JP2001003140A - 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 - Google Patents
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶鋼中にMgとTiを添加して微細なMg酸化物とTi
析出物を生成させ、寒冷地用の高靭性・高延性の高強度
パーライト系レールを提供する。 【解決手段】質量%でC:0.55-1.20%,Si:0.10-1.20%,Mn:
0.10-1.50%,S:0.002-0.035%,Mg:0.0004-0.02%,Ti:0.001
-0.05%,必要に応じ更にAl,Ni,Cu,Nb,Cr,Mo,V,B の１種
又は２種以上を含有し,残部Feと不可避的不純物からな
り,少なくともレール頭部がパーライト組織中の任意断
面において直径0.01〜10μｍ大のMg酸化物が１mm2 中に
500-10万個存在し,かつ直径0.01〜10μｍ大のTi酸化物,
Ti 窒化物,Ti炭化物及びこれらのTi複合析出物の合計が
１mm2 中に500-12万個存在する, 高靭性・高延性の高強
度パーライト系レールとその製造方法。
析出物を生成させ、寒冷地用の高靭性・高延性の高強度
パーライト系レールを提供する。 【解決手段】質量%でC:0.55-1.20%,Si:0.10-1.20%,Mn:
0.10-1.50%,S:0.002-0.035%,Mg:0.0004-0.02%,Ti:0.001
-0.05%,必要に応じ更にAl,Ni,Cu,Nb,Cr,Mo,V,B の１種
又は２種以上を含有し,残部Feと不可避的不純物からな
り,少なくともレール頭部がパーライト組織中の任意断
面において直径0.01〜10μｍ大のMg酸化物が１mm2 中に
500-10万個存在し,かつ直径0.01〜10μｍ大のTi酸化物,
Ti 窒化物,Ti炭化物及びこれらのTi複合析出物の合計が
１mm2 中に500-12万個存在する, 高靭性・高延性の高強
度パーライト系レールとその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、レール鋼のパーラ
イト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高
強度レールおよびその製造法に関するものである。
イト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高
強度レールおよびその製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、鉄道輸送は輸送効率向上のための
重積載化、輸送迅速化のための高速化が進められてお
り、レールの特性に対する要求が厳しくなっている。重
荷重鉄道では急曲線区間の耐磨耗性、耐頭部内部疲労損
傷性がより要求され、高速鉄道では主に直線区間の頭部
表面損傷によるレール取替割合の増加が問題となってい
る。これらに加えて、寒冷地の鉄道では冬季にレールク
ラック発生によるレール取替が集中しており、レール材
の靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になってい
る。
重積載化、輸送迅速化のための高速化が進められてお
り、レールの特性に対する要求が厳しくなっている。重
荷重鉄道では急曲線区間の耐磨耗性、耐頭部内部疲労損
傷性がより要求され、高速鉄道では主に直線区間の頭部
表面損傷によるレール取替割合の増加が問題となってい
る。これらに加えて、寒冷地の鉄道では冬季にレールク
ラック発生によるレール取替が集中しており、レール材
の靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になってい
る。
【０００３】輸送効率向上のための重積載化はレール頭
部の磨耗を促進し、また疲労損傷の増加により、レール
寿命が短くなってきている。この重荷重鉄道でのレール
短寿命化を改善するために、耐磨耗性の優れた高強度レ
ール鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲
線区間ではほぼ高強度レールが使用されるようになっ
た。
部の磨耗を促進し、また疲労損傷の増加により、レール
寿命が短くなってきている。この重荷重鉄道でのレール
短寿命化を改善するために、耐磨耗性の優れた高強度レ
ール鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲
線区間ではほぼ高強度レールが使用されるようになっ
た。
【０００４】一方、レール鋼の耐磨耗性の向上ととも
に、本来磨耗によって削り取られるべき疲労ダメージ層
がレール頭表面や車輪フランジ付け根部が押し付けられ
るゲージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存し、表面損傷生
成が認められるようになってきた。さらにレール鋼の耐
磨耗性の向上は、車輪荷重による応力集中をレールＧＣ
内部の一点に固定させることになり、このレールＧＣ内
部からの疲労損傷を増加させることとなった。このよう
なレールの耐頭部表面損傷性および耐内部疲労損傷性の
改善には、レール材の靭性および延性を向上させること
が重要である。
に、本来磨耗によって削り取られるべき疲労ダメージ層
がレール頭表面や車輪フランジ付け根部が押し付けられ
るゲージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存し、表面損傷生
成が認められるようになってきた。さらにレール鋼の耐
磨耗性の向上は、車輪荷重による応力集中をレールＧＣ
内部の一点に固定させることになり、このレールＧＣ内
部からの疲労損傷を増加させることとなった。このよう
なレールの耐頭部表面損傷性および耐内部疲労損傷性の
改善には、レール材の靭性および延性を向上させること
が重要である。
【０００５】高強度レールの靭性および延性改善の方策
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記方法の（１）は、
例えば特開昭５５−１２５３２１号公報に記載されてい
るように、通常の加熱温度よりも低い850 ℃以下の低温
度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化することによ
って大幅に靭性および延性を改善しようとするものであ
る。しかし、低温度で加熱し、かつレール頭部内部まで
加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時間加熱
する必要があり、この熱処理のため生産性を阻害し製造
コストを高める難点がある。
例えば特開昭５５−１２５３２１号公報に記載されてい
るように、通常の加熱温度よりも低い850 ℃以下の低温
度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化することによ
って大幅に靭性および延性を改善しようとするものであ
る。しかし、低温度で加熱し、かつレール頭部内部まで
加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時間加熱
する必要があり、この熱処理のため生産性を阻害し製造
コストを高める難点がある。
【０００７】また上記（２）の方法は、例えば特開昭５
２−１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２
