KR0131437B1 - 구름접촉 피로저항성이 뛰어난 베이나아트계 고강도 레일 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 철도의 레일 머리부 표면의 표면 내손상성이 우수한 고강도 베이나이트계 레일의 제조방법에 관한 것으로서, C : 0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00%, Cr : 0.50∼3.00%, 필요에 따라서, Mo, Ni, Cu, Nb, V, Ti, B의 최소한 1종을 함유하는 강철을 오스테나이트역 온도 이상에서 레일 머리부를 1∼10℃/sec로 가속냉각하고, 이 레일 머리부 정상면의 경도가 Hv300∼400, 머리부 코너부의 경도가 Hv350이상이며, 레일 머리부 정상부 Hv보다 30이상 높은 표면 내손상성이 뛰어난 고강도 베이나이트강 레일의 제조방법에 관한 것이다.

Description

구름접촉 피로저항성이 뛰어난 베이나아트계 고강도 레일 및 그 제조방법

제1도는 레일 머리부의 횡단면 표면위치의 호칭부위를 표시하 도면.

제2도는 니시하라식(西原式) 마모 시험기의 개요도.

제3도는 구름 접촉 피로 시험기의 개요도.

제4도는 굽힘가공된 레일의 머리부에서의 표면손상을 평가하기 위한 시험기의 개략도이다.

* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명

1 : 레일 머리 정상면 2 : 머리부 코너부(게이지 코너)

3 : 레일 시험편 4 : 차륜 시험편

5 : 기어 6 : 모터

본 발명은 여객 철도의 고속 운전 구간에서 요구되는 레일의 머리부 표면의 표면 내손상성에 뛰어난 고강도 베이나이트계 레일(bainitic steel rails)의 제조방법에 관한 것이며, 특히 레일의 머리 정상면에서 측면부에 이르는 게이지 코너(guage corner)부분에서 발생하는 피로 손상이나, 머리 정상면에 나타나는 셀링(shelling) 또는 다크 스폿(dark spot)손상에 대해 저항력이 있고, 이와 같은 손상을 발생시키지 않는 베이나이트 조직을 갖는 고강도 레일 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

근래, 철도 수송의 고효율화의 수단으로서, 열차 적재중량의 증가나 열차운전 속도의 고속화가 도모되고 있다. 이와 같은 철도 수송의 효율을 높이는 것은 레일의 사용 환경을 더욱 가혹하게 하는 것을 뜻하며, 따라서 이와 같은 상황에 대응하기 위해 레일 재질에 대한 더 한층의 개선이 요구되고 있다.

구체적인 문제로서, 급한 곡선구간에 부설된 레일의 마모가 급격하게 증가하고, 또 레일과 차륜의 주접촉 위치인 레일 게이지 코너(GC) 부분의 내부에서 발생하는 피로 손상이 빈발하게끔 되었다.

이 대책으로서 종래부터 하기에 나타낸 방법이 채택되어 왔다. 즉, ① Cu, Mo 등의 합금 원소를 다량으로 첨가한 압연 그대로의 합금강 레일(특개소 50-140316호 공보 참조).

② 합금을 첨가하지 않고, 레일 머리부 또는 전체를 700∼550℃의 범위에 걸쳐서 가속 냉각(기체 분사 냉각)함으로써 제조되는 열처리 레일(특공소 55-23885호 공보참조).

③ 비교적 낮은 함량의 합금을 첨가하여, 내마모성, 내손상성 뿐만 아니라, 용접부의 경도 저하를 개선한 저합금 열처리 레일(특공소 59-19173호 공보참조).

그러나, 이들 레일의 특징은 베이나이트, 페라이트 및 미세한 퍼얼라이트 조직을 나타내는 고강도 레일이며, 그 목적으로 하는 바는 내마모성을 향상시키고, 또한 내부 피로 손상 저항성을 개선하는 데 있다.

한편, 마모 또는 내부 피로 손상이 문제가 되지 않는 직선 및 완만한 곡선구간의 레일에서는, 차륜과 레일의 반복 접촉에 의해 레일 머리부 표면에 구름접촉(rolling-contact)피로 손상이 발생하여, 박리 또는 레일 머리부 표면에서 생성한 피로 균열이 레일 머리부 내부에서 분기하여 횡렬 손상을 일으키는 사례를 가끔 볼 수있다. 이 대표적인 손상이 신간선(新幹線) 등의 고속 철도의 주로 직선 구간에서 생성하는 「머리부 정상면 셀링(squat)」 또는 「다크스폿」이라고 불리우는 손상이다. 그러나, 이와 같은 구간에서는 상기와 같은 손상의 발생이 두드러지게 나타나고 있음에도 불구하고, 종래의 퍼얼라이트 조직을 나타내는 압연 그대로의 레일이 사용되고 있다.

주로 여객 철도에 있어서의 직선 또는 완만한 곡선 구간의 레일에는 어떤 특정 기간(열차 통과 톤수)경과 후에 레일 머리부 표면을 기점으로 하는 구름 접촉피로 손상이 생성된다. 본 발명자들은 상기 손상의 발생 원인을 조사한 결과, 이 원인은 차륜과 레일의 반복 접촉에 의해 초래된 피로 손상층이 레일 머리부 표면부에 축적하기 때문이라는 것을 확인하였다.

