KR20130021397A

KR20130021397A - 강 레일 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130021397A
Application number: KR1020127031436A
Authority: KR
Inventors: 마사하루 우에다; 준 다카하시; 아키라 고바야시; 다쿠야 다나하시
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-06-07
Filing date: 2011-06-07
Publication date: 2013-03-05
Also published as: KR101421368B1; CN102985574B; EP2578716B1; WO2011155481A1; EP2578716A1; US8980019B2; PL2578716T3; AU2011262876B2; EP2578716A4; BR112012030798A2; CA2800022A1; RU2519180C1; US20130065079A1; CN102985574A; ES2749882T3; CA2800022C; JPWO2011155481A1; EP3604600A1; AU2011262876A1; JP4938158B2

Abstract

본 발명의 강 레일은, 질량％로, C: 0.85 초과 내지 1.20％, Si: 0.05 내지 2.00％, Mn: 0.05 내지 0.50％, Cr: 0.05 내지 0.60％, P≤0.0150％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 해서 깊이 10mm까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부의 97％ 이상이 펄라이트 조직이고; 상기 펄라이트 조직의 비커스 경도가 Hv320 내지 500이고; 상기 펄라이트 조직 중 시멘타이트상의 Mn 농도인 CMn[at.％]을 페라이트상의 Mn 농도인 FMn[at.％]으로 제산한 값인 CMn/FMn값이 1.0 이상 5.0 이하이다.

Description

강 레일 및 그 제조 방법{STEEL RAIL AND PRODUCTION METHOD THEREOF}

본 발명은 화물 철도에서 사용되는 강 레일이며, 헤드부의 내마모성과 인성을 동시에 향상시키는 것을 목적으로 한 강 레일에 관한 것이다.

본원은 2010년 6월 7일 일본에 출원된 일본 특허 출원 제 2010-130164호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

경제 발전에 따라 지금까지 미개척지였던 자연 환경이 험한 지역에서의 석탄 등의 천연 자원 채굴이 진행되고 있다. 이에 따라, 자원을 수송하는 화물 철도에서는 궤도 환경이 현저히 험해져 있어, 레일에 대해서는 지금까지 이상의 내마모성과, 한냉지에서의 인성 등이 요구되고 있다. 이러한 배경으로부터, 현용의 고강도 레일 이상의 내마모성과 높은 인성을 갖은 레일의 개발이 요구되고 있다.

레일 강의 내마모성을 개선하기 위해, 하기에 나타내는 바와 같은 레일이 개발되었다. 이들 레일의 주된 특징은, 내마모성을 향상시키기 위해 강의 탄소량을 증가시켜, 펄라이트 라멜라 중 시멘타이트상의 체적 비율을 증가시키고, 나아가 경도를 제어하고 있다(예를 들어, 특허문헌 1, 2 참조).

특허문헌 1의 개시 기술에서는, 과공석 강(hyper-eutectoid steel)(C: 0.85 초과 내지 1.20％)을 사용하여, 펄라이트 조직 중의 라멜라 중 시멘타이트 체적 비율을 증가시켜, 내마모성이 우수한 레일을 제공할 수 있다.

또한, 특허문헌 2의 개시 기술에서는, 과공석 강(C: 0.85 초과 내지 1.20％)을 사용하여, 펄라이트 조직 중의 라멜라 중 시멘타이트 체적 비율을 증가시키고, 동시에 경도를 제어하여 내마모성이 우수한 레일을 제공할 수 있다.

특허문헌 1 내지 2의 개시 기술에서는, 강의 탄소량을 증가시켜, 펄라이트 조직 중 시멘타이트상의 체적 비율을 증가시킴으로써, 어떤 일정 수준의 내마모성의 향상이 도모된다. 그러나, 이들의 경우, 펄라이트 조직 자체의 인성이 현저히 저하되어, 레일 절손이 발생하기 쉬워진다는 문제점이 있었다.

이러한 배경으로부터, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시킴과 동시에 인성도 향상시킨, 내마모성 및 인성이 우수한 강 레일의 제공이 요망되고 있다.

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

그러나, 레일의 제조에 있어서는, 열간 압연시 성형성 확보의 관점에서, 압연 온도의 저감이나 압하량의 증가에는 한계가 있어, 충분한 오스테나이트 입자의 미세화를 달성할 수 없었다. 또한, 변태핵을 이용한 오스테나이트 입자 내에서의 펄라이트 변태에 대해서는, 변태핵의 양의 제어가 곤란하다는 점이나 입자 내에서의 펄라이트 변태가 안정적이지 않다는 등의 문제가 있어, 충분한 펄라이트 조직의 미세화를 달성할 수 없었다.

이들의 여러 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, 그 경우에는 상기한 저온 재가열 열처리시에, 오스테나이트 입자 내에 조대한 탄화물이 용해되고 남아, 가속 냉각 후 펄라이트 조직의 연성이나 인성이 저하된다는 문제가 있다. 또한, 재가열을 행하기 때문에, 제조 비용이 높고, 생산성도 낮다는 등의 경제성의 문제도 있다.

따라서, 압연시의 성형성을 확보하고, 압연 후의 펄라이트 조직을 미세화하는 고탄소강 레일의 제조 방법의 개발이 요구되고 있다. 이 문제를 해결하기 위해, 하기에 나타낸 바와 같은 고탄소강 레일의 제조 방법이 개발되었다. 이들 레일의 주된 특징은, 펄라이트 조직을 미세화하기 위해, 고탄소강의 오스테나이트 입자가 비교적 저온에서, 또한 작은 압하량에서도 재결정하기 쉽다는 성질을 이용하고 있는 것이다. 이에 따라, 소(小) 압하의 연속 압연에 의해 정립된 미세 입자가 얻어져, 펄라이트 강의 연성이나 인성이 향상된다(예를 들어, 특허문헌 3, 4, 5 참조).

특허문헌 3의 개시 기술에서는, 고탄소강의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 소정의 압연 패스간의 시간에서 연속 3 패스 이상의 압연을 행함으로써 고연성·고인성 레일을 제공할 수 있다.

또한, 특허문헌 4의 개시 기술에서는, 고탄소강의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 소정의 압연 패스간의 시간에서 연속 2 패스 이상의 압연을 행하고, 추가로 연속 압연을 행한 후, 압연 후에 가속 냉각을 행함으로써 고내마모·고인성 레일을 제공할 수 있다.

또한, 특허문헌 5의 개시 기술에서는, 고탄소강의 강 레일의 마무리 압연에 있어서, 압연 패스 사이에서 냉각을 실시하고, 연속 압연을 행한 후, 압연 후에 가속 냉각을 행함으로써 고내마모·고인성 레일을 제공할 수 있다.

특허문헌 3 내지 5의 개시 기술에서는, 연속 열간 압연시의 온도, 압연 패스수나 패스간 시간의 조합에 의해, 어떤 일정 수준의 오스테나이트 조직의 미세화가 도모되며, 약간의 인성의 향상은 인정된다. 그러나, 강 중에 존재하는 개재물을 기점으로 하는 파괴나 개재물을 기점으로 하지 않고 펄라이트 조직을 기점으로 하는 파괴에 대해서는 그 효과가 인정되지 않아, 발본적으로 인성이 향상되지는 않는다.

일본 특허 공개 평 8-144016호 공보 일본 특허 공개 평 8-246100호 공보 일본 특허 공개 평 7-173530호 공보 일본 특허 공개 제 2001-234238호 공보 일본 특허 공개 제 2002-226915호 공보

본 발명은 상술한 문제점을 감안해서 안출된 것으로, 궤도 환경이 험한 화물 철도의 레일에서 요구되는, 헤드부의 내마모성과 인성을 동시에 향상시킨 강 레일의 제공을 목적으로 한다.

상기한 과제를 해결해서 이러한 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 이하의 수단을 채용하였다.

