JP2001234238A - 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法 - Google Patents
高耐摩耗・高靭性レールの製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 圧延中および圧延後の再結晶細粒γの粒成長
を抑制することで、強度と耐摩耗性に優れた高炭素のパ
ーライト組織を呈した鋼に、さらに靭性を付与した高靭
性レールの製造法を提供する。 【解決手段】 Ｃを０．６０〜１．２０％含む鋼をレー
ルに圧延する際、仕上げ圧延において、８５０〜１００
０℃の間で１パス当たり断面減少率５〜３０％の圧延を
２パス以上で且つ圧延パス間を８秒以下とする連続仕上
げ圧延を施し、続いて冷却速度が０．５〜５０℃／ｓで
８００〜９５０℃まで冷却し、その後、放冷または加速
冷却する。
を抑制することで、強度と耐摩耗性に優れた高炭素のパ
ーライト組織を呈した鋼に、さらに靭性を付与した高靭
性レールの製造法を提供する。 【解決手段】 Ｃを０．６０〜１．２０％含む鋼をレー
ルに圧延する際、仕上げ圧延において、８５０〜１００
０℃の間で１パス当たり断面減少率５〜３０％の圧延を
２パス以上で且つ圧延パス間を８秒以下とする連続仕上
げ圧延を施し、続いて冷却速度が０．５〜５０℃／ｓで
８００〜９５０℃まで冷却し、その後、放冷または加速
冷却する。
Description
【０００１】本発明は、鉄道その他産業機械用として使
用される強度と耐摩耗性に優れた高炭素のパーライト組
織を呈した鋼に靱性を付与した高靱性レールの製造方法
に関するものである。
用される強度と耐摩耗性に優れた高炭素のパーライト組
織を呈した鋼に靱性を付与した高靱性レールの製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高炭素でパーライトの金属組織を呈した
鋼は強度が高く、耐摩耗性が良好なことから、構造材料
として使用され、中でも鉄道車両の質量増加に伴う高軸
荷重化や高速輸送化に対応してレールに特に多く使用さ
れている。
鋼は強度が高く、耐摩耗性が良好なことから、構造材料
として使用され、中でも鉄道車両の質量増加に伴う高軸
荷重化や高速輸送化に対応してレールに特に多く使用さ
れている。
【０００３】このような鋼材の製造法としては、例えば
特開昭５５−２７６号公報には「パーライト組織を呈し
やすい特定成分の鋼をＡｃ3 点以上の加熱温度から冷却
して４５０〜６００℃の温度で恒温変態させて、微細パ
ーライト組織を生成させる硬質レールの製造法」、また
特開昭５８−２２１２２９号公報には「Ｃ：０．６５〜
０．８５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有して高温度
の熱を保有した高Ｍｎレールを急冷し、レールまたはレ
ールヘッドの組織を微細なパーライトとして耐摩耗性を
改善したレールの熱処理法」、さらに特開昭５９−１３
３３２２号公報には「安定してパーライト組織が得られ
る特定成分の圧延レールを、Ａｒ3 点以上の温度から特
定温度の溶融塩浴中に浸漬して、レール頭頂部表面下約
１０ｍｍまでにＨｖ＞３５０の硬さをもつ微細なパーラ
イト組織を呈するレールの熱処理方法」が開示されてい
るごとく、多くの技術が知られている。
特開昭５５−２７６号公報には「パーライト組織を呈し
やすい特定成分の鋼をＡｃ3 点以上の加熱温度から冷却
して４５０〜６００℃の温度で恒温変態させて、微細パ
ーライト組織を生成させる硬質レールの製造法」、また
特開昭５８−２２１２２９号公報には「Ｃ：０．６５〜
０．８５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有して高温度
の熱を保有した高Ｍｎレールを急冷し、レールまたはレ
ールヘッドの組織を微細なパーライトとして耐摩耗性を
改善したレールの熱処理法」、さらに特開昭５９−１３
３３２２号公報には「安定してパーライト組織が得られ
る特定成分の圧延レールを、Ａｒ3 点以上の温度から特
定温度の溶融塩浴中に浸漬して、レール頭頂部表面下約
１０ｍｍまでにＨｖ＞３５０の硬さをもつ微細なパーラ
イト組織を呈するレールの熱処理方法」が開示されてい
るごとく、多くの技術が知られている。
【０００４】しかしながら、パーライト鋼の強度や耐摩
耗性は合金元素の添加によって所要の規格品が容易に得
られるとは言え、靭性はフェライト組織を主体とした鋼
に比較して著しく低く、例えばパーライトレール鋼では
ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験での常温試験値で１
０〜２０Ｊ程度である。このように靭性の低い鋼を繰り
返し荷重や振動の掛かる分野で構造部材として使用した
場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から低応力脆性破壊を
引き起こす問題があった。
耗性は合金元素の添加によって所要の規格品が容易に得
られるとは言え、靭性はフェライト組織を主体とした鋼
に比較して著しく低く、例えばパーライトレール鋼では
ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験での常温試験値で１
０〜２０Ｊ程度である。このように靭性の低い鋼を繰り
返し荷重や振動の掛かる分野で構造部材として使用した
場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から低応力脆性破壊を
引き起こす問題があった。
【０００５】一般に、鋼の靭性を向上させる手段には金
属組織の微細化、すなわちオーステナイト組織の細粒化
