JP2005171326A - High-carbon steel rail superior in surface damage resistance and interior-fatigue-damage resistance - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レールに関するものである。 The present invention relates to a high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance required for rails of heavy load railways.
近年、海外の重荷重鉄道では、より一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化を強力に進めており、特に急曲線のレールでは、ゲージコーナー部（Ｇ．Ｃ．部）や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現状の共析炭素（０．８％Ｃ）鋼の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められるようになってきた。 In recent years, overseas heavy-duty railroads have been working hard to increase the load of freight in order to further increase the efficiency of rail transport, especially on sharply curved rails, the gauge corner (GC section). ) And the wear resistance of the head side part cannot be secured sufficiently, and the deterioration of the rail life due to wear has become a problem. Against this background, development of a rail having wear resistance higher than that of the current high eutectoid carbon (0.8% C) steel high-strength rail has been demanded.
これらの問題を解決するため、本発明者らは下記に示すようなレールを開発した。
(1) 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中 のセメンタイト密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特許文献１）。
(2) 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中 のセメンタイト密度を増加させ、同時に、硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール
（特許文献２）。
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、さらに硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。
In order to solve these problems, the present inventors have developed a rail as shown below.
(1) A rail excellent in wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in the lamella in the pearlite structure (Patent Document 1).
(2) By using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), the cementite density in the lamellae in the pearlite structure is increased, and at the same time, the hardness is controlled and the wear resistance is excellent. Rail (Patent Document 2).
The characteristics of these rails are to increase the carbon content of the steel, increase the volume ratio of the cementite phase with excellent wear resistance in the pearlite lamella, and further control the hardness, thereby improving the wear resistance of the pearlite structure. It was something to improve.
さらに本発明者らは、炭素量の高い過共析鋼を用いて、レール頭部の耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させた下記に示すようなレールを開発した。
(3) 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＢを添加することにより、耐摩耗性と 耐内部疲労損傷性を向上させたレール（特許文献３）。
このレールの特徴は、過共析鋼に微量なＢを添加することにより、レール頭表面から内部までのパーライト変態温度を均一化し、レール頭表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、レールの耐摩耗性と耐内部疲労損傷性大きく向上させるものであった。
(3) A rail with improved wear resistance and internal fatigue damage resistance by adding B to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) (Patent Document 3).
The feature of this rail is that by adding a small amount of B to the hypereutectoid steel, the pearlite transformation temperature from the rail head surface to the inside is made uniform, and a more uniform hardness distribution is given from the rail head surface to the inside. It greatly improved the wear resistance and internal fatigue damage resistance.
上記(1),(2) に示された発明レール鋼は、主にパーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。しかし上記レール鋼では、パーライト組織自体の硬度に上限があるため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、過酷な使用条件ではレール頭表部に表面損傷が発生する場合があった。 The inventive rail steels shown in (1) and (2) above mainly increase the volume ratio of the cementite phase with excellent wear resistance in the pearlite lamella and improve the wear resistance of the pearlite structure. It was. However, the above-mentioned rail steel has an upper limit on the hardness of the pearlite structure itself, so the resistance to damage caused by plastic deformation occurring at the rail head surface is weak. Damage could occur.
また上記(3) に示された発明レール鋼は、耐摩耗性に優れた過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）に微量なＢを添加することにより、レール頭表面から内部までのパーライト変態温度を均一化し、主にレール頭表部と内部の硬度差を低減させ、耐摩耗性、耐内部疲労損傷性を向上することにより、重荷重鉄道用レールの高寿命化に寄与するものであった。しかし上記レール鋼では、鋼の成分系の違いによっては、過共析鋼に単にＢを添加したのみではパーライト変態温度の均一化が十分に図れず、レール頭表面から内部まで均一な硬度分布が得られず、内部疲労損傷が発生する場合があった。 Further, the invention rail steel shown in (3) above is obtained by adding a trace amount of B to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) having excellent wear resistance. Extends the life of heavy-duty rails by making the pearlite transformation temperature uniform from the inside to the inside, mainly reducing the difference in hardness between the rail head surface and the interior, and improving wear resistance and internal fatigue damage resistance. It contributed to. However, in the above-mentioned rail steel, depending on the difference in the steel component system, simply adding B to the hypereutectoid steel does not sufficiently achieve uniform pearlite transformation temperature, resulting in a uniform hardness distribution from the rail head surface to the inside. In some cases, internal fatigue damage occurred.
