JPH0138853B2

JPH0138853B2 -

Info

Publication number: JPH0138853B2
Application number: JP60196980A
Authority: JP
Inventors: Hideaki Kageyama; Kazuo Sugino; Keiji Fukuda; Hiroki Yoshitake; Yoshiaki Makino; Katsuya Iwano
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-09-06
Filing date: 1985-09-06
Publication date: 1989-08-16
Also published as: JPS6256524A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、レールの品質特性に耐摩耗性、耐損
傷性と共に要求される溶接性を付与した高強度レ
ールの製造法に関するものである。（従来の技術）近年、海外の鉱山鉄道については高荷重化が、
また旅客鉄道については高速化が指向されてい
る。このような趨勢の中で、レールの品質特性
は、従来の耐摩耗性と耐損傷性に加え軌道保守の
合理化からロングレール化するため良好な溶接性
が重要な特性とされている。このような品質特性
の要求に対応して強度が110〜120級の高強度レー
ルが開発されている。特開昭55−125231号公報は
「Ｃ：0.55〜0.80％、Si：0.5〜1.20％、Mn：0.8〜
15％、Al：0.005〜0.05％、あるいはさらにCr：
0.20〜0.90％、Nb：0.004〜0.010％を含有する溶
接性低合金熱処理レール」、特開昭57−198216号
公報は「Ｃ：0.60〜0.85％、Si：0.1〜0.8％、
Mn：0.70〜1.5％、Cr：0.2〜0.8％あるいはさら
にNb，Ｖ，Tiの少量を選択添加した高強度レー
ル」などがある。またフラツシユ・バツト溶接、
ガス圧接など各種レール溶接法の機器や施工法が
開発されているが、中でも接合するレールの端面
を軽く接触させ、この間に大電流を通じて接触点
を集中的に加熱すると過熱溶融して火花が発生
し、所定の温度に上昇させた後、急激に圧力を加
えて圧接するフラツシユ・バツト溶接法が熱影響
部が狭い利点から一般に使用されている。（発明が解決しようとする問題点）しかしながら、先の例にようにレールに含有さ
れる0.8％以上のCr成分はレール製造時の高温度
からの冷却においてパーライト組織を微細化して
高強度化を図らんとするものであるが、このよう
に多量のCr成分を含有するレールは、第１図に
本発明者らの実験結果を明らかにするように溶接
継手部において高い焼入性のために脆化因子のマ
ルテンサイト組織を生成して異常な硬度を示し、
継手部の耐摩耗性、耐損傷性を著しく低下せしめ
る問題があつた。この問題を防止するためには、
溶接に際し予熱あるいは後熱処理を必要とし、溶
接能率を著しく阻害する溶接施工上に問題もあつ
た。またこのようなCrやMoなどを含有する合金
鋼レールは圧延ままで製造が可能であるため生産
効率が高いメリツトも有している。さらに0.2〜0.8％のCrを含有する熱処理レール
では、フラツシユ・バツト溶接継手部硬を、H_B
341〜388を有する母材部硬度に合せるべく添加す
るもので、高強度母材と高強度継手部の一体硬度
を形成することによつて高い耐摩耗性と波状摩耗
等の損傷抵抗性を通常の溶接条件によつて達成し
ようとするものである（特開昭55−125231号公
報）。本発明は圧延ままあるいは簡易な熱処理法で製
造可能な低合金鋼レールの生産効率を活かし耐摩
耗性と耐損傷性が要求される高強度で溶接継手性
能にすぐれたレールの製造法を提供することを目
的としたものである。前記した従来のこの種の熱
処理レールとの大きな相違は、レール摩耗環境の
さほど厳しくない敷設領域での耐損傷性に重きを
置いた溶接性付与高強度レールの製造に関するも
のである。すなわち、従来の高強度熱処理レール
が敷設されていた急曲線区間より緩曲線区間に使
用されることを目的とした熱処理レールで、例え
ば従来の熱処理レールの頭表部硬度がH_B341〜
388の領域であるのに対して、本発明レールはH_B
300〜340の領域に相当するものである。（問題点を解決するための手段）本発明は上記の如き問題点を有利に解決したも
のであり、その要旨は、Ｃ：0.55〜0.85％、Si：
0.20〜1.20％、Mn：0.5〜1.65％、Cr：0.1〜0.19
あるいはさらにNb：0.01〜0.05％、Ｖ：0.05〜
0.20％、Ti：0.01〜0.05％の１種または２種以上
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
るレールの頭部を、熱間圧延終了後あるいは熱処
理する目的で加熱されたオーステナイト域温度か
らの冷却において、800〜450℃間を冷却速度１〜
４℃／secで冷却する溶接性を付与した高強度レ
ールの製造法である。（発明の構成）以下本発明について詳細に説明する。本発明は先ずレールの成分組成を上記のように
定めた限定理由について説明する。Ｃは高強度化およびパーライト組織生成のため
の必須元素であり、また耐摩耗性に対して一義的
