JP2000328190A - 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 - Google Patents
靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶鋼中にMgを添加することで微細なMg硫化物
を生成させ、このMg硫化物及び硫化物を核にしたMnS を
用いることで、寒冷地での高靭性及び高延性の高強度パ
ーライト系レールを得る。 【解決手段】 重量％で、C:0.55〜1.20％,Mg:0.0004〜
0.02％を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライ
ト組織中であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面
において直径が0.01〜10μｍの大きさのMg硫化物が１mm
2 中に 500〜100,000 個存在することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。また、
所定量の成分からなる鋼片を熱延でレールに形成した
後、熱延まま、又は熱延後の加熱によりオーステナイト
域温度とし、レールの少なくとも頭部を 700〜500 ℃間
を１〜５℃/secで加速冷却する製造方法。
を生成させ、このMg硫化物及び硫化物を核にしたMnS を
用いることで、寒冷地での高靭性及び高延性の高強度パ
ーライト系レールを得る。 【解決手段】 重量％で、C:0.55〜1.20％,Mg:0.0004〜
0.02％を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライ
ト組織中であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面
において直径が0.01〜10μｍの大きさのMg硫化物が１mm
2 中に 500〜100,000 個存在することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。また、
所定量の成分からなる鋼片を熱延でレールに形成した
後、熱延まま、又は熱延後の加熱によりオーステナイト
域温度とし、レールの少なくとも頭部を 700〜500 ℃間
を１〜５℃/secで加速冷却する製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、レール鋼のパーラ
イト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高
強度レールおよびその製造方法に関するものである。
イト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高
強度レールおよびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、鉄道輸送は輸送効率向上のための
重積載化、輸送迅速化のための高速化が進められてお
り、レールの特性に対する要求が厳しくなっている。重
荷重鉄道では急曲線区間の耐磨耗性、耐頭部内部疲労損
傷性がより要求され、高速鉄道では主に直線区間の頭部
表面損傷によるレール取替割合の増加が問題となってい
る。これらに加えて、寒冷地の鉄道では冬季にレールク
ラック発生によるレール取替が集中しており、レール材
の靭性改善がレール寿命の延伸に重要な課題になってい
る。
重積載化、輸送迅速化のための高速化が進められてお
り、レールの特性に対する要求が厳しくなっている。重
荷重鉄道では急曲線区間の耐磨耗性、耐頭部内部疲労損
傷性がより要求され、高速鉄道では主に直線区間の頭部
表面損傷によるレール取替割合の増加が問題となってい
る。これらに加えて、寒冷地の鉄道では冬季にレールク
ラック発生によるレール取替が集中しており、レール材
の靭性改善がレール寿命の延伸に重要な課題になってい
る。
【０００３】輸送効率向上のための重積載化はレール頭
部の磨耗を促進し、また疲労損傷の増加により、レール
寿命が短くなってきている。この重荷重鉄道でのレール
短寿命化を改善するために、耐磨耗性の優れた高強度レ
ール鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲
線区間ではほぼ高強度レールが使用されるようになっ
た。
部の磨耗を促進し、また疲労損傷の増加により、レール
寿命が短くなってきている。この重荷重鉄道でのレール
短寿命化を改善するために、耐磨耗性の優れた高強度レ
ール鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲
線区間ではほぼ高強度レールが使用されるようになっ
た。
【０００４】一方、レール鋼の耐磨耗性の向上と共に、
本来磨耗によって削り取られるべき疲労ダメージ層がレ
ール頭表面や車輪フランジ付け根部が押し付けられるゲ
ージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存し、表面損傷生成が
認められるようになってきた。さらにレール鋼の耐磨耗
性の向上は、車輪荷重による応力集中をレールＧＣ内部
の一点に固定させることになり、このレールＧＣ内部か
らの疲労損傷を増加させることとなった。このようなレ
ールの耐頭部表面損傷性および耐内部疲労損傷性の改善
には、レール材の靭性および延性を向上させることが重
要である。
本来磨耗によって削り取られるべき疲労ダメージ層がレ
ール頭表面や車輪フランジ付け根部が押し付けられるゲ
ージ・コーナー（ＧＣ）表面に残存し、表面損傷生成が
認められるようになってきた。さらにレール鋼の耐磨耗
性の向上は、車輪荷重による応力集中をレールＧＣ内部
の一点に固定させることになり、このレールＧＣ内部か
らの疲労損傷を増加させることとなった。このようなレ
ールの耐頭部表面損傷性および耐内部疲労損傷性の改善
には、レール材の靭性および延性を向上させることが重
要である。
【０００５】高強度レールの靭性および延性改善の方策
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
としては以下の方法が考えられる。 （１）普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温
度で再加熱した後、加速冷却する方法。 （２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した
後、レール頭部を加速冷却する方法。 （３）制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再
加熱し、その後加速冷却する方法。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記方法の（１）で
は、例えば特開昭５５−１２５３２１号公報に記載され
ているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下
の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化するこ
