JP2016156071A - パーライト鋼レール - Google Patents
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Abstract
Description
このような背景から、前述のような過酷な軌道環境に敷設するレールに対しては、これまで以上の耐摩耗性、耐疲労損傷性が求められるようになってきた。つまり、現用の高強度レールが有する耐摩耗性、耐疲労損傷性以上の優れた耐摩耗性、耐疲労損傷性を有したレールの開発が求められるようになってきている。
<2>過共析鋼(C:0.85超〜1.20%)を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させ、同時に硬度を制御した耐摩耗性に優れたレール(特許文献2)。
235×C[質量%]+190≦H[Hv]≦235×C[質量%]+290…(1)
(2)また、上記(1)のパーライト鋼レールには、質量%でさらに、下記a群〜f群の成分の1群または2群以上を選択的に含有させることができる。
a群:Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%の1種または2種。
b群:Co:0.10〜1.00%、Cu:0.05〜1.00%、Ni:0.01〜1.00%の1種または2種以上。
c群:B:0.0005〜0.0050%。
d群:Ti:0.0005〜0.050%、V:0.0005〜0.50%の1種または2種。
e群:Al:0.0020〜1.00%、Zr:0.0005〜0.2000%の1種または2種。
f群:Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0200%、REM:0.0005〜0.0500%の1種または2種以上。
本実施形態として、パーライト鋼レール(以下、単にレールとも称する。)につき、詳細に説明する。以下、組成における質量%は、単に%と記載する。
235×C[質量%]+190≦H[Hv]≦235×C[質量%]+290…(1)
まず、本発明を完成するに至った本発明者らの新たな知見について説明する。
析出強化は、パーライト組織中のフェライト相中に微細析出物を生成させて、フェライト相を強化する。その強化を担う析出物としては、熱間圧延‐冷却(レールの製造工程)を考慮するに、炭化物や窒化物、炭窒化物が有望であることが判明した。
Nb系析出物は凝固直後の固相に生成し、熱間圧延の粗圧延や中間圧延工程相当の温度域での圧延において、再結晶後のオーステナイト相(再結晶オーステナイト相)の粒成長を低減し、オーステナイト結晶粒を微細化させる効果があることを確認した。また仕上圧延工程相当の温度域では再結晶粒の粒成長抑制ないしは再結晶の抑制効果があることを確認した。さらに、パーライト組織中のフェライト相中には微細化な析出物が生成しており、本発明の目的とする析出強化が達成されることを確認した。
一般的に、析出強化に伴い延性や靭性は低下する。しかし、前記のNb系析出物に起因するパーライト組織の微細化による延性向上効果が、析出強化による延性や靭性の劣化を補えることが分かった。このことから、Nbが析出強化を実現できる元素として有効であることが判明した。
本実施形態のレールにおいて、鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。
Nb量が0.50%以下では、析出強化が不十分であることが分かった。一方、Nb添加量が2.00%超では析出強化が達成されるが、全伸びがNb無添加より低下することが分かった。したがって、Nbの成分限定範囲の詳細は以下のとおりである。
以下に、目的、作用、効果別にこれら元素群をa〜f群と分け、詳細に説明する。
Cr、Moは平衡の共析点(パーライト変態の際の過冷度の基準となる平衡温度)を上昇させ、同一冷却速度で冷却した場合に、無添加時に比べ、平衡変態温度とパーライト変態温度、即ち過冷度を増加させ、パーライト組織のラメラ間隔(フェライト相とセメンタイトの層間隔)を微細化することにより高硬度化を図る元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にCr、Moの1種または2種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。
Co、Cu、Niはパーライト組織のフェライト相中に固溶し、固溶強化機構によりパーライト組織の硬度を向上させる元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にCo、Cu、Niの1種または2種以上を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。
Bは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成してオーステナイト相の粒成長を阻害する効果、過共析鋼においては初析セメンタイトの生成を微細化する効果、さらに、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させて頭部の硬度分布を均一化する効果を有する元素である。この効果を目的にBを選択的に添加する。Bの成分限定理由は以下の通りである。
Bが0.0005%未満では、上記の効果は十分でなく、初析セメンタイトの生成やレール頭部の硬度分布の改善が認められない。また、0.0050%を超えて添加すると、オーステナイト粒界に粗大な鉄炭ほう化物が生成し、レール鋼の延性が大きく低下するため、B含有量は0.0005〜0.0050%が望ましい。
Ti、Vは鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程中におけるオーステナイト相中に炭化物、窒化物、炭窒化物として析出し(同時に添加するとTi‐Vの複合析出物として生成)、析出物がオーステナイト粒界の粒成長を阻害することでオーステナイト結晶粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。また、パーライト組織のフェライト相中に微細に析出することにより硬度を上昇させる元素でもある(特にV)。パーライト組織の延性向上、硬度向上を目的にこれら元素の1種または2種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りである。