や粒内変態によって達成されるものと言われている。オ
ーステナイト組織の細粒化は、例えば圧延時の低温加熱
あるいは特開昭６３−２７７７２１号公報に開示されて
いるように制御圧延と加熱処理の組み合わせ、また圧延
後の低温加熱処理などが利用されている。しかし、レー
ルの製造法においては、成形性確保の観点から圧延時の
低温加熱や制御圧延における低温圧延、大圧下圧延の適
用が困難な理由から、今日においても従来から低温加熱
熱処理による靭性の向上が図られている。ところがこの
方法も近来の各鋼製品における省力化・生産性向上技術
の開発が進められる中で、製造コストが高く、生産性も
低いなどの問題があり、これらの早期開発が望まれてい
る。
属組織の微細化、すなわちオーステナイト組織の細粒化
や粒内変態によって達成されるものと言われている。オ
ーステナイト組織の細粒化は、例えば圧延時の低温加熱
あるいは特開昭６３−２７７７２１号公報に開示されて
いるように制御圧延と加熱処理の組み合わせ、また圧延
後の低温加熱処理などが利用されている。しかし、レー
ルの製造法においては、成形性確保の観点から圧延時の
低温加熱や制御圧延における低温圧延、大圧下圧延の適
用が困難な理由から、今日においても従来から低温加熱
熱処理による靭性の向上が図られている。ところがこの
方法も近来の各鋼製品における省力化・生産性向上技術
の開発が進められる中で、製造コストが高く、生産性も
低いなどの問題があり、これらの早期開発が望まれてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した問題
点を解消しようとするものであり、レール成形上、低温
あるいは大圧下に依っていた制御圧延の問題を克服し、
共析鋼特有の制御圧延をおこない、レール鋼等のような
共析炭素鋼の靱性を向上させる方法を提供することを目
的とする。
点を解消しようとするものであり、レール成形上、低温
あるいは大圧下に依っていた制御圧延の問題を克服し、
共析鋼特有の制御圧延をおこない、レール鋼等のような
共析炭素鋼の靱性を向上させる方法を提供することを目
的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、細粒のパ
ーライト組織を得て靱性を向上させた鋼を製造するため
に、鋼成分とその製造法から多くの実験を試みた結果、
共析炭素鋼に近い高炭素の鋼はそのオーステナイト状態
での加工において、比較的低温で、かつ小さい圧下量で
も圧延直後に再結晶することを見いだし、小圧下の連続
圧延によって整粒の微細オーステナイト粒を得、その結
果、細粒のパーライト組織が得られることを知見した。
ーライト組織を得て靱性を向上させた鋼を製造するため
に、鋼成分とその製造法から多くの実験を試みた結果、
共析炭素鋼に近い高炭素の鋼はそのオーステナイト状態
での加工において、比較的低温で、かつ小さい圧下量で
も圧延直後に再結晶することを見いだし、小圧下の連続
圧延によって整粒の微細オーステナイト粒を得、その結
果、細粒のパーライト組織が得られることを知見した。
【０００８】本発明はこのような知見に基づいて構成し
たものであって、その要旨とするところは、質量％で Ｃ ：０．６０〜１．２０％を含有し、さらに必要に応じて、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、 Ｖ ：０．０１〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．００％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％ の一種または２種以上を含有し、その金属組織がパーラ
イトを呈する鋼をレール圧延するに際して、粗形圧延を
経たのち、最終仕上げ圧延工程において該レールの表面
温度が８５０〜１０００℃の間を１パス当たり断面減少
圧下率が５〜３０％の圧延を２パス以上でかつ圧延パス
間を１０秒以下とする連続仕上げ圧延を施し、続いてレ
ール表面での冷却速度が０．５℃／秒（ｓ）以上で８０
０〜９５０℃まで冷却し、その後放冷、または加速冷却
を行うことを特徴とするパーライト金属組織を呈した高
耐摩耗・高靭性レールの製造方法である。上記加速冷却
は７００℃以上の温度から５００℃までの間を２〜１５
℃／ｓで冷却することが好ましい。
たものであって、その要旨とするところは、質量％で Ｃ ：０．６０〜１．２０％を含有し、さらに必要に応じて、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、 Ｖ ：０．０１〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．００％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％ の一種または２種以上を含有し、その金属組織がパーラ
イトを呈する鋼をレール圧延するに際して、粗形圧延を
経たのち、最終仕上げ圧延工程において該レールの表面
温度が８５０〜１０００℃の間を１パス当たり断面減少
圧下率が５〜３０％の圧延を２パス以上でかつ圧延パス
間を１０秒以下とする連続仕上げ圧延を施し、続いてレ
ール表面での冷却速度が０．５℃／秒（ｓ）以上で８０
０〜９５０℃まで冷却し、その後放冷、または加速冷却
を行うことを特徴とするパーライト金属組織を呈した高
耐摩耗・高靭性レールの製造方法である。上記加速冷却
は７００℃以上の温度から５００℃までの間を２〜１５
℃／ｓで冷却することが好ましい。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。先ず、本発明において鋼成分を上記のように限定
した理由について説明する。
