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WO2024202408A1 - レール及びその製造方法 - Google Patents

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Publication number
WO2024202408A1
WO2024202408A1 PCT/JP2024/001017 JP2024001017W WO2024202408A1 WO 2024202408 A1 WO2024202408 A1 WO 2024202408A1 JP 2024001017 W JP2024001017 W JP 2024001017W WO 2024202408 A1 WO2024202408 A1 WO 2024202408A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
rail
center
cooling
rail bottom
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/001017
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
稔 本庄
佳祐 安藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to CN202480020000.XA priority Critical patent/CN121079446A/zh
Priority to EP24778554.6A priority patent/EP4667604A1/en
Priority to AU2024245086A priority patent/AU2024245086A1/en
Priority to JP2024527864A priority patent/JPWO2024202408A1/ja
Publication of WO2024202408A1 publication Critical patent/WO2024202408A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to rails and their manufacturing methods.
  • rail transport is highly efficient and environmentally friendly, so there has been active effort to increase transport capacity by increasing operating speeds, increasing freight car loads, and congesting timetables.
  • the number of wheels passing over the rails is also increasing, and repeated tensile and compressive stresses are being applied to the rails, causing them to break from the bottom, and the frequency of rail replacement is gradually increasing, becoming a problem. For this reason, there is a growing demand for rail steel that is less susceptible to breakage from the bottom.
  • Patent Document 1 discloses a steel rail with a pearlite structure containing 0.65 to 1.40% C, in which at least a portion of the area extending from the bottom surface to a depth of 10 mm contains 200 or more pearlite blocks with grain sizes of 1 to 15 ⁇ m per 0.2 mm2 of an examination area.
  • Patent Document 2 discloses a rail in which the rail head is accelerated from the austenite region after rolling, while the rail bottom is accelerated to between 800 and 450°C at a cooling rate of 1 to 5°C/sec, resulting in an average pearlite hardness at the rail bottom of HB 320 or more.
  • Patent Document 3 discloses a rail that contains, by mass, 0.65-1.20% C, 0.05-2.00% Si, 0.05-2.00% Mn, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, with 97% or more of the head and bottom surfaces being pearlite structures, with the surface hardness of the pearlite structure being in the range of Hv320-500, the maximum surface roughness being 180 ⁇ m or less, and the ratio of the surface hardness to the maximum surface roughness being 3.5 or more.
  • JP 2006-57127 A Japanese Patent Application Laid-Open No. 1-139724 International Publication No. 2011/021582
  • Patent Documents 1 to 3 mentioned above can control the structure of the rail bottom and increase the strength of the rail bottom, but this alone is not enough to prevent cracks from occurring at the rail bottom or to reduce the rate at which cracks grow due to tensile stress, and there is a risk of breakage from the rail bottom.
  • the present invention has been made to solve this problem, and provides a rail that can prevent breakage from the bottom of the rail by controlling the component composition of the rail and by controlling the 0.2% proof stress at the center of the rail bottom, the longitudinal residual stress at the center of the rail bottom, and the crack propagation speed within predetermined ranges, together with a manufacturing method for the rail.
  • the gist and configuration of the present invention are as follows. [1] In mass%, C: 0.60% or more but less than 0.90% Si: 0.10% or more and 1.20% or less, Mn: 0.10% or more and 1.50% or less, Cr: 0.05% or more and 2.00% or less, Al: 0.0002% or more and 0.005% or less, P: 0% or more and 0.035% or less, S: 0% or more and 0.020% or less, V: 0% or more and 0.30% or less, Cu: 0% or more and 1.0% or less, Ni: 0% or more and 1.0% or less, Nb: 0% or more and 0.05% or less, Mo: 0% or more and 0.5% or less, B: 0% or more and 0.0050% or less, Ti: 0% or more and 0.01% or less, Mg: 0% or more and 0.01% or less, Ca: 0% or more and 0.02% or less, W: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and
  • the longitudinal residual stress at the center of the rail bottom is less than 200 MPa, And the fatigue crack propagation rate when the stress intensity factor range ⁇ K at the center of the rail bottom is 15MPa m 1/2 is 5.0 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle or less. rail.
  • the components are, in mass %, V: 0.001% or more and 0.30% or less, Cu: 0.001% or more and 1.0% or less, Ni: 0.001% or more and 1.0% or less, Nb: 0.001% or more and 0.05% or less, Mo: 0.001% or more and 0.5% or less, B: 0.0001% or more and 0.0050% or less, Ti: 0.001% or more and 0.01% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.01% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.02% or less, W: 0.001% or more and 0.10% or less, Sb: 0.001% or more and 0.05% or less, Sn: 0.001% or more and 0.05% or less, and Co: Contains one or more selected from the group consisting of 0.001% to 1.0% [1] Rail.
  • a method for manufacturing a rail according to [1] or [2] After hot rolling a steel slab having the chemical composition described in [1] or [2], the average cooling rate during cooling of the center of the bottom of the rail from the cooling start point T1 to the cooling end point T2 is set to 0.4°C/sec or more and 6.0°C/sec or less, the average cooling rates of both rail bottom toes during cooling of the rail bottom center from the cooling start point T1 to the cooling stop point T2 are equal to or less than the average cooling rate of the rail bottom center,
  • T1 is a temperature in the range of 650°C to 800°C
  • T2 is a temperature in the range of 400°C to 600°C.
  • the 0.2% proof stress at the center of the rail bottom, the longitudinal residual stress at the center of the rail bottom, and the fatigue crack propagation rate when the stress intensity factor range ⁇ K at the center of the rail bottom is 15 MPa m 1/2 may be values measured by the methods described in the Examples.
  • the present invention can provide a rail that can suppress the occurrence of cracks at the bottom of the rail, and, if a crack exists at the bottom of the rail, can reduce the speed of crack propagation when a mechanical load is applied, thereby suppressing breakage from the bottom of the rail, together with a manufacturing method thereof.
  • FIG. FIG. 2 is a diagram showing the cross-sectional area and thickness of the bottom of the rail.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of an example of accelerated cooling in a manufacturing method for a rail.
  • FIG. 13 is a schematic diagram of another example of accelerated cooling in a rail manufacturing method.
  • FIG. 2 is a diagram showing the positions at which tensile test specimens were taken.
  • FIG. 1 is a diagram showing dimensions of a tensile test specimen.
  • FIG. 2 is a diagram showing the positions at which fatigue crack propagation test specimens were taken.
  • FIG. 2 is a diagram showing the dimensions of a fatigue crack propagation test specimen.
  • FIG. 1 is a diagram showing a method for measuring residual stress by a strain gauge cutting method.
  • ⁇ Rail parts> The designations of the various parts of a rail according to the present invention will be described with reference to the rail cross-sectional view of Figure 1.
  • reference numeral 11 denotes a head portion
  • 12 denotes a web portion
  • 13 denotes a bottom portion (foot portion).
  • W the width of the bottom surface of the rail
  • the center of the rail bottom (bottom center) is the center in the width direction of the back surface of the bottom, located 0.5 x W from each end.
  • the rail bottom foot (bottom foot) is located 0.15 x W from each end in the width direction of the back surface of the bottom.
  • C 0.60% or more and less than 0.90%
  • C is an essential element for forming cementite in pearlite structure and ensuring 0.2% proof stress, and the 0.2% proof stress improves with increasing content. If the C content is less than 0.60%, it is difficult to obtain excellent 0.2% proof stress and fracture toughness values. Therefore, the C content is set to 0.60% or more, preferably 0.63% or more, and more preferably 0.70% or more. Furthermore, if it is 0.90% or more, proeutectoid cementite is generated at the austenite grain boundary during transformation after hot rolling, and cracks tend to propagate along the generated proeutectoid cementite, so that the speed of crack propagation increases significantly. Therefore, the C content is set to less than 0.90%, preferably 0.89% or less, and more preferably 0.85% or less.
  • Si 0.10% or more and 1.20% or less
  • Si is a deoxidizing agent and a strengthening element of pearlite structure, and 0.10% or more is necessary to obtain its effect sufficiently.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. If the Si content exceeds 1.20%, martensite structure is likely to be generated, and the 0.2% proof stress increases and the oxide of Si also increases, so the speed of crack propagation increases significantly. Therefore, the Si content is 1.20% or less, preferably 1.10% or less, and more preferably 1.00% or less.
  • Mn 0.10% or more and 1.50% or less
  • Mn is a strengthening element for pearlite structure, and 0.10% or more is necessary to obtain its effect sufficiently.
  • the Mn content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.30% or more. If the Mn content exceeds 1.50%, the high hardenability of Mn makes it easy for martensite structure to occur, and the 0.2% proof stress increases and the speed of crack propagation increases significantly. Therefore, the Mn content is 1.50% or less, preferably 1.40% or less, and more preferably 1.30% or less.
