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技術 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 宮崎照久上田正治
出願日 2014年9月3日 (6年2ヶ月経過) 出願番号 2014-179099
公開日 2016年4月14日 (4年7ヶ月経過) 公開番号 2016-053191
状態 特許登録済
技術分野 鋼の加工熱処理
主要キーワード 再加熱段階 腐食面 早期破断 冷却加熱 断面積減少率 添加総量 伸び測定 普通レール
関連する未来課題
重要な関連分野

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課題

延性を向上させたパーライト高炭素鋼レール及びその製造方法を提供する。

解決手段

C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%、P:0.025%以下、S:0.025%以下を含有し、必要に応じてCr、Mo、Co、B、Cu、Ni、Mg、Ca、REM、Zr、N、Alを含有し、Ti、Nb、Vのうち2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.0080%の範囲内であって、残部がFeおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織がパーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が10nm以上100nm以下のTi系析出物Nb系析出物、V系析出物または複合析出物の二種以上が被検面積1mm2あたり50,000〜1,000,000個存在するパーライト系高炭素鋼レールを採用する。

概要

背景

パーライト組織を有する鋼は優れた耐摩耗性を有している。このため、パーライト組織を有する鋼は鉄道用レールに好適な素材として用いられている。近年、石炭鉄鉱石輸送する重荷鉄道において一層の輸送効率向上のため、貨物の高積載化が推進されている。これに伴い、列車1両あたりの重量が増大するため、レールにかかる荷重が増加してきている。その結果、車輪と接するレール頭部の摩耗が促進し、従来に比べレールの寿命低下が発生している。このため、レール寿命の低下に伴うレールの交換周期の短縮対策も課題になっている。

このような背景から、耐摩耗性を向上させたレール鋼の開発が進められている。その方法は二つある。一つはレール頭部の高硬度化させる方法である。もう一つは、特許文献1に代表されるレール鋼の炭素(C)量を0.85質量%超の過共析組成としてパーライト組織中ラメラ中のセメンタイト密度を増加させる方法である。

しかし、いずれの方法においても一般的なレール鋼(非特許文献1)と比較して、延性靭性が低くなる欠点がある。

パーライト組織の延性や靭性を向上させるには、一般的に、パーライト組織中でもフェライト結晶方位が同一である「パーライトブロック」という組織単位微細化が有効である(非特許文献2)。

パーライトブロックを微細化するには、次の3つの方法が有効であるとされている。第1にパーライト変態前のオーステナイト粒の微細化である。第2にオーステナイトからの過冷度の増加である。第3に介在物等の不均質核生成サイト活用によるパーライト核生成数の増加である。これらの方法の中で、最も簡便なのはオーステナイト粒の微細化である。

オーステナイト粒の微細化方法として、次の3つの方法が挙げられる。第1にレール圧延用鋼片再加熱時の再加熱温度低温化。第2に熱間圧延時の最終圧延温度の低温化。第3に熱間圧延時の断面積減少率の増加(歪量の増加)である。これらの方法により圧延直後のオーステナイト粒の微細化を達成できる。しかし、実際の製造ラインでは、仕上圧延工程から加速冷却工程への搬送があり、加速冷却を開始するまでに時間がかかる。この間に、上記3つの方法を適用し、仕上圧延工程の最終圧下でオーステナイト粒を微細化しても、粒成長によりオーステナイトは粗大化してしまうため、結局はオーステナイト粒の微細化にはならない。

さらに、オーステナイト粒の微細化方法のうち第1、第2の方法では過共析鋼ではパーライト変態前にオーステナイト粒界に延性や靭性を低下させる初析セメンタイトという脆い組織を生成させる場合がある。再加熱温度の低温化や熱間圧延時の最終圧延温度の低下は、即ち加速冷却開始温度を低下させることである。加速冷却加熱温度が低下すると初析セメンタイトを発生させやすい。故に、延性に優れたレールが得られない。

このような課題に対し、析出物によるピン止めを利用し、オーステナイト粒成長阻害することで、パーライトブロックを微細化し、延性を向上させたパーライト系レールおよびその製造方法が開発されている(特許文献2)。

しかし、上記特許文献2のパーライト系レール、およびその製造方法の場合、圧延造形性の確保、および頭部内部での初析セメンタイト生成による延性低下といった課題がある。なぜなら特許文献2ではAlNを微細に分散させるために、低温で再加熱しなければならないからである。

他に、Alの他にTiを活用した技術(特許文献3)が開発された。Tiには次の性質がある。製鋼工程の溶鋼中においてTiは強脱酸元素であるためTi系酸化物晶出しやい。またTiは凝固偏析を伴った凝固末期の溶鋼中において、より粗大な炭化物を晶出しやすい。また溶鋼中のNが高い場合にはTiは窒化物炭窒化物を晶出しやすい。これらの生成物は溶鋼中で凝集あるいは粗大化により数μm〜数十μm程度の粒子となる。オーステナイト粒のピン止め力は粒子径が小さい程、かつ粒子が多い程大きい。溶鋼中において粗大な粒子が生成すると、ピン止めに有効な小さな粒子径の粒子の数を十分確保できない場合がある。このため、ピン止め粒子を増加せるために、多量の析出物生成元素を添加することになり、効率が悪く、添加量コストが増えるため経済的にも悪い。更に、粗大な粒子は破壊の起点となるため、延性や衝撃特性(靭性)を低下させる問題もある。

概要

延性を向上させたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法を提供する。C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%、P:0.025%以下、S:0.025%以下を含有し、必要に応じてCr、Mo、Co、B、Cu、Ni、Mg、Ca、REM、Zr、N、Alを含有し、Ti、Nb、Vのうち2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.0080%の範囲内であって、残部がFeおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織がパーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が10nm以上100nm以下のTi系析出物Nb系析出物、V系析出物または複合析出物の二種以上が被検面積1mm2あたり50,000〜1,000,000個存在するパーライト系高炭素鋼レールを採用する。なし

目的

本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、高い延性を備えたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