とによって大幅に靭性および延性を改善しようとするも
のである。しかし、低温度で加熱し、かつレール頭部内
部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時
間加熱する必要があり、この熱処理のため生産性を阻害
し製造コストを高める難点がある。
は、例えば特開昭５５−１２５３２１号公報に記載され
ているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下
の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化するこ
とによって大幅に靭性および延性を改善しようとするも
のである。しかし、低温度で加熱し、かつレール頭部内
部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時
間加熱する必要があり、この熱処理のため生産性を阻害
し製造コストを高める難点がある。
【０００７】また（２）の方法は、例えば特開昭５２−
１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２８号
公報に記載されているように、制御圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとするも
のである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧延機
の能力あるいはレールの断面形状や長手方向の寸法精度
が容易に得られないという形状制御性の観点からも問題
を含んでいる。
１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２８号
公報に記載されているように、制御圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとするも
のである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧延機
の能力あるいはレールの断面形状や長手方向の寸法精度
が容易に得られないという形状制御性の観点からも問題
を含んでいる。
【０００８】さらに（３）の方法は、例えば特公平４−
４３７１号公報に記載されているように、８００℃以下
で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００℃
に加熱することによりオーステナイト粒を微細にし、靭
性および延性を改善しようとするものである。しかし、
この方法は圧延後に低温再加熱のための加熱炉を必要と
するため作業性、生産性、製造コスト等の問題がある。
４３７１号公報に記載されているように、８００℃以下
で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９００℃
に加熱することによりオーステナイト粒を微細にし、靭
性および延性を改善しようとするものである。しかし、
この方法は圧延後に低温再加熱のための加熱炉を必要と
するため作業性、生産性、製造コスト等の問題がある。
【０００９】またレール鋼の靭性を改善する方法として
は、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報に記載されているように、脱酸元素としてＭｇを添加
し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり６
００〜１２０００個存在する靭性・延性が優れた高強度
パーライト系レールがあり、この方法により靭性および
延性に優れたレールの製造が可能となった。しかし、重
荷重鉄道ではなお一層の重積載化および高速化が検討さ
れており、さらに靭性および延性の特性を改善すること
が要求されてきている。
は、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報に記載されているように、脱酸元素としてＭｇを添加
し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり６
００〜１２０００個存在する靭性・延性が優れた高強度
パーライト系レールがあり、この方法により靭性および
延性に優れたレールの製造が可能となった。しかし、重
荷重鉄道ではなお一層の重積載化および高速化が検討さ
れており、さらに靭性および延性の特性を改善すること
が要求されてきている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％ を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライト組織
であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面において
直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm
2 中に５００〜１００，０００個存在することを特徴と
する靭性および延性に優れた高強度パーライト系レー
ル。 （２） 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０５０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、Ｏ ：０．０００２〜０．０１００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、か
つ前記パーライト組織中の任意断面において直径が０．
０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm2 中に５０
０〜１００，０００個存在することを特徴とする靭性お
よび延性に優れた高強度パーライト系レール。
に、本発明は以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％ を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライト組織
であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面において
直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm
2 中に５００〜１００，０００個存在することを特徴と
する靭性および延性に優れた高強度パーライト系レー
ル。 （２） 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０５０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、Ｏ ：０．０００２〜０．０１００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、か
つ前記パーライト組織中の任意断面において直径が０．
０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm2 中に５０