  • the P content is set to 0.035% or less, and preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content there is no particular restriction on the lower limit of the P content, and it may be 0%, but to set it to less than 0.001%, an increase in steelmaking costs is unavoidable, so the P content may be set to 0.001% or more.
  • S 0% or more and 0.020% or less S is an element that exists in steel mainly in the form of A-type inclusions, but if the S content exceeds 0.020%, the amount of these inclusions increases significantly, and at the same time, coarse inclusions are generated, which deteriorates the cleanliness of the rail steel and significantly increases the crack propagation speed of the rail. Therefore, the S content is set to 0.020% or less, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but if it is less than 0.0005%, the steelmaking cost will be unavoidably increased, so it may be set to 0.0005% or more.
  • Cr 0.05% or more and 2.00% or less Cr is an element that increases the pearlite equilibrium transformation temperature and contributes to refinement of lamellar spacing. At the same time, by including Cr, it is possible to further increase the 0.2% proof stress by solid solution strengthening. If the Cr content is less than 0.05%, sufficient 0.2% proof stress cannot be obtained, so the Cr content is set to 0.05% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.15% or more. If the Cr content exceeds 2.00%, the hardenability increases and martensite structure is easily formed, which increases the 0.2% proof stress and significantly increases the speed of crack propagation. Therefore, the Cr content is set to 2.00% or less, preferably 1.60% or less, and more preferably 1.40% or less.
  • Al 0.0002% to 0.005%
  • Al is a deoxidizing agent and strengthens the pearlite structure, and 0.0002% or more is necessary to fully obtain its effects. If the Al content exceeds 0.005%, the 0.2% proof stress increases and the amount of Al oxide also increases, significantly increasing the speed of crack propagation. Therefore, the Al content is set to 0.0002% to 0.005%.
  • the component composition of the rail of the present invention may contain, in addition to the above basic components, one or more components selected from the following: V: 0% to 0.30%, Cu: 0% to 1.0%, Ni: 0% to 1.0%, Nb: 0% to 0.05%, Mo: 0% to 0.5%, B: 0% to 0.0050%, Ti: 0% to 0.01%, Mg: 0% or more and 0.01% or less, Ca: 0% or more and 0.02% or less, W: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.05% or less, Sn: 0% or more and 0.05% or less, and Co: 0% or more and 1.0% or less.
  • V 0% to 0.30%
  • Cu 0% to 1.0%
  • Ni 0% to 1.0%
  • Nb 0% to 0.05%
  • Mo 0% to 0.5%
  • B 0% to 0.0050%
  • Ti 0% to 0.01%
  • Mg 0% or more and 0.01% or less
  • Ca 0%
  • V 0.001% or more and 0.30% or less
  • V is an element that forms carbonitrides in steel, disperses and precipitates in the matrix, and improves the fracture toughness value through the improvement of the 0.2% proof stress. Since this effect is exhibited when the V content is 0.001% or more, when V is contained, the V content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.30%, the 0.2% proof stress increases and the fracture toughness value decreases. In addition, the alloy cost increases, and the cost of the rail steel increases. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.30% or less, and more preferably 0.29% or less.
  • Cu 0.001% or more and 1.0% or less Like Cr, Cu is an element that can further increase strength through solid solution strengthening. If the Cu content is less than 0.001%, the effect is small, while if it exceeds 1.0%, Cu cracking is likely to occur. Therefore, if Cu is contained, the Cu content is preferably 0.001% or more and 1.0% or less.
  • Ni 0.001% to 1.0%
  • Ni is an element that can increase strength without deteriorating ductility.
  • Nb 0.001% or more and 0.05% or less
  • Nb is an element that combines with C in steel to precipitate as carbides during and after rolling, improving the 0.2% yield strength and thereby improving the fracture toughness value, but if the Nb content is less than 0.001%, the effect is small, and even if it is contained in excess of 0.05%, an effect commensurate with the content cannot be obtained. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.001% or more and 0.05% or less.
  • Mo 0.001% to 0.5%
  • Mo is an element that can further increase strength through solid solution strengthening, but if it is less than 0.001%, the effect is small, while if it exceeds 0.5%, the hardenability increases, martensite is formed, and the speed of crack propagation tends to increase significantly. Therefore, if Mo is contained, the Mo content is preferably 0.001% to 0.5%.
  • B 0.0001% or more and 0.0050% or less B is an element that precipitates as a nitride and can further increase the strength of a rail through precipitation strengthening. If the B content is less than 0.0001%, the effect is small, while if it exceeds 0.0050%, the alloy cost increases. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less.
  • Ti 0.001% or more and 0.01% or less Ti is an element that precipitates as carbide, nitride, or carbonitride, and can further increase the strength of rails through precipitation strengthening. If the Ti content is less than 0.001%, the effect is small, while if it exceeds 0.01%, it will lead to an increase in alloy costs. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.001% or more and 0.01% or less.
  • Mg 0.0005% or more and 0.01% or less Mg is an element that can combine with oxygen to precipitate MgO and further increase strength. If the Mg content is less than 0.0005%, the effect is small, while if it exceeds 0.01%, the increase in MgO tends to significantly increase the speed of crack propagation. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0005% or more and 0.01% or less.
  • Ca 0.0005% or more and 0.02% or less
  • Ca is an element that can combine with oxygen to precipitate CaO and further increase strength. If the Ca content is less than 0.0005%, the effect is small, while if it exceeds 0.02%, the increase in CaO tends to significantly increase the speed of crack propagation. Therefore, if Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0005% or more and 0.02% or less.
  • W 0.001% to 0.10%
  • W is an element that precipitates as carbide and can further increase the strength of rails through precipitation strengthening. If the W content is less than 0.001%, the effect is small, while if it exceeds 0.10%, it leads to an increase in alloy costs. Therefore, if W is contained, the W content is preferably 0.001% to 0.10%.
  • Sb 0.001% or more and 0.05% or less Sb has a remarkable effect of preventing decarburization of steel during reheating of rail steel pieces in a heating furnace before hot rolling. If the Sb content exceeds 0.05%, it has a negative effect on the ductility and toughness of the steel. Therefore, if Sb is contained, the Sb content is preferably 0.05% or less. On the other hand, if Sb is contained, the Sb content is preferably 0.001% or more in order to exert the effect of reducing the decarburized layer.
  • Sn 0.001% or more and 0.05% or less
  • Sn is an element that has a remarkable effect of preventing decarburization of steel during reheating of rail steel pieces in a heating furnace before hot rolling. If the Sn content exceeds 0.05%, it has a negative effect on the ductility and toughness of the steel, so if Sn is contained, the Sn content is preferably 0.05% or less. On the other hand, if Sn is contained, the Sn content is preferably 0.001% or more in order to exert the effect of reducing the decarburized layer.
  • Co 0.001% or more and 1.0% or less
  • Co is an element that can increase the pearlite equilibrium transformation temperature and refine the lamellar spacing, thereby further increasing the strength of the steel. Co also has the effect of suppressing the precipitation of proeutectoid cementite. If the Co content exceeds 1.0%, martensite is formed in the steel, and as a result, ductility decreases. From these points of view, when the composition contains Co, the Co content is preferably 1.0% or less.
  • the lower limit of the Co content is not particularly limited, but it is preferably 0.001% or more in order to increase the strength. A more preferable range of the Co content is 0.001 to 0.5%.
  • the balance of the above essential and optional components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include N and O, with N being permitted up to 0.008% and O being permitted up to 0.004%.
  • impurities other than N and O may be unavoidably mixed into the steel depending on the conditions of the raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. Examples of raw materials include iron ore, reduced iron, and scrap. The above impurities are permitted to be mixed in as long as they do not impede the objectives of the present invention.
  • impurities other than N and O include Pb, Zr, Bi, Zn, Se, As, Te, Tl, Cd, Hf, Ag, Hg, Ga, Ge, REM, etc.
  • the microstructure of the rail of the present invention is pearlite at an area ratio of 95% or more at the rail bottom.
  • the remaining structure other than pearlite is permissible as long as the total area ratio is 5% or less since it does not significantly affect the characteristics of the present invention.
  • Examples of the remaining structure include ferrite and bainite.
  • the microstructure can be identified by the method described in the Examples.
  • the 0.2% yield strength at the center of the rail bottom is more than 500 MPa and less than 1100 MPa. If the 0.2% yield strength is 500 MPa or less, resistance to cracking when a wheel passes over is weak, and cracks are more likely to occur at the rail bottom due to stress generated within the rail. On the other hand, if the 0.2% yield strength is 1100 MPa or more, the strength of the rail bottom becomes high, which in turn increases sensitivity to crack growth after crack initiation, making the rail more likely to break. For this reason, the 0.2% yield strength at the center of the rail bottom is more than 500 MPa, preferably 550 MPa or more. Moreover, the 0.2% yield strength at the center of the rail bottom is less than 1100 MPa, preferably 1000 MPa or less.