Al、Zrは脱酸剤として溶鋼中で作用するだけではなく、延靭性を低下せしめる初析セメンタイトの生成を抑制する元素である。初析セメンタイトの抑制機構としては、Al共析点を高温側へ、共析炭素濃度を高炭素側へ移動させることで、パーライト組織形成を安定化させ、初析セメンタイトの生成を抑制する。Zrは溶鋼中で生成するZrO2がオーステナイト相との格子整合性が良いため、凝固初晶がオーステナイト相であるレール鋼では凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高め、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制することで、過共析鋼レールにおいて偏析部に生成する初析セメンタイトの生成を抑制する。過共析炭素量のレール鋼においてパーライト組織の安定形成のためにこれら元素の1種または2種を選択的に添加する。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。
Mg、Ca、REMは脱酸・脱硫を目的に溶鋼中で作用するだけではなく、溶鋼中やオーステナイト相中に微細な酸化物、硫化物、酸硫化物として生成させることにより、熱間圧延の再加熱工程において、オーステナイト相の粒成長を抑制し、オーステナイト相の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、酸化物や硫化物MnSの生成核として作用し、MnSを微細に分散させることで、MnSの周囲に形成されるMn希薄帯がオーステナイト相中に多量に形成され、パーライト変態の生成に寄与する。その結果パーライト組織が微細化(パーライトブロックが微細化)することにより、延性を向上させるのに有効な元素でもある。パーライト組織の延性向上を目的に、これら元素の1種または2種以上を選択的に添加してもよい。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。
なお、REMとはCe、La、PrまたはNd等の希土類元素である。上記含有量はこれらの全REMの含有量の総和を限定するものである。含有量の総和が上記範囲内にあれば、各元素単独あるいは各元素が複合的に含まれる形態(2種以上の元素が含有される形態)であっても、同様な効果が得られる。
Nは、鋼中に不可避的に含有される元素である。精錬工程での二次精錬(脱ガス)を行うと、N量は0.0040〜0.0060%まで低減する。N量が増加すると、Nb系炭窒化物の生成量が増加すると同時に粗大化する。このため、本発明の一態様において、N添加量を0.010%以下にすることが好ましい。N量が0.010%超では微細なNb系炭窒化物の生成量の増加と比較して粗大化が顕著となり、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、N量を0.010%以下に限定してもよい。
また、上記のような成分組成で構成されるレールは、転炉、電気炉などの通常の方法で溶製し、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、熱間圧延用鋼片を鋳造する。熱間圧延用鋼片は熱間圧延にてレールに造形される。熱間圧延後はオーステナイト領域から冷却装置による加速冷却が行われる。または、熱間圧延後、放冷にて室温付近まで冷却された鋼片をオーステナイト領域まで再加熱した後、加速冷却を行ってもよい。
次に、レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として少なくとも深さ25mmの範囲における金属組織において、95%面積%以上のパーライト組織に限定した理由について説明する。
レール頭部3は、頭頂部1と、頭頂部1の両端に位置する頭部コーナー部2と、側頭部12とを有する。頭頂部1は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する略平坦な領域である。側頭部12は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の側部に延在する略平坦な領域である。頭部コーナー部2は、頭頂部1と側頭部12の間に延在する丸められた角部と、側頭部12の上半分(側頭部12の、鉛直方向に沿った1/2部より上側)とを併せた領域である。
頭頂部1の表面と頭部コーナー部2の表面は、レールの中で、車輪に接触する頻度が最も高い領域である。頭部コーナー部2および頭頂部1の表面を起点として深さ25mmまでの範囲を頭表部3aと呼ぶ。
本発明では、少なくともこの頭表部3a(図2中で示した網掛け部)が、面積率で95%以上のパーライト組織であることが重要である。なお、頭部コーナー部の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー(G.C.)部である。
前記の頭表部3aの金属組織は全て耐摩耗性に優れるパーライト組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系、更には、熱処理工程時の加速冷却条件の選択によっては、微量な初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。これらの組織が微量に混入しても、レールの特性には悪影響を及ぼさないため、前記の頭表部3a(図2に示す網掛け部分)において面積率で5%までは初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもかまわない。換言すれば、本発明に係るレールの頭表部のパーライト組織の面積率を95%以上とし、パーライト組織以外の上記のような組織が混住する場合は、その組織は面積率で合計5%以下に制限する。したがって、レールの頭表部3aのパーライト組織の面積率の上限は100%である。なお、本発明における「パーライト組織」とはパーライト組織の面積率が95%以上の状態である。