する。先ず、本発明において鋼成分を上記のように限定
した理由について説明する。
【００１０】Ｃはパーライト組織を生成させて耐摩耗性
を確保する有効な成分として０．６０％以上の含有が必
要である。しかし、１．２０％を超える高い含有量では
セメンタイト組織を多く析出して硬さは増加するが、延
性は低下し、本発明の目的である靱性を著しく低下させ
る。
を確保する有効な成分として０．６０％以上の含有が必
要である。しかし、１．２０％を超える高い含有量では
セメンタイト組織を多く析出して硬さは増加するが、延
性は低下し、本発明の目的である靱性を著しく低下させ
る。
【００１１】本発明は、少なくとも上記のような共析炭
素近傍の炭素含有量の鋼特有のオーステナイトの再結晶
挙動の知見に基づいているため、さらに各種合金を添加
しても金属組織がパーライトを呈する範囲では何ら差し
障りはない。このため、強度や延性、靭性を向上させる
ことを目的として、以下の合金元素を適宜添加すること
ができる。
素近傍の炭素含有量の鋼特有のオーステナイトの再結晶
挙動の知見に基づいているため、さらに各種合金を添加
しても金属組織がパーライトを呈する範囲では何ら差し
障りはない。このため、強度や延性、靭性を向上させる
ことを目的として、以下の合金元素を適宜添加すること
ができる。
【００１２】Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相
への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇
させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が十
分に期待できず、また１．２０％を超えると、熱間圧延
時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により
溶接性が低下するため、Ｓｉ量を０．１０〜１．２０％
に限定した。
への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇
させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が十
分に期待できず、また１．２０％を超えると、熱間圧延
時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により
溶接性が低下するため、Ｓｉ量を０．１０〜１．２０％
に限定した。
【００１３】Ｍｎは、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し、さら
に初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である
が、０．４０％未満の含有量ではその効果が小さく、レ
ール頭部に必要とされる硬さの確保が困難となる。ま
た、１．５０％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、
マルテンサイト組織が生成し易くなることや、偏析が助
長され、偏析部にレールの靭性に有害な初析セメンタイ
ト組織が生成し易くなるため、Ｍｎ量を０．４０〜１．
５０％に限定した。
焼入れ性を高めることによって高強度化に寄与し、さら
に初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である
が、０．４０％未満の含有量ではその効果が小さく、レ
ール頭部に必要とされる硬さの確保が困難となる。ま
た、１．５０％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、
マルテンサイト組織が生成し易くなることや、偏析が助
長され、偏析部にレールの靭性に有害な初析セメンタイ
ト組織が生成し易くなるため、Ｍｎ量を０．４０〜１．
５０％に限定した。
【００１４】Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇さ
せ、結果としてパーライト組織を微細にして高強度化に
寄与すると同時に、パーライト組織中のセメンタイト相
を強化することにより耐摩耗性を向上させる元素である
が、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％
を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイト組織が多
量に生成し、レールの靱性を低下させるため、Ｃｒ量を
０．０５〜２．００％に限定した。
せ、結果としてパーライト組織を微細にして高強度化に
寄与すると同時に、パーライト組織中のセメンタイト相
を強化することにより耐摩耗性を向上させる元素である
が、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％
を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイト組織が多
量に生成し、レールの靱性を低下させるため、Ｃｒ量を
０．０５〜２．００％に限定した。
【００１５】Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点
を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にするこ
とにより高強度化に寄与し、耐摩耗性を向上させる元素
であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．
３０％を超える過剰な添加を行うと偏析が助長され、さ
らにパーライト変態速度が低下し、偏析部にマルテンサ
イト組織が生成し、レールの靱性が低下するため、Ｍｏ