(1) 즉, 본 발명의 한 형태에 관한 강 레일은, 질량％로, C: 0.85 초과 내지 1.20％, Si: 0.05 내지 2.00％, Mn: 0.05 내지 0.50％, Cr: 0.05 내지 0.60％, P≤0.0150％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 해서 깊이 10mm까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부의 97％ 이상이 펄라이트 조직이고; 상기 펄라이트 조직의 비커스 경도가 Hv 320 내지 500이고; 상기 펄라이트 조직 중 시멘타이트상의 Mn 농도인 CMn[at.％]을 페라이트상의 Mn 농도인 FMn[at.％]으로 제산한 값인 CMn/FMn값이 1.0 이상 5.0 이하이다.

여기서 Hv란, JIS Z2244로 규정된 비커스 경도를 말한다. 또한, at.％는 원자 조성 백분율을 나타내고 있다.

(2) 또한, 상기 (1)에 기재된 형태에서는, 질량％로 추가로 하기 성분의 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유시켜도 좋다.

Mo: 0.01 내지 0.50％, V: 0.005 내지 0.50％, Nb: 0.001 내지 0.050％, Co: 0.01 내지 1.00％, B: 0.0001 내지 0.0050％, Cu: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.01 내지 1.00％, Ti: 0.0050 내지 0.0500％, Ca: 0.0005 내지 0.0200％, Mg: 0.0005 내지 0.0200％, Zr: 0.0001 내지 0.0100％, Al: 0.0040 내지 1.00％, N: 0.0060 내지 0.0200％.

(3) 본 발명의 한 형태에 관한 강 레일의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강 레일을 제조하는 방법이며, 열간 압연 직후의 Ar1점 이상의 온도의 상기 강 레일의 헤드부, 혹은 열처리할 목적으로 Ac1점+30℃ 이상의 온도로 재가열한 상기 강 레일의 헤드부를 750℃ 이상의 온도 영역으로부터, 4 내지 15℃/초의 냉각 속도로 제1 가속 냉각을 실시하고; 상기 강 레일의 헤드부의 온도가 600 내지 450℃에 도달한 시점에서 상기 제1 가속 냉각을 정지하고; 변태열 및 복열을 포함하는 최대 온도 상승량을, 가속 냉각 정지 온도보다 50℃ 이하로 제어하고; 그 후 0.5 내지 2.0℃/초의 냉각 속도로 제2 가속 냉각을 실시하고; 상기 강 레일의 헤드부의 온도가 400℃ 이하에 도달한 시점에서 상기 제2 가속 냉각을 정지하는 구성을 채용해도 좋다.

상기 (1) 내지 (3)에 기재된 형태에 의하면, 고탄소 함유의 펄라이트 조직을 나타내는 강 레일의 헤드부의 조직이나 경도, 나아가 CMn/FMn값을 어느 일정한 범위로 제어함으로써, 화물 철도용 레일의 내마모성과 인성을 동시에 향상시키는 것이 가능해진다.

도 1은 탄소량 1.00％의 펄라이트 강에 있어서의 Mn 첨가량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강에 있어서의 CMn/FMn값과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3의 (A)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도(제1 가속 냉각의 냉각 속도)와 CMn/FMn값의 관계를 나타내는 그래프이다. (B)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4의 (A)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 후의 최대 온도 상승량과 CMn/FMn값의 관계를 나타내는 그래프이다. (B)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 후의 최대 온도 상승량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5의 (A)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 온도 상승 후의 가속 냉각 속도(제2 가속 냉각의 냉각 속도)와 CMn/FMn값의 관계를 나타내는 그래프이다. (B)는 탄소량 1.00％의 펄라이트 강의 온도 상승 후의 가속 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 일 실시 형태에 따른 강 레일의 제조 방법으로 제조한 강 레일의 헤드부의 설명도이다.
도 7은 동 강 레일의 동 헤드부를 도시하는 도면이며, 표 1-1 내지 표 3-2에 나타내는 마모 시험에 있어서의 시험편 채취 위치를 도시하는 설명도이다.
도 8은 표 1-1 내지 표 3-2에 나타내는 마모 시험의 개요를 나타낸 측면도이다.
도 9는 상기 강 레일의 동 헤드부를 도시하는 도면이며, 표 1-1 내지 표 3-2에 나타내는 충격 시험에 있어서의 시험편 채취 위치를 도시하는 설명도이다.
도 10은 표 1-1 내지 표 2에 나타내는 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47) 및 비교 레일 강(부호 a1, a3, a4, a5, a7, a8, a12)에 있어서의 탄소량과 마모량의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 11은 표 1-1 내지 표 2에 나타내는 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47) 및 비교 레일 강(부호 a2, a4, a6, a9 내지 a12)에 있어서의 탄소량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 12는 표 3-1, 표 3-2에 나타내는, 본 실시 형태에 따른 강 레일의 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 B1 내지 B25) 및 비교 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 b1, b3, b5 내지 b8, b12, b13)에 있어서의 탄소량과 마모량의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 13은 표 3-1, 표 3-2에 나타내는, 본 실시 형태에 따른 강 레일의 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 B1 내지 B25) 및 비교 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 b2 내지 b6, b9 내지 b12)에 있어서의 탄소량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 내마모성 및 인성이 우수한 강 레일에 대해서 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 이하의 설명만으로 한정되지 않으며, 본 발명의 취지 및 그의 범위로부터 일탈하지 않고 그 형태 및 상세를 다양하게 변경할 수 있는 것은 당업자라면 용이하게 이해된다. 따라서, 본 발명은 이하에 나타내는 실시 형태의 기재 내용만으로 한정해서 해석되는 것은 아니다. 이하, 조성을 나타내는 질량％는 간단히 ％라 기재한다.

우선, 본 발명자들은 레일의 인성에 악영향을 미치는 강의 성분계를 검토하였다. 탄소량 1.00％ C의 강을 기초로 P의 함유량을 변화시킨 강을 사용하여, 레일 상당의 열간 압연 조건을 모의한 열간 압연 및 열처리 실험을 행하였다. 그리고, 충격 시험을 행하여, 충격값에 미치는 P 함유량의 영향을 검토하였다.

그 결과, Hv 320 내지 500인 펄라이트 조직의 레일 강에서는, P의 함유량이 0.0150％ 이하로 저감되면, 충격값이 향상되는 것이 확인되었다.

이어서, 본 발명자들은 레일의 충격값을 더욱 향상시키기 위해, 즉 인성을 향상시키기 위해 충격값을 지배하고 있는 인자의 해명을 진행했다. 페라이트상과 시멘타이트상이 층상 구조를 이루는 펄라이트 조직의 레일 강에 있어서 파괴의 기점을 조사하기 위해, 샤르피 충격 시험을 행한 시험편을 상세히 관찰한 결과, 대부분의 경우, 파괴의 기점부에는 개재물 등은 인정되지 않으며, 기점은 펄라이트 조직이었다.

또한, 본 발명자들은 파괴의 기점이 된 펄라이트 조직을 상세하게 조사하였다. 그 결과, 기점부의 펄라이트 조직에서는 시멘타이트상에 깨짐이 발생한 것이 확인되었다.

따라서, 본 발명자들은 시멘타이트상의 깨짐의 발생과 성분의 관계를 조사하였다. P의 함유량을 0.0150％ 이하로 한 탄소량 1.00％의 강을 기초로, Mn 첨가량을 변화시킨 펄라이트 조직의 강을 시험 용해시키고, 레일 제조시에 상당하는 열간 압연 조건을 모의한 시험 압연과, 열처리 실험을 행하였다. 그리고, 충격 시험을 행하여, 충격값에 미치는 Mn 첨가량의 영향을 조사하였다.

도 1은, Mn 첨가량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다. Mn 첨가량이 저하되면 충격값이 향상되고, Mn 첨가량이 0.50％ 이하가 되면 충격값이 크게 향상되는 것이 확인되었다. 또한, 기점부의 펄라이트 조직을 관찰한 결과, Mn 첨가량이 0.50％ 이하가 되면 시멘타이트상의 깨짐의 수가 감소하는 것이 확인되었다.

이어서, 본 발명자들은 펄라이트 조직 중의 페라이트상과 시멘타이트상 중의 Mn 함유량을 조사하였다. 그 결과, 펄라이트 조직 중의 Mn 첨가량이 저하되면, 특히 시멘타이트상 중의 Mn 함유량이 저하되는 것이 확인되었다.

