KR101263102B1

KR101263102B1 - 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일

Info

Publication number: KR101263102B1
Application number: KR1020117004501A
Authority: KR
Inventors: 마사하루 우에다; 가즈노리 세끼; 다꾸야 사또오; 다께시 야마모또
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2008-10-31
Filing date: 2009-10-30
Publication date: 2013-05-09
Also published as: CA2734980A1; JPWO2010050238A1; BRPI0918859A2; CA2734980C; EP2343390A1; EP2343390B1; AU2009308639B2; EP2343390A4; AU2009308639A1; PL2343390T3; ES2550793T3; CN102137947B; WO2010050238A1; BRPI0918859B1; KR20110036758A; RU2461639C1; US20110155821A1; JP4757957B2; CN102137947A

Abstract

이 펄라이트계 레일은, 질량％로, C:0.65 내지 1.20％, Si:0.05 내지 2.00％, Mn:0.05 내지 2.00％, P≤0.0150％, S≤0.0100％, Ca:0.0005 내지 0.0200％를 함유하고, 잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강으로 이루어지고, 레일 헤드부의 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 하여 깊이 10㎜까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부가 펄라이트 조직이고, 또한 그 경도가 Hv320 내지 500이고, 펄라이트 조직 중 길이 방향의 임의 단면에 있어서, 긴 변이 10 내지 100㎛인 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 10 내지 200개/㎟의 양으로 존재한다.

Description

내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일 {PEARLITE RAIL HAVING SUPERIOR ABRASION RESISTANCE AND EXCELLENT TOUGHNESS}

본 발명은 해외의 화물 철도에서 사용되는 레일에 있어서, 헤드부의 내마모성과 인성을 동시에 향상시키는 것을 목적으로 한 펄라이트계 레일에 관한 것이다.

본원은 2008년 10월 31일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2008-281847호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

경제 발전에 수반하여 석탄 등의 천연 자원의 새로운 개발이 진행되고 있다. 구체적으로는 지금까지 미개했던 자연 환경이 엄격한 지역에서의 채굴이 진행되고 있다. 이에 수반하여, 자원을 수송하는 해외의 화물 철도에서는 궤도 환경이 현저하게 엄격하게 되어 있다. 레일에 대해서는, 지금까지 이상의 내마모성에 추가하여, 한냉지에서의 인성 등이 요구되어 왔다. 이와 같은 배경으로부터, 현재 사용되는 고강도 레일 이상의 내마모성과 높은 인성을 가진 레일의 개발이 요구되어 왔다.

일반적으로 펄라이트 강의 인성을 향상시키기 위해서는, 펄라이트 조직의 미세화, 구체적으로는, 펄라이트 변태 전의 오스테나이트 조직의 미립화나, 펄라이트 블록 사이즈의 미세화가 유효하다고 말해지고 있다. 오스테나이트 조직의 미립화를 달성하기 위해서는, 열간 압연 시의 압연 온도의 저감, 압하량의 증가, 또한, 레일 압연 후에 저온 재가열에 의한 열처리가 행해지고 있다. 또한, 펄라이트 조직의 미세화를 도모하기 위해서는, 변태핵을 이용한 오스테나이트 입자 내로부터의 펄라이트 변태의 촉진 등이 행해지고 있다.

그러나, 레일의 제조에 있어서는, 열간 압연 시의 성형성 확보의 관점으로부터, 압연 온도의 저감, 압하량의 증가에는 한계가 있어, 충분한 오스테나이트 입자의 미세화를 달성할 수 없었다. 또한, 변태핵을 이용한 오스테나이트 입자 내로부터의 펄라이트 변태에 대해서는, 변태핵의 양의 제어가 곤란한 것이나 입자 내로부터의 펄라이트 변태가 안정되지 않는 등의 문제가 있어, 충분한 펄라이트 조직의 미세화를 달성할 수 없었다.

이들의 모든 문제로부터, 펄라이트 조직의 레일에 있어서 인성을 발본적으로 개선하기 위해서는, 레일 압연 후에 저온 재가열을 행하고, 그 후, 가속 냉각에 의해 펄라이트 변태를 시켜, 펄라이트 조직을 미세화하는 방법이 사용되어 왔다. 그러나, 최근, 내마모성 개선을 위해 레일의 고탄소화가 진행되어, 상기한 저온 재가열 열처리 시에, 오스테나이트 입자 내에 조대한 탄화물이 용해되고 남아, 가속 냉각 후의 펄라이트 조직의 연성이나 인성이 저하되는 등의 문제가 있다. 또한, 재가열이기 때문에, 제조 비용이 높고, 생산성도 낮은 등의 경제성의 문제도 있다.

따라서, 압연 시의 성형성을 확보하여, 압연 후의 펄라이트 조직을 미세화하는 고탄소강 레일의 제조 방법의 개발이 요구되어 왔다. 이 문제를 해결하기 위해, 하기에 나타내는 바와 같은 고탄소강 레일의 제조 방법이 개발되었다. 이들 레일의 주된 특징은, 펄라이트 조직을 미세화하기 위해, 고탄소강의 오스테나이트입자가 비교적 저온이고, 또한 작은 압하량으로도 재결정하기 쉬운 것을 이용하고 있는 것이다. 이에 의해, 소압하의 연속 압연에 의해 정립의 미세 입자를 얻고, 펄라이트 강의 연성이나 인성을 향상시키고 있다(예를 들어, 특허 문헌 1, 2, 3 참조).

특허 문헌 1에는 고탄소 함유의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 소정의 압연 패스간 시간에 연속 3패스 이상의 압연을 행함으로써 고연성 레일을 제공할 수 있는 것을 개시하고 있다.

또한, 특허 문헌 2에는 고탄소 함유의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 소정의 패스간 시간에 연속 2패스 이상의 압연을 행하고, 또한 연속 압연을 행한 후, 압연 후에 가속 냉각을 행함으로써 고내마모ㆍ고인성 레일을 제공할 수 있는 것을 개시하고 있다.

또한, 특허 문헌 3에는 고탄소강 함유의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 패스 사이에서 냉각을 실시하여, 연속 압연을 행한 후, 압연 후에 가속 냉각을 행함으로써 고내마모ㆍ고인성 레일을 제공할 수 있는 것을 개시하고 있다.

그러나, 특허 문헌 1 내지 3의 개시 기술에서는, 연속 열간 압연 시의 온도, 압연 패스수나 패스간 시간의 조합에 의해, 어느 일정 레벨의 오스테나이트 조직의 미세화가 도모되어, 약간의 인성의 향상은 인정되지만, 강 중에 존재하는 개재물을 기점으로 하는 파괴에 대해서는 그 효과가 인정되지 않아, 발본적으로 인성이 향상되지 않는 등의 문제가 있다.

또한, 고탄소강에서는 오스테나이트 조직의 입성장이 빠르다. 이로 인해, 압연에 의해 미세화된 오스테나이트 조직이 압연 후에 입성장하고, 가속 냉각을 행해도 열처리 후의 레일에 있어서 인성이 향상되지 않는 등의 문제가 있다.

따라서, 레일의 대표적인 개재물, 즉 MnS나 Al₂O₃의 생성을 억제하기 위해, Ca 첨가, 산소의 저감, Al의 저감이 검토되었다. 이들 제조 방법의 특징은, 용선 예비 처리에 있어서, Ca의 첨가에 의해 MnS를 CaS로서 무해화하는 것, 또한 탈산 원소의 첨가나 진공 처리를 적용하여, 산소를 가능한 한 저감시켜, 용강 중의 개재물을 감소시키는 데 있고, 이들 기술에 대해 검토되었다(예를 들어, 특허 문헌 4, 5, 6 참조).

특허 문헌 4의 기술에서는 Ca 첨가량을 적정화하여 S를 CaS로서 고정하는 수단에 의해, MnS계 신장 개재물을 저감시키는 고탄소 실리콘 킬드 고청정 용강의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술은 응고 과정에 있어서 편석 농화되는 S가, 동일하게 편석 농화되는 Ca나, 용강 중에서 생성한 칼슘 실리케이트와 반응하여, 순차적으로, CaS로서 고정되므로, MnS 신장 개재물의 생성이 억제된다고 하는 것이다.

특허 문헌 5의 기술에서는, MnO 개재물을 저감시켜, MnO로부터 석출되는 MnS 신장 개재물을 저감시키는 고탄소 고청정 용강의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술에서는, 대기 정련로에서 용제 후, 미탈산 혹은 약탈산 상태로 출강 후, 진공도 1Torr 이하에서의 진공 처리에 의해 용해 산소를 30ppm 이하로 한다. 계속해서 Al, Si를 첨가하고, 그 후에 Mn을 첨가한다. 이상에 의해, 최종 응고부에 정출하는 MnS의 정출핵이 되는 2차 탈산 생성물의 수를 감소시키고, 또한 산화물 중의 MnO 농도를 저하시킨다. 이에 의해, MnS의 정출을 억제하고 있다.

특허 문헌 6의 기술에서는 강 중의 산소량, Al량을 저감시킨 고탄소 고청정 용강의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술은 산화물계 개재물의 총 산소값과 손상성의 관계에 기초하여, 총 산소량을 한정함으로써, 내손상성이 우수한 레일을 제조할 수 있다. 또한, 고용 Al량 혹은 개재물의 조성을 바람직한 범위로 한정함으로써, 레일의 내손상성을 보다 향상시키는 것이다.

상기 특허 문헌 4 내지 6의 개시 기술은 강편 단계에서 생성하는 MnS나 Al계의 개재물의 형태나 양을 제어하는 것이다. 그러나, 레일 압연에서는 열간 압연 중에 개재물의 형태가 변화된다. 특히, 압연에 의해 길이 방향으로 연신된 Mn 황화물계 개재물은 레일의 파괴 기점으로 되므로, 강편 단계에서의 개재물의 제어만으로는 안정적으로 레일의 내손상성이나 인성을 향상시킬 수 없는 등의 문제가 있다.

또한, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장을 억제하기 위해, 석출물의 적용이 검토되었다. 이들 제조 방법의 특징은 합금을 첨가하여, 탄질화물을 석출시켜, 오스테나이트 조직을 피닝함으로써 입성장을 억제하는 데 있고, 결과적으로 열처리 후의 조직을 미세화하여, 인성을 향상시키는 것이다(예를 들어, 특허 문헌 7).