０〜１００，０００個存在することを特徴とする靭性お
よび延性に優れた高強度パーライト系レール。
【００１１】（３） 前記（２）記載の成分の鋼に、重
量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１〜４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。 （４） 前記（２）または（３）記載の成分の鋼に、重
量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．０００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。
量％でさらに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１〜４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。 （４） 前記（２）または（３）記載の成分の鋼に、重
量％でさらに、 Ｃｒ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．０００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。
【００１２】（５） 前記（２）ないし（４）のいずれ
か１項に記載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレール
に形成した後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によっ
てオーステナイト域温度とし、前記レールの少なくとも
頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却す
ることを特徴とする靭性および延性に優れた高強度パー
ライト系レールの製造方法。
か１項に記載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレール
に形成した後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によっ
てオーステナイト域温度とし、前記レールの少なくとも
頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却す
ることを特徴とする靭性および延性に優れた高強度パー
ライト系レールの製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは、先ずＭｇ介在物の
生成を詳細に検討した。その結果、Ｍｇを添加すると微
細なＭｇ硫化物が生成し、特に溶鋼中のフリー酸素濃度
との化学量論組成以上にＭｇを添加すると、多量の微細
なＭｇ硫化物が安定的に生成し、そしてパーライト変態
時のＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化物を核にして生成し
たＭｎＳは、微細に分散したＭｇ酸化物よりも更に効果
的にオーステナイト粒成長を抑制し、オーステナイト粒
界の変態サイトを増加させ、パーライト組織を微細にす
ることを見いだした。
生成を詳細に検討した。その結果、Ｍｇを添加すると微
細なＭｇ硫化物が生成し、特に溶鋼中のフリー酸素濃度
との化学量論組成以上にＭｇを添加すると、多量の微細
なＭｇ硫化物が安定的に生成し、そしてパーライト変態
時のＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化物を核にして生成し
たＭｎＳは、微細に分散したＭｇ酸化物よりも更に効果
的にオーステナイト粒成長を抑制し、オーステナイト粒
界の変態サイトを増加させ、パーライト組織を微細にす
ることを見いだした。
【００１４】さらに、オーステナイト粒内に微細に分散
したＭｇ硫化物は、それ自身がＭｇ酸化物よりも粒内変
態核になり易く、またさらにＭｇ系介在物よりも粒内変
態させ易いＭｎＳもＭｇ酸化物と比べて析出させ易いた
め、粒界からの変態に加えて粒内からの変態が多数起き
ることにより、変態後のパーライト組織が微細になる事
実を見いだした。図１の（ａ），（ｂ）は、Ｍｇを添加
した場合としなかった場合のＭｎＳ分布のＣＭＡマッピ
ング結果であるが、このマッピング図からも明らかなよ
うに、Ｍｇを添加した（ａ）の方がＭｎＳが微細に分散
している。
したＭｇ硫化物は、それ自身がＭｇ酸化物よりも粒内変
態核になり易く、またさらにＭｇ系介在物よりも粒内変
態させ易いＭｎＳもＭｇ酸化物と比べて析出させ易いた
め、粒界からの変態に加えて粒内からの変態が多数起き
ることにより、変態後のパーライト組織が微細になる事
実を見いだした。図１の（ａ），（ｂ）は、Ｍｇを添加
した場合としなかった場合のＭｎＳ分布のＣＭＡマッピ
ング結果であるが、このマッピング図からも明らかなよ
うに、Ｍｇを添加した（ａ）の方がＭｎＳが微細に分散
している。
【００１５】このようにＭｇを添加することで、Ｍｇ硫
化物を微細に分散させることによるオーステナイト細粒
化、ならびにオーステナイト粒内に微細分散したＭｇ硫
化物およびこれを核に生成したＭｎＳからの粒内変態の
２つの効果によるパーライト組織の微細化により、優れ
た靭性および延性を有するレール鋼を得られることを知
見し、本発明を完成させた。
化物を微細に分散させることによるオーステナイト細粒
化、ならびにオーステナイト粒内に微細分散したＭｇ硫
化物およびこれを核に生成したＭｎＳからの粒内変態の
２つの効果によるパーライト組織の微細化により、優れ
た靭性および延性を有するレール鋼を得られることを知
見し、本発明を完成させた。
【００１６】以下本発明について詳細に説明する。ま
ず、上記レール鋼の成分を限定した理由について述べ
る。成分の含有量は重量％である。 Ｃ：Ｃは、レール鋼における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る。０．５５％未満では
必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また
１．２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる
有害な初析セメンタイトを生成させるばかりか、レール
頭部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、靭性・延性を著しく低下させるため、０．５５
〜１．２０％に限定した。
ず、上記レール鋼の成分を限定した理由について述べ
る。成分の含有量は重量％である。 Ｃ：Ｃは、レール鋼における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る。０．５５％未満では
必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また
１．２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる
有害な初析セメンタイトを生成させるばかりか、レール