이들의 결과로부터, 펄라이트 조직의 인성은 Mn 첨가량과의 상관이 있어, Mn 첨가량이 저하되면 시멘타이트상 중의 Mn 함유량이 저하되고, 기점부의 시멘타이트상의 깨짐이 억제되어, 결과적으로 펄라이트 조직의 인성이 향상되는 것이 명확해졌다.

펄라이트 조직 중의 Mn은, 시멘타이트상과 페라이트상에 고용된다. 파괴의 기점이 되는 시멘타이트상의 Mn 농도를 억제하면 페라이트상의 Mn 농도가 증가한다. 따라서, 본 발명자들은 Mn 첨가량을 저하시킨 경우, 양쪽상의 Mn 농도의 밸런스와 인성의 관계를 기초적으로 조사하였다.

P의 함유량을 0.0150％ 이하, Mn 첨가량을 0.30％로 한 탄소량 1.00％의 펄라이트 조직의 강을 연구소에서 용해 제조하고, 레일 제조시에 상당하는 열간 압연 조건을 모의한 시험 압연과, 다양한 조건을 변화시킨 열처리 실험을 행하였다. 그리고, 페라이트상 및 시멘타이트상 중의 Mn 함유량의 조사와, 충격 시험을 행하여 충격값과 페라이트상 및 시멘타이트상 중의 Mn 함유량과의 관계를 조사하였다.

도 2는 CMn/FMn값과 충격값의 관계를 나타낸 것이다. Mn 첨가량이 동일한 펄라이트 조직인 경우, CMn/FMn값이 저하되면 충격값이 향상되고, 또한 CMn/FMn값이 5.0 이하가 되면 충격값이 크게 향상되는 것이 확인되었다.

이상의 결과로부터, 펄라이트 조직의 Mn 첨가량을 0.50％ 이하로 제어하고, 또한 CMn/FMn값을 5.0 이하로 제어함으로써, 충격을 받은 기점부의 시멘타이트상의 깨짐이 대폭 감소하고, 그 결과 펄라이트 조직의 인성이 향상되는 것이 명확해졌다.

또한, 본 발명자들은 펄라이트 조직의 Mn 첨가량을 0.50％ 이하로 제어한 경우, CMn/FMn값을 제어하는 방법을 검토하였다. P의 함유량을 0.0150％ 이하, Mn 첨가량을 0.30％로 한 탄소량 1.00％의 펄라이트 조직의 강을 연구소에서 용해 제조하고, 레일의 열간 압연을 모의한 시험 압연과, 다양한 조건을 변화시킨 열처리 실험을 행하였다. 그리고, CMn/FMn값의 조사와, 충격 시험을 행하여 CMn/FMn값과 충격값의 관계에 미치는 열처리 조건의 영향을 조사하였다.

도 3의 (A)는, 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도와 CMn/FMn값의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 3의 (B)는, 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 4의 (A)는, 가속 냉각 후의 최대 온도 상승량과 CMn/FMn값의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 4의 (B)는, 가속 냉각 후의 최대 온도 상승량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 5의 (A)는, 온도 상승 후의 가속 냉각 속도와 CMn/FMn값의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 5의 (B)는, 온도 상승 후의 가속 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.

또한, 도 3 내지 도 5에 도시한 레일 강의 베이스 제조 조건은, 하기에 나타내는 바와 같고, 베이스 제조 조건에 대하여 평가하는 조건만을 변화시켜서 제조를 행하였다.

[열간 압연·재가열 후의 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 800℃, 냉각 속도: 7℃/초,

냉각 정지 온도: 500℃, 최대 온도 상승량: 30℃

[온도 상승 후 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 530℃, 냉각 속도: 1.0℃/초,

냉각 정지 온도: 350℃

예를 들어, 도 3에 도시하는 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도와 CMn/FMn값의 관계에 대해서는, 상기한 베이스 제조 조건에 대하여, 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도만이 변화하는 조건으로 제조한 사례이다.

이들의 결과, CMn/FMn값은 (1) 열간 압연 후 또는 재가열 후의 가속 냉각 속도, (2) 가속 냉각 후의 최대 온도 상승량, (3) 온도 상승 후 가속 냉각 속도에 의해 크게 변화하는 것이 명확해졌다. 그리고, 이들 냉각 속도나 온도 상승량을 일정 범위로 제어함으로써, Mn의 시멘타이트상에의 농화가 억제되어 CMn/FMn값이 저하되고, 그 결과 기점부의 펄라이트 조직 중의 시멘타이트상의 깨짐이 억제되어, 결과적으로 충격값이 크게 향상되는 것을 발견하였다.

즉, 본 실시 형태에 따르면, 고탄소 함유의 펄라이트 조직을 나타내는 강 레일의 헤드부의 조직이나 경도, Mn 첨가량, CMn/FMn값을 어느 일정한 범위로 제어하면서, 또한 레일 헤드부에 적절한 열처리를 실시함으로써, 화물 철도용 레일의 내마모성과 인성을 동시에 향상시키는 것이 가능해진다.

이어서, 본 발명의 한정 이유에 대해서 상세하게 설명한다.

(1) 강의 화학 성분의 한정 이유

본 실시 형태의 강 레일에 있어서, 강의 화학 성분을 상술한 수치 범위로 한정하는 이유에 대해서 상세하게 설명한다.

C는 펄라이트 변태를 촉진시키면서, 또한 내마모성을 확보하는 유효한 원소이다. C량이 0.85％ 미만이 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 0.85 초과 내지 1.20％로 한정하였다. 또한, 내마모성과 인성을 향상시키기 위해서는, C량을 0.90 내지 1.10％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Si는 탈산재로서 필수적인 성분이다. 또한, 펄라이트 조직 중의 페라이트상에의 고용 강화에 의해, 레일 헤드부의 경도(강도)를 상승시키고, 내마모성을 향상시키는 원소이다. 또한, 과공석 강에 있어서, 초석 시멘타이트 조직의 생성을 억제하고, 인성의 저하를 억제하는 원소이다. 그러나, Si량이 0.05％ 미만이면, 이들 효과를 충분히 기대할 수 없다. 또한, Si량이 2.00％를 초과하면, 열간 압연시에 표면 흠집이 많이 생성되거나, 산화물이 생성됨으로써, 용접성이 저하된다. 또한, 켄칭성이 현저히 증가하여, 레일의 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 쉬워진다. 이로 인해, Si 첨가량을 0.05 내지 2.00％로 한정하였다. 또한, 레일 헤드부의 경도(강도)를 상승시키고, 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하기 위해서는, Si량을 0.10 내지 1.30％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Mn은 켄칭성을 높이고, 펄라이트 라멜라 간격을 미세화함으로써, 펄라이트 조직의 경도를 향상시키고, 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Mn량이 0.05％ 미만이면, 그 효과가 작고, 레일에 필요로 하는 내마모성의 확보가 곤란해진다. 또한, Mn량이 0.50％를 초과하면, 펄라이트 조직 중의 시멘타이트상의 Mn 농도가 증가하고, 파괴 기점부의 시멘타이트상의 깨짐을 조장하여, 펄라이트 조직의 인성을 크게 저하시킨다. 이로 인해, Mn 첨가량을 0.05 내지 0.50％로 한정하였다. 또한, 시멘타이트상의 깨짐을 억제하고, 펄라이트 조직의 경도를 향상시키기 위해서는, Mn량을 0.10 내지 0.45％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cr은 평형 변태 온도를 상승시켜, 결과적으로 펄라이트 조직의 라멜라 간격을 미세화하여 고경도(강도)화에 기여함과 동시에, 시멘타이트상을 강화하여, 펄라이트 조직의 경도(강도)를 향상시키고, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Cr량이 0.05％ 미만이면 그 효과는 작아, 레일 강의 경도를 향상시키는 효과를 전혀 볼 수 없게 된다. 또한, Cr량 0.60％를 초과하는 과잉 첨가를 행하면, 레일의 내마모성에 유해한 베이나이트 조직이 생성되기 쉬워진다. 또한, 켄칭성이 증가하여, 레일의 내마모성이나 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되기 쉬워진다. 이로 인해, Cr 첨가량을 0.05 내지 0.60％로 한정하였다. 또한, 레일 강의 경도를 향상시켜, 내마모성이나 인성에 유해한 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하기 위해서는, Cr량을 0.10 내지 0.40％로 하는 것이 보다 바람직하다.