특허 문헌 7의 기술에서는 V, Nb를 첨가하여, V, Nb의 탄질화물을 석출시킨다. 또한, V, Nb의 첨가량에 맞춘 가속 냉각을 행하여, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장을 제어하고, 펄라이트 조직을 미세화하여, 레일의 인성을 향상시키는 것이다.

또한, 특허 문헌 7의 개시 기술은 합금을 첨가하여, 탄질화물을 석출시켜, 오스테나이트 조직을 피닝함으로써 입성장을 억제하는 것이다. 그러나, 합금의 탄질화물의 생성량은 압연 온도나 압하량에 의해 크게 변화된다. 그 결과, 입성장의 억제에 큰 편차가 발생하고, 부분적으로 결정립의 조대화가 발생하여, 합금의 탄질화물만으로는 안정적으로 레일의 내손상성이나 인성을 향상시킬 수 없는 등의 문제가 있다.

또한, 특허 문헌 7의 개시 기술은 오스테나이트 조직의 미세화를 달성하는 것뿐이다. 압연에 의해 길이 방향으로 연신된 Mn 황화물계 개재물로부터의 손상에 대해서는 전혀 효과가 없고, 안정적으로 레일의 내손상성이나 인성을 향상시킬 수 없는 등의 문제가 있다.

또한, 특허 문헌 4 내지 7의 개시 기술에서는 강의 성분의 변동, 특히 불순물로서 혼입되는 성분의 변동에 의해, 조직의 취화가 발생하고, 합금 첨가나 산소의 저감에 의한 개재물 제어, 석출물의 적용에 의한 오스테나이트 조직의 미세화만으로는 안정적으로 레일의 내손상성이나 인성을 향상시킬 수 없는 등의 문제가 있다.

이와 같은 배경으로부터, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키고, 동시에, 내손상성을 향상시킨 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일의 제공이 요망되고 있다.

일본 특허 출원 공개 평7-173530호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-234238호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-226915호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-171247호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-263121호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-220651호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-291413호 공보

본 발명은 상술한 문제점을 감안하여 창출한 것으로, 특히 해외의 화물 철도의 레일에서 요구되는, 헤드부의 내마모성과 인성을 동시에 향상시킨 펄라이트계 레일을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 이하의 구성을 요지로 한다.

본 발명의 펄라이트계 레일은 질량％로, C:0.65 내지 1.20％, Si:0.05 내지 2.00％, Mn:0.05 내지 2.00％, P≤0.0150％, S≤0.0100％, Ca:0.0005 내지 0.0200％를 함유하고, 잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강으로 이루어진다. 상기 레일의 헤드부에 있어서, 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 하여 깊이 10㎜까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부가 펄라이트 조직이고, 또한 상기 펄라이트 조직의 경도가 Hv320 내지 500이다. 상기 펄라이트 조직 중 길이 방향의 임의 단면(레일의 길이 방향에 평행한 단면)에 있어서, 긴 변이 10 내지 100㎛인 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 10 내지 200개/㎟의 양으로 존재한다.

여기서 Hv라 함은, JIS B7774에서 규정된 비커스 경도를 말한다.

본 발명의 펄라이트계 레일에서는, 상기 강은 질량％로, Mg:0.0005 내지 0.0200％, Zr:0.0005 내지 0.0100％의 1종 또는 2종을 더 함유하고, 상기 펄라이트 조직 중 임의의 횡단면(레일 폭 방향에 평행한 단면)에 있어서, 입경이 5 내지 100㎚인 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 500 내지 50000개/㎟의 양으로 존재해도 좋다.

상기 강은 질량％로, 하기 (1) 내지 (9)에 기재한 강 성분의 어느 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 더 함유해도 좋다.

(1) Co:0.01 내지 1.00％

(2) Cr:0.01 내지 2.00％, Mo:0.01 내지 0.50％의 1종 또는 2종

(3) V:0.005 내지 0.50％, Nb:0.002 내지 0.050％의 1종 또는 2종

(4) B:0.0001 내지 0.0050％

(5) Cu:0.01 내지 1.00％

(6) Ni:0.01 내지 1.00％

(7) Ti:0.0050 내지 0.0500％

(8) Al:0.0100초과 내지 1.00％

(9) N:0.0060 내지 0.0200％

본 발명에 따르면, 레일 강의 성분, 조직, 경도를 제어하고, 이것에 추가하여 P, S를 저감시키고, Ca을 첨가하여, Mn 황화물계 개재물의 수를 제어한다. 이에 의해, 펄라이트 조직의 내마모성과 인성을 향상시켜, 특히 해외의 화물 철도용 레일의 사용 수명을 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, Mg, Zr을 첨가하여, 미세한 Mn 황화물계 개재물, Mg, Zr계 산화물의 수를 제어함으로써, 펄라이트 조직의 인성을 보다 향상시킬 수 있고, 사용 수명을 더욱 향상시킬 수 있다.

도 1은 본 발명 레일 강의 횡단면(길이 방향에 대해 수직인 단면)에서의 호칭을 나타내는 도면이다.
도 2는 P량을 0.0150％ 이하로 한 탄소량 1.00％의 강을 사용하여, S량을 변화시키고, 또한 Ca, Mg, Zr을 첨가한 강을 용해하여, 레일 상당의 압연 조건을 모의한 래버러토리 용해 압연 실험을 행하고, 충격 시험을 행한 결과로, S량과 충격치의 관계에 있어서의 Ca 첨가, Mg, Zr 첨가의 영향을 나타내는 도면이다.
도 3은 청구항 1에 있어서의 레일 강의 Mn 황화물계 개재물의 관찰 위치를 도시하는 도면이다.
도 4는 청구항 2에 있어서의 레일 강의 Mn 황화물계 개재물, Mg계 산화물 및 Zr 산화물의 관찰 위치를 도시하는 도면이다.
도 5는 마모 시험에 있어서의 시험편의 채취 위치를 도시하는 도면이다.
도 6은 마모 시험의 개요를 도시하는 도면이다.
도 7은 충격 시험에 있어서의 시험편의 채취를 도시하는 도면이다.
도 8은 본 발명 레일 강과 비교 레일 강(강 번호 48, 50, 51, 52, 53, 64, 66, 67)의 마모 시험 결과에 있어서의 탄소량과 마모량의 관계를 나타내는 도면이다.
도 9는 본 발명 레일 강과 비교 레일 강(강 번호 49, 51, 53, 65, 66, 68)의 충격 시험 결과에 있어서의 탄소량과 충격치의 관계를 나타내는 도면이다.
도 10은 본 발명 레일 강과 비교 레일 강(강 번호 54 내지 63, P, S, Ca의 첨가량이 본 발명의 한정 범위 외인 레일)의 충격 시험 결과에 있어서의 탄소량과 충격치의 관계를 나타내는 도면이다.
도 11은 본 발명 레일 강(강 번호 11 내지 13, 18 내지 20, 24 내지 26, 29 내지 31, 33 내지 35, 36 내지 38, 45 내지 47)의 충격 시험 결과에 있어서의 탄소량과 충격치의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에 본 발명을 실시하는 형태로서, 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 합금 원소에 있어서의 함유 단위는 질량％이고, 이하, 단순히 ％로 기재한다.

도 1은 본 발명의 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일의 길이 방향에 대해 수직인 단면을 도시한다. 레일 헤드부(3)는 헤드 정상부(1)와, 상기 헤드 정상부(1)의 양단부에 위치하는 헤드부 코너부(2)를 갖는다. 헤드부 코너부(2)의 한쪽은 차륜과 주로 접촉하는 게이지 코너(G.C.)부이다.

상기 헤드부 코너부(2) 및 상기 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 하여 깊이 10㎜까지의 범위를 헤드 표면부(3a)(실선의 사선부)라고 부른다. 또한, 상기 헤드부 코너부(2) 및 상기 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 하여 깊이 20㎜까지의 범위를 부호 3b(점선의 사선부)로 나타낸다.

우선, 본 발명자들은 레일의 인성에 악영향을 미치는 강의 성분계를 검토하였다. 탄소량을 변화시킨 강을 베이스로, P나 S의 함유량을 변화시킨 강을 사용하여, 레일 상당의 열간 압연 조건을 모의한 시험 용해 및 열간 압연 실험을 행하여, 레일의 시작품을 제작하였다. 그리고, 충격 시험에 의해 시작품의 충격치를 측정하여, 충격치에 미치는 P, S 함유량의 영향을 검토하였다.

그 결과, Hv320 내지 500 레벨의 펄라이트 조직의 강에서는, P, S의 함유량이 모두, 어느 일정 레벨 이하로 저감되면, 충격치가 향상되는 것이 확인되었다.

또한, P, S의 조합으로 최적 함유량을 검토한 결과, 어떤 원소도 동시에 어느 일정 레벨 이하까지 첨가량을 저감시키면, 충격치가 대폭으로 향상되는 것이 확인되었다.

다음에, 본 발명자들은 레일의 충격치를 더욱 향상시키기 위해, 충격치를 지배하고 있는 인자의 해명을 진행시켰다. 그 결과, 충격치가 낮은 레일에서는, 열간 압연에 의해 길이 방향으로 연신된 Mn 황화물계 개재물이 다수 존재하여, 파괴의 기점으로 되어 있는 것을 확인하였다.

따라서, 본 발명자들은 길이 방향으로 연신된 Mn 황화물계 개재물의 생성 기구를 해명하였다. 레일 제조에 있어서는, 강편을, 일단 1200 내지 1300℃까지 재가열하여 열간 압연을 행하고 있다. 이 열간 압연 조건과 MnS의 형태의 관계를 조사하였다. 그 결과, 압연 온도가 높은 경우 및 압연 시의 압하량이 큰 경우에, 연질의 Mn 황화물계 개재물은 소성 변형을 용이하게 일으켜, 레일 길이 방향으로 연신되기 쉬운 것이 확인되었다.