化学組成が、質量%で、C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Cr:0〜2.00%、Mo:0〜0.50%、Co:0〜2.00%、B:0〜0.0050%、Cu:0〜1.00%、Ni:0〜1.00%、Mg:0〜0.0200%、Ca:0〜0.0200%、REM:0〜0.0500%、Zr:0〜0.0200%、N:0〜0.0200%Al:0〜1.00%を含有し、Ti、Nb、Vのうち2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.0080%の範囲内であって、残部がFeおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織パーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が10nm以上100nm以下のTi系析出物Nb系析出物、V系析出物または複合析出物の二種以上が被検面積1mm2あたり50,000〜1,000,000個存在することを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール

請求項2

前記化学組成が、質量%で、Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%、Co:0.10〜2.00%、B:0.0005〜0.0050%、Cu:0.05〜1.00%、Ni:0.01〜1.00%、Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0200%、REM:0.0005〜0.0500%Zr:0.0005〜0.0200%、N:0.0020〜0.0200%、及びAl:0.0020〜1.00%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。

請求項3

質量%で、C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%を含有し、Ti、Nb、Vのうち少なくとも2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.0080%の範囲内であるレール圧延用鋼片熱間圧延によってレール造形する際に、圧延用鋼片再加熱温度を1200℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を850〜1050℃の範囲とし、熱間圧延後の加速冷却を、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℃まで放冷することを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レールの製造方法。

技術分野

0001

本発明はパーライト高炭素鋼レール及びその製造方法に関する。特に、高い延性を備えたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法に関するものである。

背景技術

0002

パーライト組織を有する鋼は優れた耐摩耗性を有している。このため、パーライト組織を有する鋼は鉄道用レールに好適な素材として用いられている。近年、石炭鉄鉱石輸送する重荷鉄道において一層の輸送効率向上のため、貨物の高積載化が推進されている。これに伴い、列車1両あたりの重量が増大するため、レールにかかる荷重が増加してきている。その結果、車輪と接するレール頭部の摩耗が促進し、従来に比べレールの寿命低下が発生している。このため、レール寿命の低下に伴うレールの交換周期の短縮対策も課題になっている。

0003

このような背景から、耐摩耗性を向上させたレール鋼の開発が進められている。その方法は二つある。一つはレール頭部の高硬度化させる方法である。もう一つは、特許文献1に代表されるレール鋼の炭素(C)量を0.85質量%超の過共析組成としてパーライト組織中ラメラ中のセメンタイト密度を増加させる方法である。

0004

しかし、いずれの方法においても一般的なレール鋼(非特許文献1)と比較して、延性や靭性が低くなる欠点がある。

0005

パーライト組織の延性や靭性を向上させるには、一般的に、パーライト組織中でもフェライト結晶方位が同一である「パーライトブロック」という組織単位微細化が有効である(非特許文献2)。

0006

パーライトブロックを微細化するには、次の3つの方法が有効であるとされている。第1にパーライト変態前のオーステナイト粒の微細化である。第2にオーステナイトからの過冷度の増加である。第3に介在物等の不均質核生成サイト活用によるパーライトの核生成数の増加である。これらの方法の中で、最も簡便なのはオーステナイト粒の微細化である。

0007

オーステナイト粒の微細化方法として、次の3つの方法が挙げられる。第1にレール圧延用鋼片再加熱時の再加熱温度低温化。第2に熱間圧延時の最終圧延温度の低温化。第3に熱間圧延時の断面積減少率の増加(歪量の増加)である。これらの方法により圧延直後のオーステナイト粒の微細化を達成できる。しかし、実際の製造ラインでは、仕上圧延工程から加速冷却工程への搬送があり、加速冷却を開始するまでに時間がかかる。この間に、上記3つの方法を適用し、仕上圧延工程の最終圧下でオーステナイト粒を微細化しても、粒成長によりオーステナイトは粗大化してしまうため、結局はオーステナイト粒の微細化にはならない。

0008

さらに、オーステナイト粒の微細化方法のうち第1、第2の方法では過共析鋼ではパーライト変態前にオーステナイト粒界に延性や靭性を低下させる初析セメンタイトという脆い組織を生成させる場合がある。再加熱温度の低温化や熱間圧延時の最終圧延温度の低下は、即ち加速冷却開始温度を低下させることである。加速冷却加熱温度が低下すると初析セメンタイトを発生させやすい。故に、延性に優れたレールが得られない。

0009

このような課題に対し、析出物によるピン止めを利用し、オーステナイト粒成長阻害することで、パーライトブロックを微細化し、延性を向上させたパーライト系レールおよびその製造方法が開発されている(特許文献2)。

0010

しかし、上記特許文献2のパーライト系レール、およびその製造方法の場合、圧延造形性の確保、および頭部内部での初析セメンタイト生成による延性低下といった課題がある。なぜなら特許文献2ではAlNを微細に分散させるために、低温で再加熱しなければならないからである。

0011

他に、Alの他にTiを活用した技術(特許文献3)が開発された。Tiには次の性質がある。製鋼工程の溶鋼中においてTiは強脱酸元素であるためTi系酸化物晶出しやい。またTiは凝固偏析を伴った凝固末期の溶鋼中において、より粗大な炭化物を晶出しやすい。また溶鋼中のNが高い場合にはTiは窒化物炭窒化物を晶出しやすい。これらの生成物は溶鋼中で凝集あるいは粗大化により数μm〜数十μm程度の粒子となる。オーステナイト粒のピン止め力は粒子径が小さい程、かつ粒子が多い程大きい。溶鋼中において粗大な粒子が生成すると、ピン止めに有効な小さな粒子径の粒子の数を十分確保できない場合がある。このため、ピン止め粒子を増加せるために、多量の析出物生成元素を添加することになり、効率が悪く、添加量コストが増えるため経済的にも悪い。更に、粗大な粒子は破壊の起点となるため、延性や衝撃特性(靭性)を低下させる問題もある。

0012

特許第3078461号公報
特開2002−302737号公報
特許第5053187号公報

先行技術

0013

日本工業規格JIS E 1101 「普通レール及び分岐器類用特殊レール」
高橋、、浅野、日本金属学会誌、第42巻、1978年、P708〜715
改訂4版 金属データブック、丸善株式会社

発明が解決しようとする課題

0014

本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、高い延性を備えたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法を提供することを課題とする。