이 대책으로서는 정기적으로 레일 머리부 표면을 그라인더 등으로 연삭하는 방법이 있지만, 그라인딩 차(車) 및 그 작업비가 고가인 점이나, 열차 운전간격상 연삭시간을 충분히 취할 수 없다고 하는 문제점이 있었다.

다른 하나의 해결책으로서는 레일 머리부 표면의 마모 속도를 향상시키고, 피로 손상이 축적되기 전에 마모에 의해 이 피로층을 제거하는 방법을 생각할 수 있다. 레일의 마모 특성은 경도에 의해 지배되고 있으며, 마모를 촉진시키기 위해서는 레일의 경도를 저하시키면 된다. 그러나, 경도를 단순히 저하시키면 레일 머리 표면부에 소성 변형이 생성되고, 이것에 따른 균열 및 박리 등의 레일 머리부표면 손상이 많이 발생한다. 그래서, 퍼얼라이트 조직을 나타내는 종래의 레일에서는 상기 손상의 발생을 방지하기가 곤란하였다.

지금까지 사용되어온 레일강은 주로 퍼얼라이트 조직을 갖는 것이었다. 이 퍼얼라이트 조직은 경도가 낮은 페라이트 조직과 판상의 딱딱한 시멘타이트 조직의 층상 조직의 결합이다. 차륜과 접촉하게 되는 궤도면에서는 유연한 페라이트 조직이 짜여나오게 되어, 딱딱한 시멘타이트 층만이 남게 되고, 가공 경화가 가해져 레일에 요구되는 내마모성이 확보되어 있다. 그러나, 동시에 궤도면에서는 레일 내부방향으로 층상 조직의 흐름(금속 유동)이 생성되고, 이것에 따라서 균열 손상이 발생한다고 하는 문제점이 있었다.

한편, 퍼얼라이트 조직보다 마모량이 큰 베이나이트 조직에서는 유연한 페라이트 조직 매트릭스에 입상의 미세한 시멘타이트가 분산된 조직이므로, 차륜 주행시에 페리이트 매트릭스와 함께 시멘타이트도 마모에 의해 간단히 제거되고, 마모 촉진에 의해 레일의 표면부에서의 피로 손상층을 제거시킬 수 있다. 그러나, 합금량이 적고 압연 그대로 제조되는 특개소 50-14316호 공보 등에 기재되어 있는 시멘타이트의 분포도 거칠기 때문에 강도가 저하된다. 이 때문에 차륜 주행면 바로 아래의 레일 머리부 표면에 열차 진행 방향과는 반대 방향의 연속된 조직의 흐름(슴속 유동)이 생성하고, 이 유동에 따라서 균열이 발생한다고 하는문제점이 있었다.

또, 이 문제점을 해결하는 방법으로서, Cr 등의 합금을 더 많이 첨가하여, 압연 그대로도 높은 강도가 얻어지는 베이나이트강을 제조할 수도 있다. 그러나, 고합금화는 레일강의 단가를 크게 상승시킬 뿐만 아니라, 레일 용접부에 딱딱하고 취약한 마르텐사이트 조직이 생성된다고 하는 문제점이 있었다.

그래서, 본 발명은 이와 같은 문제들을 해결하기 위한 것으로서,열간 압연, 또는 고온으로 재가열한 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도에서 냉각할 때 그 냉각 조건을 조정함으로써, 저합금 성분계이며 또한 높은 강도의 베이나이트계 레일로하고, 구름 접촉 내손상성에 뛰어난 고강도 레일을 저단가로 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 저탄소 베이나이트강에 적절한 경도와 마모성을 부여하는 것에 의해, 머리부 정상면에서 측면부에 달하는 게이지 코너 부분에 나타나는 셀링 또는 다크스폿 손상의 발생이 없는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 고강도 레일을 제공하는 데 있다.

본 발명의 또 다른 목적은 레일 머리부 정상면의 경도가 Hv 300∼400, 게이지 코너 부분의 경도가 Hv 350 이상이며, 또한 게이지 코너부의 강도가 레일 머리부 정상면의 경도보다도 Hv30 이상 높은 경도인 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 고강도 베이나이트계 레일을 제공하는 데 있다.

본 발명의 또 다른 목적 및 특징은 이하에 기술하는 설명 및 도면을 참조하면 명백할 것이다.

본 발명은 상기 목적을 달성하기 위해 다음의 구성을 요지로 한다. 즉, (1) 중량%로, C :0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00% Cr : 0.50∼3.00%를 함유하며, 또는 필요에 따라서, Mo : 0.10∼0.60%, Cu : 0.05∼0.50%, Ni : 0.05∼4.00%로 이루어진 제1의 그룹과, Ti : 0.01∼0.05%, V : 0.03∼0.30%, Nb : 0.01∼0.05%로 이루어진 제2의 그룹과, B : 0.0005∼0.0050%로 이루어진 제3의 엘리멘트로 이루어지며, 이들 각각의 그룹 및 엘리멘트의 최소한 1종을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강(鋼)을 열간 압연하여 레일을 얻는 단계와, 열간 압연 후 고온의 열을 보유하는 레일 또는 고온으로 가열된 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도로부터 냉각 정지 온도 500∼300℃까지 1∼10℃/sec로 가속 냉각하는 단계와, 계속해서 저온도역까지 자연냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.