  • ⁇ Fatigue crack propagation rate is 5.0 ⁇ 10-8 m/cycle or less when the stress intensity factor range ⁇ K at the center of the rail bottom is 15MPa m1 /2 >
  • the fatigue crack propagation rate at the center of the rail bottom is 5.0 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle or less when the stress intensity factor range ⁇ K is 15 MPa m 1/2 . If the fatigue crack propagation rate at the stress intensity factor range ⁇ K of 15 MPa m 1/2 (hereinafter also referred to as fatigue crack propagation rate) exceeds 5.0 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle, when a crack is present at the rail bottom, the crack will grow too fast, increasing the possibility of the rail breaking before regular inspection or replacement.
  • the fatigue crack propagation rate at the center of the rail bottom is set to 5.0 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle or less, preferably 4.8 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle or less.
  • the lower limit of the fatigue crack propagation rate at the center of the rail bottom is not particularly limited, but it can be set to 1.0 ⁇ 10 ⁇ 8 m/cycle or more from the viewpoint of lamellar spacing that can be industrially refined.
  • ⁇ Longitudinal residual stress at the center of the rail bottom is less than 200 MPa>
  • the longitudinal residual stress at the center of the rail bottom is less than 200 MPa. If the residual stress at the center of the rail bottom is less than 200 MPa, it is easy to avoid a situation in which a large tensile residual stress acts on the rail bottom, accelerating the rate of fatigue crack growth and leading to rail breakage.
  • the residual stress at the center of the rail bottom is more preferably 150 MPa or less.
  • the residual stress at the center of the rail bottom is preferably -100 MPa or more.
  • the shape of the rail in the present invention is not particularly limited, and may be any shape described in JIS E 1101:2001, BS EN13674-1:2011, American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association (AREMA), or the like.
  • AREMA American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association
  • the rail of the present invention is prepared by hot rolling a steel bloom having the above-mentioned chemical composition, and then cooling the center of the rail bottom from the cooling start point T1 to the cooling stop point T2 at an average cooling rate of 0.4°C/sec to 6.0°C/sec, and the average cooling rates of both rail bottom foot tips during the cooling of the center of the rail bottom from the cooling start point T1 to the cooling stop point T2 are equal to or lower than the average cooling rate of the center of the rail bottom.
  • the cooling start point T1 is a temperature in the range of 650°C or more and 800°C or less.
  • the cooling start point T1 and the cooling stop point T2 are surface temperatures at the center of the bottom of the rail measured with a radiation thermometer, and the average cooling rate at the center of the bottom of the rail is the difference between the cooling start point T1 and the cooling stop point T2 at the center of the bottom divided by the time required for cooling.
  • the average cooling rate of the base tip of the rail bottom is calculated by dividing the difference in temperatures at the points corresponding to the cooling start point T1 and the cooling stop point T2 at the center of the rail bottom, based on the surface temperatures at the base tip of the rail bottom measured with a radiation thermometer, by the time required to cool the center of the rail bottom to the cooling start point T1 and the cooling stop point T2 .
  • the two rail bottom toes are usually cooled so that they have the same thermal history.
  • the temperatures of the rail bottom toes corresponding to the cooling start point T1 and the cooling end point T2 at the center of the rail bottom are usually the same, and the average cooling rates of the rail bottom toes are also usually the same.
  • the steel blooms used as rail materials have the above-mentioned rail composition and can be produced by any method. They can be produced by casting, particularly continuous casting. For example, steel can be smelted in a converter or electric furnace, and if necessary, secondary refining such as degassing is performed to adjust the steel composition to the above range, and the smelted steel can then be continuously cast into a cast bloom.
  • the slab can be heated to 1200°C to 1350°C in a heating furnace and then hot rolled.
  • hot rolling can be performed using a breakdown rolling mill, a rough rolling mill, and a finishing rolling mill.
  • the austenite grains that have become coarse due to heating can be refined by rolling in the recrystallization temperature range and recrystallization, or the structure after pearlite transformation can be refined by introducing strain in the non-recrystallization temperature range.
  • the rolling end temperature of the bottom (foot) part during hot rolling is 800°C or higher and 1000°C or lower.
  • the hot rolling is preferably carried out at a temperature of 1050° C. or less so that the area reduction rate of the bottom part is 11% or more, more preferably 13% or more.
  • the area reduction rate can be 20% or less, preferably 18% or less.
  • the reduction rate (thickness reduction rate) in the thickness direction of the bottom is the same as or larger than the cross-sectional area reduction rate of the pass.
  • the cross-sectional area reduction rate in the finish rolling is 11%
  • the thickness reduction rate at the center of the bottom in the finish rolling is 15% or more. This allows a large strain to be introduced into the bottom, which can further promote the refinement of the structure after pearlite transformation, and can effectively increase the fatigue strength of the back surface of the bottom.
  • the thickness reduction rate in the finish rolling is preferably 4% or more and 8% or less, and more preferably 5% or more and 7% or less.
  • finish rolling refers to one pass of final rolling performed with the final rolling groove of one final rolling mill. Finish rolling under such conditions makes it easier to manufacture rails in which the 0.2% proof stress at the bottom part is more than 500 MPa and less than 1100 MPa and the fatigue crack propagation rate at the rail bottom part is 5.0 ⁇ 10-8 m/cycle or less when the stress intensity factor range ⁇ K is 15 MPa m1 /2 . These conditions are also effective in achieving a longitudinal residual stress of less than 200 MPa at the width center of the rail bottom surface.
  • the cross-sectional area of the bottom of the rail is the area of the shaded portion marked with S in the cross-sectional view of the rail in Figure 2, and the thickness of the bottom of the rail is the height marked with H in the same figure.
  • the cooling start point T1 of the accelerated cooling is a temperature in the range of 650°C to 800°C. If the cooling start temperature is less than 650°C, the pearlite transformation temperature will be high and the 0.2% proof stress will decrease. On the other hand, if cooling is performed from above 800°C, martensite is likely to form at the bottom of the rail, and the 0.2% proof stress will increase, which will tend to accelerate the crack growth rate. For this reason, the cooling start temperature is set to 650°C to 800°C.
  • the cooling end point T2 is a temperature in the range of 400°C to 600°C. If the cooling end temperature is less than 400°C, cooling will continue even after the pearlite transformation is complete, which increases the cooling time and reduces productivity. On the other hand, if the cooling end temperature is more than 600°C, cooling will be stopped before the pearlite transformation is complete, which will result in a decrease in 0.2% yield strength. Therefore, the cooling end temperature is set to 400°C to 600°C.
  • the average cooling rate from the cooling start point T1 to the cooling end point T2 is 0.4°C/sec or more and 6.0°C/sec or less. If the average cooling rate is less than 0.4°C/sec, the 0.2% proof stress of the rail base decreases, the tensile residual stress increases, and the fatigue crack growth rate increases. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 6.0°C/sec, the 0.2% proof stress of the rail base increases, and the fatigue crack growth rate increases. Therefore, the average cooling rate during accelerated cooling is preferably 0.4°C/sec or more and 6.0°C/sec or less, and more preferably 0.4°C/sec or more and 2.9°C/sec or less.
  • the rail bottom center is thicker than the other parts of the rail bottom, and is prone to hot spots, so that when cooling is completed and the temperature returns to normal, a large residual stress acting as tension in the longitudinal direction is relatively likely to occur in the rail bottom center, which may increase the fatigue crack propagation rate in the rail bottom.
  • it is effective to cool the rail bottom center more strongly than the foot toes, which are thinner than the other parts of the rail bottom, and to make the average cooling rate at the rail bottom center equal to or higher than the corresponding average cooling rate at each of the rail bottom toes.
  • the average cooling rate at both rail bottom toes during the period from the cooling start point T1 to the cooling stop point T2 of the rail bottom center is set to be equal to or lower than the cooling rate at the rail bottom center.
  • the average cooling rate at each of the rail bottom toes is preferably 0.4°C/s or more and 2.5°C/s or less. It is preferable that the average cooling rate at the center of the rail bottom is V1 , and the average cooling rate at the toes of each rail bottom is ( V1 - 0)°C/sec to ( V1 - 1.5)/sec.°C.
  • the accelerated cooling method is not particularly limited, and can be, for example, a cooling method using online heat treatment equipment.
  • the cooling medium is not particularly limited, and can be one or more selected from air, spray water, mist, etc., but it is preferable to use air.
  • the rail bottom center can be cooled more actively than each rail bottom foot.
  • the refrigerant can be sprayed directly onto an area that is 1/5 of the rail bottom width W (0.2 times W) by using nozzles 21 to sandwich the rail bottom center, and other parts of the bottom, such as the rail bottom foot, can be cooled by the refrigerant flowing along the bottom surface.