このような背景から、過共析炭素含有のレール鋼において耐摩耗性を確保し、レール頭表部において表面損傷の発生を防止し、同時にレール頭部内部において疲労損傷の発生を防止する、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性に優れたレールの開発が求められていた。
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に耐内部疲労損傷性を向上させることを目的としたものである。
Against this background, wear resistance is secured in the hypereutectoid carbon-containing rail steel, surface damage is prevented from occurring at the rail head surface, and fatigue damage is prevented from occurring inside the rail head. The development of rails with excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance has been demanded.
That is, the present invention aims to improve the surface damage resistance required for rails of heavy-duty railways and at the same time improve the internal fatigue damage resistance.
本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲の金属組織が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、パーライト組織中のフェライト相中に析出した直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に１０〜１０００個存在することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。
（２）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、
を含有し、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｎ ：０．００６０〜０．０５００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲の金属組織が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、パーライト組織中のフェライト相中に析出した直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に２０〜２０００個存在することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。
The present invention has the following configuration.
(1) In mass%,
C: more than 0.85 to 1.20%, Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
In addition,
V: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.002 to 0.050%
In a steel rail comprising one or two of the following, the balance being Fe and unavoidable impurities, the metal structure having a depth of 20 mm starting from at least the head corner and the top surface is a pearlite structure, and In the arbitrary cross section in the pearlite structure, the total number of V or Nb carbides and carbonitrides having a diameter of 0.1 to 100 nm and precipitated in the ferrite phase in the pearlite structure is 10 to 1000 in 1 μm 2. A high-carbon steel rail with excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
(2) In mass%,
C: more than 0.85 to 1.20%, Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05-2.00%
Containing
V: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.002 to 0.050%
Containing one or two of
N: 0.0060 to 0.0500%
In which the balance is Fe and inevitable impurities, the metal structure having a depth of 20 mm starting from the head corner and the top surface is a pearlite structure, and in the pearlite structure In an arbitrary cross section, the total number of V, Nb carbide, nitride and carbonitride having a diameter of 0.1 to 100 nm precipitated in the ferrite phase in the pearlite structure is 20 to 2000 in 1 μm 2. High carbon steel rails with excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
（３）上記（１），（２）のレールには、質量％でさらに、下記 [1]〜[7] のうち１種以上の成分を選択的に含有させることができる。
[1] Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
[2] Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
[3] Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
[4] Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
[5] Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
[6] Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
[7] Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％。
(3) The rails of the above (1) and (2) can further contain one or more kinds of components among the following [1] to [7] by mass%.
[1] One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
[2] B: 0.0001 to 0.0050%,
[3] Co: 0.10 to 2.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, 1 type or 2 types,
[4] Ni: 0.01 to 1.00%,
[5] Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150% of one or more,
[6] Al: 0.0100 to 1.00%,
[7] Zr: 0.0001 to 0.2000%.
本発明によれば、重荷重鉄道に耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたレールを提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance can be provided to a heavy-duty railway.
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、過共析鋼において、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷を防止し、同時にレール頭部内部から発生する疲労損傷の発生を防止するレールの開発に取り組んだ。
まず本発明者らは、これらの問題点を解決するため、過共析鋼においてレール頭表部と頭部内部の硬度の上昇を同時に図る方法を検討した。パーライト組織の強度を上昇させる方法として、パーライト組織中のフェライト相中に析出物を生成させ強化する析出強化の検討を行った。その結果、変態後のパーライト組織中のフェライト相に析出し易く、パーライト組織の耐摩耗性や靭性の悪影響しない元素として、Ｖ，Ｎｂが最も有効であることを実験により確認した。
The present invention is described in detail below.
In the hyper-eutectoid steel, the present inventors have worked on the development of a rail that prevents damage caused by plastic deformation occurring in the rail head surface portion, and at the same time, prevents the occurrence of fatigue damage occurring from the inside of the rail head portion.
First, in order to solve these problems, the present inventors examined a method for simultaneously increasing the hardness of the rail head surface and the head inside the hypereutectoid steel. As a method for increasing the strength of the pearlite structure, precipitation strengthening was investigated in which precipitates are generated and strengthened in the ferrite phase in the pearlite structure. As a result, it was confirmed by experiments that V and Nb are most effective as elements that easily precipitate in the ferrite phase in the pearlite structure after transformation and do not adversely affect the wear resistance and toughness of the pearlite structure.