頭部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、靭性・延性を著しく低下させるため、０．５５
〜１．２０％に限定した。
【００１７】Ｓｉ：Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、
若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満
ではその効果は少なく、１．２０％を超えると脆化をも
たらし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０
％に限定した。
ト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、
若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満
ではその効果は少なく、１．２０％を超えると脆化をも
たらし溶接接合性も低下するので、０．１０〜１．２０
％に限定した。
【００１８】Ｍｎ：ＭｎはＣと同様にパーライト変態温
度を低下させ、焼入れ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、０．１０％未満ではそ
の効果が小さく、１．５０％を超えると偏析部にマルテ
ンサイト組織を生成させ易くするため、０．１０〜１．
５０％に限定した。
度を低下させ、焼入れ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、０．１０％未満ではそ
の効果が小さく、１．５０％を超えると偏析部にマルテ
ンサイト組織を生成させ易くするため、０．１０〜１．
５０％に限定した。
【００１９】Ｓ：Ｓは一般に有害元素として知られてい
るが、本発明においてはオーステナイト中の硫化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑
制およびＭｎＳがパーライトの変態核になることによる
パーライト組織の微細化に重大な元素のひとつである。
しかし、０．００２％未満では十分なＭｎＳ量を得るこ
とができず、また０．０５０％を超えると粗大なＭｎＳ
が生成し始め、靭性および延性を著しく低下させるた
め、０．００２〜０．０５０％に限定した。
るが、本発明においてはオーステナイト中の硫化物を核
としてＭｎＳが生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑
制およびＭｎＳがパーライトの変態核になることによる
パーライト組織の微細化に重大な元素のひとつである。
しかし、０．００２％未満では十分なＭｎＳ量を得るこ
とができず、また０．０５０％を超えると粗大なＭｎＳ
が生成し始め、靭性および延性を著しく低下させるた
め、０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２０】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の重要な構成元素であ
る。Ｍｇ系硫化物およびこの硫化物を核にして析出した
ＭｎＳは、それぞれピン止め効果によるオーステナイト
粒の粒成長抑制効果があり、変態後のパーライト組織を
微細化する。またこの効果に加えて、Ｍｇ硫化物自身お
よびこれを核として析出したＭｎＳからパーライトが生
成し、さらにパーライト組織を微細にする機能を有す
る。その結果、レール鋼の大幅な靭性、延性の向上を果
たすことができた。しかし、０．０００４％未満ではオ
ーステナイト粒成長抑制効果および粒内変態によるパー
ライト組織微細化がほとんど無く、０．０２％を超える
と粗大なＭｇ硫化物が生成し、靭性が著しく低下するた
め、０．０００４〜０．０２％の範囲に限定した。ま
た、Ｍｇ硫化物を積極的に析出させるためにはＭｇの量
をＭｇＯとしての化学量論組成よりも高くした方が望ま
しい。
る。Ｍｇ系硫化物およびこの硫化物を核にして析出した
ＭｎＳは、それぞれピン止め効果によるオーステナイト
粒の粒成長抑制効果があり、変態後のパーライト組織を
微細化する。またこの効果に加えて、Ｍｇ硫化物自身お
よびこれを核として析出したＭｎＳからパーライトが生
成し、さらにパーライト組織を微細にする機能を有す
る。その結果、レール鋼の大幅な靭性、延性の向上を果
たすことができた。しかし、０．０００４％未満ではオ
ーステナイト粒成長抑制効果および粒内変態によるパー
ライト組織微細化がほとんど無く、０．０２％を超える
と粗大なＭｇ硫化物が生成し、靭性が著しく低下するた
め、０．０００４〜０．０２％の範囲に限定した。ま
た、Ｍｇ硫化物を積極的に析出させるためにはＭｇの量
をＭｇＯとしての化学量論組成よりも高くした方が望ま
しい。
【００２１】Ｏ：Ｏは一般に溶鋼中に不純物として溶け
込んでおり、Ｍｇ硫化物の量を増やすために溶鋼中の酸
素を減らした方が良いが、濃度を０．０００２％未満に
下げようとすると製錬時の生産性が低下する。また、酸
素濃度が０．０１００％超になると粗大な酸化物がで
き、靭性を著しく低下させるため、０．０００２〜０．
０１００％に限定した。
込んでおり、Ｍｇ硫化物の量を増やすために溶鋼中の酸
素を減らした方が良いが、濃度を０．０００２％未満に
下げようとすると製錬時の生産性が低下する。また、酸
素濃度が０．０１００％超になると粗大な酸化物がで
き、靭性を著しく低下させるため、０．０００２〜０．
０１００％に限定した。
【００２２】さらに本発明においては、上記成分の他に
必要に応じて１種または２種以上のＡｌ，Ｎｂ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂの添加によって、フェライト
地の靭性改善、レール圧延のための加熱時におけるオー
ステナイト粒の、あるいは制御圧延時におけるオーステ
ナイト粒の細粒化によって高靭性を得ることができ、さ
らに冷却過程における加速冷却によって、より高強度と
同時に高靭性を得ることができる。なお、上記成分の添
加において、Ａｌ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕは靭性改善を、Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂは高靭性化と同時に高強度と硬さを改
善することを主目的とする。
必要に応じて１種または２種以上のＡｌ，Ｎｂ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂの添加によって、フェライト
地の靭性改善、レール圧延のための加熱時におけるオー
ステナイト粒の、あるいは制御圧延時におけるオーステ
ナイト粒の細粒化によって高靭性を得ることができ、さ
らに冷却過程における加速冷却によって、より高強度と
同時に高靭性を得ることができる。なお、上記成分の添
加において、Ａｌ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕは靭性改善を、Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂは高靭性化と同時に高強度と硬さを改