(2) 상기(1)에 있어서, 가속 냉각 단계의 종료 후 레일 머리부 정상면를, 레일 내부로부터의 복열(復熱)에 이해, 가속 냉각 종료시의 온도보다 최고 150℃까지 온도 상승시킨 다음, 계속해서 저온도역까지 자연 냉각시키는것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.

(3) 레일 내부로부터의 복열에 의해 상기 가속 냉각 종료시의 온도 보다 최고 50℃까지 온도 상승시키는 것을 특징으로 하는 상기(2)기재의 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.

(4) 상기 (1)에 있어서, 가속 냉각한 레일 머리부를 계속해서 상온 부근까지 1∼40℃/min으로 냉각하는 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.

또, 상기 (1) 기재의 조성 성분을 함유하는 강으로 제조되는 레일로서, 오스테나이트역 온도에서 냉각 정지 온도 500∼300℃까지의 사이를 1∼10℃/sec로 가속 냉각하고 계속해서 상온 부근까지 냉각하여 얻은 베이나이트 조직을 가지며, 레일 머리부 정상면의 경도가 Hv300∼400, 게이지 코너 부분의 경도가 Hv350이상이며, 또한 게이지 코너부의 경도는 레일 머리부 정상면의 경도보다 Hv30 이상 높은 경도인 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 고강도 베이나이트계 레일도 본 발명의 범위에 속한다. 본 명세서 있어서 Hv는 비커스 경도(Vickers Hardness)를 뜻한다.

이하 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 있어서, 먼저 레일의 화학 성분을 상기와 같이 정한 이유에 대해 설명한다.

C는 일정한 경도를 확보하기 위한 필수 원소인데, 0.15% 미만에서는 레일강으로서의 내마모성을 확보하기가 어렵고 0.45%를 넘으면 표면 품질에 유해한 퍼얼라이트 조직이 많이 생성되거나, 또 베이나이트 변태 속도가 크게 저하되어 가속 냉각 후의 복열 과정에 있어서 완전히 베이나이트 변태를 끝내지 않고 레일의 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 때문에, 0.15∼0.45%로 한정하였다.

Si는 베이나이트 조직 중의 페라이트 매트릭스에 고용체를 형성함으로써 강도를 향상시키는 원소 이지만, 0.15%이하에서는 강도의 향상을 기대할 수 없다. 또, 2.00%를 넘으면 레일 압연시 표면에 결함이 발생되기 쉬워 베이나이트 조직 중에 섬 모양의 마르텐사이트 조직이 생성하여, 레일의 인성을 열화시키기 때문에 0.15∼2.00%로 한정하였다.

Mn은 C와 마찬가지로 강의 경화능(hardenability)을 높여 페라이트 입자를 미세하게 하여 강도와 인성을 동시에 향상시키는 효과를 갖지만, 0.30% 미만에서는 그 효과가 적고, 또 2.00%를 넘으면 표면 품질에 유해한 퍼얼라이트 조직이 많이 발생하기 때문에, 0.30∼2.00%로 한정하였다.

Cr은 베이나이트 조직 중의 시멘타이트를 미세하게 분산시켜 강도를 확보하는 데 중요한 원소이지만, 0.50% 미만에서는 베이나이트 조직 중의 시멘타이트의 분산이 거칠어져서 금속 조직의 소성 변형에 따르는 표면 손상이 발생한다. 또, 3.00% 이상에서는 탄화물의 조대화(糟大化)가 생길 뿐만 아니라, 베이나이트 변태 속도가 크게 저하되어 가속 냉각 후의 복열 과정에 있어서 완전히 베이나이트 변태를 끝내지 않고 레일의 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 때문에 0.50∼3.00%로 한정하였다.

또, 상기 성분 조성으로 제조되는 레일에는 각각의 목적상 다음의 원소를 필요에 따라 1종 또는 2종 이상 첨가한다. 즉, Mo : 0.10∼0.60%, Cu : 0.05∼0.50%, Ni : 0.05∼4.00%로 이루어진 제1의 그룹은 주로 강의 베이나이트 조직을 강화시키기 위해, Ti : 0.01∼0.05%, V : 0.03∼0.30%, Nb : 0.01∼0.05%로 이루어진 제2의 그룹은 주로 강의 인성을 향상시키기 위해, 또 B : 0.0005∼0.0050%는 베이나이트 조직을 더욱 안정하게 생성시키기 위해 첨가된다. 이하, 이들의 화학 성분을 상기와 같이 정한 이유에 대해 설명한다.

Mo는 Cr과 마찬가지로 베이나이트 조직의 강화 안정 및 용접시의 템퍼링 취화(脆化) 방지에 없어서는 안 될 원소이지만, 0.10% 미만에서는 그 효과가 충분하지 않으며, 0.60% 이상을 초과하면 베이나이트 변태 속도가 크게 저하되어, 가속 냉각 후의 복열 과정에 있어서 완전히 베이나이트 변태를 끝내지 않고 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 때문에 0.10∼0.60%로 한정하였다.

Cu는 강의 인성을 손상시키지 않고 강도를 향상시키는 원소이다. 그 효과는 0.05∼0.50%의 범위로 한정하였다.

