ja) 耐摩耗性レールおよびその製造方法
RU2676374C1 (ru) Рельс
WO2015182743A1 (ja) レールおよびその製造方法
JP6801747B2 (ja) オーステナイト系レールの製造方法
JP6769579B2 (ja) レールおよびその製造方法
JP4964489B2 (ja) 耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法
JP2004315928A (ja) 耐摩耗性および耐熱き裂性に優れた高炭素鉄道車両用車輪
JP6852761B2 (ja) レールおよびその製造方法
JP6555447B2 (ja) レールの製造方法
JP6610844B1 (ja) レール
JP2000129397A (ja) 耐摩耗性と延性に優れたパーライト型レール
JPH0892645A (ja) 車輪とのなじみ性に優れた高強度レールおよびその製造方法
JP6459955B2 (ja) レール
JP6652005B2 (ja) ベイナイト鋼レール
JP4336028B2 (ja) 球状化炭化物を含有する耐摩耗性に優れたパーライト系レール
JP6822575B2 (ja) レールおよびその製造方法
JP7173366B2 (ja) 耐疲労き裂伝播特性に優れるレールおよびその製造方法
JP3304710B2 (ja) 耐転動疲労損傷性に優れた摩耗促進型レール
JP4331868B2 (ja) 球状化炭化物を含有する耐摩耗レール
JP2000144328A (ja) 車輪とのなじみ性に優れたパーライト系鋼レール

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190703

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20190703

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20190729

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20190806

RD03 Notification of appointment of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423

Effective date: 20190912

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20190913

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20191001

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20191014

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6610844

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250