善することを主目的とする。
【００２３】これらの化学成分を限定した理由を以下に
説明する。 Ａｌ：Ａｌは製鋼時の脱酸剤が残存含有するものであ
る。ＡｌはＭｇとの複合酸化物を生成し、オーステナイ
ト粒成長の抑制、およびこのＭｇ−Ａｌ複合酸化物がＭ
ｎＳ析出の核になり、これらの析出物からパーライト変
態して組織が微細になる。この複合析出の効果は０．０
００５％以上で有効であり、０．０５％を超えるとＡｌ
酸化物およびＭｇ−Ａｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下
をもたらすことから、Ａｌの含有量を０．０００５〜
０．０５％に限定した。
説明する。 Ａｌ：Ａｌは製鋼時の脱酸剤が残存含有するものであ
る。ＡｌはＭｇとの複合酸化物を生成し、オーステナイ
ト粒成長の抑制、およびこのＭｇ−Ａｌ複合酸化物がＭ
ｎＳ析出の核になり、これらの析出物からパーライト変
態して組織が微細になる。この複合析出の効果は０．０
００５％以上で有効であり、０．０５％を超えるとＡｌ
酸化物およびＭｇ−Ａｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下
をもたらすことから、Ａｌの含有量を０．０００５〜
０．０５％に限定した。
【００２４】Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱するこ
とによって、Ｎｂの炭窒化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・低温仕上げ
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、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。し
たがって、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
とによって、Ｎｂの炭窒化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・低温仕上げ
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、加速冷却後に得られるパーライト組織を微細にす
る。この効果を得るためには、０．００１％以上必要で
あり、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化物、Ｎｂ窒
化物、Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下する。し
たがって、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００２５】Ｎｉ：Ｎｉはフェライト中に固溶し、フェ
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。したがっ
て靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定
した。
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素であり、０．
１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また４．
０％を超えて含有してもその効果は飽和する。したがっ
て靭性向上の観点から、０．１〜４．０％の範囲に限定
した。
【００２６】Ｃｕ：ＣｕはＮｉと同様にフェライト中に
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
であり、０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。したがって靭性向上の観点から、０．１〜４．０％
の範囲に限定した。
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
であり、０．１％未満の場合にはその効果が極めて少な
く、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和す
る。したがって靭性向上の観点から、０．１〜４．０％
の範囲に限定した。
【００２７】Ｃｒ：Ｃｒはパーライト変態温度を低下さ
せることによって高強度化に寄与するとともに、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。したがって強度確保に一定の
寄与が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲
として、０．１〜１．０％に限定した。
せることによって高強度化に寄与するとともに、パーラ
イト組織中のセメンタイト相を強化する作用を有するこ
とから、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の
含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有する
と、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の
強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成
し靭性の低下をもたらす。したがって強度確保に一定の
寄与が期待され、かつ靭性および延性を損なわない範囲
として、０．１〜１．０％に限定した。
【００２８】Ｍｏ：Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。したがって、０．０１〜０．５０％の範囲に限
定した。
し、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有
効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時にレール内部
において、表面層のパーライト変態にともなう発熱に連
動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の高強度
化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％未満で
は上記の効果は少なく、また、０．５０％を超える含有
量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト組織中
にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低下をも
たらす。したがって、０．０１〜０．５０％の範囲に限
定した。
【００２９】Ｖ：Ｖはフェライト中に析出し、強度を向
上させるために有効な元素であり、０．０１％未満では
強度増加は得られず、１％を超えると粗大なＶ炭化物を
生成し靭性が低下する。したがって、０．０１〜１．０
％の範囲に限定した。
上させるために有効な元素であり、０．０１％未満では
強度増加は得られず、１％を超えると粗大なＶ炭化物を