Ni는 오스테나이트 입자를 안정화시키는 원소이며, 베이나이트 변태 온도를 낮추고 베이나이트 조직을 미세화하여 고강도화와 함께 인성을 향상시키는 효과를 갖지만, 0.05% 미만에서는 효과가 현저하게 작고, 또 4.00% 이상 첨가해도 그 효과의 향상이 충분히 기대되지 않기 때문에 0.05∼4.00% 이상 첨가해도 그 효과의 향상이 충분히 기대되지 않기 때문에 0.05∼4.00%의 범위로 한정하였다.

Ti는 석출된 Ti(C,N)가 고온에서도 용해하지 않는 것을 이용하여, 레일의 압연 가열시으 오스테나이트 결정립의 미립화에 기여한다. 그러나, 0.01% 이하에서는 그 효과가 작고, 0.05% 이상에서는 TiN의 조대화가 생겨, 레일 내부의 피로 손상의 핵으로 되어 유해하므로, 0.01∼0.05%로 한정하였다.

V는 V(C,N)의 석출에 의해 베이나이트 조직을 강화할 수 있지만, 0.03%이하에서는 그 효과가 충분하지 않으며, 0.30% 이상의 V의 첨가는 V(C,N)이 조대화에 의해 오히려 취화를 발생시키기 때문에 0.03∼0.30%로 한정하였다.

Nb는 오스테나이트 결정립 미세화 원소이며, 레일강의 인성 및 연성을 향상시킬 수 있지만, 0.01% 이하에서는 그 효과가 충분하지 않으며, 0.05% 이상에서는 Nb의 금속간 화합물이 생성되어 취화를 일으키기 때문에 0.01∼0.05%로 한정하였다.

B는 오스테나이트 입계에서 생성하는 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있고, 베이나이트 조직을 안정적으로 생성시키기 위해서는 유효한 원소이다. 그러나, 0.0005% 이하에서는 그 효과가 약하고, 0,0050% 이상 첨가하면 B의 조대한 화합물이 생성하여, 레일 재질을 열화시키기 때문에 0.0005∼0.0050%로 한정하였다.

상기와 같은 성분 조성으로 구성되는 레일은 전로(轉爐), 전기로 또는 기타 통상 사용되는 용해로내에서 용해를 행하고, 이어서 조괴/분괴 또는 연속 주조법에 의해 레일 압연용 소재로 제조되고, 다시 열간 압연 공정을 거쳐 소정의 형상으로 성형된다.

본 발명에 있어서, 이와 같이 하여 성형시킨 레일은 열간 압연된 후의 오스테나이트역에 있어서 고온도의 열을 보유하는 레일이면 그 보유열을 이용하며, 또는 그보다 낮은 온도의 레일이면 오스테나이트역에, 열처리 하는 목적으로 재가열한 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도에서 냉각 저지 온도 500∼300℃까지의 사이를 1∼10℃/sec로 가속 냉각 시킨다.

그리고, 가속 냉각 종료 후, 레일 머리부는 상온(常溫) 근방까지 더 냉각된다. 이 때의 냉각은 목적에 따라 복열을 수반하는 자연 냉각, 또는 1∼40℃/min 정도의 냉각 속도를 채용할 수 있다. 전자의 경우, 레일 내부로부터 150℃까지의 복열에 의한 온도 상승을 이용해서 제조되는 레일은 먼저 가속 냉각함으로써 저온도역에서 베이나이트 변태를 개시시키고, 그 후의 복열에 의한 온도 상승을 이용함으로써 미세한 베이나이트 조직을 안정적으로 성장시킬 수 있게 된다. 후자의 경우, 저온도역에서 베이나이트 변태를 발생시키고, 계속되는 냉각에 의해 미세하고 또한 고강도의 베이나이트 조직을 안정적으로 생성시킬 수 있다.

각각의 가속 냉각 속도 및 냉각 정질 온도 범위를 상기와 같이 정한 이유를 상세히 설명하자면 아래와 같다.

먼저, 냉각정지 온도까지의 가속 냉각 속도를 1∼10℃/sec의 범위로 한정한 이유는, 상기 성분계에 있어서 1℃/sec 미만의 속도로 냉각하면 냉각 도중의 고온도역에서 베이나이트 변태가 시작되어, 거친 베이나이트 조직이 생성된다. 따라서, 레일의 강도가 저하되고, 표면 손상을 유발시키기 때문에 1℃/sec 이상으로 한정한 것이다. 또, 10℃/sec 이상으로 냉각하면, 그 후의 복열 영역에 있어서 레일 내부로부터의 커다란 발열이 발생하여 조대한 베이나이트 조직이 생성한다. 따라서, 레일의 강도가 저하하고, 표면 손상을 윱잘시키기 때문에 10℃/sec 이하로 한정한 것이다.