  • the area directly sprayed with the refrigerant is set to an area that is 1/5 of the rail bottom width W, but the area directly sprayed with the refrigerant can be changed to a range of about 0.1 to 0.5 times W by selecting the nozzle.
  • a method in which the refrigerant is sprayed from the rail body side toward the rail bottom center by using nozzles 22 is also effective.
  • the cooling of other parts of the rail is not particularly limited, and may be allowed to cool naturally or may undergo accelerated cooling.
  • the rail material may be subjected to known treatments, for example, cold roller straightening.
  • a steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1250°C and then hot rolled into a rail shape at the rolling finish temperature shown in Table 2.
  • the rail shape was that of a 60 kg rail as specified in JIS E 1101:2001.
  • the area reduction rate of the bottom part in rolling at 1050°C or less was set to satisfy the value shown in Table 2.
  • the reduction rate (thickness reduction rate) in the thickness direction of the bottom part was set to 15% or more, which is a value larger than the area reduction rate of the corresponding pass.
  • the obtained rail was transported to an online heat treatment facility, and the center of the bottom of the rail was cooled at the average cooling rate shown in Table 2.
  • the rail was further transported to a cooling bed, and allowed to cool to room temperature.
  • the cooling of the foot was performed by intensively spraying the coolant onto an area of 0.1 ⁇ W to 0.5 ⁇ W of the bottom width W by appropriately selecting air nozzles so as to sandwich the center of the rail bottom as shown in Fig. 3.
  • the coolant was sprayed onto almost the entire bottom surface.
  • the cooling was performed from the abdomen side as well as shown in Fig. 4.
  • the cooling start point and cooling stop point in Table 2 are the surface temperatures at the corresponding positions measured using a two-dimensional radiation thermometer capable of measuring the temperature distribution at the center of the rail bottom, and the average cooling rate is the average cooling rate between these temperatures.
  • the average cooling temperature of the rail base tip is the value obtained by measuring the temperature of one of the rail base tips (at a position 0.15 x W from one tip) with a spot thermometer and dividing the temperature by the accelerated cooling time. Since the cooling conditions of the rail base are uniform on both sides of the rail center, the measured value of one of the rail base tips was used.
  • the rails obtained as described above were subjected to tensile tests, fatigue crack propagation tests, residual stress tests and fatigue tests as described below.
  • ⁇ Tensile test> As shown in Figure 5, tensile test specimens were taken from the center of the bottom of the rail and subjected to tensile tests in accordance with JIS Z2241. The shape of the test specimen is shown in Figure 6. After the tensile test, the 0.2% proof stress was calculated.
  • a test piece for fatigue crack propagation test was taken from a position including the center of the rail bottom.
  • the shape of the test piece is shown in Fig. 8.
  • the residual stress of the rail was measured by the strain gauge cutting method. Specifically, a 2 m long rail was taken, and a strain gauge with a gauge length of 3 mm, resistance of 120 ⁇ , and gauge factor of 2 was attached to the width center of the bottom surface of the rail shown in Figure 9 at a position 1 m from the center in the longitudinal direction, and the initial strain was measured. Next, the rail was sawed at the position shown in Figure 9, and the strain after sawing was measured. The residual stress in the longitudinal direction of the rail was calculated from the change in strain before and after sawing. If the residual stress in the longitudinal direction of the rail is less than 200 MPa, the residual stress can be determined to be good.
  • the fatigue test was evaluated as follows.
  • the obtained rails were cut to 1500 mm and repeatedly subjected to three-point bending tests in a head-up position with the rail head on top and the rail bottom on the bottom using Mayekawa Testing Machinery's Pulsator 250PUS.
  • three-point bending was performed 3.5 million times under the following conditions: test load: 1000 kN, repetition speed: 600 rpm, bending support interval: 1000 mm, and the presence or absence of breakage was confirmed visually.
  • test load 1000 kN
  • repetition speed 600 rpm
  • bending support interval 1000 mm
  • An unfractured rail can be judged to have good fatigue properties, and is therefore a rail that can be prevented from breaking from the rail bottom.
  • a rail with no visible cracks has excellent properties.
  • the rails of the examples of the invention have good properties, with the 0.2% proof stress at the rail bottom center being more than 500 MPa and less than 1,100 MPa, the longitudinal residual stress at the rail bottom center being less than 200 MPa, and the fatigue crack propagation rate being 5.0 ⁇ 10-8 m/cycle or less when the stress intensity factor range ⁇ K at the rail bottom center is 15 MPa m1 /2 .