課題を解決するための手段

0015

本発明者らが鋭意検討したところ、次のことを見出した。熱間圧延の際にオーステナイト中にTi系析出物(たとえば、TiC、TiN、Ti(C,N))、Nb系析出物(たとえば、NbC、NbN、Nb(C,N))、V系析出物(たとえば、VC、VN、V(C,N))あるいはTi、NbまたはVの複合析出物(たとえばTi−Nb系析出物、Ti−V系析出物、Nb−V系析出物、Ti−Nb−V系析出物)を微細析出させる。次に圧延パス間最終圧延から加速冷却までの間のオーステナイト粒成長を抑制する。そうすればパーライトブロックサイズを微細化できる。この方法で高い延性を備えたパーライト系レールが得られる。

0016

以下に、本発明の種々の態様について説明する。
(1)本発明の一態様に係るパーライト系高炭素鋼レールは、化学組成が、質量%で、C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Cr:0〜2.00%、Mo:0〜0.50%、Co:0〜2.00%、B:0〜0.0050%、Cu:0〜1.00%、Ni:0〜1.00%、Mg:0〜0.0200%、Ca:0〜0.0200%、REM:0〜0.0500%、Zr:0〜0.0200%、N:0〜0.0200%、Al:0〜1.00%を含有し、Ti、Nb、Vのうち2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.008%の範囲であって、残部がFeおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織がパーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が10nm以上100nm以下のTi系析出物、Nb系析出物、V系析出物または複合析出物の二種以上の合計が被検面積1mm2あたり50,000〜1,000,000個存在する。
(2)前記(1)に記載のパーライト系高炭素鋼レールは、前記化学組成が、質量%で、Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%、Co:0.10〜2.00%、B:0.0005〜0.0050%、Cu:0.05〜1.00%、Ni:0.01〜1.00%、Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0200%、REM:0.0005〜0.0500%、Zr:0.0001〜0.0200%、N:0.0020〜0.0200%、及びAl:0.0020〜1.00%、の1種または2種以上を含有してもよい。
(3)本発明の一態様に係るパーライト系高炭素鋼レールの製造方法は、化学成分が、質量%で、C:0.70〜1.40%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%を含有し、Ti、Nb、Vのうち2種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種が0〜0.008%の範囲であるレール圧延用鋼片を熱間圧延によってレールに造形する際に、圧延用鋼片の再加熱温度を1200℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を850〜1050℃の範囲で行い、熱間圧延後の加速冷却を、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。

発明の効果

0017

本発明の一態様によれば、レール鋼の成分組織、および析出物のサイズと個数を制御することができる。熱間圧延工程の最終圧延後のオーステナイトの粒成長を微細な析出物により阻害することができるので、微細なパーライトブロックを得ることができる。微細なパーライトブロックを得ることができるため、レールが高い延性を備えることができる。その結果、レールの使用寿命を大きく向上させることが可能となる。

図面の簡単な説明

0018

Ti量全伸びの関係を示すグラフ
レールの頭部を示す断面模式図
直径10nm以上100nm以下の析出物の個数と全伸びの関係を示すグラフ
レールの金属組織中の析出物の一例を示すSEM写真
試験片採取位置
C量と全伸びとの関係を示すグラフ

0019

一般的に析出物を用いて母相(本願の場合はオーステナイト)の結晶粒成長を阻害(ピン止め)する場合、析出物には次の2つの特徴を備えることが望ましい。一つは「個々の析出物のサイズが小さいこと」、もう一つは「小さな析出物の個数密度体積分率)が大きいこと」である。これらを満たす程、結晶粒成長を阻害する力が強くなる。

0020

発明者らは、レール鋼において、パーライト組織を微細化する(微細なパーライトブロックを得る)ために、パーライト変態前のオーステナイト粒の微細化を検討した。この際、Ti、Nb、V添加による析出物(炭化物、窒化物、炭窒化物)の活用に着目した。それぞれの元素の添加量が多いとピン止めの効果が認められた。しかし、オーステナイト中において高温で生成したと考えられる粗大な析出物や、凝固中に溶鋼中で生成したと考えられる粗大な晶出物が混在しており、それらが破壊の起点となり、延靭性が下がることがあった。すなわち、粗大な析出物や晶出物は延性を損なう要因になる。一方、Ti、Nb、Vそれぞれの元素の添加量が少ないと、延靭性に有害な粗大な析出物、晶出物の生成は認められず、ピン止めに有効なサイズの微細析出物が生成した。しかし、析出物の個数密度が少ないためオーステナイトの粒成長の阻害効果が低く、結果的にパーライトの微細化を達成できなかった。すなわち「個々の析出物のサイズが小さいこと」と「析出物の個数密度(体積分率)を大きいこと」を両立できない。

0021

Ti、Nb、Vそれぞれの元素からなる析出物は同様の効果を発揮するものして扱われる。また複合析出物を形成することもあることから同類の元素であると認識されやすい。このため、Ti、Nb、Vそれぞれの元素の添加総量が多ければ添加量が多いことと同様に振る舞い、粗大な複合析出物を生成してしまい、「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たせない誤解をされやすい。しかし、これらは別元素である。発明者らは「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たしつつ、別の添加元素も「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たす量を添加すれば、「個々の析出物のサイズが小さいこと」と「析出物の個数密度(体積分率)を大きいこと」の両立が可能ではないかと考えた。そこで、Ti、Nb、Vの二種以上を微量ずつ添加することにより、延靭性に有害な粗大析出物や晶出物の生成を避け、オーステナイト粒成長の阻害に有効な微細な析出物を十分量確保し、オーステナイト粒の微細化を達成し、パーライト組織の微細化により延性が向上することを見出した。以下に本発明の実施形態について詳細に説明する。

0022

(1)化学成分および金属組織の限定理
(1−a)化学成分の限定理由
まず、レール鋼の化学成分を請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。以下、組成における質量%は単に%と記載する。