그때의 가속 냉각 정지범위를 오스테나이트역 온도에서 500∼300℃까지의 범위로 한정시킨 이유는, 500℃ 이상에서 냉각을 정지하면 그 후의 냉각 조건에 따라 예를 들면 복열 영역에 있어서 거친 베이나이트 조직이 생성되기 쉽다. 따라서, 레일의 강도가 저하되고, 표면 손상을 유발시키기 때문에 500℃ 이하로 한정하였다. 더욱 미세한 베이나이트 조직으로 하기 위해서는 450℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 300℃ 미만의 낮은 온도로 냉각하면, 베이나이트 조직 중에 마르텐사이트 조직이 생성되고, 다시 그 후의 냉각 조건에 따라서는 예를 들어 복열 처리를 채용할 경우에도 레일 내부로부터의 복열이 충분히 얻어지지 않으며 딱딱한 마르텐사이트 조직이 많이 잔류하게 된다. 따라서, 레일의 인성이 현저하게 저하되기 때문에 300℃ 이상으로 한정하였다. 그리고, 본 발명 성분의 강에서는 Ms점은 대체로 350℃ 이하이다. 따라서, 안정된 베이나이트 조직을 얻기 위해서는 가속 냉각 정지 온도를 350℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

가속 냉각 정지 온도 이후에 하는 냉각 방법의 하나는 자연 냉각(방냉)이며, 여기에는 복열이 수반된다.

본 발명에 있어서, 복열은 레일 내부로부터의 자연 복열에 한정되어 있으며, 외부로부터의 강제적인 가열 및 냉각은 하지 않는다. 그래서, 본 발명 성분계 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도에서 1∼10℃/sec의 냉각 속도로 가속 냉각하고, 400∼300℃에서 가속 냉각을 정지하는 실험을 한 결과, 레일 머리부에 있어서 대략 50∼100℃의 범위(경우에 따라서는, 150℃ 가까이 되는 것도 있음) 에서 자연 복열에 의한 온도 상승이 확인되었다. 또, 상기 성분계에 있어서, 미세한 베이나이트 조직이 변태하는 온도역은 500∼300℃(바람직하게는, 350℃ 이상)의 범위에 있으며, 상기 가속 냉각 속도 및 가속 냉각 정지 온도를 선정함으로써, 복열 후의 온도 범위가 500∼350℃로 되고, 고강도의 베이나이트 조직이 변태하는 온도역과 일치한다.

한편, 본 냉각 정지 온도 범위에서 100℃ 정도 온도의 상승(복열)이 있으면, 베이나이트강의 강도를 확보하는 것은 가능하지만, 복열에 의해 일부의 조직이 조대화하는 일이 있고, 그 때문에 인성이 저하하게 된다. 그래서, 본 발명 성분계 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도에서 1∼10℃/sec의 냉각속도로 가속 냉각하고, 400∼300℃의 온도 범위에서 가속 냉각을 정지하고, 그 후 다시 레일 머리부가 레일내부로부터 열을 회복하는 것을 억제하는 실험을 한 결과, 복열에 의한 레일 머리부의 온도 상승 폭이 50℃ 이하이면 베이나이트 조직의 조대화가 방지되고, 고강도이며, 또한 인성이 높은 베이나이트 조직이 생성되는 것을 확인할 수 있었다.

이들 결과로부터, 본 발명에 있어서는 오스테나이트역 온도에서 1∼10℃/sec로 가속 냉각하고, 가속 냉각 정지 온도를 500∼300℃의 범위로 함으로써 저온도역에서 베이나이트 변태를 개시시키고, 다시 복열을 포함한 자연 냉각에 의해 150℃까지의 온도 상승을 이용하는 일, 또는 복열을 억제함으로써 미세한 베이나이트 조직을 안정적으로 성장시킬 수 있게 된다.

또한, 본 발명은 본 냉각 정지 온도 이후이 냉각 수단을 1∼40℃/min의 범위에서 제어 냉각하는 것에 의해서도 달성할 수 있다. 즉, 예를 들면 단면이 큰 규격의 레일에 있어서 소망의 강도를 부여하는 데는 상기 가속 냉각 정지 온도 후의 냉각을 빠르게 하거나, 단면이 작은 규격의 경우에는 서냉을 하는 등의 제어 냉각을 하는 것이 바람직한데, 이는 그러한 냉각에 의해 미세하며 또한 강도가 높은 베이나이트 조직을 얻을 수 있기 때문이다. 냉각 속도를 이와같이 한정하는 것은 1℃/min 미만으로 냉각하면 베이나이트 조직 중에 조대한 탄화물이 석출되어 레일 머리부의 강도 및 인성이 크게 저하되기 때문이며, 또 40℃/min를 넘어서 냉각하면 냉각 정지 온도에 따라서는 베이나이트 변태를 완전히 끝내지 않고, 이 냉각 중에 마르텐사이트 변태를 일으켜서 베이나이트 조직 중에 딱딱한 마르텐사이트가 많이 생성되어 레일의 인성에 악영향을 미치기 때문이다.

그리고, 성분계 및 가속 냉각 속도의 선택에 따라서는 가속 냉각 도중의 500∼300℃의 냉각정지 온도 범위에 있어서 베이나이트 변태가 개시되고, 그 후의 복열 영역에서 변태를 완료할 경우와, 가속 냉각 직후의 복열 영역에 이어서 베이나이트 변태가 개시하여 변태를 완료하는 경우가 있다. 그러나, 본 냉각 정지 온도 범위에 있어서는 어느 베이나이트 조직도 미세하며, 레일의 강도와 인성 및 표명 내손상성에 큰 영향을 미치지 않으므로, 본 발명의 베이나이트 조직으로서는 가속 냉각도중의 500∼300℃의 냉각 정지 온도 범위에서 생성되는 베이나이트 조직과 가속 냉각 후의 복열 영역에서 생성되는 베이나이트 조직의 양쪽을 포함하고 있다.