따라서, 본 발명자들은 Mn 황화물계 개재물 자체의 연신을 억제하는 방법을 검토하였다. 시험 용해 및 열간 압연 실험을 행한 결과, Mn 황화물계 개재물은 다양한 산화물을 핵으로 하여 생성되는 것이 확인되었다. 또한, 산화물의 경도와 Mn 황화물계 개재물의 형태를 조사한 결과, Mn 황화물계 개재물의 핵이 되는 개재물을 경질화함으로써, 이 연신을 억제할 수 있는 것을 확인하였다.

또한, 본 발명자들은 Mn 황화물계 개재물의 핵이 되는 경질의 개재물을 검토하였다. 융점이 높은 산화물을 사용하여 래버러토리 실험을 행한 결과, 비교적 융점이 높은 Ca는 산화물에 추가하여 황화물을 형성하고, CaO-CaS의 집합체를 형성하는 것을 발견하였다. 또한, CaS는 Mn 황화물계 개재물과의 정합성이 높기 때문에, 이 Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)에 Mn 황화물계 개재물이 효율적으로 생성되는 것을 밝혀냈다.

또한, 정합성이라 함은, 2개의 금속의 결정 구조에 있어서, 어느 결정면에서의 격자 정수(원자 사이의 거리)의 차를 나타낸다. 이 차가 작을수록, 정합성이 높은, 즉 2개의 금속이 결합되기 쉽다고 생각된다.

다음에, 본 발명자들은 상기의 검증을 행하기 위해, Ca가 첨가된 강을 사용하여 시험 용해 및 열간 압연 실험을 행하였다. 그 결과, Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)를 핵으로 하여 생성한 Mn 황화물계 개재물은 열간 압연 후의 연신이 거의 없고, 결과적으로 길이 방향으로 연신된 Mn 황화물계 개재물이 적어지는 것을 확인하였다.

또한, 이 강을 사용하여 충격 시험을 행한 결과, Ca가 첨가되어, 연신된 Mn 황화물계 개재물이 적은 강에서는, 연신된 Mn 황화물계 개재물로부터의 파괴가 감소하여, 충격치가 향상되는 것이 확인되었다.

또한, 본 발명자들은 Mn 황화물계 개재물의 연신을 더욱 억제시키기 위해, 산화물과 황화물이 집합체를 형성하는 Ca의 첨가량과 S의 첨가량의 관계를 시험 용해 및 열간 압연 실험에 의해 검토하였다. 그 결과, S와 Ca의 첨가량의 비를 제어함으로써, Ca의 황화물이 적절하게 생성되어 미세 분산되고, 이에 의해, 결과적으로 압연 후의 Mn 황화물계 개재물의 연신을 더욱 억제할 수 있는 것을 확인하였다.

또한, 본 발명자들은 인성에 악영향을 미치는 연신된 Mn 황화물계 개재물의 억제에 추가하여, Mn 황화물계 개재물이나 산화물을 이용하여, 열간 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장을 억제하는 방법을 검토하였다. 시험 용해 및 열간 압연 실험의 결과, 오스테나이트 조직의 입성장을 안정적으로 억제하기 위해서는, 지금까지의 합금 대신에, 오스테나이트 조직에, 피닝 원소로서, 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세 분산시킬 필요가 있는 것을 발견하였다.

따라서, 본 발명자들은 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세 분산시키는 방법을 검토하였다. 그 결과, Mg, Zr의 산화물은 응집하지 않고, 미세하고 균일하게 분산되는 것이 확인되었다. 또한, Mg계의 산화물 및 Zr의 산화물은 모두 Mn 황화물계 개재물과의 정합성이 좋고, 이 미세한 산화물을 핵으로 하여 Mn 황화물계 개재물도 미세하게 분산되는 것이 확인되었다.

다음에, 본 발명자들은 Mg, Zr이 첨가된 강을 사용하여 열간 압연 실험을 행하였다. 그 결과, 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물이 미세하게 분산되어, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장을 억제할 수 있는 것을 확인하였다. 또한, 이 강을 사용하여 충격 시험을 행한 결과, Mg, Zr이 첨가된 강에서는, 펄라이트 조직의 미세화에 의해 충격치가 향상되는 것이 확인되었다.

본 발명자들은 P량을 0.0150％ 이하로 한 탄소량 1.00％의 강을 사용하여, S량을 변화시키고, 또한 Ca, Mg, Zr을 첨가하여 실험용 강을 시험 용해하였다. 다음에, 레일 상당의 열간 압연 조건을 모의한 래버러토리 압연 실험을 행하여, 레일의 시작품을 제작하였다. 그리고, 충격 시험에 의해 시작품의 충격치를 측정하여, 충격치에 미치는 S량이나, Ca, Mg, Zr 첨가의 영향을 조사하였다. 또한, 소재의 경도는 열처리 조건의 제어에 의해 Hv400 레벨로 정렬시켰다.

도 2는 S량(ppm)과 충격치의 관계를 나타낸다. C량이 1.00％인 강(●표)에 있어서, P량을 0.0150％ 이하로 한 경우, S량을 0.0100％ 이하까지 저감시키면 충격치가 향상되는 것이 확인되었다. 또한, Ca가 첨가된 강(■표)의 결과로부터, Ca를 첨가함으로써, 연신되는 Mn 황화물계 개재물이 제어되어, 충격치가 향상되는 것이 확인되었다. 또한, Ca, Mg, Zr이 첨가된 강(△표)의 결과로부터, Ca에 추가하여 Mg, Zr을 첨가함으로써, 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물이 미세하게 분산되어, 이에 의해, 충격치가 현저하게 향상되는 것이 확인되었다.

이상의 연구 결과에 기초하여, 전술한 구성 요건을 갖는 본 발명이 완성되었다. 이 본 발명의 구성 요건에 대해, 이하에 설명한다.

(1) 강의 화학 성분의 한정 이유

본 발명의 펄라이트계 레일에 있어서, 강의 화학 성분을 전술한 수치 범위로 한정하는 이유에 대해 상세하게 설명한다.

C는, 펄라이트 변태를 촉진시키고, 또한 내마모성을 확보하는 유효한 원소이다. C량이 0.65％ 미만으로 되면, 본 성분계에서는 레일에 요구되는 최저한의 강도나 내마모성을 유지할 수 없다. 또한, C량이 1.20％를 초과하면, 조대한 초석 시멘타이트 조직이 다량으로 생성되어, 내마모성이나 인성이 저하된다. 이로 인해, C 첨가량을 0.65 내지 1.20％로 한정한다. 또한, 내마모성을 충분히 확보하기 위해서는 C량을 0.90％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Si는, 탈산재로서 필수적인 성분이다. 또한, 펄라이트 조직 중의 페라이트상으로의 고용 강화에 의해, 레일 헤드부의 경도(강도)를 상승시키는 원소이다. 또한, 과공석 강에 있어서, 초석 시멘타이트 조직의 생성을 억제하여, 인성의 저하를 억제하는 원소이다. 그러나, Si량이 0.05％ 미만에서는, 이들의 효과를 충분히 기대할 수 없다. 또한, Si량이 2.00％를 초과하면, 열간 압연 시에 표면 자국이 많이 생성되는 것이나, 산화물의 생성에 의해, 용접성이 저하된다. 또한, 켄칭성이 현저하게 증가하여, 레일의 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성된다. 이로 인해, Si 첨가량을 0.05 내지 2.00％로 한정한다. 또한, 켄칭성을 확보하여, 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하기 위해서는, Si량을 0.20 내지 1.30％로 하는 것이 바람직하다.

Mn은, 켄칭성을 높이고, 펄라이트 라멜라 간격을 미세화함으로써, 펄라이트 조직의 경도를 확보하여, 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Mn량이 0.05％ 미만에서는, 그 효과가 작아, 레일에 필요로 하는 내마모성의 확보가 곤란해진다. 또한, Mn량이 2.00％를 초과하면, 켄칭성이 현저하게 증가하여, 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 쉬워진다. 이로 인해, Mn 첨가량을 0.05 내지 2.00％로 한정한다. 또한, 켄칭성을 확보하여, 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하기 위해서는, Mn량을 0.40 내지 1.30％로 하는 것이 바람직하다.

P는, 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이다. P량과 인성에는 상관이 있어, P량이 증가하면, 페라이트상의 취화에 의해 펄라이트 조직이 취화되어, 취성 파괴, 즉 레일 손상이 발생되기 쉬워진다. 이로 인해, 인성을 향상시키기 위해서는, P량은 낮은 것이 바람직하다. 충격치와 P량의 상관을 실험실적으로 확인한 결과, P량을 0.0150％ 이하까지 저감시키면, P의 편석이 현저하게 저감되고, 파괴의 기점인 펄라이트 조직의 취화가 억제되어, 충격치가 크게 향상되는 것이 확인되었다. 이 결과로부터, P량을 0.0150％ 이하로 한정한다. P량의 하한치에 대해서는 한정되어 있지 않지만, 정련 공정에서의 탈인 능력을 고려하면, P량은 0.0020％ 정도가, 실제로 제조할 때의 한계로 된다고 생각된다.

또한, 저P화(P량의 저감화)의 처리는 정련 비용의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 생산성을 악화시킨다. 따라서, 경제성도 감안하여, 충격치를 안정적으로 향상시키기 위해서는, P량을 0.0030 내지 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

S는, 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이다. S량과 인성에는 상관이 있어, S량이 증가하면, MnS의 조대화나 밀도의 증가에 의해 응력 집중이 발생하여, 취성 파괴, 즉 레일 손상이 발생되기 쉬워진다. 이로 인해, 인성을 향상시키기 위해서는, S량은 낮은 것이 바람직하다. 충격치와 S량의 상관을 실험실적으로 확인한 결과, S량을 0.0100％ 이하까지 저감시키면, 파괴의 기점인 Mn 황화물계 개재물의 생성량이 저감되고, 또한 Ca나 Zr, Mg 첨가에 의한 Mn 황화물계 개재물의 연신 억제나 미세화에 의해, 펄라이트 조직의 취화가 억제되어, 충격치가 크게 향상되는 것이 확인되었다. 이 결과로부터, S량을 0.0100％ 이하로 한정한다. S량의 하한치에 대해서는 한정되어 있지 않지만, 정련 공정에서의 탈황 능력을 고려하면, S량은 0.0010％ 정도가 실제로 제조할 때의 한계로 된다고 생각된다.