析出物のサイズは以下の方法により測定される。後に説明する方法で観察した析出物の平均粒子径を測定することで求める。析出物が真円に近い場合は、析出物と等しい面積の直径を平均粒子径とする。形状が真球状ではなく、楕円体、直方体の析出物の平均粒子径は、長径(長辺)と短径(短辺)の平均値とする。
平均粒径2〜30nmの析出物が生成していても、その生成数が1mm2あたり10×106個未満の場合は、個数が範囲内にあるパーライト組織よりも硬度が低くなる傾向がある。一方、析出物の生成数が1mm2あたり5,000×106個超の場合は、強化が飽和し、徐々に延性が下がり始める傾向にある。このため、鋼中の析出物は1mm2あたり10×106〜5,000×106個の範囲が好ましい。
このとき、平均粒子径が2nm以上30nm以下の析出物の個数を、少なくとも1000μm2以上の面積につき測定する。この測定結果を単位面積当たりの個数に換算する。例えば、1視野あたりの観察面積を20μm2とし、少なくとも50視野観察し、2〜30nm以下の析出物個数が50視野(1000μm2)で12,000個であれば、析出物密度は1mm2あたり12×106個と換算できる。
本発明では、Nb系析出物による析出硬化によってレール頭部の硬度を上昇させ、耐表面疲労損傷性を向上させることができる。
本発明に係るレールの硬度はC量、Nb量によって変わる。また、図2に示す頭表部3aにおける硬度は、レール頭頂部ないしは頭部コーナー部の表面から深さ方向にかけて減っていく。この深さ方向の硬度変化は、表面から深くなるにつれ、冷却速度が緩慢となっていくために起こる。
235×C[質量%]+190≦H[Hv]≦235×C[質量%]+290…(1)
金属材料の母材においては、非特許文献1に示すように、疲労限度(耐疲労特性)は材料の静的強度と相関関係があり、静的強度は硬度と相関関係があるため、レールの耐疲労特性を向上させるには、母材の硬度を向上させればよい。
測定器 :ビッカース硬度計(荷重98N)
測定用試験片採取:レール頭部の横断面からサンプル切り出し。
事前処理 :前記横断面を研磨。
測定方法 :JIS Z 2244に準じて測定。
硬度の算定:頭頂部表面下2mm位置、25mm位置において5点以上の測定を行い、平均値を「頭頂部表面下2mm位置の硬度、および頭頂部表面下25mm位置の硬度」とする。
なお、本発明において「横断面」とは、レール長手方向に垂直な断面である。
また、一般的な熱間圧延の最終圧延温度は850〜1050℃である。本発明の効果を十分に発現させるため、圧延で導入される転位上にNb系析出物を生成させ、生成した析出物が粗大化せずに、再結晶オーステナイト相の粒成長を抑制するには、850〜950℃で最終圧延を行うことが好ましい。
また、熱間圧延後の加速冷却(熱処理)は、レール頭部表面の温度が700℃以上のオーステナイト温度領域から550℃〜650℃の温度域まで平均冷却速度2〜30℃/secで冷却し、少なくとも400℃まで放冷することが好ましい。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
尚、表2、4に示す金属組織の「パーライト」との表記は、面積率で5%以下の初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイトやマルテンサイト組織が混入しているものも含んでいる。
また、表4に示す金属組織において、面積率で5%超の初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織が混入している比較例については、金属組織の欄に初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織も記載した。
製鋼工程において転炉および二次精錬(脱ガス)で成分調整を行い、連続鋳造にてレール熱間圧延用の鋼片(ブルーム)に鋳造した。鋼片は熱間圧延工程において、加熱炉にて1250℃で60分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度950℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後は熱処理工程にて、レールの頭頂部の表面が800℃の状態から、冷却速度10℃/secで600℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。
1.パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の組織観察方法は下記に示す通りである。
(1)観察試料: レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
(2)腐食方法: ナイタールに10sec浸漬(非特許文献1参照)。
(3)観察方法: 光学顕微鏡、200倍
(4)測定数:10視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
2.初析セメンタイトの組織観察方法は下記に示す通りである。
(1)観察試料: レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部断面を研磨したもの
(2)腐食方法: 煮沸したピクリン酸ソーダに浸漬(非特許文献2参照)。
(3)観察方法: 光学顕微鏡、200倍
(4)測定数:10視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
3.析出物、介在物(酸化物、硫化物等)の検出方法は下記に示す通りである。
(1)観察試料:レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
(鏡面状態で観察)
(2)観察方法:走査型電子顕微鏡 倍率:1,000〜50,000倍
(3)測定位置:頭部外郭表面を起点として深さ2〜25mmの任意の点