  • the present invention can provide a rail that can suppress the occurrence of cracks at the bottom of the rail, and, if a crack exists at the bottom of the rail, can reduce the speed of crack propagation when a mechanical load is applied, thereby suppressing breakage from the bottom of the rail, together with a manufacturing method thereof.

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Abstract

レール底部からの折損を抑制することができるレールを提供する。質量％で、C：0.60％以上0.90％未満、Si：0.10％以上1.20％以下、Mn：0.10％以上1.50％以下、Cr：0.05％以上2.00％以下、Al：0.0002％以上0.005％以下、P：0％以上0.035％以下、S：0％以上0.020％以下、V：0％以上0.30％以下、Cu：0％以上1.0％以下、Ni：0％以上1.0％以下、Nb：0％以上0.05％以下、Mo：0％以上0.5％以下、B：0％以上0.0050％以下、Ti：0％以上0.01％以下、Mg：0％以上0.01％以下、Ca：0％以上0.02％以下、W：0％以上0.10％以下、Sb：0％以上0.05%以下、Sn：0％以上0.05%以下、及びCo：0％以上1.0%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、レール底部中央の0.2%耐力が500MPa超1100MPa未満であり、レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満であり、かつレール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10－8m/cycle以下である、レールである。

Description

レール及びその製造方法
　本発明は、レール及びその製造方法に関する。
　鉄道輸送は、他の輸送機関と比較して、輸送効率が高く、環境にも優しいことから、運行速度の高速化や貨車積載荷重の増大化、ダイヤの過密化などによる輸送力の増強が積極的に進められている。その結果、レールを通過する車輪の数も増加しており、レールに繰り返しの引張・圧縮応力が加わってレール底部からレール折損し、レール交換される頻度が次第に増加し問題になっている。そのため、レール底部からの折損を抑制したレール鋼が求められるようになってきている。
　そこで、更なるレール底部からの折損抑制の向上を目指して、さまざまな研究が行われている。例えば、特許文献１ではC:0.65～1.40%を含有するパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、底部表面を起点として深さ10mmまでの範囲の少なくとも一部に、粒径1～15μmのパーライトブロックが被検面積0.2mm2あたり200個以上存在するレールが開示されている。
　特許文献２では、レール圧延後のオーステナイト域からレール頭部を加速冷却しながら、レール底面について800～450℃間を1～5℃/secの冷却速度で加速冷却し、レール底部パーライト平均硬度がHB 320以上となるレールが開示されている。
　特許文献３では、質量％で、C：0.65～1.20％と、Si：0.05～2.00％と、Mn：0.05～2.00％と、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物を含み、頭部表面及び底部表面の97％以上がパーライト組織であり、パーライト組織である部位の表面硬さがHv320～500の範囲でかつ最大表面粗さが180μｍ以下であり、最大表面粗さに対する表面硬さの比が3.5以上とするレールが開示されている。
特開2006-57127号公報 特開平1-139724号公報 国際公開第2011/021582
　上記特許文献１～３のレールによれば、レール底部の組織の制御やレール底部を高強度化することはできるが、それだけではレールの底部へのき裂の発生や、引張応力によるき裂の進展速度の低減が十分ではなく、レール底部からの折損が生ずるおそれがある。
　レールの底部からの折損を抑制するには、レール底部へのき裂発生を抑制すること、レール底部がき裂を有する場合には、力学的負荷が加わった際のき裂の進展を抑制することが有効である。本発明は、この課題を解決すべくなされたもので、レールの成分組成を制御するとともに、レール底部中央の0.2%耐力、レール底部中央における長手方向の残留応力及びき裂伝播速度をそれぞれ所定の範囲内に制御することで、レール底部からの折損を抑制することができるレールを、その製造方法とその製造方法とともに提供するものである。
　本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、
C：0.60％以上0.90％未満、
Si：0.10％以上1.20％以下、
Mn：0.10％以上1.50％以下、
Cr：0.05％以上2.00％以下、
Al：0.0002％以上0.005％以下、
P：0％以上0.035％以下、
S：0％以上0.020％以下、
V：0％以上0.30％以下、
Cu：0％以上1.0％以下、
Ni：0％以上1.0％以下、
Nb：0％以上0.05％以下、
Mo：0％以上0.5％以下、
B：0％以上0.0050％以下、
Ti：0％以上0.01％以下、
Mg：0％以上0.01％以下、
Ca：0％以上0.02％以下、
W：0％以上0.10％以下、
Sb：0％以上0.05%以下、
Sn：0％以上0.05%以下、及び
Co：0％以上1.0%以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
レール底部中央の0.2%耐力が500MPa超1100MPa未満であり、
レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満であり、
かつレール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10－8m/cycle以下である、
レール。
［２］前記成分組成分が、質量％で
V：0.001％以上0.30％以下、
Cu：0.001％以上1.0％以下、
Ni：0.001％以上1.0％以下、
Nb：0.001％以上0.05％以下、
Mo：0.001％以上0.5％以下、
B：0.0001％以上0.0050％以下、
Ti：0.001％以上0.01％以下、
Mg：0.0005％以上0.01％以下、
Ca：0.0005％以上0.02％以下、
W：0.001％以上0.10％以下、
Sb：0.001％以上0.05%以下、
Sn：0.001％以上0.05%以下、及び
Co：0.001％以上1.0%以下
からなる群より選択される1種又は2種以上を含有する、
［１］のレール。
［３］［１］又は［２］のレールの製造方法であって、
　［１］又は［２］に記載される成分組成を有する鋼片を熱間圧延したのち、レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する際の平均冷却速度を0.4℃/秒以上6.0℃/秒以下とし、
　レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する間の、両方のレール底部足先の平均冷却速度が、レール底部中央の平均冷却速度以下であり、
　ここで、T1が650℃以上800℃以下の範囲の温度であり、T2が400℃以上600℃以下の範囲の温度である、
レールの製造方法。
　ここで、レール底部中央の0.2%耐力、レール底部中央における長手方向の残留応力及びレール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度は、それぞれ実施例に記載の方法で測定した値とすることができる。
　本発明によれば、レール底部へのき裂発生を抑制すること、また、レール底部がき裂を有する場合には、力学的負荷が加わった際のき裂伝播速度を低減させることができ、レール底部からの折損を抑制することができるレールを、その製造方法とともに提供することができる。
レール断面図である。 レールの底部の断面積と厚みを示す図である。 レールの製造方法における加速冷却の一例の模式図である。 レールの製造方法における加速冷却の別の例の模式図である。 引張試験片の採取位置を示す図である。 引張試験片の寸法を示す図である。 疲労き裂伝播試験片の採取位置を示す図である。 疲労き裂伝播試験片の寸法を示す図である。 ひずみゲージ切断法による残留応力の測定方法を示す図である。
＜レールの部位＞
　図１のレール断面図を参照して、本発明のレールの各部位の呼称を説明する。図１に示されるレール１において、１１は頭部、１２は腹部、１３は底部（足部）である。
　レール底部表面の幅をＷとした場合に、レール底部中央（底部中央）は、底部の裏面の幅方向中央であり、各端から0.5×Ｗの位置である。
　また、レール底部足先（底部足先）は、底部の裏面の幅方向において、各端から0.15×Ｗの位置である。
＜レールの成分組成＞
　本発明の鋼レールの成分組成について説明する。以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
C：0.60％以上0.90％未満
　Cはパーライト組織においてセメンタイトを形成し、0.2%耐力を確保するための必須元素であり、含有量の増加に伴い0.2%耐力が向上する。C含有量が0.60％未満では優れた0.2%耐力や破壊靱性値を得ることが難しい。よって、C含有量は0.60％以上とし、好ましくは0.63％以上であり、更に好ましくは0.70％以上である。また、0.90%以上になると、熱間圧延後の変態時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成し、生成した初析セメンタイトに沿ってき裂が伝播しやすくなるため、き裂伝播の速度が著しく増加する。よって、C含有量は0.90％未満とし、好ましくは0.89％以下であり、更に好ましくは0.85％以下である。
Si：0.10％以上1.20％以下
　Siは脱酸剤及びパーライト組織の強化元素であり、その効果を十分に得るためには0.10%以上必要である。Si含有量は、好ましくは0.15％以上、更に好ましくは0.20%以上である。Si含有量が1.20％を超えるとマルテンサイト組織が生じやすくなり、却って0.2%耐力が増加し、Siの酸化物も増加するため、き裂伝播の速度が著しく増加する。よって、Si含有量は1.20％以下とし、好ましくは1.10％以下、更に好ましくは1.00%以下である。
Mn：0.10％以上1.50％以下
　Mnはパーライト組織の強化元素であり、その効果を十分に得るためには0.10%以上必要である。Mn含有量は、好ましくは0.20％以上、更に好ましくは0.30%以上である。Mn含有量が1.50％を超えるとMnの高い焼入性のため、マルテンサイト組織が生じやすくなり却って0.2%耐力が増加し、き裂伝播の速度が著しく増加する。よって、Mn含有量は1.50％以下とし、好ましくは1.40％以下、更に好ましくは1.30％以下である。
P：0％以上0.035％以下
　Pは0.035％を超える量で含有させると、レールそのものの特性である延性が劣化する。よって、P含有量は0.035％以下とし、好ましくは0.020%以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定されず0％であってもよいが、0.001%未満とするためには、製鋼コストの増加が余儀なくされることから、0.001%以上とすることができる。
S：0％以上0.020％以下