또한, 저S화(S량의 저감화)의 처리는 정련 비용의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 생산성을 악화시킨다. 따라서, 경제성도 감안하여, 연신된 Mn 황화물계 개재물의 생성을 억제하여, 충격치를 안정적으로 향상시키기 위해서는, S량을 0.0060 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 충격치를 더욱 향상시키기 위해서는, 오스테나이트 조직을 피닝하는 미세한 Mn 황화물계 개재물을 안정적으로 생성시켜, 연신된 Mn 황화물계 개재물의 생성을 억제하기 위해, S량을 0.0020 내지 0.0035％로 하는 것이 바람직하다.

Ca는, 탈산ㆍ탈황 원소로, Ca의 첨가에 의해, Ca의 산화물과 황화물이 집합체(CaO-CaS)를 생성한다. 이 집합체는 Mn 황화물계 개재물의 생성핵으로 되어, 압연 후의 Mn 황화물계 개재물이 연신되는 것을 억제한다. 또한, 이것을 핵으로 하여, 나노 사이즈의 Mn 황화물계 개재물이 형성된다. Ca는 이와 같은 작용 효과를 갖는 원소이다. Ca량이 0.0005％ 미만에서는, 그 효과가 작아, Mn 황화물계 개재물의 생성핵으로서는 불충분해진다. 또한, Ca량이 0.0200％를 초과하면, 강 중의 산소량에 따라서는, Mn 황화물계 개재물의 핵으로 되지 않는 단독의 경질 CaO의 수가 증가한다. 이 결과, 레일 강의 인성이 크게 저하된다. 이로 인해, Ca 첨가량을 0.0005 내지 0.0200％로 한정한다.

또한, 연신된 Mn 황화물계 개재물의 생성을 확실하게 억제하고, 또한 Mn 황화물계 개재물의 핵으로 되지 않고 인성에 유해한 경질 CaO의 생성을 미연에 억제하여, 충격치를 향상시키기 위해서는, Ca 첨가량을 0.0015 내지 0.0150％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 충격치를 더욱 향상시키기 위해서는, 오스테나이트 조직을 피닝하는 미세한 Mn 황화물계 개재물을 안정적으로 생성시켜, Mn 황화물계 개재물의 조대화를 억제할 필요가 있고, Ca량을 0.0020 내지 0.0080％로 하는 것이 바람직하다.

전술한 바와 같이, S와 Ca는 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)를 생성한다. 이 집합체는 Mn 황화물계 개재물의 핵으로 되어, Mn 황화물계 개재물의 연신에 큰 영향을 미친다. 따라서, S 첨가량과 Ca 첨가량의 제어가 중요해진다. 따라서, S 첨가량, Ca 첨가량을 변화시킨 강을 시험 용해하여, 열간 압연 실험을 행하였다. 그 결과, S 첨가량에 대한 Ca 첨가량의 비(S/Ca)의 값이 특정한 범위 내에 있는 경우, Ca의 산화물이나 황화물이 적절하게 생성되어 미세 분산되고, 이에 의해, 결과적으로 압연 후의 Mn 황화물계 개재물의 연신을 더욱 억제할 수 있는 것을 알 수 있었다.

구체적으로는, S/Ca의 값이 0.45 미만으로 되면, Mn 황화물계 개재물의 핵으로 되지 않는 단독의 경질 CaO의 수가 약간 증가한다. 이 결과, 레일 강의 인성이 저하되는 경우가 있다. 또한, S/Ca의 값이 3.00을 초과하면, Mn 황화물계 개재물의 핵으로 되는 황화물의 집합체(CaO-CaS)의 수가 저감되어, Mn 황화물계 개재물의 연신이 조장된다. 이 결과, 레일 강의 인성이 저하되는 경우가 있다. 이로 인해, S/Ca의 값을 0.45 내지 3.00의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다.

본 발명에서는 Mg, Zr의 1종 또는 2종을 함유하는 것이 바람직하다.

Mg는, 탈산 원소로, 주로 O와 결합하여 미세한 나노 사이즈의 산화물(MgO)이나 황화물(MgS)의 복합체를 형성하는 원소이다. 이 복합체를 핵으로 하여, 나노 사이즈의 Mn 황화물계 개재물이 형성된다. 그 결과, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장이 억제되어, 레일 강의 조직이 미세화되어, 펄라이트 조직의 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Mg량이 0.0005％ 미만에서는, 미세한 산화물(MgO)과 황화물(MgS)의 복합체의 생성량이 적어, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장 억제 효과가 충분히 얻어지지 않는다. Mg량이 0.0200％를 초과하면, Mg의 조대 산화물이 생성되어, 레일의 인성이 저하되는 동시에, 조대한 산화물로부터 피로손상이 발생한다. 이로 인해, Mg 첨가량을 0.0005 내지 0.0200％로 한정한다.

또한, 오스테나이트 조직을 피닝하는 미세한 산화물(MgO) 및 나노 사이즈의 Mn 황화물계 개재물을 형성하는 산화물(MgO)과 황화물(MgS)의 복합체의 생성량을 충분히 확보하여, 피로손상에 유해하고 조대한 산화물의 생성을 충분히 억제하여, 충격치를 향상시키기 위해서는, Mg 첨가량을 0.0010 내지 0.0050％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

Zr은, 탈산 원소로, 주로 O와 결합하여 미세한 나노 사이즈의 산화물(ZrO₂)을 형성하는 원소이다. 이 산화물은 미세하고 균일하게 분산되고, 또한, 이것을 핵으로 나노 사이즈의 Mn 황화물계 개재물이 형성된다. 그 결과, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장이 억제되어, 레일 강의 조직이 미세화되어, 펄라이트 조직의 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Zr량이 0.0005％ 미만에서는, 미세한 산화물(ZrO₂)의 생성량이 적어, 압연 후의 오스테나이트 조직의 입성장을 억제하는 효과가 충분히 얻어지지 않는다. Zr량이 0.0100％를 초과하면, Zr의 조대 산화물이 생성되어, 레일의 인성이 저하되는 동시에, 조대한 석출물로부터 피로손상이 발생한다. 이로 인해, Zr 첨가량을 0.0005 내지 0.0100％로 한정한다.

또한, 오스테나이트 조직을 피닝하는 미세한 산화물(ZrO₂), 나노 사이즈의 Mn 황화물계 개재물을 형성하는 산화물(ZrO₂)의 생성량을 충분히 확보하고, 또한 피로손상에 유해한 조대한 산화물의 생성을 충분히 억제하여, 충격치를 향상시키기 위해서는, Mg 첨가량을 0.0010 내지 0.0050％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한 성분 조성으로 제조되는 레일은 펄라이트 조직이나 초석 페라이트 조직의 경도(강화)의 향상, 인성의 향상, 용접 열영향부의 연화의 방지 및 레일 헤드부 내부의 단면 경도 분포의 제어를 도모하는 목적으로, Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al 및 N으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소가 필요에 따라서 첨가되는 것이 바람직하다.

상기 원소의 중심인 첨가 목적이나 작용 효과를 이하에 나타낸다.

Co는, 마모면의 라멜라 구조나 페라이트 입경을 미세화하여, 펄라이트 조직의 내마모성을 높인다. Cr, Mo는 펄라이트의 평형 변태점을 상승시켜, 주로, 펄라이트 라멜라 간격을 미세화함으로써, 펄라이트 조직의 경도를 확보한다. V, Nb는 열간 압연이나 그 후의 냉각 과정에서 탄화물이나 질화물을 생성하고, 이에 의해, 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. 또한, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직 중에 석출 경화함으로써, 펄라이트 조직의 인성과 경도를 향상시킨다. 또한, 탄화물이나 질화물을 안정적으로 생성시켜, 용접 조인트 열영향부의 연화를 방지한다.

B는, 펄라이트 변태 온도의 냉각 속도 의존성을 저감시켜, 레일 헤드부의 경도 분포를 균일하게 한다. Cu는, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직 중의 페라이트에 고용하여, 펄라이트 조직의 경도를 높인다. Ni는, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성과 경도를 향상시키고, 동시에, 용접 조인트 열영향부의 연화를 방지한다. Ti는, 용접 열영향부의 조직의 미세화를 도모하여, 용접 조인트부의 취화를 방지한다. Al은, 공석 변태 온도를 고온측으로 이동시켜, 펄라이트 조직의 경도를 높인다. N은, 오스테나이트 입계에 편석함으로써, 펄라이트 변태를 촉진시킨다. 그리고, 펄라이트 블록 사이즈를 미세화함으로써, 인성을 향상시킨다.

이들 성분의 한정 이유에 대해, 이하에 상세하게 설명한다.

Co는, 펄라이트 조직 중의 페라이트상에 고용한다. 이에 의해, 레일 헤드부의 마모면에 있어서, 차륜과의 접촉에 의해 형성시키는 미세한 페라이트 조직을 보다 한층 미세화하여, 내마모성을 향상시킨다. Co량이 0.01％ 미만에서는, 페라이트 조직의 미세화가 도모되지 않아, 내마모성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또한, Co량을 1.00％ 초과 첨가해도, 상기한 효과가 포화되어, 첨가량에 따른 페라이트 조직의 미세화가 도모되지 않는다. 또한, 합금 첨가 비용의 증대에 의해 경제성이 저하된다. 이로 인해, Co 첨가량을 0.01 내지 1.00％로 한정한다.

Cr은, 평형 변태 온도를 상승시켜, 결과적으로 페라이트 조직이나 펄라이트 조직을 미세하게 하여 고경도(강도)화에 기여한다. 동시에, 시멘타이트상을 강화하여, 펄라이트 조직의 경도(강도)를 향상시킨다. 그러나, Cr량이 0.01％ 미만에서는, 그 효과는 작아, 레일 강의 경도를 향상시키는 효과가 전혀 보이지 않게 된다. 또한, Cr량이 2.00％를 초과하는 과잉의 Cr 첨가를 행하면, 켄칭성이 증가하여, 마르텐사이트 조직이 생성된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에, 마르텐사이트 조직을 기점으로 한 스폴링(spalling) 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, Cr 첨가량을 0.01 내지 2.00％로 한정한다.