８号公報に記載されているように、制御圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとす
るものである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧
延機の能力、あるいはレールの断面形状や長手方向の寸
法精度が容易に得られないという形状制御性の観点から
も、問題を含んでいる。
２−１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２
８号公報に記載されているように、制御圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとす
るものである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧
延機の能力、あるいはレールの断面形状や長手方向の寸
法精度が容易に得られないという形状制御性の観点から
も、問題を含んでいる。
【０００８】また上記（３）の方法は、例えば特公平４
−４３７１号公報に記載されているように、８００℃以
下で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００
℃に加熱することによりオーステナイト粒を微細にし、
靭性および延性を改善しようとするものである。しかし
この方法は、圧延後に低温再加熱のための加熱炉を必要
とするため作業性、生産性、製造コスト等の問題があ
る。
−４３７１号公報に記載されているように、８００℃以
下で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００
℃に加熱することによりオーステナイト粒を微細にし、
靭性および延性を改善しようとするものである。しかし
この方法は、圧延後に低温再加熱のための加熱炉を必要
とするため作業性、生産性、製造コスト等の問題があ
る。
【０００９】またレール鋼の靭性・延性を改善したレー
ルとしては、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特
開平８−１０４９４７号公報および特開平８−１０９４
３８号公報に記載されているように、脱酸元素としてＭ
ｇを添加し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2
あたり６００〜１２，０００個存在する靭性・延性の優
れた高強度パーライト系レールがある。
ルとしては、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特
開平８−１０４９４７号公報および特開平８−１０９４
３８号公報に記載されているように、脱酸元素としてＭ
ｇを添加し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2
あたり６００〜１２，０００個存在する靭性・延性の優
れた高強度パーライト系レールがある。
【００１０】また、特開平６−２７９９２７号公報、特
開平６−２７９９２９号公報、特開平８−３３３６３４
号公報および特開平９−２２７９４３号公報に記載され
ているように、脱酸元素としてＴｉを添加し、０．１〜
１５μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり３０〜１２，０
００個存在する靭性・延性の優れた高強度パーライト系
レールがあり、この方法により靭性および延性に優れた
レールの製造が可能となった。しかし、重荷重鉄道では
なお一層の重積載化および高速化が検討されており、さ
らに靭性および延性の特性を改善することが要求されて
きている。
開平６−２７９９２９号公報、特開平８−３３３６３４
号公報および特開平９−２２７９４３号公報に記載され
ているように、脱酸元素としてＴｉを添加し、０．１〜
１５μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり３０〜１２，０
００個存在する靭性・延性の優れた高強度パーライト系
レールがあり、この方法により靭性および延性に優れた
レールの製造が可能となった。しかし、重荷重鉄道では
なお一層の重積載化および高速化が検討されており、さ
らに靭性および延性の特性を改善することが要求されて
きている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明では以下の構成を要旨とする。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、任
意断面において直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭ
ｇ酸化物が１mm2 中に５００〜１００，０００個、およ
び直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔ
ｉ窒化物、Ｔｉ炭化物もしくはこれらのＴｉ複合析出物
の合計が１mm2 中に５００〜１２０，０００個存在する
ことを特徴とする靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。
に、本発明では以下の構成を要旨とする。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、任
意断面において直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭ
ｇ酸化物が１mm2 中に５００〜１００，０００個、およ
び直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔ
ｉ窒化物、Ｔｉ炭化物もしくはこれらのＴｉ複合析出物
の合計が１mm2 中に５００〜１２０，０００個存在する
ことを特徴とする靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。
【００１２】（２）質量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｃｕ：０．１０〜４．０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。 （３）質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レール。
（１）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レール。 （３）質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レール。
【００１３】（４）質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を、熱間圧延でレールに形成し、熱延後の冷却過程
で、あるいは熱延後の再加熱によってオーステナイト域
温度とした後の冷却過程で、レールの少なくとも頭部の
冷却を、７００〜５００℃の温度域での冷却速度が１〜
５℃/secとなる加速冷却を行って、少なくともレール頭
部が実質パーライト組織であり、任意断面において直径
が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ酸化物が１mm2 中
に５００〜１００，０００個、および直径が０．０１〜
１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭化