0023

Cは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。C含有量が0.70%よりも低いとパーライト組織が安定的に得られず、耐摩耗性に有害な初析フェライトが出やすくなる。即ち、本発明は高炭素パーライト組織を有し、耐摩耗の高いレールの延性改善を課題としているため、C含有量の下限値は0.70%となる。C量が共析濃度以上では、C量の増加と共にパーライト組織のセメンタイトの体積比率が増え、耐摩耗性が向上していく。C量が1.40%を超えると、延性に有害な初析セメンタイトの生成が顕著になる。このためC量を0.70〜1.40%に限定する。より好ましくは0.80〜1.30%、更に好ましくは0.90〜1.20%である。

0024

Siは、脱酸材として活用される成分である。また、パーライト組織中のフェライトの固溶強化によるパーライト組織の硬度(強度)の向上により耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Si量が0.10%未満では脱酸不足となり、パーライト組織中に粗大な酸化物が混在してしまい、その酸化物が破壊の起点となるため延性が低下しやすい。Si量が2.00%を超えるとフェライトが脆化し、レールの延性が低下する。このためSi量は0.10〜2.00%が望ましい。より好ましくは0.20〜1.50%、更に好ましくは0.30〜1.40%である。

0025

Mnは、パーライト変態を遅延させる効果がある。Mnを添加すると、同一冷却速度で加速冷却を施した場合に、パーライト変態温度を低下させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細化させる。これによりレール頭部の硬度(強度)を上昇させ、耐摩耗を向上させる。しかし、Mn量が0.10%未満ではこれらの効果が小さい。また、Mn量が0.10%未満では、低硬度の耐摩耗性が低いパーライト組織が生成するばかりでなく、焼入れ性不足パーライト変態時の過冷度を十分に確保できず、粗大なパーライト組織となり、延性が低下してしまう。Mn含有量が2.00%を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このためMn含有量は0.10〜2.00%が望ましい。より好ましくは0.20〜1.20%、更に好ましくは0.30〜1.00%である。

0026

Pは、鋼中の不純物元素である。転炉での精錬を行うことにより、P量を制御することが可能である。P量が0.025%を超えると、レール鋼の延性が低下する。そのためP量は0.025%以下とするのが望ましい。好ましくは0.020%以下である。

0027

Sは、鋼中の不純物元素である。溶銑鍋での脱硫を行うことにより、S量を制御することが可能である。S量が0.025%を超えると、介在物としての粗大なMnS等の硫化物が生成し易くなる。この場合、介在物周辺応力集中により、レールの早期破断を引き起こし、延性が低下する。このため、S量は0.025%以下とするのが望ましい。好ましくは0.020%以下である。

0028

Tiは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なTi系析出物(たとえばTiC、TiN、Ti(C,N))として析出、あるいはその他の元素(V、Nb等)と複合析出する。オーステナイト中にTi系析出物の析出またはTi、V、Nb等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、Ti量が0.0005%未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善は認められない。また、Ti量が0.0060%を超えると、粗大なTi系析出物が生成しやすくなり、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Tiによりレール鋼の延性が向上しない。更に、0.0080%を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、レールの使用特性上、破壊の起点となるためと考えられる。このためTi量は0.0005〜0.0060%が望ましい。Nb量、V量がそれぞれ、0.0005〜0.0060%であれば、NbとVによる延性向上を損なわないため、Ti量は0〜0.0005%未満または0.0060超〜0.0080%以下も許容される。

0029

Nbは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なNb系析出物(たとえばNbC、NbN、Nb(C,N))として析出、あるいはその他の元素(Ti、V等)と複合析出する。オーステナイト中にNb系析出物の析出またはNb、Ti、V等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、Nb量が0.0005%未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善は認められない。また、Nb量が0.0060%を超えると、粗大なNb系析出物が生成しやすくなり、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Nbによりレール鋼の延性が向上しない。更に、Nb量が0.0080%を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、レールの使用特性上、破壊の起点となる懸念がある。このためNb量は0.0005〜0.0060%が望ましい。Ti量、V量がそれぞれ、0.0005〜0.0060%であれば、TiとVによる延性向上を損なわないため、Nb量は0〜0.0005%未満または0.0060超〜0.0080%以下も許容される。

0030

Vは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なV系析出物(たとえばVC、VN、V(C,N))として析出、あるいはその他の元素(Ti、Nb等)と複合析出する。オーステナイト中にV系析出物の析出またはV、Nb、Ti等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、V量が0.0005%未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善は認められない。また、V量が0.0060%を超えると、単独あるいは他のTiやNbと粗大な複合析出物が生成し、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Vによりレール鋼の延性が向上しない。更に、V量が0.0080%を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、レールの使用特性上、破壊の起点となるためと考えられる。このため、V量は0.0005〜0.0060%が望ましい。Ti量、Nb量がそれぞれ、0.0005〜0.0060%であれば、TiとNbによる延性向上を損なわないため、V量は0〜0.0005%未満または0.0060超〜0.0080%以下も許容される。

0031

以上、Ti、Nb、Vを説明したが、上記範囲であれば、同様の大きさ、個数の析出物が生成する。
Ti、Nb、V全てが0.0005〜0.0060%の範囲内に有れば、微細析出物のオーステナイト粒成長のピン止めにより、結果的に析出物を適用しない場合と比較して加速冷却前のオーステナイトが微細になり、加速冷却後のパーライト組織を微細にし、全伸びが向上する。但し、前述した通りTi、Nb、Vの三種の内、二種がそれぞれ前記範囲内にあり、残り一種が0.0005〜0.0060%の範囲外であっても0〜0.0080%の範囲内であれば、若干微細化効果は劣るが、全伸び向上効果が得られる。この効果について、詳細に説明する。

0032

本発明者らは、実験室にてC量:1.0%、Si量:0.7%、Mn量0.7%、P量0.01%、S量:0.008%、析出物生成元素をV量:0.0055%、Nb量:0.004%量をベースにTi量を変化させた鋼を溶解・鋳造した。これらの鋼塊を同一加熱・圧延・冷却条件にて熱間圧延板とした後、引張試験により全伸びを評価した。

0033

図1にTi量と全伸びの関係を示す。Ti量が0.0005〜0.0060%の間、即ち全ての析出物生成元素が前記限定範囲内にあるとき、最も全伸びが高かった。それ以上添加すると、0.0060%超から0.0080%までは、若干全伸びが低下し、0.0080%を越える添加量では全伸びが更に低下した。