P는 강 중에 불가피하게 함유되는 원소이다. P량과 인성에는 상관이 있어, P량이 증가하면, 페라이트상의 취화에 의해 펄라이트 조직이 취화하여, 취성 파괴, 즉 레일 손상이 발생하기 쉬워진다. 이로 인해, 인성을 향상시키기 위해서는 P량은 낮은 것이 바람직하다. 충격값과 P량의 상관을 실험실적으로 확인한 결과, P량을 0.0150％ 이하까지 저감시키면, 파괴의 기점인 페라이트상의 취화가 억제되고, 충격값이 크게 향상되는 것이 확인되었다. 이 결과로부터, P량을 0.0150％ 이하로 한정하였다. 또한, P량의 하한값에 대해서는 한정하지 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 뿐 아니라, 생산성을 악화시킨다. 따라서, 경제성도 감안하면서, 또한 충격값을 안정적으로 향상시키기 위해서는, P량을 0.0030 내지 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한 성분 조성으로 제조되는 레일은, 펄라이트 조직의 경도(강도)의 향상, 즉 내마모성의 향상, 나아가 인성의 향상, 용접 열 영향부의 연화의 방지, 레일 헤드부 내부의 단면 경도 분포의 제어를 도모할 목적으로, Mo, V, Nb, Co, B, Cu, Ni, Ti, Ca, Mg, Zr, Al, N의 원소를 필요에 따라 첨가해도 좋다.

여기서, Mo는 펄라이트의 평형 변태점을 상승시키고, 주로 펄라이트 라멜라 간격을 미세화함으로써 펄라이트 조직의 경도를 향상시킨다. V, Nb는 열간 압연이나 그 후의 냉각 과정에서 생성된 탄화물이나 질화물에 의해, 오스테나이트 입자의 성장을 억제하고, 또한 석출 경화에 의해 펄라이트 조직의 인성과 경도를 향상시킨다. 또한, 재가열시에 탄화물이나 질화물을 안정적으로 생성시켜, 용접 조인트 열 영향부의 연화를 방지한다. Co는 마모면의 라멜라 구조나 페라이트 입경을 미세화하여, 펄라이트 조직의 내마모성을 높인다. B은 펄라이트 변태 온도의 냉각 속도 의존성을 저감시켜, 레일 헤드부의 경도 분포를 균일하게 한다. Cu는 페라이트 조직이나 펄라이트 조직 중의 페라이트에 고용되어, 펄라이트 조직의 경도를 높인다. Ni은 페라이트 조직이나 펄라이트 조직의 인성과 경도를 향상시킴과 동시에, 용접 조인트 열 영향부의 연화를 방지한다. Ti은 열 영향부의 조직의 미세화를 도모하여, 용접 조인트부의 취화를 방지한다. Ca, Mg은 레일 압연시에 오스테나이트 입자의 미세화를 도모하고, 동시에 펄라이트 변태를 촉진시켜, 펄라이트 조직의 인성을 향상시킨다. Zr은 응고 조직의 등축정화율을 높임으로써, 슬래브 중심부의 편석대의 형성을 억제하고, 초석 시멘타이트 조직의 두께를 저하시켜, 펄라이트 조직의 인성을 향상시킨다. Al은 공석 변태 온도를 고온측으로 이동시키고, 펄라이트 조직의 경도를 높인다. N는 오스테나이트 입계에 편석함으로써 펄라이트 변태를 촉진시켜, 펄라이트 블록 사이즈를 미세화함으로써, 인성을 향상시킨다. 이상이 각 원소의 효과이며, 주된 첨가 목적이다.

이들 성분의 한정 이유에 대해서, 이하에 상세하게 설명한다.

Mo은 Cr과 마찬가지로 평형 변태 온도를 상승시키고, 결과적으로 펄라이트 조직의 라멜라 간격을 미세화하고, 펄라이트 조직의 경도를 향상시켜서, 레일의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Mo량이 0.01％ 미만이면 그 효과가 작고, 레일 강의 경도를 향상시키는 효과가 전혀 보이지 않는다. 또한, Mo량이 0.50％를 초과하는 과잉 첨가를 행하면, 변태 속도가 현저히 저하되어, 레일의 내마모성에 유해한 베이나이트 조직이 생성되기 쉬워진다. 또한, 펄라이트 조직 중에 레일의 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성된다. 이로 인해, Mo 첨가량을 0.01 내지 0.50％로 한정하였다.

V은 통상의 열간 압연이나 고온도로 가열하는 열처리가 행하여지는 경우에, V 탄화물이나 V 질화물로서 석출되어, 피닝 효과에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하고, 펄라이트 조직의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성된 V 탄화물, V 질화물에 의한 석출 경화에 의해, 펄라이트 조직의 경도(강도)를 높이고, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 또한, Ac1점 이하의 온도 영역으로 재가열된 열 영향부에 있어서, 비교적 고온도 영역에서 V 탄화물이나 V 질화물을 생성시켜, 용접 조인트 열 영향부의 연화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, V량이 0.005％ 미만이면 이들 효과를 충분히 기대할 수 없으며, 펄라이트 조직의 인성이나 경도(강도)의 향상은 인정되지 않는다. 또한, V량이 0.50％를 초과하면, V의 탄화물이나 질화물의 석출 경화가 과잉이 되고, 펄라이트 조직이 취화하여, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, V 첨가량을 0.005 내지 0.50％로 한정하였다.

Nb는 V과 마찬가지로, 통상의 열간 압연이나 고온도로 가열하는 열처리가 행하여지는 경우에, Nb 탄화물이나 Nb 질화물의 피닝 효과에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하고, 펄라이트 조직의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성된 Nb 탄화물, Nb 질화물에 의한 석출 경화에 의해 펄라이트 조직의 경도(강도)를 높이고, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 또한, Ac1점 이하의 온도 영역으로 재가열된 열 영향부에 있어서, 저온도 영역으로부터 고온도 영역까지 Nb 탄화물이나 Nb 질화물을 안정적으로 생성시켜, 용접 조인트 열 영향부의 연화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 그 효과는 Nb량이 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 기대할 수 없으며, 펄라이트 조직의 인성이나 경도(강도)의 향상은 인정되지 않는다. 또한, Nb량이 0.050％를 초과하면, Nb 탄화물이나 질화물의 석출 경화가 과잉이 되어, 펄라이트 조직이 취화하고, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Nb 첨가량을 0.001 내지 0.050％로 한정하였다.

Co는 펄라이트 조직 중의 페라이트상에 고용되고, 레일 헤드부의 마모면에 있어서, 미세한 페라이트 조직을 보다 한층 미세화하여, 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Co량이 0.01％ 미만이면 페라이트 조직의 미세화가 도모되지 않아, 내마모성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또한, Co량이 1.00％를 초과하면, 상기한 효과가 포화하여, 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 한정하였다.

B는 오스테나이트 입계에 철탄붕화물(Fe₂₃(CB)₆)을 형성하고, 펄라이트 변태를 촉진시킴으로써, 펄라이트 변태 온도의 냉각 속도 의존성을 저감시키고, 헤드 표면으로부터 내부까지 보다 균일한 경도 분포를 레일에 부여함으로써, 레일을 고수명화하는 원소이다. 그러나, B량이 0.0001％ 미만이면, 그 효과가 충분하지 않으며, 레일 헤드부의 경도 분포에는 개선이 인정되지 않는다. 또한, B량이 0.0050％를 초과하면, 조대한 철탄붕화물이 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, B 첨가량을 0.0001 내지 0.0050％로 한정하였다.

Cu는 펄라이트 조직 중의 페라이트에 고용하고, 고용 강화에 의해 펄라이트 조직의 경도(강도)를 향상시켜, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.01％ 미만이면 그 효과를 기대할 수 없다. 또한, Cu량이 1.00％를 초과하면, 현저한 켄칭성 향상에 의해, 펄라이트 조직 중에 인성에 유해한 마르텐사이트 조직이 생성되어, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Cu량을 0.01 내지 1.00％로 한정하였다.