또, 이 냉각 후의 금속 조직은 베이나이트 조직인 것이 바람직하지만, 가속 냉각 속도 및 냉각 정지 온도의 선택에 따라서는 베이나이트 조직 중에 미소한 마르텐사이트 조직이 혼입되고, 최종적으로는 레일 내부의 복열에 의해 템퍼링된 마르텐사이트 조직으로서 존재하는 일이 있다. 그러나, 베이나이트 조직 중에 미량의 템퍼링된 마르텐사이트 조직이 혼입되더라도 레일의 강도와, 인성 및 표명 내손상에 큰 영향을 미치지 않기 때문에, 본 베이나이트계 레일의 조직으로서는 약간의 템퍼링된 마르텐사이트의 혼재도 포함하고 있다.

가속 냉각시의 냉각 매체로서는 공기 또는 연무 등의 기액 혼합물을 사용하며, 냉각은 레일 머리부 양측부에 배치한 노즐에서 상기 냉각 매체를 분출해서 행할 수 있다. 이러한 방법에 의해, 가속 냉각 및 그 후 냉각시킨 레일의 경도는 레일 머리 정상부에서 Hv 300∼400, 레일 머리부 코너부에서 Hv 350 이상으로 되고, 또 머리부의 강도에 대해서는 1000 MPa 이상으로 하는 것이 바람직하며, 이것에 의해 직선 구간에서 생성하는 레일 머리 정상면의 손상을 방지하는 동시에, 초고속 철도에서 생기는 열차 사행 또는 완곡선 구간등에서 생기는 레일 머리부 코너 표면의 손상을 동시에 방지하는 레일을 제조할 수 있다.

상기와 같은 본 발명의 방법에 의해 제조된 베이나이트계 레일은 고속 여객 철도용 고강도 레일로서 요구되는 표면 내손상성을 가지고 있다.

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 제1도는 실시에에 사용하는 JIS 60kg/m급 레일의 머리부 횡단면 표면 위치의 호칭 부위를 표시한 것이며, (1)은 레일 머리 정상부, (2)는 머리부의 코너 부분이며, (1),(2) 부분을 포함한 부분을 간단하게 레일 머리부라고 부른다.

[실시예 1]

표 1에 본발명의 강과 비교강의 화학 성분 및 냉각 조건을 나타낸다. 표 2에 본 발명의 강과 비교강의 경도, 니시하라식 마모 시험에 있어서의 건조 조건하에서의 50만번 반복 후의 마모량 측정 결과 및 레일과 차륜의 형상을 1/4로 축척 가공한 원반 시험편에 의한 수윤활식(水潤活式) 구름 접촉 피로 시험의 표면 손상 발생 수명을 나타낸다. 제2도에 니시하라식 마모 시험기의 개요를 나타내었다. 도면에 있어서, (3)은 레일 시험편, (4)는 차륜 시험편, (5)는 기어, (6)은 모터를 나타낸다. 제3도에는 구름 접촉 피로 시험기의 개요를 나타내었다. 도면에 있어서, (7)은 레일 시험편, (8)은 차륜 시험편, (9)는 모터, (10)은 베어링 박스를 나타낸다.

그리고, 레일의 구성 재료의 조직은 다음과 같다.

＊본 발명의 레일(10개)

부호 A∼J: 레일 머리부를 가속 냉각하고, 그 후 자연 냉각시켜 제조한 베이나이트 조직을 나타내는 레일

＊비교 레일(3개)

부호 K: 레일 머리부를 가속 냉각하고, 그 후 자연 냉각시켜 제조한 베이나이트 조직을 나타내는 레일.

부호 L: 압연 후 자연 방냉된 베이나이트 조직을 나타내는 레일

부호 M: 압연 후 자연 방냉된 퍼얼라이트 조직을 나타내는 레일

또, 시험 조건은 다음과 같이 하였다.

＊마모 시험 조건(전시험 레일 공통)

- 시험기 : 니시하라식 마모 시험기

- 시험편 형상 : 원반 형상의 시험편(외경: 30mm, 내경: 16mm, 두께: 8mm)

- 시험하중 : 490N

- 슬립률 : 9%

- 상대 재질 : 템퍼링한 마르텐사이트강(Hv 350)

- 분위기 : 대기중

- 반복 횟수 : 50만번

＊구릅 접촉 피로 시험

- 시험기 : 구름 접촉 피로 시험기

- 시험편형상 : 원반 형상의 시험편

(외경 : 200mm, 레일 시험편의 단면 형상 : 60kg/m 레일의 1/4 모델)

- 하중 시험 : 1.5톤(레이디얼하중).

- 분위기 : 건조 + 수윤활 (60㏄/min)

- 회전 수 : 건조 100rpm, 수윤활 300rpm

- 반복 횟수 : 0∼5000회까지 건조 상태, 그 후 수윤활에 의해 손상 발생까지.

주 : 표면 내손상 재료 성분 및 내마모성 재료 성분의 어느 것에 있어서도 부호 Fe임.

표 2에 본 발명의 강과 비교강의 경도, 니시하라식 마모 시험에 있어서의 건조 조건하에서의 50만번 반복 후의 마모량 측정결과 및 레일 및 차륜의 형상을 1/4로 축척 가공한 원반 시험편에 의한 수윤확식 구름 접촉 피로 시험의 표면 손상 발생 수명을 나타낸다.