0034

組織を詳細に観察した結果、全ての析出物生成元素が前記の限定範囲内にある場合、延靭性を低下せしめる粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物は確認されなかった。Ti量が0.0060%超から0.0080%までは、Ti起因の粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物が微量確認されたが、Nb、V起因の微細析出物のオーステナイト粒成長の抑制に伴うパーライト組織の微細化による延性向上効果が十分に発揮されていた。Ti量が0.0080%を越えると、Ti起因の粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物の個数が更に多くなり、Nb、V起因の微細析出物によるオーステナイト粒微細化効果による全伸び向上効果を損なうことになったと考えられる。
Ti量が0.0005%未満の場合、Tiによる微細析出物によるオーステナイト微細粒化効果は得られないが、Tiの粗大析出物により靭性が損なわれることなく、Nb、Vによる微細析出物により十分なオーステナイト粒微細化効果は得られる。
なお、この挙動は残り一種がTiではなくNbあるいはVの場合においても同様に観察された。
以上のことから、析出物を微細に分散させ、熱間圧延中のオーステナイト粒成長をピン止めさせ、パーライト組織を微細化し、延性を向上させるには、Ti、Nb、Vの内二種がそれぞれ0.0005〜0.0060%の範囲であり、残る1種は0.008%以下であることが望ましい。

0035

また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度(強度)の増加による耐摩耗性の向上および延靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止図る目的で、Cr、Mo、Co、B、Cu、Ni、Mg、Ca、REM、Zr、N、Alの元素を必要に応じて1種または2種以上を含有してもよい。

0036

Crは、パーライトの平衡変態点を上昇させる。Crを添加すると、同一冷却速度で冷却した場合に、平衡変態温度とパーライト変態温度の差、即ち過冷度を増加させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細にする。このようにCrは高硬度(強度)化に寄与する元素である。Crは同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度(強度)を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素である。ただし、Cr量が0.05%未満ではその効果が小さい。また、2.00%を超える過剰なCrの添加を行うと、焼入性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためCr含有量は0.05〜2.00%に限定してもよい。

0037

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硬度(強度)化に寄与し、パーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素である。ただし、Mo量が0.01%未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、0.50%を超える過剰なMoの添加を行うと、焼入性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためMo含有量は0.01〜0.50%に限定してもよい。

0038

Coは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素である。さらに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延性を向上させる元素である。Co量が0.10%未満ではこれらの効果が期待できない。また、2.00%を超えてCoを添加すると、パーライト組織中のフェライトが著しく脆化し、レール鋼の延性が著しく低下してしまう。このためCo含有量は0.10〜2.00%に限定してもよい。

0039

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組織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等により、レールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素である。Bが0.0005%未満ではそ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には改善が認められない。また、0.0050%を超えてBを添加すると、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。従ってBの含有量は0.0005〜0.0050%に限定してもよい。

0040

Cuは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素である。Cu量が0.05%未満ではその効果が期待できない。また、1.00%を超えてCuを添加すると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部の耐摩耗性に有害なベイナイト組織や延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、過剰な固溶強化によりパーライト組織中のフェライトが著しく脆化し、レール鋼の延性が低下する。加えて、熱間圧延時の脆化を引起し、レールの延性を低下させる場合がある。このためCu含有量は0.05〜1.00%に限定してもよい。

0041

Niは、Cu添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度(強度)化を図る元素である。しかし、Ni量が0.01%未満ではその効果が著しく小さい。また1.00%を超えてNiを添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このためNi含有量は0.01〜1.00%に限定してもよい。

0042

Mgを添加すると、O、または、SやAl等と結合して溶鋼中あるいはオーステナイト中に微細な酸化物や硫化物を形成する。これらの酸化物や硫化物が、熱間圧延の再加熱工程において、オーステナイトの粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図る。このようにMgは、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、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を向上させる。しかしMg量が0.0005%未満ではその効果は弱い。また、0.0200%を超えてMgを添加すると、溶鋼中においてMgの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性を低下させる。このためMg含有量は0.0005〜0.0200%に限定してもよい。

0043

Caは、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、0.0200%を超えて添加すると、Caの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下するため、Ca含有量は0.0005〜0.0200%に限定してもよい。

0044

REMは、脱酸・脱硫元素であり、含有によりREMのオキシサルファイド(REM2O2S)を生成し、Mn硫化物系介在物の核となる。この核であるオキシサルファイドは、融点が高いので、圧延後のMn硫化物系介在物の延伸を抑制する。この結果、REMは、介在物であるMnSを微細に分散させ、介在物周辺での応力集中を緩和し、延性低下を防ぐ。しかし、REM量が0.0005%未満では、その効果が小さく、MnS系硫化物生成核としては不十分となる。また、REM量が0.0500%を超えると、硬質なREMのオキシサルファイドが生成し、応力集中により、早期破断し易くなり、延性が低下する。このため、REM含有量を0.0005〜0.0500%に限定してもよい。

0045

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。

0046

Zrは、溶鋼中でZrO2を生成させる。ZrO2はオーステナイトとの格子整合性が良いため、凝固初晶がオーステナイトであるレール鋼において凝固核となり、凝固組織等軸晶化率を高め、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制する。従って過共析鋼レールにおいては、Zrは偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素になる。しかし、Zr量が0.0005%未満ではZrO2系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レール鋼の延性を低下させる。またZr量が0.0200%を超えると、粗大Zr系介在物が多量に生成し、破壊の起点となりレール鋼の延性が低下する。このためZr含有量は0.0005〜0.2000%に限定してもよい。

0047

Nは、溶鋼中あるいはオーステナイト中でTi、Nb、Vと結合し、窒化物や炭窒化物を生成させる元素である。しかし、N量が0.0020%未満ではその効果が弱く、微細な析出物の生成に寄与しない。また、N量が0.0200%を超えると、溶鋼中で殆どのTiやNbが全量窒化物、炭窒化物として粗大に晶出する。晶出した窒化物や炭窒化物は、熱間圧延時の再加熱段階でオーステナイト中に固溶せず、熱間圧延中、熱間圧延直後に、オーステナイトの粒成長を抑制する。このため、微細なTiやNbの窒化物、炭窒化物が生成出来なくなる。さらに、粗大な窒化物、炭窒化物は破壊の起点となるため、延性を低下させる。このためN量を0.0020%〜0.0200%に限定してもよい。