量を０．０１〜０．３０％に限定した。
を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にするこ
とにより高強度化に寄与し、耐摩耗性を向上させる元素
であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．
３０％を超える過剰な添加を行うと偏析が助長され、さ
らにパーライト変態速度が低下し、偏析部にマルテンサ
イト組織が生成し、レールの靱性が低下するため、Ｍｏ
量を０．０１〜０．３０％に限定した。
【００１６】Ｖはレール頭部の熱処理において、レール
頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化
物や窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト地
に析出することにより、頭部内部の硬度を向上させる元
素であるが、０．０１％未満では、炭化物や窒化物の形
成が困難となり、レール頭部内部のパーライト組織の析
出硬化が困難となる。また、０．３０％を超えて添加し
てもそれ以上の効果が期待できないため、Ｖ量を０．０
１〜０．３０％に限定した。
頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化
物や窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト地
に析出することにより、頭部内部の硬度を向上させる元
素であるが、０．０１％未満では、炭化物や窒化物の形
成が困難となり、レール頭部内部のパーライト組織の析
出硬化が困難となる。また、０．３０％を超えて添加し
てもそれ以上の効果が期待できないため、Ｖ量を０．０
１〜０．３０％に限定した。
【００１７】Ｎｂは、Ｖと同様にＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化
物による析出硬化で強度を高め、さらに、高温度に加熱
する熱処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作用
によりオーステナイト粒を微細化させ、そのオーステナ
イト粒成長抑制効果はＶよりも高温度域（１２００℃近
傍）まで作用し、パーライト組織の延性と靭性を改善す
る。その効果は、０．００２％未満では期待できず、ま
た０．０５０％を超える過剰な添加を行ってもそれ以上
の効果が期待できない。従って、Ｎｂ量を０．００２〜
０．０５０％に限定した。
物による析出硬化で強度を高め、さらに、高温度に加熱
する熱処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作用
によりオーステナイト粒を微細化させ、そのオーステナ
イト粒成長抑制効果はＶよりも高温度域（１２００℃近
傍）まで作用し、パーライト組織の延性と靭性を改善す
る。その効果は、０．００２％未満では期待できず、ま
た０．０５０％を超える過剰な添加を行ってもそれ以上
の効果が期待できない。従って、Ｎｂ量を０．００２〜
０．０５０％に限定した。
【００１８】Ｃｕは、パーライト鋼の靭性を損なわず強
度を向上させる元素であり、その効果は０．０５〜２．
００％の範囲で最も大きく、また２．００％を超えると
赤熱脆化を生じやすくなることから、Ｃｕ量を０．０５
〜２．００％に限定した。
度を向上させる元素であり、その効果は０．０５〜２．
００％の範囲で最も大きく、また２．００％を超えると
赤熱脆化を生じやすくなることから、Ｃｕ量を０．０５
〜２．００％に限定した。
【００１９】Ｎｉは、パーライト鋼の延性と靭性を向上
させ、同時に、固溶強化によりパーライト鋼の高強度化
を図る元素であるが、０．０５％未満ではその効果が著
しく小さく、また２．００％を超える過剰な添加を行っ
てもそれ以上の効果が期待できない。したがって、Ｎｉ
量を０．０５〜２．００％に限定した。
させ、同時に、固溶強化によりパーライト鋼の高強度化
を図る元素であるが、０．０５％未満ではその効果が著
しく小さく、また２．００％を超える過剰な添加を行っ
てもそれ以上の効果が期待できない。したがって、Ｎｉ
量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２０】Ｃｏは、パーライトの変態エネルギーを増
加させて、パーライト組織を微細にすることにより強度
を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効
果が期待できず、また２．００％を超える過剰な添加を
行ってもその効果が飽和域に達してしまうため、Ｃｏ量
を０．１０〜２．００％に限定した。
加させて、パーライト組織を微細にすることにより強度
を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効
果が期待できず、また２．００％を超える過剰な添加を
行ってもその効果が飽和域に達してしまうため、Ｃｏ量
を０．１０〜２．００％に限定した。
【００２１】Ｔｉは、レール圧延時の再加熱において、
析出したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が溶解しないことを利
用して、圧延加熱時のオーステナイト結晶粒の微細化を
図り、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有
効な成分である。しかし、０．００５％未満ではその効
果が少なく、０．１００％を超えて添加すると、粗大な
Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が生成して、レール使用中の疲