　Sは主にＡ系介在物の形態で鋼中に存在する元素であるが、S含有量が0.020％を超えるとこの介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、レール鋼の清浄性が悪化し、レールのき裂進展速度が著しく増加する。よって、S含有量は0.020%以下とし、好ましくは0.015%以下であり、更に好ましくは0.010%以下とする。S含有量の下限は特に限定されず0％であってもよいが、0.0005%未満にすると、製鋼コストの増加が余儀なくされることから、0.0005%以上とすることができる。
Cr：0.05％以上2.00％以下
　Crはパーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔の微細化に寄与する元素であり、同時に、Crを含有させることにより、固溶強化により更なる0.2％耐力の増加を図ることができる。Cr含油量が0.05%未満では十分な0.2%耐力が得られないため、Cr含有量は0.05％以上とし、好ましくは0.10％以上であり、更に好ましくは0.15%以上である。Cr含有量が2.00%を超えると焼入れ性が高くなり、マルテンサイト組織が生じやすくなり却って0.2%耐力が増加し、き裂伝播の速度が著しく増加する。よって、Cr含有量は2.00％以下とし、好ましくは1.60％以下であり、更に好ましくは1.40%以下である。
Al：0.0002％以上0.005％以下
　Alは脱酸剤及びパーライト組織の強化元素であり、その効果を十分に得るためには0.0002%以上必要である。Al含有量0.005％を超えると却って0.2%耐力が増加し、Alの酸化物も増加するため、き裂伝播の速度が著しく増加する。よって、Al含有量は0.0002％以上0.005％以下とする。
　本発明のレールの成分組成は、上記の基本成分に加えて、以下から選ばれる１種又は２種以上を任意に含有していてもよい。
　V：0％以上0.30％以下、Cu：0％以上1.0％以下、Ni：0％以上1.0％以下、Nb：0％以上0.05％以下、Mo：0％以上0.5％以下、B：0％以上0.0050％以下、Ti：0％以上0.01％以下、
Mg：0％以上0.01％以下、Ca：0％以上0.02％以下、W：0％以上0.10％以下、Sb：0％以上0.05%以下、Sn：0％以上0.05%以下、及びCo：0％以上1.0%以下。
　これら、任意成分であり、必ずしも含有させる必要がないため、その下限は0%である。一方、これらの元素を含有させる場合、好ましい含有量は以下のとおりである。
V：0.001％以上0.30％以下
　Vは、鋼中で炭・窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、0.2%耐力の向上を通して破壊靱性値を向上させる元素である。その効果はV含有量が0.001％以上の場合に発揮されるので、Vを含有させる場合には、V含有量は0.001％以上であることが好ましく、0.005％以上であることが更に好ましい。一方、V含有量が0.30％を超えると0.2%耐力が増加し、却って破壊靱性値が低下する。また、合金コストが増加するためレール鋼のコストが増加する。よって、Vを含有させる場合には、V含有量は0.30％以下であることが好ましく、0.29％以下であることが更に好ましい。
Cu：0.001％以上1.0％以下
　Cuは、Crと同様に固溶強化により更なる高強度化を図ることができる元素である。Cu含有量が0.001％未満ではその効果が少なく、一方、1.0％を超えるとCu割れが生じやすくなるので、Cuを含有させる場合には、Cu含有量は0.001％以上1.0％以下であることが好ましい。
Ni：0.001％以上1.0％以下
　Niは、延性を劣化することなく高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制するため、Cuを添加した場合にはNiも添加することが望ましい。Ni含有量が0.001％未満ではその効果が少なく、一方、1.0％を超えると焼入れ性が上昇し、マルテンサイトが生成するようになり、き裂伝播の速度が著しく増加する傾向がある。よって、Niを含有させる場合には、Ni含有量は0.001％以上1.0％以下であることが好ましい。
Nb：0.001％以上0.05％以下
　Nbは、鋼中のCと結び付いて圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、0.2%耐力の向上を通して破壊靱性値を向上させる元素であるが、Nb含有量が0.001％未満ではその効果が少なく、一方、0.05％を超えて含有させても、含有量に見合う効果が得られない。よって、Nbを含有させる場合には、Nb含有量は0.001％以上0.05％以下であることが好ましい。
Mo：0.001％以上0.5％以下
　Moは固溶強化により更なる高強度化を図ることができる元素であるが、0.001％未満ではその効果が少なく、一方、0.5%を超えると焼入れ性が上昇し、マルテンサイトが生成するようになり、き裂伝播の速度が著しく増加する傾向がある。よって、Moを含有させる場合には、Mo含有量は0.001％以上0.5％以下であることが好ましい。
B：0.0001％以上0.0050％以下
　Bは、窒化物として析出し、析出強化によりレールの更なる高強度化を図ることができる元素である。B含有量が0.0001％以上未満ではその効果が少なく、一方、0.0050％を超えると、合金コストの増加を招く。よって、Bを含有させる場合、B含有量は0.0001％以上0.0050％以下であることが好ましい。
Ti：0.001％以上0.01％以下
　Tiは、炭化物、窒化物又は炭窒化物として析出し、析出強化によりレールの更なる高強度化を図ることができる元素である。Ti含有量が0.001％未満ではその効果が少なく、一方、0.01％を超えると、合金コストの増加を招く。よって、Tiを含有させる場合、Ti含有量は0.001％以上0.01％以下であることが好ましい。
Mg：0.0005％以上0.01％以下
　Mgは、酸素と結合しMgOを析出して更なる高強度化を図ることができる元素である。Mg含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、一方、0.01％を超えると、MgOの増加によりき裂伝播の速度が著しく増加しやすくなる。よって、Mgを含有させる場合、Mg含有量は0.0005％以上0.01％以下であることが好ましい。
Ca：0.0005％以上0.02％以下
　Caは、酸素と結合しCaOを析出して更なる高強度化を図ることができる元素である。Ca含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、一方、0.02％を超えると、CaOの増加によりき裂伝播の速度が著しく増加しやすくなる。よって、Caを含有させる場合、Ca含有量は0.0005％以上0.02％以下であることが好ましい。
W：0.001％以上0.10％以下
　Wは、炭化物として析出し、析出強化によりレールの更なる高強度化を図ることができる元素である。W含有量が0.001％未満ではその効果が少なく、一方、0.10％を超えると、合金コストの増加を招く。よって、Wを含有させる場合、W含有量は0.001％以上0.10％以下であることが好ましい。
Sb：0.001％以上0.05%以下
　Sbは、熱間圧延前にレール鋼片を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する。Sb含有量が0.05％を超えると、鋼の延性及び靭性に悪影響を及ぼすため、Sbを含有させる場合、Sb含有量は0.05％以下であることが好ましい。一方、Sbを含有させる場合、脱炭層を軽減する効果を発現させる点から、Sb含有量は0.001％以上であることが好ましい。
Sn：0.001％以上0.05%以下
　Snは、熱間圧延前にレール鋼片を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する元素である。Sn含有量が0.05％を超えると、鋼の延性及び靭性に悪影響を及ぼすため、Snを含有させる場合、Sn含有量は0.05％以下であることが好ましい。一方、Snを含有させる場合、脱炭層を軽減する効果を発現させる点から、Sn含有量は0.001％以上であることが好ましい。
Co：0.001％以上1.0％以下
　Coは、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔を細かくすることにより、さらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Coは、初析セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。Co含有量が1.0％を超えると鋼中にマルテンサイトが生成し、その結果、延性が低下する。これらの点から、成分組成がCoを含有する場合、Co含有量は1.0％以下であることが好ましい。Co含有量の下限は特に限定されないが、高強度化のためには0.001％以上であることが好ましい。Co含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.5％である。
　本発明のレールの鋼の成分組成において、上記の必須成分及び任意成分の残部はFeおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としては、N、O等が挙げられ、Nは0.008％まで、Oは0.004％まで許容できる。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、N、O以外の不純物が不可避的に鋼中に混入することがある。原料としては、鉄鉱石、還元鉄、スクラップ等が挙げられる。本発明の目的を阻害しない範囲であれば、上記不純物の混入も許容される。N、O以外の不純物としては、Pb、Zr、Bi、Zn、Se、As、Te、Tl、Cd、Hf、Ag、Hg、Ga、Ge、REM等が挙げられる。
＜レールのミクロ組織＞
　本発明のレールのミクロ組織は、レール底部の面積率で95%以上がパーライトである。パーライト以外の残部組織は、合計面積率で5%以下であれば本発明の特性に大きな影響を及ぼさないため許容される。残部組織としては、例えば、フェライト及びベイナイトがあげられる。ミクロ組織は、実施例に記載の方法で同定することができる。
＜レール底部中央の0.2%耐力が500MPa超1100MPa未満＞
　本発明のレールは、レール底部中央の0.2%耐力が500MPa超1100MPa未満である。0.2%耐力が500MPa以下では、車輪が通過した際、き裂の発生に対する抵抗力が弱いため、レール内に発生する応力によりレール底部でき裂が発生しやすくなる。一方、0.2%耐力が1100MPa以上になると、レール底部が高強度化するため、却ってき裂発生後のき裂の成長に対する感受性が高くなりレール折損を招きやすくなる。そのため、レール底部中央の0.2%耐力は500MPa超とし、好ましくは550MPa以上である。また、レール底部中央の0.2%耐力は1100MPa未満とし、好ましくは1000MPa以下である。
＜レール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10－8m/cycle以下＞
　本発明のレールは、レール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10－8m/cycle以下である。応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度（以下、疲労き裂伝播速度ともいう。）が5.0×10－8m/cycle超であると、レール底部にき裂を有する場合、き裂の進展速度が速すぎるため、定期的なレールの点検や交換を待たずに、レールが折損する可能性が大きくなる。そのため、レール底部中央の疲労き裂伝播速度は5.0×10－8m/cycle以下とし、好ましく4.8×10－8m/cycle以下である。また、レール底部中央の疲労き裂伝播速度の下限は特に限定されないが、工業的に微細化できるラメラー間隔の点から、1.0×10－8m/cycle以上とすることができる。
＜レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満＞