Ni은 펄라이트 조직의 인성을 향상시킴과 동시에, 고용 강화에 의해 고경도(강도)화하여, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 또한, 용접 열 영향부에 있어서, Ti과 복합으로 Ni₃Ti의 금속간 화합물로서 미세하게 석출하고, 석출 강화에 의해 연화를 억제하는 원소이다. 또한, Cu 첨가 강에서 입계의 취화를 억제하는 원소이다. 그러나, Ni량이 0.01％ 미만이면 이들 효과가 현저히 작다. 또한, Ni량이 1.00％를 초과하면, 현저한 켄칭성 향상에 의해, 펄라이트 조직 중에 마르텐사이트 조직이 생성되어, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Ni 첨가량을 0.01 내지 1.00％로 한정하였다.

Ti은, 통상의 열간 압연이나 고온도로 가열하는 열처리가 행하여지는 경우에, Ti 탄화물이나 Ti 질화물로서 석출하고, 피닝 효과에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하여, 펄라이트 조직의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성된 Ti 탄화물, Ti 질화물에 의한 석출 경화에 의해 펄라이트 조직의 경도(강도)를 높이고, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 또한, 용접시의 재가열에서 석출된 Ti의 탄화물, Ti의 질화물이 용해되지 않는 성질을 이용하여, 오스테나이트 영역까지 가열되는 열 영향부의 조직의 미세화를 도모하고, 용접 조인트부의 취화를 방지하는 데에 유효한 성분이다. 그러나, Ti량이 0.0050％ 미만이면 이들 효과가 적다. 또한, Ti량이 0.0500％를 초과하면, 조대한 Ti의 탄화물, Ti의 질화물이 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Ti 첨가량을 0.0050 내지 0.0500％로 한정하였다.

Mg은 O 또는 S이나 Al 등과 결합해서 미세한 산화물을 형성하고, 레일 압연시 재가열 중의 결정립의 입자 성장을 억제하여, 오스테나이트 입자를 미세화하고, 펄라이트 조직의 인성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, MgS이 MnS을 미세하게 분산시키고, MnS의 주위에 페라이트나 시멘타이트의 핵을 형성하여, 펄라이트 변태의 생성에 기여한다. 그 결과, 펄라이트 블록 사이즈가 미세화하고, 펄라이트 조직의 인성이 향상된다. 그러나, 0.0005％ 미만이면 그 효과는 약하며, 0.0200％를 초과해서 첨가하면, Mg의 조대 산화물이 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해 Mg량을 0.0005 내지 0.0200％로 한정하였다.

Ca은 S과의 결합력이 강하여, CaS으로서 황화물을 형성한다. CaS은 MnS을 미세하게 분산시키고, MnS의 주위에 Mn의 희박대를 형성하여, 펄라이트 변태의 생성에 기여한다. 그 결과, 펄라이트 블록 사이즈가 미세화하여, 펄라이트 조직의 인성이 향상된다. 그러나, 0.0005％ 미만이면 그 효과는 약하며, 0.0200％를 초과해서 첨가하면, Ca의 조대 산화물이 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Ca량을 0.0005 내지 0.0200％로 한정하였다.

Zr은 ZrO₂ 개재물이 γ-Fe와의 격자 정합성이 양호하기 때문에, ZrO₂ 개재물이 γ상 응고인 고탄소 레일 강의 응고핵이 되어, 응고 조직의 등축정화율을 높인다. 그 결과, 슬래브(slab) 중심부의 편석대의 형성이 억제되고, 레일 편석부에 생성되는 마르텐사이트나 초석 시멘타이트 조직의 생성이 억제된다. 그러나, Zr량이 0.0001％ 미만이면, ZrO₂계 개재물의 수가 적어, 응고핵으로서 충분한 작용을 나타내지 않는다. 그 결과, 편석부에 마르텐사이트나 초석 시멘타이트 조직이 생성되어, 레일의 인성이 저하된다. 또한, Zr량이 0.2000％를 초과하면, 조대한 Zr계 개재물이 다량으로 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, Zr량을 0.0001 내지 0.2000％로 한정하였다.

Al은 탈산재로서 유효한 성분이다. 또한, 공석 변태 온도를 고온측으로 이동시키는 원소로, 펄라이트 조직의 고경도(강도)화에 기여하여, 펄라이트 조직의 내마모성을 향상시키는 원소이다. 그러나, Al량이 0.0040％ 미만이면, 그 효과가 약하다. 또한, Al량이 1.00％를 초과하면, 강 중에 고용시키는 것이 곤란해져, 조대한 알루미나계 개재물이 생성된다. 그리고, 이 조대한 석출물은 피로 손상의 기점이 되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 또한, 용접시에 산화물이 생성되어, 용접성이 현저히 저하된다. 이로 인해, Al 첨가량을 0.0040 내지 1.00％로 한정하였다.

N는 오스테나이트 입계에 편석함으로써, 오스테나이트 입계로부터의 펄라이트 변태를 촉진시킨다. 그리고, 주로 펄라이트 블록 사이즈를 미세화함으로써, 인성을 향상시킨다. 또한, V이나 Al과 동시에 첨가함으로써, VN나 AlN의 석출을 촉진시키고, 통상의 열간 압연이나 고온도로 가열하는 열처리가 행하여지는 경우에, VN나 AlN의 피닝 효과에 의해 오스테나이트 입자를 미세화하고, 펄라이트 조직의 인성을 향상시킨다. 그러나, N량이 0.0050％ 미만이면, 이들 효과가 약하다. N량이 0.0200％를 초과하면, 강 중에 고용시키는 것이 곤란해지고, 피로 손상의 기점이 되는 기포가 생성되어, 취성 파괴를 조장하기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, N 첨가량을 0.0050 내지 0.0200％로 한정하였다. 상기와 같은 성분 조성으로 구성되는 레일 강은, 전로, 전기로 등의 통상 사용되는 용해로에서 용제를 행하고, 이 용강을 조괴·분괴법 혹은 연속 주조법, 추가로 열간 압연을 거쳐서 레일로서 제조할 수 있다.

(2) 금속 조직의 한정 이유

본 발명의 강 레일에 있어서, 레일 헤드 표면부의 금속 조직을 펄라이트로 한정하는 이유에 대해서 상세하게 설명한다.

펄라이트 조직 중에 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직, 마르텐사이트 조직이 혼재하면, 비교적 인성이 낮은 초석 시멘타이트 조직, 마르텐사이트 조직에 있어서, 미소한 취성적인 깨짐이 발생하여, 레일의 인성을 저하시킨다. 또한, 펄라이트 조직 중에 비교적 경도가 낮은 초석 페라이트 조직이나 베이나이트 조직이 혼재하면, 마모가 촉진되어, 레일의 내마모성이 저하된다. 따라서, 레일 헤드 표면부의 금속 조직은 내마모성 및 인성을 향상시킬 목적으로 펄라이트 조직이 바람직하다. 이로 인해, 레일 헤드 표면부의 금속 조직을 펄라이트 조직으로 한정하였다.

또한, 본 실시 형태에 따른 레일의 금속 조직은, 상기 한정과 같이 펄라이트 단상 조직인 것이 바람직하다. 그러나, 레일의 성분계나 열처리 제조 방법에 따라서는, 펄라이트 조직 중에 면적률로 3％ 미만의 미량의 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직이 혼입되는 경우가 있다. 그러나, 이들의 조직이 혼입되어도, 3％ 미만이면 레일 헤드부의 내마모성이나 인성에는 큰 악영향을 미치지 않는다. 그로 인해, 내마모성 및 인성이 우수한 강 레일의 조직으로는, 3％ 미만의 미량이면 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직 등의 펄라이트 이외의 조직이 혼재해도 좋다.

바꿔 말하면, 본 실시 형태에 따른 레일의 헤드 표면부의 금속 조직은 97％ 이상이 펄라이트 조직이면 좋다. 또한, 레일에 필요한 내마모성이나 인성을 충분히 확보하기 위해서는, 헤드 표면부의 금속 조직의 99％ 이상을 펄라이트 조직으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 하기 표 1-1 내지 표 3-2에 있어서의 마이크로 조직의 란에서 미량이라 기재하고 있는 것은 3％ 미만을 의미한다.