労損傷の起点となり、き裂を発生させるため、Ｔｉ量を
０．００５〜０．１００％に限定した。
析出したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が溶解しないことを利
用して、圧延加熱時のオーステナイト結晶粒の微細化を
図り、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有
効な成分である。しかし、０．００５％未満ではその効
果が少なく、０．１００％を超えて添加すると、粗大な
Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が生成して、レール使用中の疲
労損傷の起点となり、き裂を発生させるため、Ｔｉ量を
０．００５〜０．１００％に限定した。
【００２２】Ｃａは、不可避的不純物であるＳとの結合
力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳ
がＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄
帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果
パーライトブロックサイズを微細化することにより、パ
ーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱
く、０．０１００％を超えて添加するとＣａの粗大酸化
物が生成してレール延性や靭性を劣化させるため、Ｃａ
量を０．０００５〜０．０１００％に限定した。
力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳ
がＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄
帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果
パーライトブロックサイズを微細化することにより、パ
ーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素
である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱
く、０．０１００％を超えて添加するとＣａの粗大酸化
物が生成してレール延性や靭性を劣化させるため、Ｃａ
量を０．０００５〜０．０１００％に限定した。
【００２３】Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して
微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において
結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を
図り、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有
効な元素である。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳがＭｎＳを微
細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、
パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライト
ブロックサイズを微細化することにより、パーライト組
織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素である。し
かし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、また
０．０１００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が
生成してレール延性や靭性を劣化させるため、Ｍｇ量を
０．０００５〜０．０１００％に限定した。
微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において
結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を
図り、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有
効な元素である。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳがＭｎＳを微
細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、
パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライト
ブロックサイズを微細化することにより、パーライト組
織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素である。し
かし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、また
０．０１００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が
生成してレール延性や靭性を劣化させるため、Ｍｇ量を
０．０００５〜０．０１００％に限定した。
【００２４】上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溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、
さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。次に、
この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるい
は熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱
処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーラ
イト組織を安定的に生成させることが可能となる。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、
さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。次に、
この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるい
は熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱
処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーラ
イト組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００２５】レール鋼の圧延では鋳片の粗形圧延を行っ
た後の仕上げ圧延段階においては、レールの成形性確保
の観点からその１パス当たりの圧下量は断面減少率にし
て通常５〜３０％の比較的小さい範囲であり、仕上げ温
度は１０００℃程度である。これに対して、最近はより
低温で圧延し、延性や靱性の改善を目的とした制御圧延
も行われている。
た後の仕上げ圧延段階においては、レールの成形性確保
の観点からその１パス当たりの圧下量は断面減少率にし
て通常５〜３０％の比較的小さい範囲であり、仕上げ温
度は１０００℃程度である。これに対して、最近はより
低温で圧延し、延性や靱性の改善を目的とした制御圧延
も行われている。
【００２６】一般にフェライトを主体にした鋼の制御圧
延の場合はオーステナイトの未再結晶領域まで圧延温度
を低下させ、加工オーステナイト中へのひずみの導入に
よりフェライト核の増大を図り、細粒フェライトを得る
制御圧延法が採られている。しかしながらパーライト鋼
の場合は、共析変態のためパーライトの成長速度が大き
く、オーステナイト粒内変態核が有効に作用せず、実質
的に細粒パーライトが得られ難いことがわかった。した
がって、整粒の細粒オーステナイト鋼を得ることがパー
ライト細粒化に必要なことがわかった。
延の場合はオーステナイトの未再結晶領域まで圧延温度
を低下させ、加工オーステナイト中へのひずみの導入に
よりフェライト核の増大を図り、細粒フェライトを得る
制御圧延法が採られている。しかしながらパーライト鋼
の場合は、共析変態のためパーライトの成長速度が大き
く、オーステナイト粒内変態核が有効に作用せず、実質
的に細粒パーライトが得られ難いことがわかった。した
がって、整粒の細粒オーステナイト鋼を得ることがパー
ライト細粒化に必要なことがわかった。
【００２７】かかる観点から、高炭素鋼のオーステナイ
トの再結晶挙動を詳細に検討した結果、１）低炭素鋼に
比較して低い温度まで、かつ低加工度で再結晶するこ
と、２）加工後、完全再結晶に要する時間が非常に小さ
い、すなわち圧延直後に再結晶を完了すること、３）小
さな圧下でも連続的に加工を加えると、その都度再結晶
を繰り返し、次の加工までの粒成長が抑制されるため、
整細粒の再結晶オーステナイト粒が得られることを知見
した。これらの知見をもとにその最適な加工条件範囲を
見出した。以下に条件の限定理由を述べる。
トの再結晶挙動を詳細に検討した結果、１）低炭素鋼に
比較して低い温度まで、かつ低加工度で再結晶するこ
と、２）加工後、完全再結晶に要する時間が非常に小さ
い、すなわち圧延直後に再結晶を完了すること、３）小
さな圧下でも連続的に加工を加えると、その都度再結晶
を繰り返し、次の加工までの粒成長が抑制されるため、
整細粒の再結晶オーステナイト粒が得られることを知見
した。これらの知見をもとにその最適な加工条件範囲を
見出した。以下に条件の限定理由を述べる。
【００２８】仕上げ圧延温度については８５０〜１００
０℃の範囲が最適で８５０℃未満ではオーステナイトが
未再結晶状態となり、先に述べたようにパーライトの微
細化に有効でない。一方、１０００℃超の場合は圧延後
のオーステナイト粒の成長が大きく、パーライト変態時
に混粒の粗粒オーステナイトとなり、パーライトの微細
化に有効でない。
０℃の範囲が最適で８５０℃未満ではオーステナイトが
未再結晶状態となり、先に述べたようにパーライトの微
細化に有効でない。一方、１０００℃超の場合は圧延後
のオーステナイト粒の成長が大きく、パーライト変態時
に混粒の粗粒オーステナイトとなり、パーライトの微細
化に有効でない。
【００２９】圧下率については５〜３０％の範囲で５％
未満の場合は再結晶を発現させうるに有効なひずみの導
入ができず、また３０％超の場合は再結晶には有効であ
るが、レール圧延工程での全断面減少量から圧延パス回
数が十分に採れなくなることおよびレール成形が困難に
なることから有効でない。
未満の場合は再結晶を発現させうるに有効なひずみの導
入ができず、また３０％超の場合は再結晶には有効であ
るが、レール圧延工程での全断面減少量から圧延パス回
数が十分に採れなくなることおよびレール成形が困難に
なることから有効でない。
【００３０】パス間時間については１０秒以下が必要で
ある。高温におけるオーステナイト粒は隣接粒同士の合
体による結晶粒の粗大化、混粒化、いわゆる粒成長が起
こる。通常のリバース圧延や圧延機間の距離が大きい場
合、パス間時間は２０〜２５秒程度となり、この間に圧