物もしくはこれらのＴｉ複合析出物の合計が１mm2 中に
５００〜１２０，０００個存在させることを特徴とする
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールの製
造方法。
片を、熱間圧延でレールに形成し、熱延後の冷却過程
で、あるいは熱延後の再加熱によってオーステナイト域
温度とした後の冷却過程で、レールの少なくとも頭部の
冷却を、７００〜５００℃の温度域での冷却速度が１〜
５℃/secとなる加速冷却を行って、少なくともレール頭
部が実質パーライト組織であり、任意断面において直径
が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ酸化物が１mm2 中
に５００〜１００，０００個、および直径が０．０１〜
１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭化
物もしくはこれらのＴｉ複合析出物の合計が１mm2 中に
５００〜１２０，０００個存在させることを特徴とする
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールの製
造方法。
【００１４】（５）質量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｃｕ：０．１０〜４．０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（４）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レールの製造方法。（６）質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（４）または（５）記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レールの製造方法。
（４）記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト
系レールの製造方法。（６）質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（４）または（５）記載の靭性および延性に優れた高強
度パーライト系レールの製造方法。
【００１５】（７）脱酸元素として少なくともＭｇ、ま
たはこれに加えてＴｉを添加して脱酸処理を行ない、溶
製した溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いることを特徴とす
る前記（４），（５），または（６）記載の靭性および
延性に優れた高強度パーライト系レールの製造方法。 （８）二次脱酸元素として少なくともＭｇ、またはこれ
に加えてＴｉを添加し、Ｍｇ酸化物、またはこれに加え
てＴｉ酸化物を二次脱酸生成させることにより、Ｍｇ酸
化物、またはこれに加えてＴｉ酸化物を微細に分散させ
て溶製した溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いることを特徴
とする前記（４），（５），（６），または（７）記載
の靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールの
製造方法。
たはこれに加えてＴｉを添加して脱酸処理を行ない、溶
製した溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いることを特徴とす
る前記（４），（５），または（６）記載の靭性および
延性に優れた高強度パーライト系レールの製造方法。 （８）二次脱酸元素として少なくともＭｇ、またはこれ
に加えてＴｉを添加し、Ｍｇ酸化物、またはこれに加え
てＴｉ酸化物を二次脱酸生成させることにより、Ｍｇ酸
化物、またはこれに加えてＴｉ酸化物を微細に分散させ
て溶製した溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いることを特徴
とする前記（４），（５），（６），または（７）記載
の靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールの
製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。本発明者らは、Ｍｇを添加した鋼片でのＴｉ系析出
物の生成を詳細に検討した。その結果、Ｍｇ添加による
微細なＭｇ酸化物の生成に加え、Ｔｉ酸化物、Ｔｉ窒化
物、Ｔｉ炭化物およびこれらのＴｉ複合析出物が微細に
生成することにより、これらの析出物が粒成長抑制する
ことで、Ｍｇ添加のみよりもオーステナイト粒を微細な
状態にし、特にＭｇおよびＴｉ酸化物を二次脱酸生成さ
せることにより微細な酸化物が著しく多く生成し、オー
ステナイト粒界の変態サイトを増加させ、変態後のパー
ライト組織を微細にすることを見出した。
る。本発明者らは、Ｍｇを添加した鋼片でのＴｉ系析出
物の生成を詳細に検討した。その結果、Ｍｇ添加による
微細なＭｇ酸化物の生成に加え、Ｔｉ酸化物、Ｔｉ窒化
物、Ｔｉ炭化物およびこれらのＴｉ複合析出物が微細に
生成することにより、これらの析出物が粒成長抑制する
ことで、Ｍｇ添加のみよりもオーステナイト粒を微細な
状態にし、特にＭｇおよびＴｉ酸化物を二次脱酸生成さ
せることにより微細な酸化物が著しく多く生成し、オー
ステナイト粒界の変態サイトを増加させ、変態後のパー
ライト組織を微細にすることを見出した。
【００１７】また、パーライト変態時のＭｇ酸化物を核
にして生成したＭｎＳの影響について詳細に検討した結
果、前記の特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報で本出願人が明らかにしたように、微細にオーステナ
イト粒内に分散したＭｇ酸化物を核に微細析出したＭｎ
Ｓがパーライト変態サイトとなることに加え、更にＭｎ
Ｓ上にＴｉ窒化物、Ｔｉ炭化物およびこれらのＴｉ複合
析出物が析出することでパーライトが著しく変態し易く
なる結果、オーステナイト粒内から変態する割合が増加
し、パーライト組織が微細になることを見いだした。
にして生成したＭｎＳの影響について詳細に検討した結
果、前記の特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報で本出願人が明らかにしたように、微細にオーステナ
イト粒内に分散したＭｇ酸化物を核に微細析出したＭｎ
Ｓがパーライト変態サイトとなることに加え、更にＭｎ
Ｓ上にＴｉ窒化物、Ｔｉ炭化物およびこれらのＴｉ複合
析出物が析出することでパーライトが著しく変態し易く
なる結果、オーステナイト粒内から変態する割合が増加
し、パーライト組織が微細になることを見いだした。
【００１８】このように、Ｍｇ添加により脱酸時に生成
したＭｇ酸化物を一定の条件で微細に分散させ、更にＴ
ｉ系析出物を生成させることによって、オーステナイト
細粒化からもたらされるパーライト組織の微細化、なら
びにオーステナイト粒内に微細分散したＭｇ酸化物を核
に生成したＭｎＳ上に析出したＴｉ系析出物からの粒内
変態によるパーライト組織の微細化の相乗効果により、
優れた靭性および延性を有するレール鋼を得ることがで
きることを知見し、本発明を完成させた。
したＭｇ酸化物を一定の条件で微細に分散させ、更にＴ
ｉ系析出物を生成させることによって、オーステナイト
細粒化からもたらされるパーライト組織の微細化、なら
びにオーステナイト粒内に微細分散したＭｇ酸化物を核