Mo는, Cr과 마찬가지로, 평형 변태 온도를 상승시켜, 결과적으로 페라이트 조직이나 펄라이트 조직을 미세하게 함으로써 고경도(강도)화에 기여한다. 이와 같이, Mo는 경도(강도)를 향상시키는 원소이지만, Mo량이 0.01％ 미만에서는, 그 효과가 작아, 레일 강의 경도를 향상시키는 효과가 전혀 보이지 않게 된다. 또한, Mo량이 0.50％를 초과하는 과잉의 Mo 첨가를 행하면, 변태 속도가 현저하게 저하된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에 마르텐사이트 조직을 기점으로 한 스폴링 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, Mo 첨가량을 0.01 내지 0.50％로 한정한다.

V는, 고온도로 가열하는 열처리가 행해지는 경우에, V 탄화물이나 V 질화물의 피닝 효과에 의해, 오스테나이트 입자를 미세화한다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성한 V 탄화물, V 질화물에 의한 석출 경화에 의해, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 경도(강도)를 높이는 동시에, 인성을 향상시킨다. V는 이와 같은 작용 효과를 얻기 위해 유효한 원소이다. 또한, Ac1점 이하의 온도 영역에 재가열된 열영향부에 있어서, V는 비교적 고온도 영역에서 V 탄화물이나 V 질화물을 생성시켜, 용접 조인트 열영향부의 연화를 방지하는 데 유효한 원소이다. 그러나, V량이 0.005％ 미만에서는, 그 효과를 충분히 기대할 수 없어, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 경도의 향상이나 인성의 개선은 인정되지 않는다. 또한, V량이 0.50％를 초과하면, V의 탄화물이나 질화물의 석출 경화가 과잉으로 되어, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성이 저하된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에 스폴링 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, V 첨가량을 0.005 내지 0.50％로 한정한다.

Nb는, V와 마찬가지로, 고온도로 가열하는 열처리가 행해지는 경우에, Nb 탄화물이나 Nb 질화물의 피닝 효과에 의해, 오스테나이트 입자를 미세화한다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성한 Nb 탄화물, Nb 질화물에 의한 석출 경화에 의해, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 경도(강도)를 높이는 동시에, 인성을 향상시킨다. Nb는 이와 같은 작용 효과를 얻기 위해 유효한 원소이다. 또한, Ac1점 이하의 온도 영역에 재가열된 열영향부에 있어서, Nb는 저온도 영역으로부터 고온도 영역까지, Nb의 탄화물이나 Nb 질화물을 안정적으로 생성시켜, 용접 조인트 열영향부의 연화를 방지하는 데 유효한 원소이다. 그러나, Nb량이 0.002％ 미만에서는, 그 효과를 기대할 수 없어, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 경도의 향상이나 인성의 개선은 인정되지 않는다. 또한, Nb량이 0.050％를 초과하면, Nb의 탄화물이나 질화물의 석출 경화가 과잉으로 되어, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성이 저하된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에 스폴링 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, Nb 첨가량을 0.002 내지 0.050％로 한정한다.

B는, 오스테나이트 입계에 철탄붕화물[Fe₂₃(CB)₆]을 형성하여, 펄라이트 변태를 촉진시킨다. 이 펄라이트 변태의 촉진 효과에 의해, 펄라이트 변태 온도의 냉각 속도 의존성이 저감되어, 레일의 헤드 표면으로부터 내부까지, 보다 균일한 경도 분포가 얻어진다. 이로 인해, 레일을 고수명화할 수 있다. B량이 0.0001％ 미만에서는, 그 효과가 충분하지 않아, 레일 헤드부의 경도 분포에는 개선이 인정되지 않는다. 또한, B량이 0.0050％를 초과하면, 조대한 철탄붕화물이 생성되어, 인성의 저하를 초래한다. 이로 인해, B 첨가량을 0.0001 내지 0.0050％로 한정한다.

Cu는, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직 중의 페라이트상에 고용하여, 고용 강화에 의해, 펄라이트 조직의 경도(강도)를 향상시키는 원소이다. Cu량이 0.01％ 미만에서는, 그 효과를 기대할 수 없다. 또한, Cu량이 1.00％를 초과하면, 현저한 켄칭성 향상에 의해, 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에 스폴링 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, Cu량을 0.01 내지 1.00％로 한정한다.

Ni는, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성을 향상시키고, 동시에, 고용 강화에 의해 고경도(강도)화를 도모하는 원소이다. 또한, 용접 열영향부에 있어서는, Ti와의 복합 화합물인 Ni₃Ti의 금속간 화합물이 미세하게 석출되고, 석출 강화에 의해 연화가 억제된다. Ni량이 0.01％ 미만에서는, 그 효과가 현저하게 작고, 또한 Ni량이 1.00％를 초과하면, 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성이 현저하게 저하된다. 이에 의해, 헤드부 코너부나 헤드 정상부에 스폴링 손상이 발생하여, 내표면 손상성이 저하된다. 이로 인해, Ni 첨가량을 0.01 내지 1.00％로 한정한다.

Ti는, 용접 시의 재가열에 있어서 석출된 Ti의 탄화물이나 Ti의 질화물이 용해되지 않는 것을 이용하여, 오스테나이트 영역까지 가열되는 열영향부의 조직의 미세화를 도모하여, 용접 조인트부의 취화를 방지하는 데 유효한 성분이다. 그러나, Ti량이 0.0050％ 미만에서는, 그 효과가 적고, Ti량이 0.0500％를 초과하면, 조대한 Ti의 탄화물이나 Ti의 질화물이 생성되어, 레일의 인성이 저하된다. 동시에, 조대한 석출물로부터 피로손상이 발생한다. 이로 인해, Ti 첨가량을 0.0050 내지 0.050％로 한정한다.

Al은, 탈산재로서 필수적인 성분이다. 또한, 공석 변태 온도를 고온측으로 이동시키는 원소이고, 펄라이트 조직의 고경도(강도)화에 기여하는 원소이다. Al량이 0.0100％ 이하에서는, 그 효과가 약하다. 또한, Al량이 1.00％를 초과하면, 강 중에 고용시키는 것이 곤란해져, 조대한 알루미나계 개재물이 생성된다. 이에 의해, 레일의 인성이 저하되는 동시에, 조대한 석출물로부터 피로손상이 발생한다. 또한, 용접 시에 산화물이 생성되어, 용접성이 현저하게 저하되므로, Al 첨가량을 0.0100 초과 내지 1.00％로 한정한다.

N은, 오스테나이트 입계에 편석함으로써, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트나 펄라이트 변태를 촉진시킨다. 이에 의해, 주로 펄라이트 블록 사이즈가 미세화됨으로써, 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, N량이 0.0060％ 미만에서는, 그 효과가 약하다. N량이 0.0200％를 초과하면, 강 중에 고용시키는 것이 곤란해져, 피로손상의 기점이 되는 기포가 생성하여, 레일 헤드부 내부에 피로손상이 발생한다. 이로 인해, N 첨가량을 0.0060 내지 0.0200％로 한정한다.

(2) 레일 헤드 표면부(3a)의 펄라이트 조직의 영역 및 경도의 한정 이유

다음에, 레일의 헤드 표면부(3a)가 펄라이트 조직이고, 또한 그 경도를 Hv320 내지 500의 범위로 한정하는 이유에 대해 설명한다.

우선, 펄라이트 조직의 경도를 Hv320 내지 500의 범위로 한정하는 이유에 대해 설명한다.

본 성분계에서는, 펄라이트 조직의 경도가 Hv320 미만으로 되면, 레일의 헤드 표면부(3a)의 내마모성의 확보가 곤란해져, 레일의 사용 수명이 저하된다. 또한, 구름면에 소성 변형 기인의 플레이킹(flaking) 손상이 발생하여, 레일 헤드 표면부(3a)의 내표면 손상성이 크게 저하된다. 또한, 펄라이트 조직의 경도가 Hv500을 초과하면, 펄라이트 조직의 인성이 현저하게 저하되어, 레일 헤드 표면부(3a)의 내손상성이 저하된다. 이로 인해, 펄라이트 조직의 경도를 Hv320 내지 500의 범위로 한정한다.

다음에, 경도 Hv320 내지 500의 펄라이트 조직의 필요 범위를, 레일 강의 헤드 표면부(3a)로 한정하는 이유를 설명한다.

여기서, 레일의 헤드 표면부(3a)라 함은, 도 1 중에 도시한 바와 같이, 헤드부 코너부(2) 및 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 하여 깊이 10㎜까지의 범위(실선의 사선부)를 나타낸다. 이 부위에 상기한 성분 범위의 펄라이트 조직이 배치되어 있으면, 차륜과의 접촉에 의한 마모를 억제하여, 레일에 있어서 내마모성의 향상이 도모된다.

또한, 경도 Hv320 내지 500의 펄라이트 조직은 헤드부 코너부(2) 및 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 하여 깊이 20㎜까지의 범위(3b), 즉 적어도 도 1 중의 점선의 사선부 내에 배치되어 있는 것이 바람직하고, 이에 의해 차륜과의 접촉에 의해, 또한 레일 헤드부의 내부까지 마모된 경우의 내마모성이, 보다 한층 확보되어, 레일의 사용 수명의 향상이 도모된다. 따라서, 경도 Hv320 내지 500의 펄라이트 조직은 차륜과 레일이 주로 접하는 레일 헤드부(3)의 표면 근방에 배치하는 것이 바람직하고, 그 이외의 부분은 펄라이트 조직 이외의 금속 조직이라도 좋다.

또한, 레일 헤드부(3)의 표면 근방에 있어서, 경도 Hv320 내지 500의 펄라이트 조직을 얻는 방법으로서는, 후술하는 바와 같이, 압연 후 또는 재가열 후의 오스테나이트 영역의 어느 고온의 레일 헤드부(3)에 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다.