生成し靭性が低下する。したがって、０．０１〜１．０
％の範囲に限定した。
【００３０】Ｂ：Ｂは微量添加においてもオーステナイ
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。し
たがって、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定
した。不可避的元素であるＰは、レール鋼の靭性を下げ
るためできるだけ低減させ、０．０３％以下にすること
が望ましい。
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超え
るとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する。し
たがって、０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定
した。不可避的元素であるＰは、レール鋼の靭性を下げ
るためできるだけ低減させ、０．０３％以下にすること
が望ましい。
【００３１】前記のような成分組成で構成されるレール
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊あるいは連続鋳造法によ
り凝固させ、さらに熱間圧延法を経て製造する。熱間圧
延を終えたレールは、冷却中においてオーステナイト粒
内のＭｇ硫化物に加えてＭｎＳからもパーライトが生成
し、オーステナイト粒界から生成するパーライトと共に
微細なパーライト組織を形成する。その結果、圧延まま
で靭性の優れた高強度レールを製造することができる。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊あるいは連続鋳造法によ
り凝固させ、さらに熱間圧延法を経て製造する。熱間圧
延を終えたレールは、冷却中においてオーステナイト粒
内のＭｇ硫化物に加えてＭｎＳからもパーライトが生成
し、オーステナイト粒界から生成するパーライトと共に
微細なパーライト組織を形成する。その結果、圧延まま
で靭性の優れた高強度レールを製造することができる。
【００３２】さらに、高靭性と共に１２００MPa 以上の
高強度が要求される場合には、圧延終了後、あるいは一
度室温まで冷却した後に熱処理する目的でオーステナイ
ト域温度まで再加熱し、７００〜５００℃間を１〜５℃
/secで加速冷却を行うことが望ましい。また、加速冷却
すると低温でパーライト変態を生じるため、レール鋼は
パーライトの変態核の生成速度が向上し、パーライト粒
が微細になる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec未
満のときは必要強度を得ることができず、５℃/secを超
える場合はマルテンサイトが生成する。従って冷却速度
は１〜５℃/secに限定した。
高強度が要求される場合には、圧延終了後、あるいは一
度室温まで冷却した後に熱処理する目的でオーステナイ
ト域温度まで再加熱し、７００〜５００℃間を１〜５℃
/secで加速冷却を行うことが望ましい。また、加速冷却
すると低温でパーライト変態を生じるため、レール鋼は
パーライトの変態核の生成速度が向上し、パーライト粒
が微細になる。この加速冷却時の冷却速度が１℃/sec未
満のときは必要強度を得ることができず、５℃/secを超
える場合はマルテンサイトが生成する。従って冷却速度
は１〜５℃/secに限定した。
【００３３】以上述べたように、加速冷却は強度増加に
加えて、オーステナイト粒界、Ｍｇ硫化物およびこのＭ
ｇ硫化物を核にしたＭｎＳからのパーライト変態におい
て変態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与
する結果、一層のレール鋼の靭性向上を達成することが
できる。この際冷却媒体は空気あるいはミストなどの気
液混合物を用いることが望ましい。
加えて、オーステナイト粒界、Ｍｇ硫化物およびこのＭ
ｇ硫化物を核にしたＭｎＳからのパーライト変態におい
て変態核の増加をもたらし、パーライトの細粒化に寄与
する結果、一層のレール鋼の靭性向上を達成することが
できる。この際冷却媒体は空気あるいはミストなどの気
液混合物を用いることが望ましい。
【００３４】次に、レール鋼のパーライト組織中の直径
０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化物の個数を任意の断面１
mm2 中において５００〜１００，０００個に限定した理
由を述べる。レール鋼中のＭｇ硫化物は、ピンニングに
より加工後の微細γ粒の粒成長を抑制し、変態後のパー
ライト組織を微細にする。また、γ粒内にあるＭｇ硫化
物およびこのＭｇ硫化物を核にして生成したＭｎＳから
パーライト変態することで、パーライト組織が微細にな
り靭性値が向上する。このとき、任意の断面においてＭ
ｇ硫化物の断面積から算出したその断面での円相当径
（直径）が０．０１μｍ未満のＭｇ硫化物は、パーライ
ト粒内変態核にならず、１０μｍを超える大きさでは破
壊の起点となり靭性値を低下させてしまうことから、Ｍ
ｇ硫化物の大きさを０．０１〜１０μｍに限定した。
０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化物の個数を任意の断面１
mm2 中において５００〜１００，０００個に限定した理
由を述べる。レール鋼中のＭｇ硫化物は、ピンニングに
より加工後の微細γ粒の粒成長を抑制し、変態後のパー
ライト組織を微細にする。また、γ粒内にあるＭｇ硫化
物およびこのＭｇ硫化物を核にして生成したＭｎＳから
パーライト変態することで、パーライト組織が微細にな
り靭性値が向上する。このとき、任意の断面においてＭ
ｇ硫化物の断面積から算出したその断面での円相当径
（直径）が０．０１μｍ未満のＭｇ硫化物は、パーライ
ト粒内変態核にならず、１０μｍを超える大きさでは破
壊の起点となり靭性値を低下させてしまうことから、Ｍ
ｇ硫化物の大きさを０．０１〜１０μｍに限定した。
【００３５】１mm2 中に５００個未満の場合、ピンニン
グおよびパーライト粒内変態の効果が弱く、靭性向上の
効果が得られない。また、１００，０００個を超える場
合はＭｇ硫化物となるＳが多くなり、ＭｎＳとして結び
つくＳが減少することで、粒内変態能が高いＭｎＳの個
数が減少し、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭ
ｇ硫化物の個数を５００〜１００，０００個に限定し
た。このようなパーライト組織は、レールの少なくとも
頭部に形成されていることが必要である。
グおよびパーライト粒内変態の効果が弱く、靭性向上の
効果が得られない。また、１００，０００個を超える場
合はＭｇ硫化物となるＳが多くなり、ＭｎＳとして結び
つくＳが減少することで、粒内変態能が高いＭｎＳの個
数が減少し、靭性値が低下することから、１mm2 中のＭ
ｇ硫化物の個数を５００〜１００，０００個に限定し
た。このようなパーライト組織は、レールの少なくとも
頭部に形成されていることが必要である。
【００３６】
【実施例】次に、本発明により製造した高靭性を有する