　本発明のレールは、レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満である。レール底部中央の残留応力が200MPa未満であれば、大きな引張残留応力がレール底部に作用して疲労き裂進展速度を加速させて、レール折損を招くといった事態を回避しやすい。レール底部中央の残留応力は、より好ましくは150MPａ以下である。一方、レールの底部をより低い温度まで冷却すると強い圧縮残留応力を得ることができるが、却って生産能率が低下するため、レール底部中央の残留応力は-100MPａ以上とすることが好ましい。
＜レールの形状＞
　本発明のレールの形状は特に限定されず、JIS E 1101:2001やBS EN13674-1:2011やAmerican Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association (AREMA)などに記載のレールの形状とすることができる。
＜レールの製造方法＞
　本発明のレールの製造方法について説明する。本発明のレールは、上述した成分組成を有する鋼片（ブルーム）を熱間圧延したのち、レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する際の平均冷却速度を0.4℃/秒以上6.0℃/秒以下とし、レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する間の、レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する間の、両方のレール底部足先の平均冷却速度が、レール底部中央の平均冷却速度以下である。
　ここで、冷却開始点T1は650℃以上800℃以下の範囲の温度である。
　冷却開始点T1及び冷却停止点T2は、レール底部中央における表面温度を放射温度計で測定した温度であり、レール底部中央の平均冷却速度とは、底部中央における冷却開始点T1と冷却停止点T2との差をその冷却に要した時間で除した値である。
　レール底部足先の平均冷却速度は、それぞれのレール底部足先について、レール底部足先における表面温度を放射温度計で測定した温度に基づき、レール底部中央における冷却開始点T1及び冷却停止点T2にそれぞれ対応する時点での温度の差を、レール底部中央を冷却開始点T1と冷却停止点T2に冷却するのに要した時間で除した値である。
　２つのレール底部足先は、通常、熱履歴が同じになるように冷却する。レール底部中央における冷却開始点T1、冷却停止点T2に対応する各レール底部足先の温度は、通常、同じであり、各レール底部足先の平均冷却速度も、通常、同じである。
（熱間圧延）
　レール素材として用いる鋼片（ブルーム）は、上述したレールの成分組成を有するものであり、任意の方法で製造できる。鋳造、特に連続鋳造により鋼片を製造することがであきる。例えば、転炉又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し、次いで、溶製した鋼を連続鋳造して、鋳片（ブルーム）とすることができる。
　鋳片を熱間圧延に付す前に加熱することが好ましい。例えば、鋼片を加熱炉で1200℃以上1350℃以下に加熱した後、熱間圧延することができる。熱間圧延工程では、ブレークダウン圧延機、粗圧延機、仕上圧延機によって熱間圧延を行うことができる。この熱間圧延工程において、加熱により粗大化したオーステナイト粒を、再結晶温度域での圧延－再結晶による組織の微細化や、未再結晶温度域でのひずみの導入により、パーライト変態後の組織を微細化させることができる。
　パーライト変態後の組織を微細化させるために、熱間圧延において、底部（足部）の圧延終了温度を800℃以上1000℃以下とすることが好ましい。
　更に、熱間圧延は、1050℃以下での圧延における底部の断面減少率を11％以上になるように行うことが好ましく、更に好ましくは13％以上である。断面減少率は20％以下とすることができ、好ましくは18％以下である。
　ここで、1050℃以下での断面減少率とは、1050℃以下になった時点での底部の断面積をS0、仕上圧延後の底部の断面積をS1として、断面減少率（%）=｛(S0-S1)/S0｝×100で算出される値である。
　最終圧延パスとなる仕上圧延においては、底部の厚み方向の圧下率（厚み減少率）について、当該パスの断面減少率と同じか、それよりも大きな値とすることが好ましい。例えば、仕上げ圧延における断面減少率を11％とした場合、仕上げ圧延における底部中央での厚み減少率を15％以上とすることが挙げられる。これによって、底部に大きなひずみを導入することができ、パーライト変態後の組織の微細化をより促進でき、底部の裏面の疲労強度を効果的に高めることができる。なお、この仕上圧延で底部の幅寸法が広がるような孔型設計を行っておくことで、仕上げ圧延における断面減少率に対して仕上げ圧延における厚み減少率を相対的に大きくとる圧延を安定的に行うことができる。
　仕上げ圧延における厚み減少率と断面減少率との差（厚み減少率－断面減少率）は、4％以上8％以下であることが好ましく、更に好ましくは5％以上7％以下である。
　ここで、仕上げ圧延における厚み減少率とは、仕上圧延前の底部の厚みをH0、仕上圧延後の底部の断面積をH1として、厚み減少率（%）=｛(H0-H1)/H0｝×100で算出される値である。なお、ここでいう仕上圧延とは、1台の最終圧延機の最終圧延孔型で圧延される最終圧延1パス分の圧延を指す。
　このような条件で仕上圧延することによって、底部の0.2％耐力が500MPa超1100MPa未満であり、レール底部の、応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1/2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10-8m/cycle以下となるレールの製造を、より達成しやすくなる。また、この条件は、レール底部表面の幅中央部における長手方向の残留応力が200MPa未満を達成する上でも有効である。
　ここで、レールの底部の断面積は、図２のレールの断面図において、Ｓの表示がある斜線部分の面積であり、レールの底部の厚みは、同図において、Ｈの表示がある高さである。
　その他の熱間圧延の条件は特に限定されない。
（加速冷却）
　本発明の製造方法では、熱間圧延後の冷却について、レール底部中央及び各レール底部足先について、所定の平均冷却速度となるように加速冷却を行う。
　加速冷却の冷却開始点T1は650℃以上800℃以下の範囲の温度である。冷却開始温度が650℃未満であるとパーライト変態温度が高くなり0.2%耐力が低下する。一方、800℃超から冷却すると、レールの底部にマルテンサイトが生成しやすくなり、0.2%耐力が増加することでき裂進展速度が速くなりやすくなる。そのため、冷却開始温度は650℃以上800℃以下とする。
　冷却停止点T2は400℃以上600℃以下の範囲の温度である、冷却停止温度が400℃未満になるとパーライト変態が完了しても冷却することになるため、冷却時間が増加し生産性が低下する。一方、600℃超になると、パーライト変態未完了で冷却を停止することになるため、0.2%耐力の低下を招く。そのため、冷却停止温度は400℃以上600℃以下とする。
　冷却開始点T1から冷却停止点T2までの平均冷却速度は0.4℃/秒以上6.0℃/秒以下である。平均冷却速度が0.4℃/秒未満ではレール底部の0.2%耐力が低下し、引張残留応力が大きくなり、疲労き裂進展速度の増加を招く。一方、6.0℃/秒超になると、却って、レール底部の0.2%耐力が増加し、疲労き裂進展速度の増加を招く。そのため、加速冷却時の平均冷却速度は、0.4℃/秒以上6.0℃/秒以下とし、0.4℃/秒以上2.9℃/秒以下とすることが好ましい。
　ここで、レール底部中央は、レール底部の他の部分に比べて厚みが厚く、熱だまりが発生しやすいため、冷却が終了し常温となったときに、レール底部中央には、長手方向に引張となる大きな残留応力が相対的に発生しやすく、レール底部の疲労き裂伝播速度を増加させるおそれがある。これを抑止するために、本発明の製造方法では、レール底中央の冷却を、レール底部の他の部分の中でも厚みが薄い足先部よりも強めて冷却し、レール底部中央における平均冷却速度について、各レール底部足先における対応する平均冷却速度以上とすることが有効である。この点から、レール底部中央が冷却開始点T1から冷却停止点T2になる間の、両方のレール底部足先における平均冷却速度をレール底部中央の冷却速度以下となるようにする。各レール底部足先の平均冷却速度は、0.4℃/秒以上2.5℃/秒以下であることが好ましい。レール底部中央における平均冷却速度をV1に対して、各レール底部足先の平均冷却速度が（V1－0）℃/秒～（V1－1.5）/秒℃となるようにすることが好ましい。
　加速冷却の方法は特に限定されず、例えばオンライン熱処理設備を用いた冷却方法とすることができる。冷却媒体は特に限定されず、空気、スプレー水、ミスト等から選択される１種以上を用いることができるが、空気を用いることが好ましい。
　レール底部中央と各レール底部足先の平均冷却速度が所定の条件を満たすようにするために、レール底中央を各レール底部足先よりも積極的に冷却することができる。例えば図３に示されるように、ノズル２１により、レール底部中央を挟むようにして、レール底幅Ｗの1/5（Ｗの0.2倍）となる範囲に冷媒を直射し、レール底部足先などの底部の他の部位は冷媒が底部表面に沿って流れていく沿流によって冷却するようにすることができる。図３では、冷媒の直射範囲をレール底幅Ｗの1/5となる範囲としたが、ノズルの選択により、冷媒の直射範囲をＷの0.1～0.5倍程度の範囲に変更することができる。また、図４に示されるように、ノズル２２により、レールの腹部側から、レール底部中央に向かって冷媒を噴射する方法も有効である。
　レールの他の部分（例えば、レール頭部など）の冷却は特に限定されず、放冷してもよく、あるいは加速冷却を実施してもよい。
（その他）
　冷却後のレール材については、公知の処理に付してもよく、例えば冷間でローラー矯正を行ってもよい。
　以下、実施例により、本発明をより具体的に説明するが、本発明は実施例によって制限されない。
　表1に示す成分組成を有する鋼片を1250℃に加熱した後、表２に示す圧延仕上温度でレール形状に熱間圧延した。レールの形状はJIS E 1101:2001に記載の60kgレールの形状とした。その際、1050℃以下での圧延における底部の断面減少率が、表２に示す値を満たすようにした。最終圧延パスとなる仕上圧延について、前述のとおり、底部の厚み方向の圧下率（厚み減少率）について、当該パスの断面減少率よりも大きな値となる15％以上とした。
　その後、得られたレールをオンライン熱処理設備に搬送し、レール底部中央を表２に示す平均冷却速度で冷却した。更にその後、レールを冷却床に搬送し、室温まで放冷した。
　ここで、足部の冷却については、図３に示したように、エアノズルを適宜選定して、レール底部中央を挟むようにして、底部幅Ｗに対して0.1×Ｗ～0.5×Ｗとなる範囲に冷媒を集中的に噴射する冷却とした。ただし、試験Ｎｏ．31、41および46については、底部のほぼ全面に冷媒を噴射する条件とした。また、試験Ｎｏ．3、4、9、10、11、20、21および47については、図４に示したように、腹部側からも冷却を行う条件とした。
　ここで、表２の冷却開始点及び冷却停止点は、レール底部中央の温度分布が測定できる2次元の放射温度計を用いて測定した当該位置の表面温度であり、平均冷却速度は、これらの温度間での平均冷却速度である。
　また、レール足先の平均冷却温度は、一方のレール底部足先（一方の先端から0.15×Ｗとなる位置）の温度をスポット温度計で計測し、加速冷却時間で除して求めた値である。レール足部の冷却条件は、レール中心を挟んで均等であるため、一方のレール底部足先の測定値を用いることとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記のようにして得たレールについて、引張試験、疲労き裂伝播試験、残留応力試験及び疲労試験を下記の要領で行った。