금속 조직의 비율은, 구체적으로는 레일 헤드 표면부의 표면으로부터 4mm 깊이의 위치를 연마하고, 현미경으로 관찰했을 경우의 면적 비율의 값이다. 측정 방법은 하기에 나타내는 바와 같다.

·사전 처리: 레일 절단 후 횡단면의 연마.

·에칭: 3％ 나이탈

·관찰기: 광학 현미경.

·관찰 위치: 레일 헤드 표면부의 표면으로부터 4mm 깊이의 위치.

※레일 헤드 표면부의 구체적인 위치는 도 6의 표시를 따른다.

·관찰수: 10점 이상.

·조직 판정 방법: 조직의 사진 촬영, 상세 관찰에 의해 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 초석 페라이트, 초석 시멘타이트의 각 조직을 판정하였다.

·비율 산정: 화상 해석에 의한 면적 비율 계산

(3) 펄라이트 조직의 필요 범위

이어서, 본 발명의 강 레일에 있어서, 레일 헤드부의 펄라이트 조직의 필요 범위를 레일 강의 헤드 표면부로 한정하는 이유를 설명한다.

도 6은, 본 실시 형태에 따른 내마모성 및 인성이 우수한 강 레일을, 그 길이 방향에 대하여 수직인 단면에서 본 경우의 도면을 나타낸다. 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 해서 깊이 10mm까지의 범위를 헤드 표면부(부호: 3a, 실선부)라 칭한다. 또한, 상기 헤드부 코너부(2) 및 상기 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 해서 깊이 20mm까지의 범위를 부호: 3b(점선부)로 나타낸다.

도 6에 도시한 바와 같이, 헤드부 코너부(2) 및 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 해서 깊이 10mm까지의 헤드 표면부(부호: 3a)에 펄라이트 조직이 배치되어 있으면, 차륜과의 접촉에 의한 마모를 억제하고, 레일의 내마모성의 향상이 도모된다. 한편, 펄라이트 조직의 배치가 10mm 미만인 경우에는, 차륜과의 접촉에 의한 마모의 억제가 충분히 도모되지 않아, 레일 사용 수명이 저하된다. 이로 인해, 펄라이트 조직의 필요 깊이를 헤드부 코너부(2) 및 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 해서 10mm의 헤드 표면부로 한정하였다.

또한, 펄라이트 조직은 헤드부 코너부(2) 및 헤드 정상부(1)의 표면을 기점으로 해서 깊이 20mm까지의 범위 3b, 즉 적어도 도 1 중 점선부 내에 배치되어 있는 것이 보다 바람직하다. 이에 따라 차륜과의 접촉에 의해, 레일 헤드부 내부까지 더 마모되었을 경우 내마모성을 보다 한층 향상시킬 수 있어, 레일의 사용 수명의 향상이 도모된다.

펄라이트 조직은, 차륜과 레일이 주로 접하는 레일 헤드부(3)의 표면 근방에 배치하는 것이 바람직하고, 내마모성 측면에서는, 그 이외의 부분은 펄라이트 조직이외의 금속 조직이어도 좋다.

(4) 헤드 표면부 펄라이트 조직의 경도의 한정 이유

이어서, 본 실시 형태의 강 레일에 있어서, 레일 헤드 표면부의 펄라이트 조직의 경도를 Hv 320 내지 500의 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

본 성분계에서는, 펄라이트 조직의 경도가 Hv 320 미만이 되면, 레일 헤드 표면부의 내마모성이 저하되고, 레일의 사용 수명이 저하된다. 또한, 펄라이트 조직의 경도가 Hv 500을 초과하면, 펄라이트 조직에 미소한 취성적인 깨짐이 발생하기 쉬워져, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, 펄라이트 조직의 경도를 Hv 320 내지 500의 범위로 한정하였다.

또한, 레일 헤드부에 있어서, 경도 Hv 320 내지 500의 펄라이트 조직을 얻는 방법으로는, 후술하는 바와 같이, 열간 압연 후 또는 재가열 후 750℃ 이상의 레일 헤드부에 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태의 레일의 헤드부의 경도는, 구체적으로는 레일 헤드 표면부의 표면으로부터 4mm 깊이의 위치를 비커스 경도계로 측정했을 때의 값이다. 측정 방법은 하기에 나타내는 바와 같다.

·사전 처리: 레일 절단 후 횡단면을 연마.

·측정 방법: JIS Z 2244에 준하여 측정.

·측정기: 비커스 경도계(하중 98N).

·측정 개소: 레일 헤드 표면부의 표면으로부터 4mm 깊이의 위치.

※레일 헤드 표면부의 구체적인 위치는 도 6의 표시에 따른다.

·측정수: 5점 이상 측정하고, 평균값을 강 레일의 대표값으로 하는 것이 바람직하다.

(5) 펄라이트 조직 중 CMn/FMn값의 한정 이유

이어서, 본 발명의 강 레일에 있어서, 펄라이트 조직 중 CMn/FMn값을 5.0 이하로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

펄라이트 조직 중 CMn/FMn값이 저하되면, 시멘타이트상 중의 Mn 농도가 저하된다. 그 결과, 시멘타이트상의 인성이 향상되어, 충격을 받은 기점부의 시멘타이트상의 깨짐이 감소한다. 상세한 연구소 시험을 행한 결과, CMn/FMn값을 5.0 이하로 제어하면, 충격을 받은 기점부의 시멘타이트상의 깨짐이 대폭 감소하여, 충격값이 크게 향상되는 것을 확인하였다. 이로 인해, CMn/FMn값을 5.0 이하로 한정하였다. 또한, 펄라이트 조직을 확보하는 것을 전제로 한 열처리 조건의 범위를 고려하면, CMn/FMn값은 1.0 정도가 실제로 레일 제조할 때의 한계가 될 것으로 생각된다.

본 실시 형태의 레일의 펄라이트 조직 중 시멘타이트상의 Mn 농도(CMn), 페라이트상의 Mn 농도(FMn)의 측정은 3차원 아톰 프로브(3DAP)법을 사용하였다. 측정 방법은 하기에 나타내는 바와 같다.

·시료 채취 위치: 레일 헤드 표면부의 표면으로부터 4mm의 위치

·사전 처리: FIB(집속 이온 빔)법에 의해 바늘 시료를 가공(10㎛×10㎛×100㎛)

·측정기: 3차원 아톰 프로브(3DAP)법

·측정 방법

전압 인가에 의해 방출된 금속 이온을 좌표 검출기로 성분 분석

이온 비행 시간: 원소 종류, 좌표: 3차원에서의 위치

전압: DC, 펄스(펄스비 20％ 이상)

시료 온도: 40K 이하

·측정수: 5점 이상을 측정하고, 평균값을 대표값으로 한다.

(6) 열처리 조건

우선, 가속 냉각을 개시하는 레일의 헤드부 온도를 750℃ 이상으로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

헤드부 온도가 750℃ 미만이면, 가속 냉각 전에 펄라이트 조직이 생성되고, 열처리에 의해 헤드 표면부의 경도 제어가 불가능하게 되어, 소정의 경도가 얻어지지 않는다. 또한, 탄소량이 높은 강에서는, 초석 시멘타이트 조직이 생성되어, 펄라이트 조직이 취화되기 때문에, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, 가속 냉각을 개시하는 강 레일의 헤드부 온도를 750℃ 이상으로 한정하였다.

이어서, 레일 헤드부를 750℃ 이상의 온도 영역으로부터, 4 내지 15℃/초의 냉각 속도로 가속 냉각하고, 상기 강 레일의 헤드부의 온도가 600 내지 450℃ 도달한 시점에서 가속 냉각을 정지하는 방법에 있어서, 가속 냉각 정지 온도 범위, 가속 냉각 속도를 상기한 바와 같이 한정한 이유에 대해서 설명한다.