高強度レールの製造実施例について述べる。表１に示す
成分からなる溶鋼からレールを製造し、Ｍｇ硫化物個数
と粒組織の状態、および機械特性を調査した。表２に、
レール鋼の冷却後のパーライト組織中に存在する任意の
断面中の直径０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化物の個数の
測定結果、加工後焼き入れた試料のγ粒度番号、および
パーライト粒内変態の有無の観察結果を示す。
高強度レールの製造実施例について述べる。表１に示す
成分からなる溶鋼からレールを製造し、Ｍｇ硫化物個数
と粒組織の状態、および機械特性を調査した。表２に、
レール鋼の冷却後のパーライト組織中に存在する任意の
断面中の直径０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化物の個数の
測定結果、加工後焼き入れた試料のγ粒度番号、および
パーライト粒内変態の有無の観察結果を示す。
【００３７】Ｍｇ硫化物の粒径は、走査型電子顕微鏡
（ＳＥＭ）もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用
い、任意の断面において１，０００〜５０，０００倍の
倍率で個々のＭｇ硫化物の面積を求め、この面積に等し
い円の直径を用いた。また、ＭｎＳ中のＭｇ硫化物もＳ
ＥＭやＴＥＭのイメージ中でコントラストが異なるた
め、このコントラストが異なる部分をＭｇ硫化物とし
て、Ｍｇ硫化物のときと同様に粒径を算出した。Ｍｇ硫
化物の個数は、この直径０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化
物の個数を２０視野測定し、この２０視野が正規分布に
従うとして平均を出し、この１視野の面積での個数から
面積１mm2 に換算したときの値を用いた。
（ＳＥＭ）もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用
い、任意の断面において１，０００〜５０，０００倍の
倍率で個々のＭｇ硫化物の面積を求め、この面積に等し
い円の直径を用いた。また、ＭｎＳ中のＭｇ硫化物もＳ
ＥＭやＴＥＭのイメージ中でコントラストが異なるた
め、このコントラストが異なる部分をＭｇ硫化物とし
て、Ｍｇ硫化物のときと同様に粒径を算出した。Ｍｇ硫
化物の個数は、この直径０．０１〜１０μｍのＭｇ硫化
物の個数を２０視野測定し、この２０視野が正規分布に
従うとして平均を出し、この１視野の面積での個数から
面積１mm2 に換算したときの値を用いた。
【００３８】表２から明らかなように、Ｍｇ添加を行っ
た本発明鋼では、所定の量のＭｇ硫化物が微細に分散
し、粒内にあるこのＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化物を
核に生成したＭｎＳからパーライトが粒内変態し、パー
ライト組織が微細になることが確認された。
た本発明鋼では、所定の量のＭｇ硫化物が微細に分散
し、粒内にあるこのＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化物を
核に生成したＭｎＳからパーライトが粒内変態し、パー
ライト組織が微細になることが確認された。
【００３９】表３は、圧延ままおよび強度を一定にする
ために、それぞれの鋼種につき７００℃〜５００℃間の
冷却速度を１〜５℃/sの範囲で変化させたレール鋼の引
張試験強度、伸びおよび２mmＵノッチシャルピー試験に
おける＋２０℃での衝撃吸収エネルギー測定結果を示
す。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０mm深
さから採取した平行部径６mm、平行部長さ３０mmの試験
片で行った。
ために、それぞれの鋼種につき７００℃〜５００℃間の
冷却速度を１〜５℃/sの範囲で変化させたレール鋼の引
張試験強度、伸びおよび２mmＵノッチシャルピー試験に
おける＋２０℃での衝撃吸収エネルギー測定結果を示
す。引張試験はレール頭部ゲージコーナー内部１０mm深
さから採取した平行部径６mm、平行部長さ３０mmの試験
片で行った。
【００４０】この結果、本発明鋼は従来鋼に比べて十分
にパーライト組織微細化による延性の改善が認められ
た。衝撃試験片はレール頭部１mm下より採取した。この
試験条件はロシアのΓoct 規格に基づくものであり、同
規格では高強度熱処理レールの＋２０℃での衝撃吸収エ
ネルギーは２５Ｊ／cm2 以上が必要とされており、本発
明のＭｇ添加鋼は、加工後のオーステナイト微細粒の粒
成長抑制およびオーステナイト粒内からのパーライト粒
内変態で微細パーライト組織になり、いずれもΓoct 規
格に定められたシャルピー吸収エネルギーを十分に満た
している。
にパーライト組織微細化による延性の改善が認められ
た。衝撃試験片はレール頭部１mm下より採取した。この
試験条件はロシアのΓoct 規格に基づくものであり、同
規格では高強度熱処理レールの＋２０℃での衝撃吸収エ
ネルギーは２５Ｊ／cm2 以上が必要とされており、本発
明のＭｇ添加鋼は、加工後のオーステナイト微細粒の粒
成長抑制およびオーステナイト粒内からのパーライト粒
内変態で微細パーライト組織になり、いずれもΓoct 規
格に定められたシャルピー吸収エネルギーを十分に満た
している。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】以上のことから、Ｍｇ添加をすること等
によりＭｇ硫化物のサイズおよび個数を制御することに
よって、加工後のオーステナイト粒が微細となって粒界
から変態するパーライト組織が微細になり、またオース
テナイト粒内に存在するＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化
物を核に生成するＭｎＳからパーライトがオーステナイ
ト粒内から変態することからも、変態後のパーライト組
織が微細になる。さらに、加速冷却によってもパーライ
ト粒は細粒化し、安定して２５Ｊ／cm2 以上の衝撃吸収
エネルギーを得ることができる。すなわち、本発明によ
り靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールま
たはその製造方法を提供できる。
によりＭｇ硫化物のサイズおよび個数を制御することに
よって、加工後のオーステナイト粒が微細となって粒界
から変態するパーライト組織が微細になり、またオース
テナイト粒内に存在するＭｇ硫化物およびこのＭｇ硫化
物を核に生成するＭｎＳからパーライトがオーステナイ
ト粒内から変態することからも、変態後のパーライト組
織が微細になる。さらに、加速冷却によってもパーライ
ト粒は細粒化し、安定して２５Ｊ／cm2 以上の衝撃吸収
エネルギーを得ることができる。すなわち、本発明によ
り靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールま
たはその製造方法を提供できる。
【図１】レール圧延後のレール頭部におけるＭｎＳのＣ
ＭＡマッピング図であり、(a）はＭｇ添加材のもの、
（ｂ）はＭｇ無添加の比較材のものを示す。