延されたオーステナイト粒のひずみの回復、再結晶、さ
らには粒成長が起こる。本発明では圧延直後に再結晶を
完了するため、先に示したようなパス間時間の間に粒成
長が生じ、再結晶により細粒となった効果が減じられ
る。パス間時間が１０秒を超えるとこのパス間での粒成
長の影響が看過できなくなる程に大きくなり、圧延再結
晶によるオーステナイト粒の細粒化効果が減じ、目的を
達成できない。
ある。高温におけるオーステナイト粒は隣接粒同士の合
体による結晶粒の粗大化、混粒化、いわゆる粒成長が起
こる。通常のリバース圧延や圧延機間の距離が大きい場
合、パス間時間は２０〜２５秒程度となり、この間に圧
延されたオーステナイト粒のひずみの回復、再結晶、さ
らには粒成長が起こる。本発明では圧延直後に再結晶を
完了するため、先に示したようなパス間時間の間に粒成
長が生じ、再結晶により細粒となった効果が減じられ
る。パス間時間が１０秒を超えるとこのパス間での粒成
長の影響が看過できなくなる程に大きくなり、圧延再結
晶によるオーステナイト粒の細粒化効果が減じ、目的を
達成できない。
【００３１】また、先に述べたように再結晶の繰り返し
による細粒化の観点から、少なくとも２パス以上の連続
圧延が必要である。
による細粒化の観点から、少なくとも２パス以上の連続
圧延が必要である。
【００３２】以上の圧延を完了後、続いてレール表面で
の冷却速度が０．５℃／ｓ以上で８００〜９５０℃まで
冷却を行う理由について述べる。先に圧延パス間のオー
ステナイトの粒成長は圧延後１０秒を超えるとその影響
を看過できなくなることを述べたが、圧延終了後のオー
ステナイトの粒成長も同様な挙動をとる。この時、オー
ステナイトの温度を低下させることで粒成長の抑制が可
能となる。したがって、レール表面での冷却速度が０．
５℃／ｓ以上で８００〜９５０℃まで冷却することで粒
成長への温度の影響を回避する必要がある。なお冷却速
度の上限は特に規定しないが、例えばガスを吹き付けて
冷却する方法ではおよそ５０℃／ｓ位までの速度で冷却
することができる。
の冷却速度が０．５℃／ｓ以上で８００〜９５０℃まで
冷却を行う理由について述べる。先に圧延パス間のオー
ステナイトの粒成長は圧延後１０秒を超えるとその影響
を看過できなくなることを述べたが、圧延終了後のオー
ステナイトの粒成長も同様な挙動をとる。この時、オー
ステナイトの温度を低下させることで粒成長の抑制が可
能となる。したがって、レール表面での冷却速度が０．
５℃／ｓ以上で８００〜９５０℃まで冷却することで粒
成長への温度の影響を回避する必要がある。なお冷却速
度の上限は特に規定しないが、例えばガスを吹き付けて
冷却する方法ではおよそ５０℃／ｓ位までの速度で冷却
することができる。
【００３３】レールはその後さらに常温まで冷却され
る。この冷却は放冷でもよいが、強度をさらに向上させ
る場合は加速冷却を行う。加速冷却は７００以上の温度
から５００℃までの間で２〜１５℃／ｓで行うことが好
ましく、以下にその限定理由について述べる。冷却開始
温度は鋼のオーステナイト域、少なくとも７００℃以上
が必要でこれを下回る場合は有効な変態強化ができな
い。また、冷却速度は鋼の変態にかかわる温度範囲、す
なわち７００以上の温度から５００℃までの間で２〜１
５℃／ｓが必要で、２℃／ｓ未満では放冷と比較して差
が顕著でない変態強化しか得られない。また１５℃／ｓ
超ではベイナイトあるいはマルテンサイトなどの異常組
織の混入を招き、耐摩耗性や靱性を著しく阻害する。
る。この冷却は放冷でもよいが、強度をさらに向上させ
る場合は加速冷却を行う。加速冷却は７００以上の温度
から５００℃までの間で２〜１５℃／ｓで行うことが好
ましく、以下にその限定理由について述べる。冷却開始
温度は鋼のオーステナイト域、少なくとも７００℃以上
が必要でこれを下回る場合は有効な変態強化ができな
い。また、冷却速度は鋼の変態にかかわる温度範囲、す
なわち７００以上の温度から５００℃までの間で２〜１
５℃／ｓが必要で、２℃／ｓ未満では放冷と比較して差
が顕著でない変態強化しか得られない。また１５℃／ｓ
超ではベイナイトあるいはマルテンサイトなどの異常組
織の混入を招き、耐摩耗性や靱性を著しく阻害する。
【００３４】上記のような本発明法によれば、細粒のパ
ーライト組織を得、耐摩耗性に加え、靱性を向上させた
レールを製造することができる。
ーライト組織を得、耐摩耗性に加え、靱性を向上させた
レールを製造することができる。
【００３５】
【実施例】表１に金属組織がパーライトを呈する供試鋼
の化学成分を示す。表２は加熱条件と仕上げ圧延条件に
ついて本発明法および比較法を示す。表３は圧延直後の
冷却条件を示す。表４は高強度化のための熱処理冷却条
件を示す。表５に、表１から表４に示した鋼成分、圧延
条件、圧延直後の冷却条件および高強度化のための熱処
理冷却条件を組み合わせてレールを製造した場合の、本
発明法および比較法のレール鋼の機械的性質を示す。本
発明法では、鋼成分および冷却条件によりレールの強度
は変化するが、延性値、靱性値は比較法のそれに比較し
て著しく高い値を示すことがわかる。
の化学成分を示す。表２は加熱条件と仕上げ圧延条件に
ついて本発明法および比較法を示す。表３は圧延直後の
冷却条件を示す。表４は高強度化のための熱処理冷却条
件を示す。表５に、表１から表４に示した鋼成分、圧延
条件、圧延直後の冷却条件および高強度化のための熱処
理冷却条件を組み合わせてレールを製造した場合の、本
発明法および比較法のレール鋼の機械的性質を示す。本
発明法では、鋼成分および冷却条件によりレールの強度
は変化するが、延性値、靱性値は比較法のそれに比較し
て著しく高い値を示すことがわかる。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の方法により