0048

Alは、脱酸剤として有用な成分である。また、共析変態温度を高温側へ、共析炭素量を高炭素側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成抑制に有効な元素である。ただし、Al量が0.0020%未満ではその効果が弱い。また、1.00%を超えてAlを添加すると、溶鋼中で粗大なアルミナ系介在物が生成し、レール鋼の延性が低下する。また、粗大な介在物はレール使用時には疲労損傷の起点となることや、溶接時に酸化物が生成し、溶接部機械的特性が著しく低下する。このためAl含有量は0.0020〜1.00%に限定してもよい。

0049

本実施形態の一態様のレールは、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物を含む。不純物の例としては、鉱石スクラップなどの原材料に含まれるもの、又は製造工程において混入するもの等が挙げられる。

0050

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、加速冷却を行う。

0051

(1−b)金属組織の限定理由
本発明のレールの頭部の金属組織について説明する。頭部の金属組織は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が、成分系、更には、加速冷却条件の選択によっては、微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、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、レール頭部横断面において(図2参照)面積率で5%までは初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、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、レール頭部のパーライト組織の面積率を95%以上とする。したがって、その上限は100%である。本願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。

0052

(1−c)レール頭部に生成する析出物のサイズ、個数の限定理由
また、本発明レールにおける鋼中のTi系析出物、Nb系析出物、V系析出物、複合析出物(たとえばTi−Nb系析出物、Ti−V系析出物、Nb−V系析出物、Ti−Nb−V系析出物の1種以上)のサイズと個数の限定理由を説明する。

0053

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。写真上(二次元上)で、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。

0054

平均粒子径が10nm未満の析出物は、オーステナイトの粒成長のピン止め効果があるが観察時に個数を計測し難いため、サイズの限定から除外する。一方、析出物の平均粒子径が100nmを超えると、ピン止め力が不足し、オーステナイトの粒成長を十分に抑制できず、パーライト組織の微細化が図れない。このため、測定対象とする析出物のサイズを10〜100nmに限定する。

0055

著者らは10〜100nmの析出物がどの程度分散していれば、延性の向上に効果があるかを検証するため、レール圧延を模擬した熱間圧延実験を行った。C=1.10%、Si=0.60%、Mn=0.80%、P=0.012%、S=0.010%を含有した鋼をベースとし、析出物個数を変化させるため、Ti、Nb、Vを適宜添加した。溶解調整したインゴット加熱炉装入し、炉内温度1250℃で60分保持した。加熱炉から抽出したインゴットは粗造形の後、温度950℃で最終圧延した。熱間圧延後、圧延板表面が800℃から加速冷却を行った。加速冷却は表面が600℃になるまで施した。その間の冷却速度は6℃/secであった。
実験室で作成した熱間圧延板の引張試験の結果を図3に示す。図3に示すように10〜100nmの析出物の数が1mm2あたり50,000〜1,000,000個存在する範囲において全伸び(延性)の向上が認められる。この範囲外で全伸びが向上しなかった理由について以下に述べる。
平均粒径10〜100nmの析出物が生成していても、その生成数が1mm2あたり50,000個未満の場合には、オーステナイト粒成長抑制効果が弱く、延性が向上しない。一方、1mm2あたり1,000,000個を上回る場合は、パーライト組織の変形が拘束されるため、逆に延性が低下する。このため、鋼中の析出物は1mm2あたり50,000〜1,000,000個の範囲に限定する。

0056

ここで、析出物の密度とサイズの測定方法を説明する。頭部断面の任意の場所の腐食面走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて観察、あるいは抽出レプリカ試料薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡TEM)を用いて観察する。一例として、図4に走査型電子顕微鏡を用いて析出物を観察した例を示す。10nm以上100nm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。この測定結果単位面積当たりの個数に換算する。例えば、2万倍の倍率にて1視野を100mm×80mmとして観察した場合、1視野あたりの観察面積は20μm2であるから、ランダムに少なくとも50視野観察する。この場合に、10〜100nm以下の析出物個数が50視野(1000μm2)で100個であれば、粒子密度は1mm2あたり100,000個と換算できる。

0057

(2)製造条件
次に、本発明レールを製造する際の製造条件について説明する。
本発明レールは、鋼片を熱間圧延してレールの成形を行う工程と、次いで加速冷却を施す工程を経て製造される。

0058

(2−a)加熱温度
熱間圧延の際のレール圧延用鋼片の再加熱工程において、再加熱温度が1200℃未満であると、鋳造後の冷却中に生成した粗大なTi系析出物(たとえばTiC、TiN、Ti(C,N))、Nb系析出物(たとえばNbC、NbN、Nb(C,N))、V系析出物(たとえばVC、VN、V(C,N))、あるいは複合析出物(たとえばTi−Nb系析出物、Ti−V系析出物、Nb−V系析出物、Ti−Nb−V系析出物)が一部未固溶となり、圧延時にオーステナイト中に微細析出する析出物の数が減り、オーステナイトの粒成長の阻害効果が十分に発揮できず、レールの延性向上効果が低下する。このため前記加熱温度は炉内温度が1200℃以上が望ましい。従って、粗大なTi系析出物(たとえばTiC、TiN、Ti(C,N))、Nb系析出物(たとえばNbC、NbN、Nb(C,N))、V系析出物(たとえばVC、VN、V(C,N))、あるいは複合析出物(たとえばTi−Nb系析出物、Ti−V系析出物、Nb−V系析出物、Ti−Nb−V系析出物)の固溶は、炉内温度1200℃以上の保持時間が30分以上であれば可能である。