표 2로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 레일 A, B, C, D, E 및 F, G, H, I, J는 종래의 퍼얼라이트 조직을 나타내는 레일 M에 비하여, 마모량이 많고 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다. 또, 압연 그대로의 베이나이트 조작을 나타내는 레일 L 및 레일 머리부를 가속 냉각하고, 그 후 자연 냉각시켜 제조한 베이나이트 조직을 나타내는 레일 K와 비교하더라도 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다.

[실시예 2]

표 3에 본 발명의 강과 비교강의 화학 성분 및 냉각 조건을 나타낸다. 이와같이 하여 제조한 본 발명의 레일강과 비교 레일강에 대해 머리부 표면의 경도, 니시하라식 마모 시험에 있어서의 건조 조건하에서의 50만회 반복 후의 마모량 측정 결과 및 레일과 차륜의 형상을 1/4로 축척 가공한 원반 시험편에 의한 수윤활식 구름 접촉 피로 시험의 표면 손상 발생 수명을 표 4에 나타낸다.

그리고, 부호 A∼M의 구성 재료의 조직 및 각 시험의 조건은 실시예 1과 같은 방법을 채용하였다.

표 4로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 레일 A∼J는 종래의 퍼얼라이트 조직을 나타내는 레일 M에 비하여 마모량이 많아 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다. 또, 압연 그대로의 베이나이트 조직을 나타내는 레일 K 및 레일 머리부를 가열하고, 그 후 자연 냉각시켜 제조한, 퍼얼라이트 조직을 나타내는 레일 L과 비교해도 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다.

[실시예 3]

표 5에 본 발명 레일과 비교 레일의 화학 성분 및 냉각 조건을 나타낸다.

제4도는 레일 머리부의 각종 표면 손상을 평가하기 위한 실험실 평가시험기(일본국 특허 제1183162호)의 개략도를 나타낸 것이다. 표 5에 나타낸 처리에 의해 얻은 본 발명 레일강은 모두 베이나이트 조직으로 이루어지며, 비교강으로서는 (1) 및 (6)이 퍼얼라이트 조직 레일인 것 외에는 베이나이트 조직을 가지고 있다.

이들 각각의 레일강에 대해 제4도에 도시한 굽힘 가공 레일(11)의 머리부에 접하여 차륜(12)가 회전 주행하는 실험실 평가 시험을 실시하고, 곡선구간에 해당하는 차륜 접촉 조건하에서 표면 손상 발생 수명을 구한 시험결과를 표 6에 도시한다. 표 6에는 마찬가지로 직선 구간에 해당하는 차륜의 접촉 조건을 부여한 시험 결과도 표시하고 있다. 제4도에 있어서, (11)은 굽힘 가공 레일, (12)는 차륜을 나타낸다.

실험실 평가 시험은 소정의 열처리를 실시한 레일을 머리부를 내측으로 하여 6m로 굽힘 가공하고, 실제의 신간선에서 사용되고 있는 차륜을 사용하여 실시하였다. 시험 조건은 레일과 차륜의 접촉 조건을 곡선 구간의 접촉 조건의 재현으로서 차륜에 횡압력을 부하하고, 레일 머리부의 코너 부분에 차륜 플랜지를 압착하여 레일 머리부의 코너 부분 표면에 생성되는 손상의 평가 시험을, 또 직선 구간 재현으로서 레일 머리 정상면과 차륜 중앙을 접촉시켜 머리 정상면 손상 발생 특성의 평가를 하였다. 그리고, 손상 발생 수명의 표시는 실제로 철도에서 행해지고 있는 열차의 누적 통과 톤수로 표시하였다.

상기 실시예로부터, 레일 머리부 코너 부분의 경도를 Hv400이상으로 함으로써 코너 부분 표면의 손상 발생 수명을 비교강에 비하여 대폭으로 개선할 수 있고, 또한 레일 머리부 정상면의 경도를 Hv300∼400으로 제어함으로써 레일 머리부 정상면의 표면 손상의 발생을 억제할 수 있는 것이 명백하다.

[실시예 4]

표 7에 본 발명의 레일과 비교 레일의 화학 성분 및 냉각 조건을 나타낸다.

표 8에는 본 발명의 레일과 비교레일의 경도, 니시하라식 마모 시험에 있어서의 건조 조건하에서의 50만회 반복 후의 마모량 측정 결과 및 레일과 차륜의 형상을 1/4로 축척 가공한 원반 시험편에 의한 수윤활식 구름 접촉 피로 시험의 표면 손상 발생 수명을 나타나 있다. 또, 본 발명의 레일과 비교 레일의 낙중(落重 ; drop weight)시험 결과를 표 9에 나타낸다. 그리고, 표 8에는 레일 머리부에서 채취한 시험편을 사용하여 충격 시험을 한 결과(흡수 에너지 값)도 병기하였다.

그리고, 본 발명의 레일(부호 A∼J) 및 비교 레일(부호 K. L. M)의 구성재료의 조직 및 시험 조건은 실시예 1과 같다.

표 8로부터 명백한 바와 같이, 본 발명 레일 A∼J는 종래의 퍼얼라이트 조직을 나타내는 레일 M에 비하여, 마모량이 많고 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다. 또, 압연 그대로의 베이나이트계 레일 K 및 압연후 레일 머리부를 본 발명 조건 외에서 가속 냉각하고, 그 후 자연 냉각시켜 제조한 베이나이트계 레일 L에 비하더라도 구름 접촉 피로 손상 발생 수명이 크게 개선된다.