600℃를 초과하는 온도에서 가속 냉각을 정지하면, 냉각 직후의 고온도 영역에서 펄라이트 변태가 개시되어, 경도가 낮은 조대한 펄라이트 조직이 많이 생성된다. 그 결과, 헤드 표면부의 경도가 Hv 320 미만이 되어, 레일로서 필요한 내마모성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 450℃ 미만까지 가속 냉각을 행하면, 본 성분계에서는, 가속 냉각 도중에 오스테나이트 조직이 완전히 변태하지 않고, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직이 헤드 표면부에 생성되어, 레일의 내마모성이나 인성을 저하시킨다. 이로 인해, 가속 냉각 정지 온도 범위를 600 내지 450℃의 범위로 한정하였다.

이어서, 헤드부의 가속 냉각 속도가 4℃/초 미만이 되면, 가속 냉각 도중의 고온도 영역에서 펄라이트 변태가 개시된다. 그 결과, 헤드 표면부의 경도가 Hv 320 미만이 되어, 레일로서 필요한 내마모성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 펄라이트 변태시 Mn의 확산이 촉진되어, 시멘타이트상의 Mn 농도가 높아지고, CMn/FMn값이 5.0을 초과한다. 이 결과, 기점부의 시멘타이트 깨짐의 발생이 촉진되어, 레일의 인성이 저하된다. 또한, 가속 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 본 성분계에서는 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직이 헤드 표면부에 생성된다. 또한, 가속 냉각 온도가 비교적 높은 경우에는, 가속 냉각 후에 큰 복열이 발생한다. 그 결과, 변태시 Mn의 확산이 촉진되어, 시멘타이트상의 Mn 농도가 높아지고, CMn/FMn값이 5.0을 초과한다. 이들의 결과, 레일의 내마모성이나 인성이 저하된다. 이로 인해, 가속 냉각 속도를 4 내지 15℃/초의 범위로 한정하였다.

또한, 내마모성 및 인성이 우수한 펄라이트 조직을 안정적으로 생성시키기 위해서는, 가속 냉각 속도는 5 내지 12℃/초의 범위가 바람직하다.

이어서, 가속 냉각 후에 발생하는 변태열 및 복열을 포함하는 최대 온도 상승량을 가속 냉각 정지 온도보다 50℃ 이하로 한정한 이유에 대해서 설명한다.

본 성분계에 있어서, 레일 헤드부를 750℃ 이상의 온도 영역으로부터 가속 냉각을 실시하여, 600 내지 450℃의 범위에서 가속 냉각을 정지하면, 가속 냉각 후에 변태열 및 복열을 포함하는 온도 상승이 발생한다. 이 온도 상승량은 가속 냉각 속도나 정지 온도의 선택에 의해 크게 변화하여, 레일 헤드부의 표면에서 최대 150℃ 정도 상승하는 경우가 있다. 이 온도 상승량은, 레일 헤드부의 표면뿐만 아니라, 헤드 표면부의 펄라이트 변태의 거동을 나타내는 것으로, 레일 헤드 표면부의 펄라이트 조직의 특성, 즉 인성(시멘타이트상 중 Mn량)에 크게 영향을 미친다. 변태열 및 복열을 포함한 최대 온도 상승량이 50℃를 초과하면, 승온에 의해 펄라이트 변태시 시멘타이트상에의 Mn의 확산이 촉진되어, 시멘타이트상의 Mn 농도가 높아지고, CMn/FMn값이 5.0을 초과한다. 이 결과, 기점부의 시멘타이트상의 깨짐의 발생이 촉진되어, 레일의 인성이 저하된다. 이로 인해, 최대 온도 상승량을 가속 냉각 정지 온도보다 50℃ 이하로 한정하였다. 또한, 최대 온도 상승량의 하한값에 대해서는 한정하지 않지만, 펄라이트 변태를 착실하게 종료시켜, CMn/FMn값을 확실하게 5.0 이하로 하기 위해서는 0℃를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 변태열 및 복열을 포함한 온도 상승을 거친 후에, 0.5 내지 2.0℃/초의 냉각 속도로 가속 냉각하고, 상기 강 레일의 헤드부의 온도가 400℃ 이하에 도달한 시점에서 가속 냉각을 정지하는 방법에 있어서, 가속 냉각 정지 온도 범위, 가속 냉각 속도를 상기한 바와 같이 한정한 이유에 대해서 설명한다.

400℃를 초과하는 온도에서 가속 냉각을 정지하면, 변태 후의 펄라이트 조직에서 템퍼링이 발생한다. 그 결과, 펄라이트 조직의 경도가 저하되어, 레일의 내마모성이 저하된다. 이로 인해, 가속 냉각 정지 온도를 400℃ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 가속 냉각의 정지 온도의 하한값에 대해서는 한정하지 않지만, 펄라이트 조직의 템퍼링을 억제하고, 편석부의 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하기 위해서는 100℃ 이상이 바람직하다.

또한, 여기서 기술한 펄라이트 조직의 템퍼링이란, 펄라이트 조직의 시멘타이트상이 분단된 상태가 되는 것을 말한다. 시멘타이트상이 분단되면 펄라이트 조직의 경도가 저하되어, 내마모성이 저하된다.

이어서, 헤드부의 가속 냉각 속도가 0.5℃/초 미만이 되면, Mn의 확산이 촉진되어, 부분적으로 Mn의 시멘타이트상에의 농화가 발생하고, CMn/FMn값이 5.0을 초과한다. 이 결과, 기점부의 시멘타이트상의 깨짐의 발생이 촉진되어, 레일의 인성이 저하된다. 또한, 가속 냉각 속도가 2.0℃/초를 초과하면, 편석부에 있어서 마르텐사이트 조직의 생성을 조장하기 때문에, 레일의 인성이 크게 저하된다. 이로 인해, 가속 냉각 속도를 0.5 내지 2.0℃/초의 범위로 한정하였다. 또한, Mn의 시멘타이트상에의 농화를 억제하는 관점에서, 상기 가속 냉각은 온도 상승 완료 후, 실제 조업에서 가능한 한 즉시 행하는 것이 바람직하다.

열 처리시 레일 헤드부의 온도 제어는, 도 6에 나타내는 헤드 정상부(부호: 1) 및 헤드부 코너부(부호: 2)의 헤드부 표면을 측온함으로써, 레일 헤드 표면부(부호: 3a)의 전체를 대표시킬 수 있다.

[실시예]

이어서, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1-1 및 표 1-2에 본 발명 레일 강의 화학 성분과 다양한 특성을 나타낸다. 표 1-1 및 표 1-2에는 화학 성분값, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도, CMn/FMn값을 나타낸다. 또한, 도 7에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하고, 도 8에 나타내는 방법으로 행한 마모 시험의 결과와, 도 9에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하여 행한 충격 시험의 결과도 병기하였다.

또한, 표 1-1 및 표 1-2에 나타낸 본 발명 레일 강의 제조 조건은 하기에 나타내는 바와 같다.

[열간 압연·재가열 후의 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 800℃, 냉각 속도: 7℃/초,

냉각 정지 온도: 500℃, 최대 온도 상승량: 30℃

[온도 상승 후 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 530℃, 냉각 속도: 1.0℃/초,

냉각 정지 온도: 350℃

표 2에 비교 레일 강의 화학 성분과 여러 특성을 나타낸다. 표 2에는 화학 성분값, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도, CMn/FMn값을 나타낸다. 또한, 도 7에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하여, 도 8에 나타내는 방법으로 행한 마모 시험의 결과와, 도 9에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하여 행한 충격 시험의 결과도 병기하였다.

또한, 표 2에 나타낸 본 발명 레일 강의 제조 조건은 하기에 나타내는 바와 같다.

[열간 압연·재가열 후의 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 800℃, 냉각 속도: 7℃/초,

냉각 정지 온도: 500℃, 최대 온도 상승량: 30℃

[온도 상승 후 냉각 조건]

냉각 개시 온도: 530℃, 냉각 속도: 1.0℃/초,

냉각 정지 온도: 350℃

표 3-1 및 표 3-2에, 표 1-1 및 표 1-2에 기재한 레일 강을 사용하여, 본 발명의 레일 제조 방법으로 제조한 결과와 비교 제조 방법으로 제조한 결과를 나타낸다. 표 3-1 및 표 3-2에는, 열간 압연·재가열 후의 냉각 조건으로서, 냉각 개시 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도를, 또한 냉각 정지 후의 최대 온도 상승량과, 온도 상승 후의 냉각 조건으로서 냉각 개시 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도를 나타낸다.