0059

(2−b)熱間圧延の最終圧延温度
レール圧延用鋼片の再加熱工程にて鋼中に溶解したTi、Nb,Vは、熱間圧延の際の仕上圧延工程の最終仕上圧延において、圧下時にオーステナイト中に導入される転位を核生成サイトとして、微細、且つ多量に析出させることができる。ただし、最終仕上圧延温度頭頂部で1050℃を超えると、回復により核生成サイトである転位の消滅が早いばかりか、転位上に生成した析出物の一部が粗大になってしまい、オーステナイトの粒成長抑制効果が低減するため、パーライト組織の微細化を十分に発揮できない。最終圧延温度が850℃を下回ると、部分的にオーステナイトの再結晶が抑制(未再結晶部が存在)され、粗大なオーステナイト粒が混在するため、結果として均一な微細パーライト組織が得られず、延性の向上効果が十分に発揮できない。このため熱間圧延の際の最終仕上圧延を850〜1050℃の間で実施することが好ましい。

0060

(2−c)加速冷却開始温度の限定理由
次に、熱間圧延後に実施する冷却開始温度の限定理由について説明する。加速冷却前にレールの温度、特にレール頭頂部の温度が700℃を下回ると、レール頭部表面(頭頂部、コーナー部、頭側部)に耐摩耗性に有害な硬度の低いパーライトが生成してしまう。また、過共析鋼レールにおいては、オーステナイト粒界に延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成してしまう。このため冷却開始温度を700℃以上とする。過共析鋼レールにおいては冷却開始温度は高い程初析セメンタイトの生成を抑制できるため、より好ましい冷却開始温度は740℃以上である。

0061

(2−d)冷却停止温度の限定理由
加速冷却の冷却停止温度について説明する。レールの頭頂部において冷却停止温度が550℃を下回ると、レール頭部表面(頭頂部、コーナー部、頭側部)に、耐摩耗性に有害なベイナイトや延靭性を低下させるマルテンサイトが生成し易くなる。また、650℃を超える温度域で冷却を停止すると、複熱で温度がそれ以上に上昇し、表面、内部共に硬度の低いパーライト組織が生成し、レールに必要な耐摩耗性が低下してしまう。また、過共析鋼レールにおいては延性に有害な初析セメンタイトが生成する。このため加速冷却の停止温度を550〜650℃とする。

0062

(2−e)冷却速度の限定理由
次に、加速冷却速度の範囲について説明する。冷却速度とは加速冷却の開始から冷却停止までの温度低下を冷却に要した時間で除した値である。レール頭部表面の加速冷却速度が2℃/sec未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、鋼の炭素量や合金成分によっては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性が低下する。また、加速冷却速度が30℃/secを超えると、冷却停止温度の制御が難しくなり、更に耐摩耗性に有害なベイナイト組織や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためレール頭部表面の加速冷却速度の範囲を2〜30℃/secとする。

0063

(2−f)加速冷却停止後の措置
700℃以上のオーステナイトから2〜30℃/secで550〜650℃まで加速冷却した後は400℃まで放冷する。レール頭部表面が400℃になれば、後は任意の冷却速度で冷却してもよい。

0064

次に、本発明の実施例について説明する。
<実施例1>
表1に、実施例に用いたレール圧延用鋼片のC、Si、Mn、Ti、Nb、Vおよびその他の成分を示す。レール圧延用鋼片の構成は以下の通りである。

0065

(1)化学成分が本発明の限定範囲内のレール圧延用鋼片(本発明鋼成分20鋼種、鋼符号:A〜T)
(2)化学成分が本発明の限定範囲外のレール圧延用鋼片(比較鋼成分14鋼種、鋼符号:b〜o)

0066

これらの鋼は転炉、二次精錬で成分を調整し、連続鋳造法でレール圧延用鋼片に鋳造した。

0067

下線部は本発明の範囲外

0068

表2に、表1に示した鋼符号のレール圧延用鋼片を用いて、熱間圧延を行い製造したレールの頭部のミクロ組織を観察した結果、10〜100nmの析出物を計測した結果、引張試験で得られた全伸びの結果を示す。なお、各レールの構成は以下の通りである。なお、全てのレールについて、圧延用鋼片の再加熱温度を1200℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を850〜1050℃の範囲とし、熱間圧延後の加速冷却を、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℃まで放冷する製造条件を狙った。しかし、一部のレールは熱間圧延の最終圧延温度が外れてしまった。最終圧延温度が外れたレールは比較レールとして取り扱った。

0069

(1)ミクロ組織、10〜100nmの析出物個数が本発明の限定範囲内のレール(本発明レール、レール符号:A−1、B−1、C−1、D−1、E−1、F−1、G−1、H−1、I−1、J−1、K−1、L−1、M−1、N−1、O−1、P−1、Q−1、R−1、S−1、T−1)

0070

(2)化学成分が本発明の限定範囲外のレール(比較レール、レール符号:b−1、c−1、d−1、e−1、f−1、g−1、h−1、i−1、j−1、k−1、l−1、m−1、n−1、o−1)

0071

(3)鋼成分は本発明の限定範囲であるが、熱間圧延温度が前記限定を外れたため、10〜100nmの析出物の個数が本発明の限定範囲外となったレール(比較レール、レール符号:H−2、K−2)

0072

引張試験条件は下記の通りである。
「頭部引張試験」
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:頭表面より5mm下を試験片中心として採取図5参照)
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℃)

0073

ミクロ組織観察方法は以下の通りである。
「パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの組織観察方法
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
腐食方法:ナイタールに10sec浸漬(非特許文献3参照)
観察方法光学顕微鏡、200倍

0074

「初析セメンタイトの組織観察方法」
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
腐食方法:煮沸したピクリン酸ソーダに浸漬(非特許文献3参照)
観察方法:光学顕微鏡、200倍

0075

*下線部は本発明の範囲外

0076

表2に示したように、本発明レールは比較レールと比較して、C量、Si量、Mn量、Ti量、Nb量、V量を上記に限定した範囲内に収め、かつ10〜100nmの析出物の個数を前記限定範囲内に収めることにより、鋼レールの耐摩耗性に有害な初析フェライト、ベイナイト組織、延性に悪影響を与える初析セメンタイト、マルテンサイト組織、粗大な析出物等を生成させず、延性に優れたパーライト組織のレールを製造することができた。

0077

一方、符号b−1は、C量が前記で限定した範囲よりも高かったため、延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成したため延性が低下した。

0078

符号c−1は、Si量が前記で限定した範囲よりも低かったため、パーライト組織は呈しているが、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織となり、かつ脱酸不足により粗大な酸化物が生成したため、酸化物が破壊の起点となり全伸びが向上しなかった。

