JPS6256523A - 溶接性付与高強度レ−ルの製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、海外の鉱山鉄道のような重荷重条注下、必る
いは茜速込転禾件下で要求される浴接継手部を含めた耐
摩耗性と数状摩耗などによってもたらきれる損傷抵抗性
の向上に有効な微細パーライト組織を有する浴接性付与
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、重荷重化、関連化を指向する鉄道輸送に、微細パ
ーライト組織によるレール材の高強度化が。

その耐ｒｊト耗性、耐損傷性の改善に対して侵れた実積
を示していることは公知の事実となｐつつおる１゜特に
耐摩耗性に関しては、アメリカの重向重鉄道の急曲線区
間に、高強度レールの使用が必須の要件となっており、
なおかつ直線区間に対してもアメリカ鉄道規格（ＡｉＡ
）を従来の七通炭素鋼レールの水準から、さらに高強度
化すべく検討が成されている。

このようなレールの高強度化および中間強度化方法どし
ては、以下の方法が採られている。

■　Ｃｒ　、八１０などの合金元素を多投に添加した圧
延ままの合金銅レール（特開昭５０．−１４０３１６号
公報）。

■　合金を添加せずに、レール頭部あるいは全体を加速
冷却することによって製造される熱処理レール（特公昭
５５−２３８８５号公報）。

■　比較的低い含有量の合金を添加して、耐摩耗。

耐損傷性はかりでなく、溶接部の硬度低下を改善した低
合金鋼熱処理レール。

■　比較的低い含有量の合釡を添加して、塗油区間での
耐損傷性向上を意図した圧延まま高強度レール。

（発明が解決しようとする問題点） ■の合金鋼レールは圧延ままで微細パーライト組織によ
る高強度化を達成するために、高価な合金を多量に添加
せねばならない。しかも合金添加量は、圧延ままでマル
テンサイト組織などの異組織の混入を防ぐために、自ず
と添加量の限界が生ずる。このエリにして製造された合
金鋼レールは。

強度的にはたかだか１２５に４ｉ／ｌｔｍ２であり、後
述する熱処理レールに比べてレール頭表部の到達強度は
低′めを示す。さらにロングレール化のためのフラー・
ンーパノト浴接時には、圧延時の冷却速度（８００’〜
みかげの・？−ライト変態開始温度ＩＶｌ　０．４〜０
．７℃／、、ｃ）に比べて継手部の冷却速＆（同温度範
囲０．７〜ｂ 金鋼レール溶接継手部にはマルテンサイト組織が生成す
る。これ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。しかし
、合金鋼レール母材部の特性としてはレール頭部の内部
方向に硬度低下がｉｔとんどなく、後述する通常の再加
熱・熱処理レールの硬度分布と頭表面下１５ｍ附近から
逆転した高硬度を示す。また、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ットも有し
ている。

一方、■および■の熱処理レールはその主流が圧延後室
温まで放冷したレールの頭部を再加熱オーステナイト化
した後、圧縮空気などでエアークエンチする方法で製造
されている。この方法では再加熱のためのエネルギーを
必要とするばかりか、レール頭部の内部方向に加熱温度
勾配に対応した硬度低下が生じてしまう。従って敷設後
のレール使用と共に硬度の低くなる内部方向に摩耗が進
行することになり、経時と共に漸次耐摩耗性が低下する
傾向を示す。

また、■の中間強度レールは、硬度で示すとＨＢ２６９
→Ｈａ　２８６程度であ夛塗油区間でも、緩曲勝区間に
限定されてしまう。従って、よ）高強度化した下限ＨＢ
　３００を有する中間強度レールは塗油との組合せによ
って急曲線区間への適用が今後広範囲に展開していくも
のと考えられる。

（問題点を解決するための手段） 本発明は、上記合金鋼レールの溶接のしにくさ、あるい
は到達強度の億さを改善し、合金鋼レールの利点である
深さ方向硬度の安定性を備え、さらに現有熱処理レール
が必要とする再加熱エネルギーの節約を図りつつ、製造
能率の高い高強度レール製造のための圧延後直接熱処理
を施す製造法に係るものである。