본 발명에서의 레일 헤드부(3) 중, 상기한 헤드 표면부(3a), 또는 헤드 표면부(3a)를 포함하는 깊이 20㎜까지의 범위(3b)의 금속 조직은 상기 한정과 같은 펄라이트 조직만으로 이루어지는 것이 바람직하다. 그러나, 레일의 성분계나 열처리 제조 방법에 따라서는, 펄라이트 조직 중에 면적률로 5％ 이하의 미량의 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직이 혼입되는 경우가 있다. 그러나, 이들 조직이 5％ 이하의 함유량으로 혼입되어도, 레일 헤드부(5)의 내마모성 및 인성에는 큰 악영향을 미치지 않으므로, 상기 한정의 펄라이트 조직으로서는, 미량의 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직, 마르텐사이트 조직 등이 5％ 이하의 함유량으로 혼재한 것도 포함하고 있다.

바꿔 말하면, 본 발명에서의 레일 헤드부(5) 중, 상기한 헤드 표면부(3a), 또는 헤드 표면부(3a)를 포함하는 깊이 20㎜까지의 범위(3b)의 금속 조직은 95％ 이상이 펄라이트 조직이면 좋고, 내마모성이나 인성을 충분히 확보하기 위해서는, 헤드부 금속 조직의 98％ 이상을 펄라이트 조직으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 후술하는 표 1 및 표 2에 있어서의 마이크로 조직의 란에서 미량이라고 기재하고 있는 것은 5％ 이하의 함유량을 의미하고, 펄라이트 조직 이외의 조직에 있어서 미량이라고 기재하고 있지 않은 것은 5％ 초과의 양(본 발명 외)을 의미한다.

(3) 긴 변이 10 내지 100㎛인 Mn 황화물계 개재물의 단위 면적당의 수의 한정 이유

본 발명에 있어서, 평가 대상으로 한 길이 방향의 임의 단면의 Mn 황화물계 개재물의 긴 변의 길이를 10 내지 100㎛의 범위로 한정하는 이유에 대해 상세하게 설명한다.

본 성분계에 있어서, Mn 황화물계 개재물의 긴 변의 길이와 실레일의 손상 실적(실제로 레일을 사용했을 때의 손상 상황)을 조사한 결과, 레일의 파괴는 응력 집중이 발생하는 Mn 황화물계 개재물의 단부로부터 발생하고 있는 것을 확인하였다. 따라서, Mn 황화물계 개재물의 길이를 변화시킨 강을 시험 용해하여, 열간 압연 실험을 행한 결과, 긴 변의 길이 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 수와 레일 내손상성에는, 좋은 상관이 있는 것이 확인되었다. 따라서, Mn 황화물계 개재물의 수의 평가 대상을 긴 변의 길이 10 내지 100㎛의 범위로 한정한다.

또한, 내손상성에 대해서는, 응력 집중이 현저한 긴 변의 길이가 긴 Mn 황화물계 개재물의 쪽이 영향은 크고, 긴 변의 길이가 짧은 Mn 황화물계 개재물의 쪽이 영향은 작다. 그러나, 본 발명 강에서는 길이 100㎛를 초과하는 Mn 황화물계 개재물은 적고, 그 강의 특성을 파악하기 위해서는 부적당한 것 및 길이 10㎛ 미만의 Mn 황화물계 개재물은 내손상성에 대해 영향이 적으므로, 표기의 사이즈의 Mn 황화물계 개재물을 평가 대상으로 하였다.

다음에, 본 발명에 있어서, 길이 방향의 임의 단면(레일의 길이 방향에 평행한 단면)에 있어서, 긴 변 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 단위 면적당의 수를 10 내지 200개/㎟로 한정하는 이유에 대해 상세하게 설명한다.

긴 변 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수가 단위 면적당 200개/㎟를 초과하면, 본 성분계에서는 Mn 황화물계 개재물의 수가 과잉으로 되어, 개재물 주위의 응력 집중의 발생에 의해, 레일의 손상의 가능성이 높아진다. 강의 기계적 특성에 있어서도 충격치의 향상이 요망되지 않는다. 또한, 긴 변 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수가 단위 면적당 10개/㎟ 미만으로 되면, 본 성분계에서는 강 중에 잔존해 버리는 불가피적인 수소를 흡착하는 트랩 사이트가 현저하게 감소한다. 이에 의해, 수소성의 결함(수소 취화)을 유발할 가능성이 높아져, 레일의 내손상성을 손상시킬 가능성이 있다. 따라서, 긴 변의 길이 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수를 단위 면적당 10 내지 200개/㎟로 한정한다.

또한, 본 한정에 있어서, Mn 황화물계 개재물이라 함은, Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)를 핵으로 생성한 Mn 황화물계 개재물과, 그 이외의 Mn 황화물계 개재의 양쪽을 평가 대상으로 한다.

또한, Mn 황화물계 개재물의 수에 대해서는, 도 3에 도시한 바와 같이 레일의 손상이 현재화되어 있는 레일 헤드부(3)의 길이 방향의 단면으로부터 샘플을 잘라내어, 황화물계 개재물의 측정을 행한다. 잘라낸 각 샘플의 레일 길이 방향 단면을 경면 연마하여, 임의 단면에 있어서 Mn 황화물계 개재물을 광학 현미경으로 조사한다. 그리고, 상기 한정의 사이즈의 개재물수를 카운트하여, 이것을 단위 단면당의 수로서 산정한다. 각 레일 강의 대표치는 이들 20 시야의 단위 단면당의 수의 평균치로 하였다. Mn 황화물계 개재물의 측정 부위는 특별히 한정하지 않지만, 손상의 기점이 되는 레일 헤드부(5)의 표면으로부터 깊이 3 내지 10㎜의 범위를 측정하는 것이 바람직하다.

또한, 파괴의 기점이 되는 Mn 황화물계 개재물의 영향을 더욱 적게 하여, 수소성의 결함을 미연에 억제하여, 레일의 내절손성을 안정적으로 향상시키기 위해서는, 긴 변 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수를 단위 면적당 20 내지 180개/㎟의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.

(4) 입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 단위 면적당의 수의 한정 이유

본 발명에서는, 임의의 횡단면에 있어서, 입경이 5 내지 100㎚인 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 500 내지 50000개/㎟의 양으로 존재하는 것이 바람직하다.

평가 대상이 되는 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 입경을 5 내지 100㎚의 범위로 한정하는 이유에 대해 상세하게 설명한다.

Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 입경이 5 내지 100㎚인 범위이면, 오스테나이트 조직 중에 생성한 경우, 입계에 있어서 충분한 피닝 효과를 나타낸다. 이에 의해, 레일의 내손상에 악영향을 미치지 않고, 결과적으로 펄라이트 조직을 미세화하여, 확실하게 인성을 향상시키는 것이 확인되었다. 따라서, Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 평가 대상을 입경 5 내지 100㎚의 범위로 한정한다.

또한, 피닝 효과에 대해서는, 입경이 미세한 개재물이 다수 존재할수록 효과가 있지만, 입경 5㎚ 미만의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물에 대해서는, 그 측정이 매우 곤란하다. 또한, 입경 100㎚ 초과의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물에 대해서는, 상기와 같이 피닝 효과가 얻어지지 않는다. 이상에 의해, 상기한 사이즈의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물을 평가 대상으로 한다.

다음에, 바람직한 형태에 있어서, 길이 방향의 임의 단면의 입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 단위㎟당의 양(개수)을 500 내지 50000개로 한정하는 이유에 대해 상세하게 설명한다.

입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수가, 단위 면적당 500개/㎟ 미만으로 되면, 압연 후의 오스테나이트 조직 중의 피닝 효과가 충분히 나타나지 않는다. 이로 인해, 펄라이트 조직이 조대화되어, 레일의 인성이 향상되지 않는다. 또한, 입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수가, 단위 면적당 50000개/㎟를 초과하면, 석출이 과잉으로 되어, 펄라이트 조직 자체가 취화되고, 레일의 인성이 저하된다. 따라서, 입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 합계 개수를 단위 면적당 500 내지 50000개/㎟로 한정한다.

또한, 본 한정에 있어서, Mg계 산화물, Zr 산화물이라 함은, 일부에 Mn 황화물 등의 복합 산화물을 포함하는 것이고, 또한 Mn 황화물계 개재물이라 함은, Mg 산화물, Zr 산화물, Ca 산화물 등의 미세한 산화물을 핵으로 생성한 것이다.

Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물은 이하와 같이 관찰하여, 입경, 개수를 측정한다. 우선, 도 4에 도시한 임의의 횡단면으로부터 박막을 채취하여, 투과형 전자 현미경을 사용하여, 배율 50000 내지 500000의 배율로 관찰한다. 석출물의 입경은 관찰에 의해 개개의 석출물의 면적을 구하고, 그 면적에 상당하는 원의 직경으로서 구한다.

석출물은 20 시야의 관찰을 행하여, 소정의 직경 5 내지 100㎚에 해당하는 석출물의 수를 카운트하여, 이것을 단위 면적당의 수로 환산한다. 레일 강의 대표치는 이들 20 시야의 평균치로 한다. 또한, Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 측정 부위는 특별히 한정하지 않지만, 인성을 필요로 하는 레일 헤드 표면부(3a)의 표면으로부터 깊이 3 내지 10㎜의 범위를 측정하는 것이 바람직하다.

(5) 본 발명의 레일 강의 제조 방법

상기한 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖는 본 발명의 레일 강은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상은 이하의 방법에 의해 제조된다. 우선, 전로, 전기로 등의 통상 사용되는 용해로에서 용제를 행하여, 용강을 얻는다. 그리고, 이 용강을 사용하여, 조괴ㆍ분괴법 혹은 연속 주조법에 의해, 압연용 강편(강괴)을 제조한다. 또한, 강편을 1200℃ 이상으로 재가열 후, 수 패스의 열간 압연을 행하여, 레일의 성형을 행한다. 그 후, 열처리(재가열, 냉각)를 실시함으로써 레일이 제조된다.

특히, 용선 단계에서는, 통상의 탈S, 탈P를 행하고(탈P, 탈S 처리), 또한 전로, 전기로 등의 통상 사용되는 용해로에서 충분한 탈S, 탈P를 행한다(탈P, 탈S 처리). 계속해서, Ca를 첨가함으로써, Mn 황화물계 개재물을 제어한다. 또한, 필요에 따라서 Mg, Zr을 첨가함으로써, 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세하게 분산시킨다.