に生成したＭｎＳ上に析出したＴｉ系析出物からの粒内
変態によるパーライト組織の微細化の相乗効果により、
優れた靭性および延性を有するレール鋼を得ることがで
きることを知見し、本発明を完成させた。
【００１９】次に、上記レール鋼の成分を限定した理由
について述べる。成分の含有量は質量％である。 Ｃ：Ｃはレール鋼における高強度化およびパーライト組
織生成のための必須元素である。０．５５％未満では必
要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また１．
２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる有害
な初析セメンタイトを生成させるばかりか、レール頭部
熱処理層や溶接部の微小偏析部にマルテンサイトが生成
し、靭性・延性を著しく低下させるため、０．５５〜
１．２０％に限定した。
について述べる。成分の含有量は質量％である。 Ｃ：Ｃはレール鋼における高強度化およびパーライト組
織生成のための必須元素である。０．５５％未満では必
要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また１．
２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる有害
な初析セメンタイトを生成させるばかりか、レール頭部
熱処理層や溶接部の微小偏析部にマルテンサイトが生成
し、靭性・延性を著しく低下させるため、０．５５〜
１．２０％に限定した。
【００２０】Ｓｉ：Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、
若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満
ではその効果が少なく、１．２０％超えると脆化をもた
らし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０％
に限定した。
ト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、
若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満
ではその効果が少なく、１．２０％超えると脆化をもた
らし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０％
に限定した。
【００２１】Ｍｎ：ＭｎはＣ同様にパーライト変態温度
を低下させ焼入れ性を高めることによって高強度化に寄
与する元素である。しかし、０．１０％未満ではその効
果が小さく、１．５０％を超えると偏析部にマルテンサ
イト組織を生成させ易くするため、０．１０〜１．５０
％に限定した。
を低下させ焼入れ性を高めることによって高強度化に寄
与する元素である。しかし、０．１０％未満ではその効
果が小さく、１．５０％を超えると偏析部にマルテンサ
イト組織を生成させ易くするため、０．１０〜１．５０
％に限定した。
【００２２】Ｓ：Ｓは一般に有害元素として知られてい
るが、本発明においてはオーステナイト中の酸化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑
制およびＭｎＳがパーライトの変態核になることによる
パーライト組織の微細化に重大な元素のひとつである。
しかし、０．００２％未満では十分なＭｎＳ量を得るこ
とができず、また０．０３５％を超えると粗大なＭｎＳ
生成し始め、靭性および延性を著しく低下させるため、
０．００２〜０．０３５％に限定した。
るが、本発明においてはオーステナイト中の酸化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑
制およびＭｎＳがパーライトの変態核になることによる
パーライト組織の微細化に重大な元素のひとつである。
しかし、０．００２％未満では十分なＭｎＳ量を得るこ
とができず、また０．０３５％を超えると粗大なＭｎＳ
生成し始め、靭性および延性を著しく低下させるため、
０．００２〜０．０３５％に限定した。
【００２３】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の重要な構成元素であ
り、製鋼での脱酸剤が残存含有するものである。Ｍｇ系
酸化物およびこの酸化物を核にして析出したＭｎＳは、
それぞれピン止め効果によるオーステナイト粒の粒成長
抑制効果があり、変態後のパーライト組織を微細化す
る。またこの効果に加えて、Ｍｇ酸化物自身およびこれ
を核として析出したＭｎＳからパーライトが生成し、さ
らにパーライト組織を微細にする機能を有する。その結
果、レール鋼の大幅な靭性、延性の向上を果たすことが
できた。しかし、０．０００４％未満ではオーステナイ
ト粒成長抑制効果および粒内変態によるパーライト組織
微細化がほとんど無く、０．０２％を超えると粗大なＭ
ｇ酸化物が生成し、靭性が著しく低下するため、０．０
００４〜０．０２％の範囲に限定した。
り、製鋼での脱酸剤が残存含有するものである。Ｍｇ系
酸化物およびこの酸化物を核にして析出したＭｎＳは、
それぞれピン止め効果によるオーステナイト粒の粒成長
抑制効果があり、変態後のパーライト組織を微細化す
る。またこの効果に加えて、Ｍｇ酸化物自身およびこれ
を核として析出したＭｎＳからパーライトが生成し、さ
らにパーライト組織を微細にする機能を有する。その結
果、レール鋼の大幅な靭性、延性の向上を果たすことが
できた。しかし、０．０００４％未満ではオーステナイ
ト粒成長抑制効果および粒内変態によるパーライト組織
微細化がほとんど無く、０．０２％を超えると粗大なＭ
ｇ酸化物が生成し、靭性が著しく低下するため、０．０
００４〜０．０２％の範囲に限定した。
【００２４】Ｔｉ：Ｔｉは本発明の重要な構成元素であ
る。Ｔｉ系析出物はＭｇ系酸化物およびこの酸化物を核
にして析出したＭｎＳとともにピン止め効果によるオー
ステナイト粒の粒成長を抑制し、変態後のパーライト組
織を微細化する。また、この効果に加えて、微細に生成
したＭｇ酸化物を核に析出したＭｎＳ上にＴｉ窒化物、
Ｔｉ炭化物およびこれらの複合介在物を起点として著し
くオーステナイト粒内変態し易くなり、パーライト組織
が微細になる。その結果、レール鋼の大幅な靭性、延性
の向上を果たすことができた。しかし、０．００１％未
満ではオーステナイト粒成長抑制効果および粒内変態に
よるパーライト組織微細化がほとんど無く、０．０５％
を超えると粗大なＴｉ系析出物が生成し、著しく靭性を
低下するため、０．００１〜０．０５％に限定した。
る。Ｔｉ系析出物はＭｇ系酸化物およびこの酸化物を核
にして析出したＭｎＳとともにピン止め効果によるオー
ステナイト粒の粒成長を抑制し、変態後のパーライト組
織を微細化する。また、この効果に加えて、微細に生成
したＭｇ酸化物を核に析出したＭｎＳ上にＴｉ窒化物、
Ｔｉ炭化物およびこれらの複合介在物を起点として著し
くオーステナイト粒内変態し易くなり、パーライト組織
が微細になる。その結果、レール鋼の大幅な靭性、延性
の向上を果たすことができた。しかし、０．００１％未
満ではオーステナイト粒成長抑制効果および粒内変態に
よるパーライト組織微細化がほとんど無く、０．０５％
を超えると粗大なＴｉ系析出物が生成し、著しく靭性を
低下するため、０．００１〜０．０５％に限定した。
【００２５】さらに本発明においては、上記成分の他