すなわち、本発明はＣ：０．５５〜０．８５俤、　Ｓｔ
：０．２０〜１．２０％、　Ｍｎ　：　０．５０〜１゜
５０．、もし〈はこれにＣｒ：０．１０〜０．８０％加
えた成分系を基本とし、必要に応じてＮｂ　、　Ｖ　、
　ＴＩの一種又は二種以上を含有した鋼レールを熱間圧
延終了後のオーステナイト域から、レール頭表面、もし
くは頭表面下５＋＋ｍ未満の深さ位置で８００℃〜みか
げのパーライト変態開始温度間を２〜ｂ冷却し、引き続
く・２−ライト変態領域をみかげの変態開始温度を維持
しつつパーライト変態を中断することなく連続的に冷却
し、パーライト変態のみかけの終了温度〜４５０℃間を
０−５〜１０−０　′Ｃ７５ｅｃで強制冷却することを
特徴とするものである。

（発明の構成） 以下に本発明について詳細に説明する。

本発明は転炉あるいは電気炉等で溶製した下記成分範囲
のレール用鋼を用いる。

（１）　　Ｃ：　ｏ、ｓ　ｓ〜０．８５％、Ｓｉ：０．
２０〜１．２０％　、　Ｍｎ　：　０．５０〜１．５０
　％　、　Ｃｒ　：　０．１０〜０．８０チを含有し残
部が鉄および不可避的不純物からなる鋼。

（２）Ｃ：０．５５〜０１８５チ、　Ｓｉ　：　０．２
０〜１６２０％　、　　Ｍｎ　０．５０〜１．５０％　
、　　Ｃｒ　　：　　０．１　０〜０．８　０チを含有
し、Ｎｂ　＊　ｖ　＊　Ｔｉの一種又は二種以上を含有
し、残部逗鉄および不可避的不純物からなる鋼。

これらの化学成分のうち、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チ未満
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
フェ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チに限定した。Ｓ
ｉはパーライト組織中のフェライトに固溶することによ
っ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
性をも減するので０．２０〜１．２０％に限定した。Ｍ
ｒはＣ同様ノＲ−ライト変態温度を低下させ焼入性を高
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、０．５０％未満ではその寄与が小さくまた１、５
０チ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チに限定した。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
かジか、・９−ライト中のセメンタイトを強化すること
によっても耐摩耗性に貢献することが見い出されており
、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り本発明の重要な構成要素である。

Ｃｒば０．１０％以上添加することによって加速冷却時
に強度増加が顕在化し、０．１０〜０．８０％Ｃｒの範
囲では本発明の後段の冷却条件でもレール頭部中央のミ
クロ偏析部にマルテンサイトが生成する危険性はない。

しかし０．８−以上のＣｒの添加は偏析部のみならず過
冷却傾向の強いレール肩部にベーナイトやマルテンサイ
トが生成してしまう。従ってＣｒの成分範囲を０．１０
〜０．８０％に限定した。

この場合に、　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って、高強度化
と共に延性も確保することが出来る。歯は熱間圧延時に
低温加熱することに工って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・低温仕上圧延によっ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
・ブロックサイズを細粒にする。これらの細粒化による
パーライト変態点の上昇は強度を低下させる方向である
が、その分Ｏｒなどの強化元素と添加することによって
、強度と延性に優れ溶接部の軟化を改善したレールを製
造することが可能となる。このとき有効なＮｂ添加９ば
０．０１％であり、０．０５チを超えるとＮｂＣが生成
し、かえって脆化を招く。従って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　）　、二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Ｋｌオーステナイト粒の細粒化て寄
与する。また通常加熱によって溶融した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ｏ、　ｏ　ｓ　％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）の粗大化によってかえっ
て脆化を生じさせる。この之め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
粒化する几めに有効である。しかし、Ｎｂ同様Ｔ１も０
．０１チ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、Ｔ＋の成分範囲を０．０１〜０．０５チに
限定した。