(4)測定方法:観察により、介在物、析出物の分析を行い、硫化物生成元素や炭化物生成元素からなる硫化物、炭化物、窒化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。生成物が矩形の場合は長辺と短辺の平均値とする。生成物が正方形の場合は直行する二辺の平均値とする。粒径が5μmを超えるものを粗大析出物、介在物と定義。
表1、表2に示した本発明レールおよび比較レールの頭頂部表面下およびコーナー部の硬度は、レール頭頂部表面から2mm深さ、25mm深さの位置で行った。また、硬度はビッカース硬度計で測定した。測定方法は下記に示すとおりである。
(1)事前処理:レール切断⇒横断面研摩。
(2)測定方法:JIS Z 2244に準じて測定。
(3)測定器:ビッカース硬度計(荷重98N)
(4)測定箇所:レール頭頂部表面から2mm深さ、25mm深さの位置
(5)測定数:5点以上測定し、平均値を鋼レールの代表値とした。
引張試験条件は下記の通りである。
試験機:万能小型引張試験機
試験片形状:JIS Z2201 4号相似
試験片採取位置:頭頂部表面より5mm下を試験片中心として採取(図3参照)。
平行部長さ:40mm、平行部直径:6mm、伸び測定評点間距離:21mm
引張速度:10mm/min、試験温度:常温(20℃)
(1)本発明レール(21本)
鋼符号 A01〜A21の鋼片から製造したレール、符号A01〜A21:化学成分値、頭頂部表面下2mmの金属組織、硬度が本願発明範囲内。
(2)比較レール(12本)
鋼符号 B01〜B12の鋼片から製造したレール、符号B01〜B12:C、Si、Mn、Nbの添加量、金属組織、硬度が本願発明範囲外。
図4に炭素量と硬度の関係を示す。図4の二本の破線は、前記で規定した本発明のレールの頭頂部表面下2mm位置の硬度範囲(Hv)を示す式(1)の上限(右辺、235×C[質量%]+290)と下限(左辺、235×C[質量%]+190)を示したものである。本発明のレールは式(1)で示した硬度範囲に収まっていた。また、鋼符号A08と鋼符号A09、鋼符号A10とA11においては、C量が同程度でも、Nb量が多い鋼符号A08やA10は、鋼符号A09や符号11よりも硬度が高かった。
鋼符号B03はSi量が規定範囲よりも低かったため、耐摩耗性や延性を劣化させる粗大酸化物が生成し、頭部内部では延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成した。鋼符号B04は過剰なSiの添加により焼入れ性が著しく向上し、耐摩耗性や延性を劣化させるマルテンサイト組織が生成した。
鋼符号B07はP量が規定範囲よりも高かったため、パーライト組織が脆化し、延性が低下した。
鋼符号B08はS量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大な介在物が生成した。
鋼符号B10はNb量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大なNb系析出物が生成した。
鋼符号B12は化学成分は規定範囲であったが、強化を担う合金の量が高かったため、式(1)の上限を上回り、延性が低下した。
次に、表1の鋼符号A02、A14、A16、A21の鋼片を用いて、加熱炉にて1260℃で70分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度950℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後の熱処理工程において、レールの頭頂部の表面が800℃の状態から、冷却速度5℃/secで640℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。この条件で製造したレールは以下の通りである。
鋼符号A02を用いたレール:符号C02
鋼符号A14を用いたレール:符号C14
鋼符号A16を用いたレール:符号C16
鋼符号A21を用いたレール:符号C21
符号C02、C14、C16、C21は、符号A02、A14、A16、A21と比較して、鋼符号が同じであっても、パーライト組織のフェライト相中の直径2〜30nmの析出物の個数が、前記の好ましい範囲内に入っているため、硬度が更に上昇した。
2:頭部コーナー部
3:レール頭部
3a:頭表部(頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ25mmまでの範囲、斜線部)
12:側頭部
Claims (2)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.70〜1.20%、
Si:0.10〜2.00%、
Mn:0.10〜2.00%、
Nb:0.50超〜2.00%を含有し、
P:0.025%以下、
S:0.025%以下、
に制限し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ25mmの範囲において、面積%で、95%以上がパーライト組織であり、
前記範囲の硬度Hの値が下記式(1)の範囲内であることを特徴とするパーライト鋼レール。
235×C[質量%]+190≦H[Hv]≦235×C[質量%]+290…(1) - 質量%で、さらに、下記a群〜f群の成分の1群または2群以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のパーライト鋼レール。
a群:Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%の1種または2種。
b群:Co:0.10〜1.00%、Cu:0.05〜1.00%、Ni:0.01〜1.00%の1種または2種以上。
c群:B:0.0005〜0.0050%。
d群:Ti:0.0005〜0.050%、V:0.0005〜0.50%の1種または2種。
e群:Al:0.0020〜1.00%、Zr:0.0005〜0.2000%の1種または2種。
f群:Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0200%、REM:0.0005〜0.0500%の1種または2種以上。
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