ＭＡマッピング図であり、(a）はＭｇ添加材のもの、
（ｂ）はＭｇ無添加の比較材のものを示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 狩峰 健一 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K042 AA04 BA02 BA05 CA02 CA05 CA08 CA09 CA10 CA13 DA01
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％ を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライト組織
であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面において
直径が０．０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm
2 中に５００〜１００，０００個存在することを特徴と
する靭性および延性に優れた高強度パーライト系レー
ル。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０５０％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、 Ｏ ：０．０００２〜０．０１００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
少なくともレール頭部が実質パーライト組織であり、か
つ前記パーライト組織中の任意断面において直径が０．
０１〜１０μｍの大きさのＭｇ硫化物が１mm2 中に５０
０〜１００，０００個存在することを特徴とする靭性お
よび延性に優れた高強度パーライト系レール。 - 【請求項３】 請求項２記載の成分の鋼に、重量％でさ
らに、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１〜４．０％、 Ｃｕ：０．１〜４．０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。 - 【請求項４】 請求項２または３記載の成分の鋼に、重
量％でさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜１．００％、 Ｂ ：０．０００１〜０．０００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性
および延性に優れた高強度パーライト系レール。 - 【請求項５】 請求項２ないし４のいずれか１項に記載
の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した
後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によってオーステ
ナイト域温度とし、前記レールの少なくとも頭部を７０
０〜５００℃間を１〜５℃/secで加速冷却することを特
徴とする靭性および延性に優れた高強度パーライト系レ
ールの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13270099A JP2000328190A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13270099A JP2000328190A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000328190A true JP2000328190A (ja) | 2000-11-28 |
Family
ID=15087520
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13270099A Withdrawn JP2000328190A (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 靭性および延性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000328190A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003027180A (ja) * | 2001-07-18 | 2003-01-29 | Nippon Steel Corp | 凝固組織及びパーライト変態組織の微細な高炭素鋼鋳片 |
| JP2003064448A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Nippon Steel Corp | 凝固組織に優れた軌条用鋳片 |
| WO2007111285A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2011512458A (ja) * | 2008-02-22 | 2011-04-21 | タタ、スティール、ユーケー、リミテッド | 摩耗特性と耐転がり疲労性の優れた組合せを有するレール鋼 |
-
1999
- 1999-05-13 JP JP13270099A patent/JP2000328190A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2003064448A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Nippon Steel Corp | 凝固組織に優れた軌条用鋳片 |
| WO2007111285A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8404178B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH PERLIT RAIL WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED BREAK |
| EP3072988A1 (en) | 2006-03-16 | 2016-09-28 | JFE Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| JP2011512458A (ja) * | 2008-02-22 | 2011-04-21 | タタ、スティール、ユーケー、リミテッド | 摩耗特性と耐転がり疲労性の優れた組合せを有するレール鋼 |
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| Date | Code | Title | Description |
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| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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