次に本発明では上記の化学組成を有するレール鋼を熱間
圧延後のオーステナイト域から、レール頭表面もしくは
頭表面下５ツ未溝の深さ位置で８００℃〜みかけのパー
ライト変態開始温度間を２〜１５　′ｃ／。。で冷却し
、引き続くパーライト変態領域をみかけの変態開始温度
を維持しつつ・り一ライト変態を中断することなく連続
的に冷却し、パーライト変態のみかげの終了温度〜４５
０℃間を０．５〜１０．０℃／３ｅｅでかつ前段冷却エ
リ遅い速度で強制冷却する。この熱処理条件の詳細を以
下に説明する。

本発明においてレール熱間圧延後の強制冷却ユ・ｎ度を
８００℃〜みかげの・譬−ライト変態開始温度間を、レ
ール頭表面もしくは頭表面下５喝未渦の深さ位置で２〜
１５　′ｃ／ｓｅｃとしたのは、レールの強度に強い相
関を持つバニライト変態温度の抑制に変態開始までの冷
却速度が決定的な影響を有するからである。そこで、み
かけの／４’−ライト変１報開始までの８００℃からの
冷却速度を２〜１５鈷。。

とじた。ここで云うみかけの／４’−ライト変態開始と
は、ＣＣＴＣ作図作成時張曲線の偏曲点ではなく、冷却
曲線上の・セーライト変態熱による熱分析屈曲点を云う
。また、ここで云う強制冷却とは上記温度範囲を、上記
測定法さ位置で圧延後の通常の放冷を超える冷却速度で
冷却することを云う。この２〜１５ＶＳ、ｌ！の冷却速
度範囲は、大断面レールから小断面レールまでの頭表部
強度が１１５ｋｌ！／＋ｍ２以上を確保するために必要
な冷却速度でちり、高強度レールとは趣を異にした中間
強度レールの要求に対する広範囲な強度レベルのレール
を製造するための発明の重大な構成要素である。すなわ
ち、中間強度レールは価格の高い高強度レールに代えて
摩耗環境のさほど厳しくない曲線区間、あるいは塗油を
施した急曲線区間に敷設しようとするもので、近年新た
に登場した新分野のレールであり、冷却速度の下限２℃
／ｓｅｃは、中間強度としての１１５　ｋｐｍ２以上を
得るための下限値である。ま念上限の冷却速度を１５℃
ｌ５ｅｃに限定したのは、これ以上の冷却速度ではレー
ル頭表面にマルテンサイトあるいはベーナイト組織を生
成させ、レール材質をそこなう。以上の理由から８００
℃〜みかげの／？−ライト変態開始温度までの冷却速度
を２〜ｂ 引き続く・クーライト変態領域では、みかけのパーライ
ト変態開始温度を維持しつつ、レール断面あるいは化学
組成、さらにはみかげの・ぞ−ライト変態開始温度まで
の冷却速度によって異なるパーライト変態発熱を抑制し
、パーライト変態を中断することなく連続的に冷却する
。

そして、レール頭表面もしくは頭表面下５燗未満の深さ
位置で、みかけのパーライト変態終了温度〜４５０℃間
を０．５〜１０．０　′ｃ／ｓｅｅでかつ前段冷却より
遅い速度で強制冷却する。ここで云うみかゆのパーライ
ト変態終了温度とは、レール頭表面もしくは頭表面下５
嘱未満の深さ位置で得られる冷却曲線上のみかけの・２
−ライト変態終了点に意味する屈曲点温度である。ここ
では、みかげ上・２−ライト変態が終了した頭表層に次
いで、レール頭部の硬化深度を高める目的で強制冷却を
行う。

冷却速度範囲を０．５〜１０．０″Ｃ／ｓｅｅ　とした
のは、０、５　’Ｃ／ｓｅｅ　より遅い冷却速度では十
分な硬化深度が得られず、１０．０　′ｃ／′ｓｅｅ以
上ではＣｒ添加した・セーライト変態速度の低下したレ
ール鋼の頭部内部や、レール頭部中央部に１ま存在する
微小偏析部に有害なマルテンサイトが生成してしまう。