に、必要に応じてＡｌ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｂの添加によって、フェライト地の靭性改善、
レール圧延のための加熱時におけるオーステナイト粒
の、あるいは制御圧延時におけるオーステナイト粒の細
粒化によって高靭性を得ることができ、さらに冷却過程
における加速冷却によって、より高強度と同時に高靭性
を得ることができる。なお、上記成分の添加において、
Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｎｂは靭性改善を、Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｖ，Ｂは高靭性化と同時に高強度と硬さを改善すること
を主目的とする。
に、必要に応じてＡｌ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｂの添加によって、フェライト地の靭性改善、
レール圧延のための加熱時におけるオーステナイト粒
の、あるいは制御圧延時におけるオーステナイト粒の細
粒化によって高靭性を得ることができ、さらに冷却過程
における加速冷却によって、より高強度と同時に高靭性
を得ることができる。なお、上記成分の添加において、
Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｎｂは靭性改善を、Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｖ，Ｂは高靭性化と同時に高強度と硬さを改善すること
を主目的とする。
【００２６】これらの化学成分を限定した理由を以下に
説明する。 Ａｌ：Ａｌは製鋼時の脱酸剤が残存含有するものであ
る。ＡｌはＭｇとの複合酸化物を生成し、オーステナイ
ト粒成長の抑制、およびこのＭｇ−Ａｌ複合酸化物がＭ
ｎＳ析出の核になり、これらの析出物からパーライト変
態して組織が微細になる。この複合析出の効果は０．０
００５％以上で有効であり、０．０５％を超えるとＡｌ
酸化物およびＭｇ−Ａｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下
をもたらすことから、Ａｌの含有量を０．０００５〜
０．０５％に限定した。
説明する。 Ａｌ：Ａｌは製鋼時の脱酸剤が残存含有するものであ
る。ＡｌはＭｇとの複合酸化物を生成し、オーステナイ
ト粒成長の抑制、およびこのＭｇ−Ａｌ複合酸化物がＭ
ｎＳ析出の核になり、これらの析出物からパーライト変
態して組織が微細になる。この複合析出の効果は０．０
００５％以上で有効であり、０．０５％を超えるとＡｌ
酸化物およびＭｇ−Ａｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下
をもたらすことから、Ａｌの含有量を０．０００５〜
０．０５％に限定した。
【００２７】Ｎｉ：Ｎｉはフェライト中に固溶し、フェ
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素である。０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。したがっ
て靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定
した。
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素である。０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。したがっ
て靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定
した。
【００２８】Ｃｕ：ＣｕはＮｉと同様にフェライト中に
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
である。０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。したがって靭性向上の観点から、０．１〜４．０％
の範囲に限定した。
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
である。０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。したがって靭性向上の観点から、０．１〜４．０％
の範囲に限定した。
【００２９】Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱するこ
とによって、Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト粒成長を
抑制し細粒化に寄与する。また、高温加熱・低温仕上げ
圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化
し、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物を生成して靭性が低下する。したが
って、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
とによって、Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト粒成長を
抑制し細粒化に寄与する。また、高温加熱・低温仕上げ
圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化
し、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物を生成して靭性が低下する。したが
って、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３０】Ｃｒ：Ｃｒはパーライト変態温度を低下さ
せることによって高強度化に寄与するとともに、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。したがって強度確保に一定の
寄与が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲
として、０．１〜１．０％に限定した。
せることによって高強度化に寄与するとともに、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。したがって強度確保に一定の
寄与が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲
として、０．１〜１．０％に限定した。
【００３１】Ｍｏ：Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。したがって、０．０１〜０．５０％の範囲に限
定した。
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。したがって、０．０１〜０．５０％の範囲に限
定した。
【００３２】Ｖ：Ｖはフェライト中に析出し、強度を向
上させるために有効な元素である。０．０１％未満では
強度増加が得られず、１％を超えると粗大なＶ炭化物を
生成し靭性が低下する。したがって、０．０１〜１．０
％の範囲に限定した。
上させるために有効な元素である。０．０１％未満では
強度増加が得られず、１％を超えると粗大なＶ炭化物を
生成し靭性が低下する。したがって、０．０１〜１．０
％の範囲に限定した。
【００３３】Ｂ：Ｂは微量添加においてもオーステナイ