0079

符号d−1は、前記で限定した範囲を越えるSiの添加により、パーライト組織を呈しているが、フェライトが著しく強化(脆化)されたため、全伸びが低下した。

0080

符号e−1は、前記で限定した範囲よりもMn量が低かったため、パーライト組織を呈しているが、焼入れ性の向上が図れなかったため、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織が生成し、かつ過冷度小さいため、パーライトの核生成が少なく、結果として粗大なパーライト組織となり、全伸びが向上しなかった。

0081

符号f−1は、前記で限定した範囲を越えるMnの添加により、レール頭部表面に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が多量に生成した。

0082

符号g−1は、前記で限定した範囲を越えるVの添加により、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、Nb量が前記限定範囲よりも少なかったため、10〜100nmの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

0083

符号h−1もg−1と同様に、V量が前記範囲よりも多かったため、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、Ti量が前記限定範囲よりも少なかったため、10〜100nmの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

0084

符号i−1は、Nb量が前記範囲よりも多かったため、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、V量が前記限定範囲よりも少なかったため、10〜100nmの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

0085

符号j−1は、Nb量、V量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

0086

符号k−1は、Ti量、V量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

0087

符号l−1は、Nb量、V量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

0088

符号m−1は、P量が前記限定範囲よりも多かったため、延性が低下した。

0089

符号n−1は、S量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大なMnSが生成し、応力集中により早期破断が起因して延性が低下した。
符号o−1は、Ti、Nb、Vの内Ti、Vは前記範囲に収めたが、Nbの添加量が0.080%を越えたため、延性に有害な粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物の生成量が多くなってしまい、本発明の効果を持ってしても全伸びが向上しなかった。

0090

また、符号H−2は、化学成分が前記限定範囲内にあり、パーライト組織が得られたが、熱間圧延の最終圧延温度が1050℃を越えてしまったため、結果として10〜100nmの析出物の個数が前記限定範囲よりも少なかったため、全伸びが向上しなかった。

0091

符号K−2は、化学成分が前記限定範囲内にあり、パーライト組織が得られたが、熱間圧延の最終圧延温度が850℃を下回ったため、析出物の生成が顕著となり、結果として10〜100nmの析出物の個数が前記限定範囲よりも多くなったしまった、析出物による変形の拘束により全伸びが向上しなかった。

0092

図6に各鋼のC量と全伸びの関係を示す。本発明では、化学成分、10〜100nmの析出物の個数を前記限定範囲内に収めることにより、同一C含有量で比較して全伸びを向上させることができる。C量はレールの耐摩耗性に直結し、全伸びとはレールの構造材料としての折れにくさ(耐折損性)である。本発明のレールは同じ耐摩耗性(C含有量)であれば一層折損しにくい、同程度の耐折損性であれば一層耐摩耗性に優れるレールを提供でき、レールを高寿命化に貢献する。

0093

<実施例2>
表1に記載の符号Qの鋼を用いて熱間圧延条件(再加熱温度、最終圧延温度)、熱間圧延後の加速冷却条件(冷開始温度、停止温度、冷却速度)を変化させてレールを製造した。加速冷却後は、400℃まで放冷した。表3に、製造したレールの頭部のミクロ組織観察結果、析出物観察結果、引張試験の結果得られた全伸び値を示す。製造したレールの構成は以下の通りである。

0094

(1)熱間圧延条件、加速冷却条件が本発明の限定範囲内のレール:
(本発明レール製造方法、8本、符号K−31〜38)

0095

(2)熱間圧延条件、加速冷却条件が本発明の限定範囲外のレール:
(比較レール製造方法、8本、符号K−41〜48)

0096

*下線部は本発明の範囲外

0097

表3に示したように、本発明レール製造方法で作成したレール(符号K−31〜38)は、比較レール鋼(K−41〜48)と比較して、熱間圧延条件および加速冷却条件を前記範囲に収めたため、微細な析出物を多量に生成分散させ、全伸びが向上した。

0098

一方、符号K−41は、再加熱温度が前記限定範囲よりも低かったため、Ti系、Nb系、V系析出物が一部未固溶状態となった。その結果、熱間圧延時にオーステナイト中に微細析出する析出物の数が減り、オーステナイトの粒成長の阻害効果が十分に発揮できず、全伸びが向上しなかった。

0099

符号K−42は、熱間圧延の最終圧延温度が1050℃を超えたため、熱間圧延時にオーステナイトに導入された、核生成サイトである転位の消滅が早くなり、析出物の生成数が少なく、かつ生成した析出物が粗大化したため、オーステナイトの粒成長の阻害効果がなく、全伸びが向上しなかった。

0100

符号K−43は、最終圧延温度が850℃を下回ったため、オーステナイトの再結晶が進みにくくなり、加えて微細な析出物が多量に生成しすぎたため、再結晶が抑制され、部分的に未再結晶の粗大なオーステナイト粒が混在し、均一な微細パーライト組織が得られず、全伸びが向上しなかった。

0101

符号K−44は、熱間圧延条件は前記限定範囲内に収めたが、加速冷却の開始温度が前記限定温度を下回ってしまい、頭部表面の一部に耐摩耗性が低い低硬度パーライトが生成し、かつ延性に有害な初析セメンタイトが生成したため、本発明の効果が得られなかった。

0102

符号K−45は、加速冷却の冷却停止温度が前記限定温度よりも高かったため、頭部表面の一部に耐摩耗性が低い低硬度パーライトが生成し、かつ延性に有害な初析セメンタイトが生成したため、本発明の効果が得られなかった。

0103

符号K−46は、加速冷却の冷却停止温度が前記限定範囲を下回ったため、レール頭部表面に延性に有害なマルテンサイトが生成したため、全伸びが低下した。

0104

符号K−47は、加速冷却速度が前記限定範囲を下回ったため、耐摩耗性に有害な低硬度のパーライトの生成に加え、初析セメンタイトが大量に生成してしまい、全伸びが低下した。

実施例

0105

符号K−48は、加速冷却速度が前記限定範囲を上回ったため、頭部表面に延性に有害なマルテンサイトが生成したため、全伸びが低下した。

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