제조 조건의 상세를 이하에 나타낸다.

용선 단계에서는, 저P화, 저S화를 도모하기 위해서는, 통상의 탈P 처리 및 탈S 처리를 공들여 행하는 것이 바람직하다.

탈S에 대해서는, 용선남비(전로 정련의 전단계)에 있어서, 시간을 들여 CaO를 충분히 첨가하여, CaS를 슬래그로서 배출하는 것이 바람직하다.

또한, 여기서의 CaO의 첨가는 S량이 매우 높은 용선으로부터 S를 저감시키는 경우에 행하는 방법이다. 후술하는 Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)를 생성시키기 위해 첨가하는 CaO-Si 합금의 첨가와는 달리, 전혀 영향을 미치는 것은 아니다.

탈P에 대해서는, 전로에서의 정련에 있어서, 탈P에 의해 분리된 P(P₂O₅ 등)를 포함하는 슬래그로부터의 P의 재용해를 방지하기 위해, 정련 도중에 슬래그를 배출하는 것이 바람직하다.

계속해서, Ca를 첨가함으로써, Mn 황화물계 개재물을 제어한다.

Ca는, 주조 전의 정련 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. Ca의 첨가 방법으로서는, 레이들에서 Ca 합금(Ca-Si 합금 등) 와이어나 Ca 합금괴를 첨가하거나, Ca 합금 분말을 불어 들이는 것이 바람직하다.

Ca 합금으로서는, Ca-Si 합금(50Ca-50Si 등)이나, Fe-Si-Ca 합금(Fe-30Si-30Ca 등), Ni-Ca 합금(90Ni-10Ca 등)이 사용된다. Ca는 증기압이 높기 때문에, 순Ca를 첨가하면, 용강의 스플래시가 발생하거나, 탕면 상의 슬래그를 말려들게 하여 용강 청정성이 악화된다. 또한, 수율도 낮다. 따라서, Ca 합금, 예를 들어 Ca-Si 합금을 첨가하는 것이 널리 행해지고 있다. 합금화함으로써, Ca 단체(單體)의 경우보다도 Ca의 활동도가 저하되므로, 첨가 시의 증발이 상대적으로 온화해져, 수율도 향상된다.

합금 중의 Ca 농도가 낮은 쪽이 수율도 향상되고, 첨가 시의 스플래시의 발생도 억제되는 점에서 바람직하다. 단, Ca 이외의 다른 원소(Si 등)가 동시에 첨가되는 것에도 유의하여, Ca 합금 조성을 선택할 필요가 있다.

Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)의 응집이나 편석을 방지하기 위해, 첨가 후, 레이들 내의 Ar 버블링 등에 의해 용강을 교반하여, Ca 농도를 균일화하는 동시에, 대형 개재물을 부상시키는 것이 바람직하다. 용강량 200t 이상의 경우, 교반은 5분 내지 10분 정도 행하는 것이 바람직하다. 과잉의 교반은 개재물의 응집합체를 진행시켜 개재물이 조대화되므로, 바람직하지 않다.

Ca의 수율을 확보하는 관점으로부터는, 정련 공정의 마지막에 첨가하는 것이 유리하다. Ca를, 정련 공정이 아니라, 주조 공정에 있어서 턴디쉬 내에 첨가해도 좋다. 주조 시의 처리량(시간당의 주조량)에 따라서, Ca 합금의 첨가 속도를 조정할 필요가 있다. 이 경우, Ca 첨가 후의 용강 교반은 턴디쉬 내 및 주형 내로 한정되므로, Ca 농도의 균일성은 레이들 첨가 시보다 약간 떨어진다. 따라서, 주조 단계에 있어서의 Ca의 산화물과 황화물의 집합체(CaO-CaS)의 응집이나 편석을 방지하기 위해, 전자력 등으로 응고 도중의 용강을 교반하는 것이 바람직하다. 또한, 주조 시의 용강의 흐름을 제어하기 위해, 주조 노즐의 형상을 최적화하는 것이 바람직하다.

또한, Mn 황화물계 개재물과 정합성이 높은 CaS를 효율적으로 생성시키기 위해서는, 과잉의 CaO의 생성을 억제하도록 용강의 산소량을 조정하는 것이 바람직하다. 산소량을 사전에 조정하기 위해서는 Al, Si 등에 의해 사전에 탈산하는 것이 바람직하다.

또한, 미세한 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세 분산시키기 위해서는, 통상의 정련 후, 고온의 용강남비나 주조 시의 턴디쉬 등에서, 순금속 Mg, Mg 합금(Fe-Si-Mg, Fe-Mn-Mg, Fe-Si-Mn-Mg, Si-Mg), 또는 Zr 합금(Fe-Si-Zr, Fe-Mn-Mg-Zr, Fe-Si-Mn-Mg-Zr)을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 주조 단계에서의 응집이나 편석을 방지하기 위해, 전자력 등으로 응고 도중의 용강을 교반하는 것이 바람직하다. 또한, 주조 시의 용강의 흐름을 제어하기 위해 주조 노즐의 형상을 최적화하는 것이 바람직하다.

또한, Ca, Mg이나 Zr을 첨가하는 순서에 대해서는 명기하고 있지 않지만, 산소량이 적은 고탄소강에서는, Ca, Mg이나 Zr의 산화물을 효율적으로 생성시키기 위해서는, 비교적 산화력이 약한 Ca를 먼저 첨가하고, 그 후, 산화력이 강한 Mg이나 Zr을 첨가하는 것이 바람직하다.

열간 압연에 있어서, 최종 성형을 행하는 온도는 형상과 재질 확보의 관점으로부터, 900 내지 1000℃의 범위가 바람직하다.

또한, 열간 압연 후의 열처리에 관하여, 레일 헤드부(3)에 있어서, 경도 Hv320 내지 500의 펄라이트 조직을 얻기 위해서는, 압연 후 또는, 재가열 후의 오스테나이트 영역의 어느 고온의 레일 헤드부(3)에 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 가속 냉각의 방법으로서는, 특허 문헌 8(일본 특허 출원 공개 평8-246100호 공보), 특허 문헌 9(일본 특허 출원 공개 평9-111352호 공보) 등에 기재되어 있는 것과 같은 방법으로 열처리(및 냉각)를 행함으로써, 소정의 조직과 경도를 얻을 수 있다.

또한, 레일 압연 후, 재가열에 의해 열처리를 행하기 위해서는, 레일 헤드부나 레일 전체를 화염이나 고주파로 가열하는 것이 바람직하다.

(실시예)

다음에, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 1 내지 표 6은 공시 레일 강의 화학 성분을 나타낸다. 또한, 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 이 표 1 내지 표 6에 나타내는 성분 조성을 갖는 레일 강을 이하의 방법에 의해 제조하였다.

용선 단계에서 탈P, 탈S를 행하고, 또한 전로, 전기로 등의 통상 사용되는 용해로에서 충분한 탈P, 탈S를 행하여 용강을 얻었다. 이 용강에 Ca를 첨가함으로써 Mn 황화물계 개재물을 제어하거나, 혹은 Mg, Zr을 더 첨가함으로써 나노 사이즈의 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세하게 분산시켰다. 그리고, 연속 주조법에 의해 강괴를 제조하고, 또한 강괴에 대해 열간 압연을 행하였다. 그 후, 열처리를 실시함으로써 레일로 하였다.

(a) Mn 황화물계 개재물의 개수 측정

도 3은 청구항 1로 한정한 레일 강의 Mn 황화물계 개재물의 관찰 위치를 도시한다.

도 3에 도시된 바와 같이, 얻어진 레일 강의 길이 방향의 단면 중, 헤드 표면부(3a)를 포함하는 레일 헤드 표면으로부터 3 내지 10㎜의 깊이의 영역으로부터 샘플을 잘라냈다. 그리고, 전술한 방법에 의해, 긴 변이 10 내지 100㎛인 Mn 황화물계 개재물의 단위 면적당의 개수(개/㎟)를 구하였다.

(b) Mn 황화물계 개재물, Mg계 산화물 및 Zr 산화물의 개수 측정

도 4는 청구항 2로 한정한 레일 강의 Mn 황화물계 개재물, Mg계 산화물 및 Zr 산화물의 관찰 위치를 도시한다.

도 4에 도시된 바와 같이, 얻어진 레일 강의 횡단면 중, 헤드 표면부(3a)를 포함하는 레일 헤드 표면으로부터 3 내지 10㎜의 깊이의 영역으로부터 샘플을 잘라냈다. 그리고, 전술한 방법에 의해, 입경 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 단위 면적당의 개수(개/㎟)를 구하였다.

(c) 헤드 표면부(3a)의 마이크로 조직의 관찰 및 경도의 측정

레일 헤드부(3)의 표면으로부터 깊이 4㎜의 위치로부터 샘플을 잘라냈다. 그리고, 관찰면을, 연마 후, 나이탈 부식액으로 에칭하였다. JIS G 0551에 준거하여, 광학 현미경에 의해 관찰면의 마이크로 조직을 관찰하였다.

또한, JIS B7774에 따라서, 잘라낸 샘플의 비커스 경도 Hv를 측정하였다. 또한, 비커스 경도는 하중 98N(10kgf)으로 샘플에 다이아몬드 압자를 로딩하여 측정하였다. 표에는 (Hv, 98N)으로 기재하였다.

얻어진 결과를 표 7 내지 표 12에 나타낸다. 또한, 표 중, *1의 헤드부 재질은 레일 헤드부(5)의 표면으로부터 깊이 4㎜인 부위의 재질인 것을 나타내다.

(d) 마모 시험

도 5는 마모 시험에 있어서의 시험편의 채취 위치를 도시한 것으로, 도면 중 숫자는 치수(㎜)를 나타낸다.

