JP6555447B2 - レールの製造方法 - Google Patents
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Description
そこで、合金元素を添加し、レールの矯正処理前の0.2%耐力を十分に上昇させておく必要が生じるが、合金元素の多量添加は、却ってパーライト組織以外の異常組織の生成をまねくため、現状以上の合金元素の添加は困難である。従って、バウシンガー効果により低下する0.2%耐力を合金元素の添加以外の手法で抑制する必要がある。
特許文献2では、CおよびCu量を規定し、450℃〜550℃の加熱温度で0.5h〜24hの後熱処理を施すことが提案されているが、加熱温度が高く、却って転位の回復により0.2%耐力の低下を招くため、矯正処理後の0.2%耐力はより低いものとなる。
特許文献3に記載の技術では、C量を0.85%超えとし、セメンタイト量を増加させることで高い0.2%耐力を確保する一方で、伸びが低下してレールに亀裂が入りやすくなるため、耐疲労損傷性を確保することができない。
特許文献4に記載のパーライト鋼レールは、0.2%耐力が800MPa未満と低く、耐疲労損傷性の確保が困難であるのが実状である。
1.質量%で、
C :0.70〜0.85%、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:0.4〜1.5%、
P :0.035%以下、
S :0.010%以下および
Cr:0.05〜1.50%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施してレールを作製し、該レールを50tf以上の荷重にて矯正したのち、150℃以上400℃以下の温度域に0.5時間以上10時間以下保持する熱処理を施すレールの製造方法。
V :0.30%以下、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Nb:0.05%以下、
Mo:0.5%以下、
Al:0.07%以下、
W :1.0%以下、
B :0.005%以下および
Ti:0.05%以下
からなる群より選択される1種または2種以上を含有する前記1に記載のレールの製造方法。
[成分組成]
まず、レールを作製するための鋼素材が上記した成分組成を有することが重要である。この成分組成を上記のように限定する理由を成分毎に説明する。なお、各成分の含有量の単位は「質量%」であるが、「%」と略記される。
Cは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、矯正処理後の熱処理時に0.2%耐力を向上させる効果を有する元素である。したがって、レールの0.2%耐力を確保するためにCの添加は必須であり、C含有量の増加に伴い0.2%耐力が向上する。すなわち、C含有量が0.70%未満であると、前記熱処理後に優れた0.2%耐力を得ることが難しい。一方、C含有量が0.85%を超えると、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが生成し、却ってレールの耐疲労損傷性が低下する。したがって、C含有量は0.70〜0.85%とする。好ましくは、0.75〜0.85%である。
Siは、脱酸剤としての効果を有する元素である。また、Siは、パーライト中のフェライトへの固溶強化により、レールの0.2%耐力を向上させる効果を有している。そのため、Si含有量を0.1%以上とする必要がある。一方、Si含有量が1.5%を超えると、Siが有する高い酸素との結合力のため、酸化物系介在物が多量に生成するため、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Si含有量は0.1〜1.5%とする。好ましくは、0.15〜1.5%である。
Mnは、鋼の変態温度を低下させてラメラー間隔を小さくすることにより、レールの高強度化に寄与する元素である。しかし、Mn含有量が0.4%未満では十分な効果が得られない。一方、Mn含有量が1.5%を超えると、鋼のミクロ偏析によりマルテンサイト組織を生じ易くなり、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Mn含有量は0.4〜1.5%とする。好ましくは、0.4〜1.4%である。
P含有量が0.035%を超えると、レールの延性が低下する。そのため、P含有量は0.035%以下とする。一方、P含有量の下限は特に限定されず0%であってもよいが、工業的には0%超である。なお、P含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、P含有量を0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.025%以下である。
Sは、主にA系(硫化物系)介在物の形態で鋼中に存在する。S含有量が0.010%を超えると前記介在物の量が著しく増加するとともに、粗大な介在物が生成するため、耐疲労損傷性が低下する。なお、S含有量を0.0005%未満とするには、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、S含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.009%以下である。
Crは、パーライト中のセメンタイトへの固溶強化により、0.2%耐力を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Cr含有量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr含有量が1.50%を超えると、Crの固溶強化によりマルテンサイト組織が生成するため、却って耐疲労損傷性が低下する。したがって、Cr含有量は0.05〜1.50%とする。好ましくは、0.10〜1.50%である。
V :0.30%以下、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Nb:0.05%以下、
Mo:0.5%以下、
Al:0.07%以下、
W :1.0%以下、
B :0.005%以下および
Ti:0.05%以下
からなる群より選択される1種または2種以上を、必要に応じてさらに含有することができる。
Vは、圧延中および圧延後に炭窒化物として析出し、析出強化により0.2%耐力を向上させる効果を有する元素である。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、V含有量が0.30%を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、耐疲労損傷性の低下を招く。したがって、Vを添加する場合は、V含有量を0.30%以下とすることが好ましい。
Cuは、Crと同様に、固溶強化により0.2%耐力を向上させる効果を有する元素である。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、Cu含有量が1.0%を超えるとCu割れが生じる。したがって、Cuを添加する場合は、Cu含有量を1.0%以下とすることが好ましい。
Niは、延性を劣化することなく0.2%耐力を向上させる効果を有する。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。また、NiをCuと複合添加することによってCu割れを抑制できるため、Cuを添加する場合にはNiも添加することが望ましい。一方、Ni含有量が1.0%を超えると、焼入れ性が上昇してマルテンサイトが生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Niを添加する場合は、Ni含有量を1.0%以下とすることが好ましい。