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。し
たがって、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定
した。不可避的元素であるＰは、レール鋼の靭性を下げ
るためできるだけ低減させ、０．０３％以下にすること
が望ましい。
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。し
たがって、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定
した。不可避的元素であるＰは、レール鋼の靭性を下げ
るためできるだけ低減させ、０．０３％以下にすること
が望ましい。
【００３４】前記のような成分組成で構成されるレール
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で前述
した脱酸を含む溶製を行うか、この溶鋼を造塊・分塊あ
るいは連続鋳造法により凝固させるときにＭｇを二次脱
酸生成させるかの少なくとも一方、望ましくは両方の脱
酸処理を行うことで、微細に分散したＭｇ酸化物を生成
することができる。こうしてできた鋳片は熱間圧延でレ
ールに形成する。熱間圧延を終えたレールは、冷却中に
おいてオーステナイト粒界から生成するパーライトに加
えてオーステナイト粒内のＭｎＳ，Ｍｇ酸化物からもパ
ーライトが生成し、微細なパーライト組織を形成する。
その結果、圧延ままで靭性の優れた高強度レールを製造
することができる。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で前述
した脱酸を含む溶製を行うか、この溶鋼を造塊・分塊あ
るいは連続鋳造法により凝固させるときにＭｇを二次脱
酸生成させるかの少なくとも一方、望ましくは両方の脱
酸処理を行うことで、微細に分散したＭｇ酸化物を生成
することができる。こうしてできた鋳片は熱間圧延でレ
ールに形成する。熱間圧延を終えたレールは、冷却中に
おいてオーステナイト粒界から生成するパーライトに加
えてオーステナイト粒内のＭｎＳ，Ｍｇ酸化物からもパ
ーライトが生成し、微細なパーライト組織を形成する。
その結果、圧延ままで靭性の優れた高強度レールを製造
することができる。
【００３５】さらに、高靭性と共に１２００ＭＰａ以上
の高強度が要求される場合には、圧延終了後、あるいは
一度室温まで冷却した後に熱処理する目的でオーステナ
イト域温度まで再加熱し、７００〜５００℃間を１〜５
℃/secで加速冷却を行うことが望ましい。また、加速冷
却すると低温でパーライト変態を生じるため、レール鋼
はパーライトの変態核の生成速度が向上し、パーライト
粒が微細になる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec
未満のときは必要強度を得ることができず、５℃/secを
超える場合はマルテンサイトが生成する。従って冷却速
度は１〜５℃/secに限定した。
の高強度が要求される場合には、圧延終了後、あるいは
一度室温まで冷却した後に熱処理する目的でオーステナ
イト域温度まで再加熱し、７００〜５００℃間を１〜５
℃/secで加速冷却を行うことが望ましい。また、加速冷
却すると低温でパーライト変態を生じるため、レール鋼
はパーライトの変態核の生成速度が向上し、パーライト
粒が微細になる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec
未満のときは必要強度を得ることができず、５℃/secを
超える場合はマルテンサイトが生成する。従って冷却速
度は１〜５℃/secに限定した。
【００３６】以上述べたように、加速冷却は強度増加に
加えて、オーステナイト粒界、Ｍｇ酸化物およびこのＭ
ｇ酸化物を核にしたＭｎＳからのパーライト変態におい
て変態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与
する結果、一層のレール鋼の靭性向上を達成することが
できる。この際冷却媒体は、空気あるいはミストなどの
気液混合物を用いることが望ましい。
加えて、オーステナイト粒界、Ｍｇ酸化物およびこのＭ
ｇ酸化物を核にしたＭｎＳからのパーライト変態におい
て変態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与
する結果、一層のレール鋼の靭性向上を達成することが
できる。この際冷却媒体は、空気あるいはミストなどの
気液混合物を用いることが望ましい。
【００３７】次に、レール鋼のパーライト組織中の直径
０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化物の個数を、任意の断面
１mm2 中において５００〜１００，０００個に限定した
理由を述べる。レール鋼中のＭｇ酸化物は、ピンニング
により加工後の微細γ粒の粒成長を抑制し、変態後のパ
ーライト組織を微細にする。また、γ粒内にあるＭｇ酸
化物およびこのＭｇ酸化物を核にして生成したＭｎＳか
らパーライト変態することで、パーライト組織が微細に
なり靭性値が向上する。
０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化物の個数を、任意の断面
１mm2 中において５００〜１００，０００個に限定した
理由を述べる。レール鋼中のＭｇ酸化物は、ピンニング
により加工後の微細γ粒の粒成長を抑制し、変態後のパ
ーライト組織を微細にする。また、γ粒内にあるＭｇ酸
化物およびこのＭｇ酸化物を核にして生成したＭｎＳか
らパーライト変態することで、パーライト組織が微細に
なり靭性値が向上する。
【００３８】このとき任意の断面において、Ｍｇ酸化物
の断面積から算出したその断面での円相当径（直径）が
０．０１μｍ未満のＭｇ酸化物はパーライト粒内変態核
にならず、１０μｍを超える大きさでは破壊の起点とな
り靭性値を低下させてしまうことから、Ｍｇ酸化物の大
きさを０．０１〜１０μｍに限定した。１mm2 中に５０
０個未満の場合、ピンニングおよびパーライト粒内変態
の効果が弱く、靭性向上の効果が得られない。また、１
００，０００個を超える場合はレール鋼自体が汚染さ
れ、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭｇ酸化物
の個数を５００〜１００，０００個に限定した。
の断面積から算出したその断面での円相当径（直径）が
０．０１μｍ未満のＭｇ酸化物はパーライト粒内変態核
にならず、１０μｍを超える大きさでは破壊の起点とな
り靭性値を低下させてしまうことから、Ｍｇ酸化物の大
きさを０．０１〜１０μｍに限定した。１mm2 中に５０
０個未満の場合、ピンニングおよびパーライト粒内変態
の効果が弱く、靭性向上の効果が得られない。また、１
００，０００個を超える場合はレール鋼自体が汚染さ
れ、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭｇ酸化物
の個数を５００〜１００，０００個に限定した。
【００３９】さらに、レール鋼のパーライト組織中の直
径０．０１〜１０μｍのＴｉ系析出物の個数を任意の断
面１mm2 中において、５００〜１２０，０００個に限定
した理由を述べる。レール鋼中のＴｉ系析出物は、Ｍｇ
系酸化物と同時にピンニングにより加工後の微細γ粒の
粒成長を抑制し、変態後のパーライト組織を微細にす
る。また、Ｔｉ系析出物は、γ粒内にあるＭｇ酸化物を