도 5에 도시된 바와 같이, 레일 강 중, 헤드 표면부(3a)를 포함하는 영역으로부터 원반 형상 시험편을 잘라냈다. 그리고, 도 6에 도시된 바와 같이, 마주보는 2개의 회전축 중, 한쪽의 회전축에 원반 형상 시험편[레일 시험편(4)]을 배치하고, 다른 쪽의 회전축에는 상대재(5)를 배치하였다. 레일 시험편(4)에 소정의 하중이 가해지는 상태에서, 레일 시험편(4)과 상대재(5)를 접촉시켰다. 이 상태에서, 냉각용 노즐(6)로부터 압착 공기를 공급하여 냉각하면서, 2개의 회전축을 소정의 회전 속도로 회전시켰다. 그리고, 70만회 회전시킨 후, 레일 시험편(4)의 중량의 감소량(마모량)을 측정하였다.

마모 시험의 조건을 이하에 나타낸다.

시험기 : 니시하라식 마모 시험기(도 6 참조)

시험편 형상 : 원반 형상 시험편(외경 : 30㎜, 두께 : 8㎜)

시험편 채취 위치 : 레일 헤드부 표면 아래 2㎜(도 5 참조)

시험 하중 : 686N(접촉 면압 640㎫)

미끄럼률 : 20％

상대재 : 펄라이트 강(Hv380)

분위기 : 대기 중

냉각 : 압착 공기에 의한 강제 냉각(유량 : 100Nl/min)

반복 횟수 : 70만회

(e) 헤드부 충격 시험

도 7은 충격 시험에 있어서의 시험편의 채취 위치를 도시한 것이다.

도 7에 도시된 바와 같이, 레일 강의 횡단면 중, 헤드 표면부(3a)를 포함하는 영역이 노치 바닥으로 되도록, 레일 폭(횡단면) 방향으로부터 시험편을 잘라냈다. 그리고, 얻어진 시험편에 대해, 이하의 조건으로 충격 시험을 행하여, 충격치(J/㎠)를 측정하였다.

시험기 : 충격 시험기

시험편 형상 : JIS3호 2㎜ U 노치

시험편 채취 위치 : 레일 헤드부 표면 아래 2㎜(도 7 참조)

시험 온도 : 상온(20℃)

얻어진 결과를 표 13 내지 표 15에 나타낸다. 또한, 표 중, *2의 마모 시험 결과는 상기한 마모 시험의 결과이고, 레일 시험편(13)의 중량의 감소량(g)을 마모량으로서 나타냈다. *3의 충격 시험 결과는 상기한 헤드부 충격 시험의 결과이고, 충격치(J/㎠)를 나타냈다. 또한, 충격치(J/㎠)가 클수록, 인성이 우수한 것을 의미한다.

본 평가에 있어서, 70만회에서의 마모량이 1.5g 이하인 경우, 내마모성이 우수하다고 평가하였다. 20℃의 충격치는 강의 탄소량에 따라서 그 값이 크게 변동되므로, 특성의 우열을 나타내는 기준치는 설정되어 있지 않고, 동일한 탄소량의 레일 강에 의해 충격치의 우열을 비교하였다.

(1) 본 발명 레일(47개), 강 부호 1 내지 47

강 번호 3, 4, 7, 8, 11 내지 14, 17 내지 19, 21 내지 25, 29, 30, 32 내지 34, 36, 37, 43, 45, 46 : 화학 성분이 상기 본 발명의 한정 범위 내이고, 긴 변 : 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 수, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도가, 본 발명의 한정 범위 내인 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일이다.

강 번호 1, 2, 5, 6, 9, 10, 15, 16, 20, 26 내지 28, 31, 35, 38 내지 42, 44, 47 : 화학 성분이 상기 본 발명의 한정 범위 내이고, 긴 변 : 10 내지 100㎛의 Mn 황화물계 개재물의 수, 입경 : 5 내지 100㎚의 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물의 수, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도가, 본 발명의 한정 범위 내인 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트계 레일이다.

(2) 비교 레일(21개), 강 부호 48 내지 68

강 번호 48 내지 53 : C, Si, Mn의 성분이 본 발명의 범위 외의 레일.

강 번호 54 내지 55 : P, S의 성분이 본 발명의 범위 외의 레일.

강 번호 56 내지 57 : Ca의 성분이 본 발명의 범위 외의 레일.

강 번호 58 내지 63 : P, S, Ca의 성분이 본 발명의 범위 외의 레일.

강 번호 64 내지 66 : 화학 성분은 본 발명의 범위 내이지만, 헤드부의 마이크로 조직이 상기 본 발명의 한정 범위 외의 레일.

강 번호 67 내지 68 : 화학 성분은 본 발명의 범위 내이지만, 헤드부의 경도가 상기 본 발명의 한정 범위 외의 레일.

표 1 내지 표 15에 나타낸 바와 같이, 본 발명 레일 강(강 번호 1 내지 47)에서는, 비교 레일 강(강 번호 48 내지 53)에 비해, 강의 C, Si, Mn의 화학 성분이 본 발명의 한정 범위 내이다. 이로 인해, 내마모성이나 인성에 악영향을 미치는 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 마르텐사이트 조직을 생성시키지 않고, 안정적으로 본 발명의 한정 범위 내의 경도의 펄라이트 조직을 얻는 것이 가능해진다.

본 발명 레일 강(강 번호 1 내지 47)에서는, 비교 레일 강(강 번호 64 내지 68)에 비해, 헤드부의 마이크로 조직이 펄라이트 조직을 포함하고, 경도가 본 발명의 한정 범위 내이다. 이로 인해, 레일의 내마모성이나 인성을 향상시킬 수 있다.

도 8은 본 발명 레일 강(강 번호 1 내지 47)과 비교 레일 강(강 번호 48, 50, 51, 52, 53, 64, 66, 67)의 마모 시험의 결과를 나타낸다.

강의 C, Si, Mn의 화학 성분을 본 발명의 한정 범위 내로 하고, 이에 의해, 내마모성에 악영향을 미치는 초석 페라이트 조직, 마르텐사이트 조직의 생성을 방지하여, 경도를 본 발명의 한정 범위 내로 한다. 이상에 의해, 어떤 탄소량에 있어서도, 내마모성을 크게 향상시킬 수 있다.

도 9는 본 발명 레일 강(강 번호 1 내지 47)과 비교 레일 강(강 번호 49, 51, 53, 65, 66, 68)의 충격 시험의 결과를 나타낸다.

강의 C, Si, Mn의 화학 성분을 본 발명의 한정 범위 내로 하고, 이에 의해, 인성에 악영향을 미치는 초석 시멘타이트 조직, 마르텐사이트 조직의 생성을 방지하여, 경도를 본 발명의 한정 범위 내로 한다. 이상에 의해, 어떤 탄소량에 있어서도, 인성을 크게 향상시킬 수 있다.

도 10에 도시한 바와 같이, 본 발명 레일 강(강 번호 1 내지 47)은 비교 레일 강(강 번호 54 내지 63)에 비해, P, S, Ca의 첨가량이 본 발명의 한정 범위 내이다. 이로 인해, 어떤 탄소량에 있어서도, 펄라이트 조직의 레일의 인성을 크게 향상시킬 수 있다.

또한, 도 11에 도시한 바와 같이, 본 발명 레일 강(강 번호 11 내지 13, 18 내지 20, 24 내지 26, 29 내지 31, 33 내지 35, 36 내지 38, 45 내지 47)은 Ca가 첨가되고, 또한 Ca 첨가량의 최적화가 행해지고 있다. 이에 의해, Mn 황화물계 개재물이 제어되어, 그 수를 본 발명의 한정 범위 내로 하고 있다. 이로 인해, 펄라이트 조직의 레일의 인성을 향상시킬 수 있다. 상기에 추가하여, Mg, Zr이 첨가되어 있는 경우, 산화물이나 Mn 황화물계 개재물을 미세하게 분산시켜, Mg계 산화물, Zr 산화물, Mn 황화물계 개재물의 수를 500 내지 50000개/㎟로 하고 있다. 이에 의해, 펄라이트 조직의 레일의 인성을 더욱 향상시킬 수 있다.

본 발명의 펄라이트계 레일은 현재 사용되는 고강도 레일 이상의 우수한 내마모성 및 인성을 갖는다. 이로 인해, 자연 환경이 엄격한 지역에서 채굴된 천연 자원을 수송하는 화물 철도용 레일과 같이, 현저하게 엄격한 궤도 환경에서 사용되는 레일로서, 본 발명은 적절하게 적용할 수 있다.

1 : 헤드 정상부
2 : 헤드부 코너부
3 : 레일 헤드부
3a : 헤드 표면부
3b : 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 하여 깊이 20㎜까지의 범위
4 : 레일 시험편
5 : 상대재
6 : 냉각용 노즐

Claims

질량％로,
C:0.65 내지 1.20％,
Si:0.05 내지 2.00％,
Mn:0.05 내지 2.00％,
P:0.0020 내지 0.0150％,
S:0.0010 내지 0.0100％,
Ca:0.0005 내지 0.0200％를 함유하고,
잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강으로 이루어지고,
레일의 헤드부에 있어서, 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 하여 깊이 10㎜까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부가 펄라이트 조직이고,
또한, 상기 펄라이트 조직의 경도가 Hv320 내지 500이고,
상기 펄라이트 조직 중 길이 방향의 임의 단면에 있어서, 긴 변이 10 내지 100㎛인 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 10 내지 200개/㎟의 양으로 존재하는 것을 특징으로 하는, 펄라이트계 레일.
제1항에 있어서, 상기 강은, 질량％로, Mg:0.0005 내지 0.0200％, Zr:0.0005 내지 0.0100％의 1종 또는 2종을 더 함유하고,
상기 펄라이트 조직 중 임의의 횡단면에 있어서, 입경이 5 내지 100㎚인 Mg계 산화물, Zr 산화물 및 Mn 황화물계 개재물이, 단위 면적당 500 내지 50000개/㎟의 양으로 존재하는 것을 특징으로 하는, 펄라이트계 레일.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강은, 질량％로, Co:0.01 내지 1.00％, Cr:0.01 내지 2.00％, Mo:0.01 내지 0.50％, V:0.005 내지 0.50％, Nb:0.002 내지 0.050％, B:0.0001 내지 0.0050％, Cu:0.01 내지 1.00％, Ni:0.01 내지 1.00％, Ti:0.0050 내지 0.0500％, Al:0.0100 초과 내지 1.00％, 및 N:0.0060 내지 0.0200％로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 펄라이트계 레일.
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