に効果を示す元素であるが、0.55％未満ではオー
ステナイト粒界に耐摩耗性に好ましくない初析フ
エライトが多量に生成し、0.85％を超えるとオー
ステナイト粒界に有害な初析セメンタイトを生成
させるばかりか、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脆化させるため0.55〜
0.85％に限定した。Siはパーライト組織中のフエ
ライトに固溶することによつて強度を上昇させ耐
摩耗性を向上させる元素であるが、脱酸元素とし
ても0.20％以上の添加が必要であり、また、1.20
％を超えると脆化が生じ溶接接合性をも減ずるの
で0.20〜1.20％に限定した。MnはＣ同様パーラ
イト変態温度を低下させ焼入性を高めることによ
つて、高強度化に寄与する元素である。しかし、
0.50％未満ではその寄与が小さくまた1.50％を超
えると偏析部にマルテンサイトを生成させやすく
するため0.50〜1.50％に限定した。Crはパーライ
ト変態開始温度を低下させ高強度化に寄与するば
かりか、パーライト中のセメンタイトを強化する
ことによつても耐摩耗性に貢献するが、さらに熱
処理レールの溶接部軟化防止に対しても欠くべか
らざる元素である。従来この溶接部軟化防止に対
してCr0.2％未満の添加は効果がないとされて来
たが、0.1％〜0.19％の添加でも十分効果が発揮
され、第２図に示すように抑制された母材部硬度
に合致した溶接継手部硬度が得られる。また0.19
％以上のCrの添加は、本発明鋼の冷却速度範囲
で得られる母材部硬度より高くなり、溶接継手部
との一体硬度を損う結果となる。さらに本発明では、必要によつては上記の成分
の他にNb，Ｖ，Tiなどのオーステナイト粒細粒
化元素を添加することによつて、高強度化と共に
延性も確保することができる。Nbは熱間圧延時
に低温加熱することによつてNb（Ｃ，Ｎ）の析出
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・低温仕上圧延によつて熱
間圧延後のオーステナイト粒を細粒化し、強制冷
却後に得られるパーライト・ブロツクサイズを細
粒にする。このとき有効なNb添加量は0.01％であり、0.05
％を超えるとNbCが生成し、かえつて脆化を招
く。従つてNbの成分範囲を0.01〜0.05％に限定し
た。ＶはNbとほぼ同様の傾向を示すが、加熱中
に析出するＶ（Ｃ，Ｎ）はNb（Ｃ，Ｎ）より溶融
温度が低いため、レール圧延時の低温加熱時のみ
初期オーステナイト粒の細粒化に寄与する。また
通常加熱によつて溶融したＶ（Ｃ，Ｎ）は冷却中
に再析出して析出硬化による強度増をもたらす。
しかしＶの0.05％以下の添加ではその析出物の数
も少なく所定の効果は期待できない。また0.20％
超のＶの添加はＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化によつてか
えつて脆化を生じさせる。このためＶの成分範囲
を0.05〜0.20％に限定した。Tiは析出したTi（Ｃ，
Ｎ）が高温でも溶融しないことが知られており、
通常のレール圧延加熱温度でもオーステナイトの
初期粒度を細粒化するために有効である。しかし
Nb同様Tiも0.01％以下ではその効果は小さく、
0.05％超では主としてTiNの粗大化が生じ損傷の
起点となる可能性が高いため、Tiの成分範囲を
0.01〜0.05％に限定した。この他、本発明におい
て不可避的不純物成分としてのＰ，Ｓは本発明の
目的を阻害する有害な成分で、極力低下せしめる
必要がある。上記のような成分組成で構成されるレールは、
転炉、電気炉などが通常使用される溶解炉で溶製
された溶鋼を、造塊・分塊法あるいは連続鋳造
法、さらに熱間圧延を経て製造される。熱間圧延
を終えたレールは、圧延終了後あるいは一旦低温
度に冷却され熱処理する目的で再加熱されたオー
ステナイト域温度から冷却する。この場合の冷却
開始温度をオーステナイト域温度にしたのは均一
でかつ微細なパーライト組織を生成して耐摩耗
性、耐損傷性のレールが得られる温度である。ま
た冷却は、従来の高強度熱処理レールがH_B341〜
388の範囲に対してH_B300〜340の硬度範囲を目標
とするもので必然的に低加速冷却となりその冷却
制御温度範囲は800〜450℃好ましくは500℃であ
る。尚、オーステナイト域温度から冷却制御開始
温度までのこの間の冷却速度は任意な速度でよ
い。このような冷却制御温度範囲は大断面レール
から小断面レールまですべてのパーライト変態開
始から終了までを含むものであつて、この間の冷
却速度は１〜４℃／secである。この冷却速度は、
ある程度従来の高強度レールより低硬度化を目的
とするもので、１℃／sec以下の遅い冷却速度で
は目的とするH_B300以上の硬度が得られない。その反面４℃／secを越える速い速度では母材
部が高硬度を示し、化学成分によつて定まる溶接
継手部と不連続となり、溶接性を損う結果とな
る。上記のような本発明法でレールを製造するが、
レールに熱間圧延終了後直ちに加速冷却処理を施
した時に耐損傷性など品質特性に特にすぐれたも
のが得られる。（実施例及び発明の効果）次に本発明の一実施例について説明する。第１図は表−１に示す組成のCr−Ｖ合金鋼レ
ールのフラツシユ・バツト溶接継手部断面硬度分
布である。