또, 표 9에는 본 발명의 레일과 비교 레일의 낙중 시험 결과를 각 시험 조건 모두 레일 4개 중의 낙중 시험 후의 파단의 유무에 대해 나타냈지만, 비교 레일은 -30∼-50℃로 4개 모든 레일이 파단되어 버리는 데 대해 본 발명 레일은 -90℃까지 4개 전부의 레일이 파단되지 않는 것이 명백해졌다.

Claims (10)

1. 중량%로, C : 0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00%, Cr : 0.50∼3.00%를 함유하고 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강으로 제작된 레일로서, 오스테나이트역 온도로부터 냉각 정지 온도 500∼300℃까지 1∼10℃/sec로 가속 냉각하고 계속해서 레일의 머리부를 상온부근까지 냉각하여 얻은 베이나이트 조직을 가지며, 레일 머리부 정상면의 경도가 Hv300∼400, 게이지 코너부의 경도가 Hv350이상이며, 또한 게이지 코너부의 경도가 레일 머리부 정상면의 경도보다도 Hv30 이상 높은 경도인 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일.
2. 중량%로, C : 0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00%, Cr : 0.50∼3.00%를 함유하고, 또한 Mo : 0.10∼0.60%, Cu : 0.05∼0.50%, Ni : 0.05∼4.00%로 이루어진 제1그룹과, Ti : 0.01∼0.05%, V : 0.03∼0.30%, Nb : 0.01∼0.05%로 이루어진 제2그룹과, B : 0.0005∼0.0050%로 이루어진 제3그룹으로부터 선택된 최소한 1종을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강으로 제작된 레일로서, 오스테나이트역 온도로부터 냉각 정지 온도 500∼300℃까지 1∼10℃/sec로 가속 냉각하고 계속해서 레일의 머리부를 상온부근까지 냉각하여 얻은 베이나이트 조직을 가지며, 레일 머리부 정상면의 경도가 Hv300∼400, 게이지 코너부의 경도가 Hv350이상이며, 또한 게이지 코너부의 경도가 레일 머리부 정상면의 경도보다도 Hv30 이상 높은 경도인 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일.
3. 중량%로, C : 0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00%, Cr : 0.50∼3.00%를 함유하고 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 열간 압연하여 레일을 얻는 단계와; 열간 압연 후 고온도의 열을 보유하는 레일 또는 고온으로 가열된 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도로부터 냉각 정지 온도 500∼300℃까지 1∼10℃/sec로 가속 냉각하는 단계와; 계속해서 상기 레일의 머리부를 저온도역까지 자연 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
4. 제 3항에 있어서, 상기 가속 냉각 종료후 상기 레일 머리부의 정상면을 레일 내부로부터의 복열에 의해 가속 냉각 종료시의 온도보다 최고 150℃까지 온도 상승 시킨 다음, 계속해서 저온도역까지 자연 냉각 시키는 것을 특징으로 하는 베이나이 트계 고강도 레일의 제조 방법.
5. 제4항에 있어서, 레일 내부로부터의 복열에 의해 상기 가속 냉각 종료시의 온도보다 최고 50℃까지 온도 상승시키는 것을 특징으로 하는 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
6. 제3항에 있어서, 가속 냉각한 레일 머리부를, 계속해서 상온 부근까지 1∼40℃/min로 냉각하는 것을 특징으로 하는 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
7. 중량%로, C : 0.15∼0.45%, Si : 0.15∼2.00%, Mn : 0.30∼2.00%, Cr : 0.50∼3.00%를 함유하고, 또한 Mo : 0.10∼0.60%, Cu : 0.05∼0.50%, Ni : 0.05∼4.00%로 이루어진 제1그룹과, Ti : 0.01∼0.05%, V : 0.03∼0.30%, Nb : 0.01∼0.05%로 이루어진 제2그룹과, B : 0.0005∼0.0050%로 이루어진 제3그룹으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 열간 압연하여 레일을 얻는 단계와; 열간 압연 후 고온도의 열을 보유하는 레일 또는 고온으로 가열된 레일의 머리부를 오스테나이트역 온도로부터 냉각 정지 온도 500∼300℃까지 1∼10℃/sec로 가속 냉각하는 단계와; 계속해서 상기 레일의 머리부를 저온도역까지 자연 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 구름 접촉 피로 저항성이 뛰어난 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
8. 제7항에 있어서, 가속 냉각 종료후 레일 머리부의 정상면을 레일로부터의 복열에 의해 상기 가속 냉각 종료시의 온도보다 최고 150℃까지 온도 상승시킨 다음, 계속해서 저온도역까지 자연냉각하는 것을 특징으로 하는 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
9. 제8항에 있어서, 레일 내부로부터의 복열에 의해 상기 가속 냉각 종료시의 온도보다 최고 50℃까지 온도 상승시키는 것을 특징으로 하는 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.
10. 제7항에 있어서, 가속 냉각한 레일 머리부를, 계속해서 상온 부근까지 1∼40℃/min로 냉각하는 것을 특징으로 하는 베이나이트계 고강도 레일의 제조 방법.