核にして生成したＭｎＳ上で生成し、このＭｎＳ上のＴ
ｉ系析出物を核にパーライト変態することで、パーライ
ト組織が微細になり靭性値が向上する。
径０．０１〜１０μｍのＴｉ系析出物の個数を任意の断
面１mm2 中において、５００〜１２０，０００個に限定
した理由を述べる。レール鋼中のＴｉ系析出物は、Ｍｇ
系酸化物と同時にピンニングにより加工後の微細γ粒の
粒成長を抑制し、変態後のパーライト組織を微細にす
る。また、Ｔｉ系析出物は、γ粒内にあるＭｇ酸化物を
核にして生成したＭｎＳ上で生成し、このＭｎＳ上のＴ
ｉ系析出物を核にパーライト変態することで、パーライ
ト組織が微細になり靭性値が向上する。
【００４０】このとき任意の断面において、Ｔｉ系析出
物の断面積から算出したその断面での円相当径( 直径)
が０．０１μｍ未満のＴｉ系析出物はパーライト粒内変
態核にならず、１０μｍを超える大きさでは破壊の起点
となり靭性値を低下させてしまうことから、Ｔｉ系析出
物の大きさを０．０１〜１０μｍに限定した。１mm2 中
に５００個未満の場合、ピンニングおよびパーライト粒
内変態の効果が弱く、靭性向上の効果が得られない。ま
た、１２０，０００個を超える場合はレール鋼自体が汚
染され、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭｇ酸
化物の個数を５００〜１２０，０００個に限定した。
物の断面積から算出したその断面での円相当径( 直径)
が０．０１μｍ未満のＴｉ系析出物はパーライト粒内変
態核にならず、１０μｍを超える大きさでは破壊の起点
となり靭性値を低下させてしまうことから、Ｔｉ系析出
物の大きさを０．０１〜１０μｍに限定した。１mm2 中
に５００個未満の場合、ピンニングおよびパーライト粒
内変態の効果が弱く、靭性向上の効果が得られない。ま
た、１２０，０００個を超える場合はレール鋼自体が汚
染され、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭｇ酸
化物の個数を５００〜１２０，０００個に限定した。
【００４１】
【実施例】次に、本発明により製造した高靭性および延
性を有する高強度レールの製造実施例について述べる。
表１は、溶鋼にＭｇおよびＴｉを添加した場合と、添加
しなかった場合のレール鋼の化学成分を示す。表２は、
レール鋼の冷却後の組織中に存在する任意の断面中の直
径０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化物の個数の測定結果、
加工後焼き入れた試料のγ粒度番号およびパーライト粒
内変態の有無の観察結果を示す。
性を有する高強度レールの製造実施例について述べる。
表１は、溶鋼にＭｇおよびＴｉを添加した場合と、添加
しなかった場合のレール鋼の化学成分を示す。表２は、
レール鋼の冷却後の組織中に存在する任意の断面中の直
径０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化物の個数の測定結果、
加工後焼き入れた試料のγ粒度番号およびパーライト粒
内変態の有無の観察結果を示す。
【００４２】Ｍｇ酸化物の粒径は、走査型電子顕微鏡
（ＳＥＭ）もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用
い、任意の断面において１，０００〜５０，０００倍の
倍率で個々のＭｇ酸化物の面積を求め、この面積に等し
い円の直径を用いた。また、ＭｎＳ中のＭｇ酸化物もＳ
ＥＭやＴＥＭのイメージ中でコントラストが異なるた
め、このコントラストが異なる部分をＭｇ酸化物とし
て、Ｍｇ酸化物のときと同様に粒径を算出した。Ｍｇ酸
化物の個数は、この直径０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化
物の個数を２０視野測定し、この２０視野が正規分布に
従うとして平均を出し、この１視野の面積での個数から
面積１mm2 に換算したときの値を用いた。
（ＳＥＭ）もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用
い、任意の断面において１，０００〜５０，０００倍の
倍率で個々のＭｇ酸化物の面積を求め、この面積に等し
い円の直径を用いた。また、ＭｎＳ中のＭｇ酸化物もＳ
ＥＭやＴＥＭのイメージ中でコントラストが異なるた
め、このコントラストが異なる部分をＭｇ酸化物とし
て、Ｍｇ酸化物のときと同様に粒径を算出した。Ｍｇ酸
化物の個数は、この直径０．０１〜１０μｍのＭｇ酸化
物の個数を２０視野測定し、この２０視野が正規分布に
従うとして平均を出し、この１視野の面積での個数から
面積１mm2 に換算したときの値を用いた。
【００４３】Ｍｇ添加による脱酸を行った本発明鋼で
は、所定の量のＭｇ酸化物が微細に分散し、粒内にある
このＭｇ酸化物、およびこのＭｇ酸化物を核に生成した
ＭｎＳからパーライトが粒内変態し、パーライト組織が
微細になることが確認された。
は、所定の量のＭｇ酸化物が微細に分散し、粒内にある
このＭｇ酸化物、およびこのＭｇ酸化物を核に生成した
ＭｎＳからパーライトが粒内変態し、パーライト組織が
微細になることが確認された。
【００４４】表３は、圧延ままおよび強度を一定にする
ためにそれぞれの鋼種につき、７００℃〜５００℃間の
冷却速度を１〜５℃/sの範囲で変化させたレール鋼の引
張試験強度、伸びおよび２mmＵノッチシャルピー試験に
おける＋２０℃での衝撃吸収エネルギー測定結果を示
す。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０mm深
さから採取した平行部径６mm、平行部長さ３０mmの試験
片で行った。
ためにそれぞれの鋼種につき、７００℃〜５００℃間の
冷却速度を１〜５℃/sの範囲で変化させたレール鋼の引
張試験強度、伸びおよび２mmＵノッチシャルピー試験に
おける＋２０℃での衝撃吸収エネルギー測定結果を示
す。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０mm深
さから採取した平行部径６mm、平行部長さ３０mmの試験
片で行った。
【００４５】この結果、本発明鋼は従来鋼に比べて十分
にパーライト組織微細化による延性の改善が認められ
た。衝撃試験片はレール頭部１mm下より採取した。この
試験条件はロシアのΓｏｃｔ規格に基づくものであり、
同規格では高強度熱処理レールの＋２０℃での衝撃吸収
エネルギーは２５J/cm2 以上が必要とされている。本発
明のＭｇ添加鋼は、加工後のオーステナイト微細粒の粒
成長抑制、およびオーステナイト粒内からのパーライト
粒内変態で微細パーライト組織になり、いずれもΓｏｃ
ｔ規格に定められたシャルピー吸収エネルギーを十分に
満たしている。
にパーライト組織微細化による延性の改善が認められ
た。衝撃試験片はレール頭部１mm下より採取した。この
試験条件はロシアのΓｏｃｔ規格に基づくものであり、
同規格では高強度熱処理レールの＋２０℃での衝撃吸収
エネルギーは２５J/cm2 以上が必要とされている。本発
明のＭｇ添加鋼は、加工後のオーステナイト微細粒の粒
成長抑制、およびオーステナイト粒内からのパーライト
粒内変態で微細パーライト組織になり、いずれもΓｏｃ
ｔ規格に定められたシャルピー吸収エネルギーを十分に
満たしている。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
Ｍｇ添加による脱酸をすること等によりＭｇ酸化物のサ