또한, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도, CMn/FMn값을 나타낸다. 또한, 도 7에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하여, 도 8에 나타내는 방법으로 행한 마모 시험의 결과와, 도 9에 나타내는 위치로부터 시험편을 채취하여 행한 충격 시험의 결과도 병기하였다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2]

[표 3-1]

[표 3-2]

또한, 각종 시험 조건은 하기와 같다.

[1] 헤드부 마모 시험

시험기: 니시하라식 마모 시험기(도 8 참조)

시험편 형상: 원반 형상 시험편(외경: 30mm, 두께: 8mm)

시험편 채취 위치: 레일 헤드부 표면하 2mm(도 7 참조)

시험 하중: 686N (접촉 면압 640MPa)

슬립율: 20％

상대재: 펄라이트 강(비커스 경도: Hv 380)

분위기: 대기 중

냉각: 압착 공기에 의한 강제 냉각(유량: 100L/분)

반복 횟수: 70만회

또한, 압축 공기의 유량은 상온(20℃), 대기압(101.3kPa)에서의 체적으로 환산했을 경우의 유량이다.

[2] 헤드부 충격 시험

시험기: 충격 시험기

시험 방법: JIS Z 2242에 준거해서 실시

시험편 형상: JIS3호 2mmU 노치

시험편 채취 위치: 레일 헤드부 표면하 2mm(도 9 참조, 노치 위치 4mm 하)

시험 온도: 상온(20℃)

또한, 각 레일의 여러 조건은 하기와 같다.

(1) 본 발명 레일(47개)

부호 A1 내지 A47: 화학 성분값, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도, CMn/FMn값이 본원 발명 범위 내인 레일.

(2) 비교 레일(12개)

부호 a1 내지 a12: 화학 성분값, 레일 헤드부의 마이크로 조직, 경도, CMn/FMn값이 본원 발명 범위 외인 레일.

(3) 본 발명 제조 방법으로 제조한 레일(25개)

부호 B1 내지 B25: 열간 압연·재가열 후의 냉각 개시 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 최대 온도 상승량, 추가로 온도 상승 후의 냉각 속도, 냉각 정지 온도가 본원 발명 범위 내인 레일.

(4) 비교 제조 방법으로 제조한 레일(13개)

부호 b1 내지 b13: 열간 압연·재가열 후의 냉각 개시 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 최대 온도 상승량, 추가로 온도 상승 후의 냉각 속도, 냉각 정지 온도 중 어느 하나가 본원 발명 범위 외인 레일.

표 1-1, 표 1-2 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47)은, 비교 레일 강(부호 a1 내지 a12)과 비교하여, 강의 C, Si, Mn, Cr, P의 화학 성분을 한정 범위 내에 수용함으로써, 내마모성이나 인성에 악영향을 미치는 초석 페라이트 조직, 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직, 마르텐사이트 조직의 생성이 억제되어, 최적 범위 경도의 펄라이트 조직을 얻을 수 있다. 또한, CMn/FMn값을 일정값 이하로 수용함으로써, 레일의 내마모성이나 인성이 향상되고 있다.

도 10에 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47)과 비교 레일 강(부호 a1, a3, a4, a5, a7, a8, a12)의 탄소량과 마모량의 관계를 나타낸다. 도 11에 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47)과 비교 레일 강(부호 a2, a4, a6, a9 내지 a12)의 탄소량과 충격값의 관계를 나타낸다.

도 10, 도 11에 도시한 바와 같이, 본 발명 레일 강(부호 A1 내지 A47)은 비교 레일 강(부호 a1 내지 a12)과 비교하여, 동일 탄소량으로 비교하면, 마모량이 적고, 충격값이 향상되어 있다. 즉, 어느 탄소량에 있어서도 레일의 내마모성이나 인성이 향상되어 있다.

또한, 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸 바와 같이, 본 발명 레일 강(부호 B1 내지 B25)은, 비교 레일 강(부호 b1 내지 b13)과 비교하여, 열간 압연·재가열 후의 냉각 개시 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 냉각 정지 후의 최대 온도 상승량, 추가로 온도 상승 후의 냉각 속도, 냉각 정지 온도를 한정 범위 내에 수용함으로써, 내마모성이나 인성에 악영향을 미치는 초석 시멘타이트 조직, 베이나이트 조직, 마르텐사이트 조직, 펄라이트 조직의 템퍼링이 억제되어, 최적 범위 경도의 펄라이트 조직이 얻어진다. 또한, CMn/FMn값을 일정값 이하로 수용함으로써, 레일의 내마모성이나 인성이 향상되어 있다.

도 12에 본 발명 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 B1 내지 B25)과 비교 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 b1, b3, b5 내지 b8, b12, b13)의 탄소량과 마모량의 관계를 나타낸다. 도 13에 본 발명 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 B1 내지 B25)과 비교 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 b2 내지 b6, b9 내지 b12)의 탄소량과 충격값의 관계를 나타낸다.

도 12, 도 13에 도시한 바와 같이, 본 발명 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 B1 내지 A25)은 비교 제조 방법으로 제조한 레일 강(부호 b1 내지 b13)과 비교하여, 동일 탄소량으로 비교하면, 마모량이 적고, 충격값이 향상되어 있다. 즉, 어느 탄소량에 있어서도 레일의 내마모성이나 인성이 향상되어 있다.

1: 헤드 정상부
2: 헤드부 코너부
3: 레일 헤드부
3a: 헤드 표면부(헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 해서 깊이 10mm까지의 범위)
3b: 헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 해서 깊이 20mm까지의 범위
4: 레일 시험편
5: 상대재
6: 냉각용 노즐

Claims

질량％로,
C: 0.85 초과 내지 1.20％,
Si: 0.05 내지 2.00％,
Mn: 0.05 내지 0.50％,
Cr: 0.05 내지 0.60％,
P≤0.0150％
를 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
헤드부 코너부 및 헤드 정상부의 표면을 기점으로 해서 깊이 10mm까지의 범위로 이루어지는 헤드 표면부의 97％ 이상이 펄라이트 조직이고;
상기 펄라이트 조직의 비커스 경도가 Hv 320 내지 500이고;
상기 펄라이트 조직 중의 시멘타이트상의 Mn 농도인 CMn[at.％]을 페라이트상의 Mn 농도인 FMn[at.％]으로 제산한 값인 CMn/FMn값이 1.0 이상 5.0이하인
것을 특징으로 하는, 강 레일.
제1항에 있어서, 질량％로, 추가로
Mo: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.005 내지 0.50％,
Nb: 0.001 내지 0.050％,
Co: 0.01 내지 1.00％,
B: 0.0001 내지 0.0050％,
Cu: 0.01 내지 1.00％,
Ni: 0.01 내지 1.00％,
Ti: 0.0050 내지 0.0500％,
Mg: 0.0005 내지 0.0200％,
Ca: 0.0005 내지 0.0200％,
Zr: 0.0001 내지 0.2000％,
Al: 0.0040 내지 1.00％,
N: 0.0050 내지 0.0200％
중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는, 강 레일.
제1항 또는 제2항에 기재된 강 레일을 제조하는 방법이며,
열간 압연 직후의 Ar1점 이상의 온도의 상기 강 레일의 헤드부, 혹은 열처리할 목적으로 Ac1점+30℃ 이상의 온도로 재가열한 상기 강 레일의 헤드부를 750℃ 이상의 온도 영역으로부터, 4 내지 15℃/초의 냉각 속도로 제1 가속 냉각을 실시하고;
상기 강 레일의 헤드부의 온도가 600 내지 450℃에 도달한 시점에서 상기 제1 가속 냉각을 정지하고;
변태열 및 복열을 포함한 최대 온도 상승량을 가속 냉각 정지 온도보다 50℃ 이하로 제어하고;
그 후, 0.5 내지 2.0℃/초의 냉각 속도로 제2 가속 냉각을 실시하고;
상기 강 레일의 헤드부의 온도가 400℃ 이하에 도달한 시점에서 상기 제2 가속 냉각을 정지하는
것을 특징으로 하는, 강 레일의 제조 방법.