Nbは、圧延中及び圧延後に炭窒化物として析出し、パーライト系レールの0.2%耐力を向上させる。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、Nb含有量が0.05%を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、延性が低下する。したがって、Nbを添加する場合は、Nb含有量を0.05%以下とすることが好ましい。
Moは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化により0.2%耐力を向上させる。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、Mo含有量が0.5%を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Moを添加する場合、Mo含有量を0.5%以下とすることが好ましい。
Alは、脱酸剤として添加される元素である。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、Al含有量が0.07%を超えると、Alの有する高い酸素との結合力のため、酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Al含有量は0.07%以下とすることが好ましい。
Wは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化により0.2%耐力を向上させる。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、W含有量が1.0%を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Wを添加する場合は、W含有量を1.0%以下とすることが好ましい。
Bは、圧延中及び圧延後に窒化物として析出し、析出強化により0.2%耐力を向上させる。そのためには、0.0001%以上で添加することが好ましい。しかし、B含有量が0.005%を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Bを添加する場合、B含有量を0.005%以下とすることが好ましい。
Tiは、圧延中及び圧延後に炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出し、析出強化により0.2%耐力を向上させる。そのためには、0.001%以上で添加することが好ましい。一方、Ti含有量が0.05%を超えると粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Tiを添加する場合、Ti含有量を0.05%以下とすることが好ましい。
次に、本発明のレールを製造する方法について説明する。
本発明に従うレールは、定法に従って、熱間圧延、次いで冷却によりレールを作製し、その後50tf以上の荷重での矯正処理を行った後に所定の条件での熱処理を施すことによって製造することができる。
まず、転炉または電気炉で鋼を溶製し、必要に応じて脱ガスなどの二次精錬を経て、鋼の成分組成を上記範囲に調整する。次いで、連続鋳造を行ってブルームなどの鋼素材とする。次に、前記鋼素材を、加熱炉で1200〜1350℃に加熱した後、熱間圧延してレールとする。前記熱間圧延は圧延終了温度:850〜1000℃で行い、熱間圧延後のレールを冷却速度:1〜10℃/sで冷却することが好ましい。
すなわち、レールの耐疲労損傷性を向上させるためには、レールの0.2%耐力を向上させ、塑性変形領域をなるべく抑制する必要がある。0.2%耐力は合金元素の添加により上昇させることができるが、それでは却ってマルテンサイトのような異常組織の生成により、レールの耐疲労損傷性の低下を招く。異常組織の生成を抑制し、0.2%耐力を向上させるためには、上記の条件に従う熱処理が有効であり、最適な熱処理を施すことで0.2%耐力を向上させることができる。
得られたレールのそれぞれについて引張試験を実施して、0.2%耐力、引張強さおよび伸びを測定した。また、耐疲労損傷性の試験を行って各レールの耐疲労損傷性を測定した。測定方法は、以下の通りとした。
得られた各レールの頭部について、図1に示す部位から引張試験片を採取した。すなわち、引張試験片は、AREMA Chapter4の2.1.3.4に記載の位置(図1参照)からASTM A370に記載の平行部が12.7mmの引張試験片を採取した。次いで、得られた引張試験片を用い、引張速度:1mm/min、評点間距離:50mmの条件で引張試験を行って、0.2%耐力、引張強さおよび伸びを測定した。測定された値は表2に示した通りである。
なお、引張試験は、矯正処理を実施直後のレールの頭部から試験片を採取して実施するとともに、No.1およびNo.2については、矯正処理の後に熱処理を行うことなく10時間経過後のレール頭部から、またNo.1およびNo.2以外については、表2に示した熱処理条件での熱処理後のレールの頭部から、も引張試験片を採取して行った。
耐疲労損傷性は、西原式摩耗試験機を用いて実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートして評価した。すなわち、接触面を曲率半径15mmの曲面とした直径30mm(外径30mm、内径16mm)の円筒型試験片を、矯正処理実施後のレールについて、および、熱処理実施後、あるいは熱処理を行っていない場合は矯正処理終了から10時間経過後のレールについて、図2(a)に示すレール頭部の部位から採取した。該円筒型試験片を、図2(b)に示すように、接触圧力:2.2GPa、すべり率:−20%、油潤滑条件で試験機に供し、試験片接触面に剥離が発生した時点を疲労損傷寿命とした。疲労損傷寿命の大小を比較する際の基準として、現用のC量0.81%のパーライト鋼レールを採用し、該レール(A1)よりも10%以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判定した。
また、図2に示す車輪材は、質量%で、0.76%C−0.35%Si−0.85%Mn―0.017%P−0.008%S−0.25%Crおよび、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する、直径33mmの丸棒を、900℃に加熱して40分保持後放冷し、図2(b)に示す車輪材に加工し、試験に供した。車輪材の硬度はHV280とした。
Claims (2)
- 質量%で、
C :0.70〜0.85%、
Si:0.1〜1.5%、
Mn:0.4〜1.5%、
P :0.035%以下、
S :0.010%以下および
Cr:0.05〜1.50%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施してレールを作製し、該レールを50tf以上の荷重にて矯正したのち、150℃以上400℃以下の温度域に0.5時間以上10時間以下保持する熱処理を施し、該熱処理後のレールの0.2%耐力を該熱処理前のレールの0.2%耐力よりも39MPa以上高く、かつ971MPa以上とする、レールの製造方法。 - 前記成分組成が、さらに質量%で、
V :0.30%以下、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Nb:0.05%以下、
Mo:0.5%以下、
Al:0.07%以下、
W :1.0%以下、
B :0.005%以下および
Ti:0.05%以下
からなる群より選択される1種または2種以上を含有する請求項1に記載のレールの製造方法。
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