【表】このように高Cr含有レールでは継手部にマル
テンサイト組織が生成し異常高硬度を示す。第２図は表−２に示す組成の従来タイプの熱処
理レールと本発明レールのフラツシユ・バツト溶
接継手部断面硬度分布を示す。

【表】 SiとCrが増量された比較鋼Ａは、溶接性を付
与した現有高強度熱処理レールは、高価なため急
曲線区間に限定使用されている。比較鋼Ｂは今や
普及型高硬度熱処理レールであるが、Crなどの
合金が添加されていないため、溶接継手部の硬度
が低下してしまい、母材部との硬度不連続性をも
たらし、しばしば列車通過時の騒音、振動の原因
となるばかりか衝撃的な負荷によるレール折損や
波状摩耗などを生成させる。また比較鋼Ａおよび
Ｂなどの高強度レールは、一方では耐摩耗性がす
ぐれているばかりに最大せん断応力の作用する位
置が固定してしまいレール内部からの折損や、疲
労ダメージの頭表面への蓄積によりハク離性の損
傷が近年クローズ・アツプして来ている。このような本発明鋼ＣおよびＤは上記のような
観点から母材部の硬度をある程度抑制し、溶接継
手部の硬度を高めるべく微量合金添加した溶接性
付与高強度レールである。この母材部と溶接部の
一体硬度化によつて、列車の燃費向上に注目され
ているレールの塗油に対しても、連続的な一定の
レール摩耗を導き耐損傷性のすぐれた新しいタイ
プのレールが製造できる優れた効果を示すもので
ある。表−３に本発明鋼と比較鋼の母材部の冷却速度
と冷却方法を示す。

【表】【図面の簡単な説明】

第１図は圧延まま合金鋼レールのフラツシユ・
バツト溶接継手部断面硬度分布を示す図、第２図
は比較鋼Ａ，Ｂと本発明鋼Ｃ，Ｄのフラツシユ・
バツト溶接継手部の断面硬度分布を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ：0.55〜0.85％ Si：0.20〜1.20％ Mn：0.5 〜1.65％ Cr：0.1 〜0.19％で残部が鉄および不可避的不純物からなるレール
の頭部を熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的
で加熱されたオーステナイト域温度からの冷却に
おいて、800〜450℃間を冷却速度１〜４℃／sec
で冷却することを特徴とする溶接性を付与した高
強度レールの製造法。２重量％でＣ：0.55〜0.85％ Si：0.20〜1.20％ Mn：0.5 〜1.65％ Cr：0.1 〜0.19％の他に Nb：0.01〜0.05％Ｖ：0.05〜0.20％ Ti：0.01〜0.05％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるレールの
頭部を、熱間圧延終了後あるいは熱処理する目的
で加熱されたオーステナイト域温度からの冷却に
おいて、800℃〜450℃間を冷却速度１〜４℃／
secで冷却することを特徴とする溶接性を付与し
た高強度レールの製造法。