＜引張試験＞
　図５に示すように、レール底部中央を含む位置から引張試験片を採取し、JIS Z2241に準じて引張試験を行った。図６に試験片の形状を示す。引張試験後、0.2％耐力を求めた。
＜疲労き裂伝播試験＞
　図７に示すように、レール底部中央を含む位置から疲労き裂伝播試験用試験片を採取した。図８に試験片の形状を示す。図８において、試験片は例えば幅W=20mm、長さH=100mm、厚さB=5mmの板状のもので、長さHの中央部（H/2）にノッチがあり、ノッチ部の長さL=2mm、幅C=0.2mmであり、ノッチ部の端部は曲率R=0.1mmである。この試験片を用いて、応力比R=0.1の条件で疲労き裂伝播試験を行い、ΔK=15MPa m1/2における疲労き裂伝播速度da/dN （m/cycle）を測定した。
＜残留応力試験＞
　レールの残留応力を歪みゲージ切断法により測定した。具体的には、2m長さのレールを採取し、長手方向中央の1ｍ位置について、図９に示すレール底部表面の幅中央部にゲージ長3ｍｍ、抵抗値120Ω、ゲージ率2となるひずみゲージを貼付け、初期ひずみを測定した。次に、図９に示す位置で鋸切断を行い鋸断後のひずみを測定した。鋸断前後のひずみの変化量から、レール長手方向の残留応力を算出した。レール長手方向の残留応力が200MPa未満であれば、残留応力が良好と判断できる。
＜疲労試験＞
　疲労試験は、以下のようにして評価した。得られたレールを1500ｍｍに切断し、前川試験機製作所製「パルセーター250ＰＵＳ」を使用して、レール頭部が上、レール底部が下となるヘッドアップの姿勢で、繰り返し３点曲げ試験を実施した。具体的には、試験荷重：1000ｋＮ、繰返し速度：600ｒｐｍ、曲げ支点間隔：1000ｍｍの条件で、350万回３点曲げを実施し、目視で破断の有無を確認した。また、破断しなかったレール（未破断のレール）に対しては、疲労試験後、目視でレール底部のき裂の有無を確認した。
　未破断のレールは、疲労特性が良好と判断でき、レール底部からの折損を抑制することができるレールであることがわかる。中でも、目視によるき裂が無いレールは、特性に優れている。
＜ミクロ組織＞
　製造したレールのレール底部中央を含む位置より、表面から1mm深さ位置を基準に組織観察用の試験片を切り出し、鏡面研磨後、１%硝酸アルコール（１%ナイタル）で腐食し、光学顕微鏡を使用して倍率100倍（一視野1200μm×950μm、視野数10）で組織観察を実施した。パーライト以外の組織があれば写真撮影し、撮影された組織写真において、パーライト組織以外の組織のトレースを行い、画像解析ソフトＩｍａｇｅ－Ｐｒｏ（株式会社 日本ローパー）を使用して、パーライト組織以外の組織分率を下記式に基づいて計算した。
パーライト組織以外の組織分率＝｛（パーライト組織以外の面積）／（パーライト組織の
面積＋パーライト以外の組織の面積）｝×100
　表２より、発明例のレールは、いずれもレール底部中央の0.2％耐力が500MPa超1100MPa未満、レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満であり、レール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1/2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10-8m/cycle以下であり、良好な特性を有していることがわかる。
　本発明によれば、レール底部へのき裂発生を抑制すること、また、レール底部がき裂を有する場合には、力学的負荷が加わった際のき裂伝播速度を低減させることができ、レール底部からの折損を抑制することができるレールを、その製造方法とともに提供することができる。
　１　　レール
　１１　頭部
　１２　腹部
　１３　底部（足部）
　２１　ノズル
　２２　ノズル
　Ｐcenter　レール底部中央
　Ｐend　レール底部足先

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    C：0.60％以上0.90％未満、
    Si：0.10％以上1.20％以下、
    Mn：0.10％以上1.50％以下、
    Cr：0.05％以上2.00％以下、
    Al：0.0002％以上0.005％以下、
    P：0％以上0.035％以下、
    S：0％以上0.020％以下、
    V：0％以上0.30％以下、
    Cu：0％以上1.0％以下、
    Ni：0％以上1.0％以下、
    Nb：0％以上0.05％以下、
    Mo：0％以上0.5％以下、
    B：0％以上0.0050％以下、
    Ti：0％以上0.01％以下、
    Mg：0％以上0.01％以下、
    Ca：0％以上0.02％以下、
    W：0％以上0.10％以下、
    Sb：0％以上0.05%以下、
    Sn：0％以上0.05%以下、及び
    Co：0％以上1.0%以下
    を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    レール底部中央の0.2%耐力が500MPa超1100MPa未満であり、
    レール底部中央における長手方向の残留応力が200MPa未満であり、
    かつレール底部中央の応力拡大係数範囲ΔKが15MPa m1／2のときの疲労き裂伝播速度が5.0×10－8m/cycle以下である、
    レール。
  2. 　前記成分組成分が、質量％で
    V：0.001％以上0.30％以下、
    Cu：0.001％以上1.0％以下、
    Ni：0.001％以上1.0％以下、
    Nb：0.001％以上0.05％以下、
    Mo：0.001％以上0.5％以下、
    B：0.0001％以上0.0050％以下、
    Ti：0.001％以上0.01％以下、
    Mg：0.0005％以上0.01％以下、
    Ca：0.0005％以上0.02％以下、
    W：0.001％以上0.10％以下、
    Sb：0.001％以上0.05%以下、
    Sn：0.001％以上0.05%以下、及び
    Co：0.001％以上1.0%以下
    からなる群より選択される1種又は2種以上を含有する、
    請求項1に記載のレール。
  3. 　請求項１又は２に記載のレールの製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載される成分組成を有する鋼片を熱間圧延したのち、レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する際の平均冷却速度を0.4℃/秒以上6.0℃/秒以下とし、
    　レール底部中央を冷却開始点T1から冷却停止点T2まで冷却する間の、両方のレール底部足先の平均冷却速度が、レール底部中央の平均冷却速度以下であり、
    　ここで、T1が650℃以上800℃以下の範囲の温度であり、T2が400℃以上600℃以下の範囲の温度である、
    レールの製造方法。
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Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63128123A (ja) * 1986-11-17 1988-05-31 Nkk Corp 靭性の優れた高強度レ−ルの製造方法
JPH01139724A (ja) 1987-11-27 1989-06-01 Nippon Steel Corp 耐落重特性に優れた鋼レールの熱処理方法
JP2006057127A (ja) 2004-08-18 2006-03-02 Nippon Steel Corp 耐落重破壊特性に優れたパーライト系レール
JP2010185106A (ja) * 2009-02-12 2010-08-26 Jfe Steel Corp 耐摩耗性レールおよびその製造方法
WO2011021582A1 (ja) 2009-08-18 2011-02-24 新日本製鐵株式会社 パーライト系レール
WO2016047076A1 (ja) * 2014-09-22 2016-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 レールの製造方法および製造装置
WO2016117692A1 (ja) * 2015-01-23 2016-07-28 新日鐵住金株式会社 レール
WO2018168969A1 (ja) * 2017-03-15 2018-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 レールの冷却装置及び製造方法
CN112239831A (zh) * 2020-10-19 2021-01-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高韧高寒铁路钢轨及其生产方法
CN112676347A (zh) * 2020-12-01 2021-04-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种控制高性能钢轨轨底中心残余应力的方法
WO2022004247A1 (ja) * 2020-06-29 2022-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂伝播特性に優れるレールおよびその製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63128123A (ja) * 1986-11-17 1988-05-31 Nkk Corp 靭性の優れた高強度レ−ルの製造方法
JPH01139724A (ja) 1987-11-27 1989-06-01 Nippon Steel Corp 耐落重特性に優れた鋼レールの熱処理方法
JP2006057127A (ja) 2004-08-18 2006-03-02 Nippon Steel Corp 耐落重破壊特性に優れたパーライト系レール
JP2010185106A (ja) * 2009-02-12 2010-08-26 Jfe Steel Corp 耐摩耗性レールおよびその製造方法
WO2011021582A1 (ja) 2009-08-18 2011-02-24 新日本製鐵株式会社 パーライト系レール
WO2016047076A1 (ja) * 2014-09-22 2016-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 レールの製造方法および製造装置
WO2016117692A1 (ja) * 2015-01-23 2016-07-28 新日鐵住金株式会社 レール
WO2018168969A1 (ja) * 2017-03-15 2018-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 レールの冷却装置及び製造方法
WO2022004247A1 (ja) * 2020-06-29 2022-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂伝播特性に優れるレールおよびその製造方法
CN112239831A (zh) * 2020-10-19 2021-01-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高韧高寒铁路钢轨及其生产方法
CN112676347A (zh) * 2020-12-01 2021-04-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种控制高性能钢轨轨底中心残余应力的方法

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