圧延中および圧延後の再結晶細粒オーステナイト（γ）
の粒成長を抑制することで、強度と耐摩耗性に優れた高
炭素のパーライト組織を呈した鋼にさらに靭性を付与し
た高靭性レールを得ることができる。
圧延中および圧延後の再結晶細粒オーステナイト（γ）
の粒成長を抑制することで、強度と耐摩耗性に優れた高
炭素のパーライト組織を呈した鋼にさらに靭性を付与し
た高靭性レールを得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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） 4K032 AA06 AA07 AA08 AA09 AA10 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA19 AA22 AA23 AA24 AA31 AA32 AA35 AA36 CB01 CC04 CD01 CD02 CD03 CD05
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％でＣ：０．６０〜１．２０％を含
む鋼片を、レール形状に粗圧延した後、該レールの表面
温度が８５０〜１０００℃の間を１パス当たり断面減少
圧下率が５〜３０％の圧延を２パス以上でかつ圧延パス
間を１０秒以下とする連続仕上げ圧延を施し、続いてレ
ール表面での冷却速度を０．５℃／秒以上で８００〜９
５０℃まで冷却し、その後、放冷もしくは加速冷却を行
うことを特徴とするパーライト金属組織を呈した高耐摩
耗・高靭性レールの製造方法。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．６０〜１．２０％、 を含み、さらに Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、 Ｖ ：０．０１〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．００％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼片をレール形状に粗圧延した後、
該レールの表面温度が８５０〜１０００℃の間を１パス
当たり断面減少圧下率が５〜３０％の圧延を２パス以上
でかつ圧延パス間を１０秒以下とする連続仕上げ圧延を
施し、続いてレール表面での冷却速度が０．５℃／秒以
上で８００〜９５０℃まで冷却し、その後、放冷もしく
は加速冷却を行うことを特徴とするパーライト金属組織
を呈した高耐摩耗・高靭性レールの製造方法。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．６〜１．２０％、 を含み、さらに Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、 Ｖ ：０．０１〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．００％、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼片をレール形状に粗圧延した後、
該レールの表面温度が８５０〜１０００℃の間を１パス
当たり断面減少圧下率が５〜３０％の圧延を２パス以上
でかつ圧延パス間を１０秒以下とする連続仕上げ圧延を
施し、続いてレール表面での冷却速度が０．５℃／秒以
上で８００〜９５０℃まで冷却し、その後、７００℃以
上の温度から５００℃までの間を２〜１５℃／秒で冷却
することを特徴とするパーライト金属組織を呈した高耐
摩耗・高靭性レールの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000040636A JP2001234238A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000040636A JP2001234238A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001234238A true JP2001234238A (ja) | 2001-08-28 |
Family
ID=18563986
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000040636A Pending JP2001234238A (ja) | 2000-02-18 | 2000-02-18 | 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001234238A (ja) |
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| WO2008013300A1 (fr) | 2006-07-24 | 2008-01-31 | Nippon Steel Corporation | Procédé de fabrication d'un rail perlitique présentant une excellente résistance à l'usure et une excellente ductilité |
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-
2000
- 2000-02-18 JP JP2000040636A patent/JP2001234238A/ja active Pending
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