イズおよび個数を制御することによって、加工後のオー
ステナイト粒が微細となって粒界から変態するパーライ
ト組織が微細になり、またオーステナイト粒内に存在す
るＭｇ酸化物およびこのＭｇ酸化物を核に生成するＭｎ
Ｓからパーライトがオーステナイト粒内から変態するこ
とからも、変態後のパーライト組織が微細になる。さら
に、加速冷却によってもパーライト粒は細粒化し、安定
して２５J/cm2 以上の衝撃吸収エネルギーを得ることが
できる。すなわち、本発明により靭性・延性に優れた高
強度パーライト系レールを製造できる。
Ｍｇ添加による脱酸をすること等によりＭｇ酸化物のサ
イズおよび個数を制御することによって、加工後のオー
ステナイト粒が微細となって粒界から変態するパーライ
ト組織が微細になり、またオーステナイト粒内に存在す
るＭｇ酸化物およびこのＭｇ酸化物を核に生成するＭｎ
Ｓからパーライトがオーステナイト粒内から変態するこ
とからも、変態後のパーライト組織が微細になる。さら
に、加速冷却によってもパーライト粒は細粒化し、安定
して２５J/cm2 以上の衝撃吸収エネルギーを得ることが
できる。すなわち、本発明により靭性・延性に優れた高
強度パーライト系レールを製造できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/54 38/54 (72)発明者 狩峰 健一 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K013 AA00 BA14 EA18 4K020 AA22 AC07 AC09 BB27 4K042 AA04 BA01 BA02 CA02 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA04 DA06 DB08 DD06 DE01 DE06
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、任
意断面において直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭ
ｇ酸化物が１mm2 中に５００〜１００，０００個、およ
び直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔ
ｉ窒化物、Ｔｉ炭化物もしくはこれらのＴｉ複合析出物
の合計が１mm2 中に５００〜１２０，０００個存在する
ことを特徴とする靭性および延性に優れた高強度パーラ
イト系レール。 - 【請求項２】 質量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｃｕ：０．１０〜４．０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト系
レール。 - 【請求項３】 質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１または２記載の靭性および延性に優れた高強度パー
ライト系レール。 - 【請求項４】 質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０３５％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を、熱間圧延でレールに形成し、熱延後の冷却過程
で、あるいは熱延後の再加熱によってオーステナイト域
温度とした後の冷却過程で、レールの少なくとも頭部の
冷却を、７００〜５００℃の温度域での冷却速度が１〜
５℃/secとなる加速冷却を行って、少なくともレール頭
部が実質パーライト組織であり、任意断面において直径
が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ酸化物が１mm2 中
に５００〜１００，０００個、および直径が０．０１〜
１０μｍの大きさのＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭化
物もしくはこれらのＴｉ複合析出物の合計が１mm2 中に
５００〜１２０，０００個存在させることを特徴とする
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールの製
造方法。 - 【請求項５】 質量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１０〜４．０％、 Ｃｕ：０．１０〜４．０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項４記載の靭性および延性に優れた高強度パーライト系
レールの製造方法。 - 【請求項６】 質量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項４または５記載の靭性および延性に優れた高強度パー
ライト系レールの製造方法。 - 【請求項７】 脱酸元素として少なくともＭｇ、または
これに加えてＴｉを添加して脱酸処理を行ない、溶製し
た溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いることを特徴とする請
求項４，５，または６記載の靭性および延性に優れた高
強度パーライト系レールの製造方法。 - 【請求項８】 二次脱酸元素として少なくともＭｇ、ま
たはこれに加えてＴｉを添加し、Ｍｇ酸化物、またはこ
れに加えてＴｉ酸化物を二次脱酸生成させることによ
り、Ｍｇ酸化物、またはこれに加えてＴｉ酸化物を微細
に分散させて溶製した溶鋼を鋳造して得た鋼片を用いる
ことを特徴とする請求項４，５，６，または７記載の靭
性および延性に優れた高強度パーライト系レールの製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17675199A JP2001003140A (ja) | 1999-06-23 | 1999-06-23 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17675199A JP2001003140A (ja) | 1999-06-23 | 1999-06-23 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001003140A true JP2001003140A (ja) | 2001-01-09 |
Family
ID=16019179
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17675199A Withdrawn JP2001003140A (ja) | 1999-06-23 | 1999-06-23 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001003140A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2013224471A (ja) * | 2012-04-23 | 2013-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 耐遅れ破壊特性に優れたレール |
-
1999
- 1999-06-23 JP JP17675199A patent/JP2001003140A/ja not_active Withdrawn
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