まｔ、この温度間の冷却速度を前段の８００℃〜みかけ
のパーライト変態開始温度までの冷却速度より遅い速度
で強制冷却する目的は、後段で変態するパーライトが偏
析部を含めて合金元素の濃縮度が高まるにつれ変態速度
を著るしく低下させるため。

パーライト変態を出来るだけ高温で完結させ未変態部分
からのベーナイトやマルテンサイトの生成を阻止するこ
とにちる。従って、みかけのノ９−ライト変態終了温度
〜４５０℃間を前段冷却より遅い０．５〜１０．０℃／
８ｅｃの冷却速度で強制冷却することとした。

なお、これらの強制冷却方法として圧縮空気冷却、気水
冷却、水冷、湯冷、流動層冷却、およびこれらの組合せ
のいずれでも可能であり、熱間圧延終了後に引き続いて
冷却処理を行う。この際、曲がり制御のためにレール頭
部以外の部位の強制的な冷却、あるいは拘速冷却を行っ
てもよい。

（実施例） 以下に本発明の実施例を示す。

表１に本発明鋼と比較従来鋼の化学組成を示す。

表２には本発明鋼と比較従来鋼の冷却速度の組合せを示
す。そして表３には、これらの冷却方法によって得られ
たレール鋼の機械的性質を示す。また、第１図に本発明
鋼（ＡおよびＢ）と比較鋼（ＢおよびＣ）のレール頭部
の断面硬度分布を示し、第２図には本発明鋼（ＡＩＢ）
および比較鋼（Ｃ，Ｄ）のツーラッシュ・バット溶接継
平部断面硬度分布を示す。′これらの図から本発明鋼は
比較的少ない量の合金添加によって圧延後の直接熱処理
で従来の再加熱熱処理レールに比べて硬化深度の深い高
強度母材部が得られ、またフラッジ−・バット溶接継手
部の断面硬度も合金添加量と冷却速度の組合せによって
従来レールにない広範囲な強度レベル金有する母材部と
継手部硬度一体となった溶接性付与高強度レールが得ら
れる。従って本発明鋼は最も敷設条件の厳しい急曲線の
みならず、塗油を施された緩曲線区間に用いられても、
耐摩耗性、耐損傷性および、溶接性のすぐれた広範囲の
敷設条件に適応可能な溶接性付与高強度レールでおる。

【図面の簡単な説明】

第１図囚、　（Ｂ）　、　（Ｃ）　、　＠は夫々本発明
鋼Ａ、Ｂと比較例Ｃ，Ｄのレニル頭部の断面硬度分布を
示すグラフ、 第２図は本発明鋼Ａ、Ｂと比較例Ｃ，Ｄのフラッシュ・
バット溶接継中部硬度分布を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で 　Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．１０〜０．８０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
   、レール熱間圧延終了後のオーステナイト域からの冷却
   において、８００℃〜みかけのパーライト変態開始温度
   間を２〜１５℃／ｓｅｃで冷却し、引き続くパーライト
   変態領域をみかけの変態開始温度を維持しつつ、パーラ
   イト変態を中断することなく連続的に冷却し、パーライ
   ト変態のみかけの終了温度〜４５０℃間を０．５〜１０
   ．０℃／ｓｅｃでかつ前後冷却よりも遅い速度で強制冷
   却することを特徴とする溶接性付与高強度レールの製造
   法。
2. （２）重量％で 　Ｃ：０．５５〜０．８５％ Ｓｉ：０．２０〜１．２０％ Ｍｎ：０．５０〜１．５０％ Ｃｒ：０．１０〜０．８０％ を含有し、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．２０
   ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の一種又は二種以上を
   含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼をレ
   ール熱間圧延終了後のオーステナイト域から、８００℃
   〜みかけのパーライト変態開始温度間を２〜１５℃／ｓ
   ｅｃで冷却し、引き続くパーライト変態領域をみかけの
   変態開始温度を維持しつつ、パーライト変態を中断する
   ことなく連続的に冷却し、パーライト変態のみかけの終
   了温度〜４５０℃間を０．５〜１０．０℃／ｓｅｃでか
   つ前段冷却速度よりも遅い速度で強制冷却することを特
   徴とする溶接性付与高強度レールの製造法。