さらに、Ｖ，Ｎｂを添加した実レール鋼を用いたレール頭部の加速冷却実験を行った結果、レール頭表部や頭部内部ではＶ，Ｎｂを添加することにより、パーライトイ組織中のフェライト相中に、ＶもしくはＮｂの炭化物および炭窒化物が析出しやすく、レール頭表部や頭部内部の硬度がそれぞれ向上し、さらに、頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部ではその向上量が多く、結果的にレール頭表部と頭部内部の硬度差がより一層減少することが確認された。 Furthermore, as a result of an accelerated cooling experiment of the rail head using real rail steel added with V and Nb, ferrite in the pearlite structure was obtained by adding V and Nb in the rail head surface and inside the head. V or Nb carbides and carbonitrides are likely to precipitate in the phase, and the hardness of the rail head surface and the inside of the head are improved respectively. Furthermore, the inside of the rail head has a slower cooling speed than the head surface. However, it was confirmed that the amount of improvement was large, and as a result, the difference in hardness between the rail head surface and the inside of the head was further reduced.
さらに本発明者らは、Ｖ、Ｎｂの効果をさらに向上させる元素を上記実験により検討した。その結果、Ｖ，Ｎｂの添加に加えてＮの添加量を制御することにより、過共析鋼のパーライトイ組織中のフェライト相に、ＶもしくはＮｂの窒化物やＶもしくはＮｂの炭窒化物の析出がさらに促進され、レール頭表部と頭部内部の硬度が大幅に向上することが確認された。
したがって本発明では、過共析含有レール鋼にＶ，Ｎｂ、さらにはＮの添加量を制御することにより、レール頭表部と頭部内部の硬度が同時に向上し、さらにレール頭表部と頭部内部の硬度差がより一層減少し、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性を同時に向上できることを知見した。
Furthermore, the present inventors examined the element which further improves the effect of V and Nb by the said experiment. As a result, by controlling the addition amount of N in addition to the addition of V and Nb, the ferrite phase in the pearlite structure of the hypereutectoid steel has a V or Nb nitride or V or Nb carbonitride. Precipitation was further promoted, and it was confirmed that the hardness of the rail head surface and the inside of the head was significantly improved.
Therefore, in the present invention, by controlling the amount of V, Nb, and N added to the hypereutectoid-containing rail steel, the hardness of the rail head surface and the head interior is improved at the same time, and the rail head surface and head are further improved. It was found that the hardness difference inside the part was further reduced, and the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance could be improved at the same time.
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に耐内部疲労損傷性を安定的に向上させるため、炭素量の高い過共析鋼を用いてＶ，Ｎｂを添加し、さらにはＮの添加量を制御することにより、ＶもしくはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物を安定的に生成させ、レール頭表部や頭部内部の硬度の向上と同時に、レール頭表部と頭部内部の硬度差の低減を図り、レール頭表面から頭部内部まで均一な高い硬度分布を有した高炭素鋼レールに関するものである。 That is, the present invention improves the surface damage resistance required for heavy-duty railway rails and at the same time stably improves the internal fatigue damage resistance. In addition, by controlling the addition amount of N, carbides, nitrides, and carbonitrides of V or Nb are stably generated, and at the same time as improving the hardness of the rail head surface and the head, The present invention relates to a high carbon steel rail having a uniform high hardness distribution from the surface of the rail head to the inside of the head by reducing the difference in hardness between the rail head surface and the inside of the head.
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
請求項１〜９において、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．８５％以下では、圧延後の冷却条件によってはパーライト組織中に初析フェライト組織が生成し、レール頭表部の高硬度化が図れず、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生する。また、レール頭部内部では軟質な初析フェライト組織を起点とした疲労き裂が生成し、内部疲労損傷が発生する。一方、Ｃ量が１．２０％を超えると、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、レール頭部内部において初析セメンタイト相を起点とした疲労き裂が生成し、内部疲労損傷が発生する。このためＣ量を０．８５超〜１．２０％に限定した。
(1) Reasons for limiting chemical components of steel rail In claims 1 to 9, the reasons for limiting the chemical components of rail steel to the above claims will be described in detail.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is 0.85% or less, depending on the cooling conditions after rolling, a pro-eutectoid ferrite structure may be formed in the pearlite structure, the hardness of the rail head surface cannot be increased, and flaking damage caused by plastic deformation occurs. To do. In addition, fatigue cracks originating from the soft pro-eutectoid ferrite structure are generated inside the rail head, and internal fatigue damage occurs. On the other hand, when the C content exceeds 1.20%, a large amount of pro-eutectoid cementite structure is formed in the prior austenite grain boundaries, and fatigue cracks starting from the pro-eutectoid cementite phase are generated inside the rail head, causing internal fatigue. Damage occurs. For this reason, the amount of C was limited to more than 0.85 to 1.20%.
Ｓｉは、脱酸剤として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶強化により、レール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素である。さらに、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐表面損傷性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Si is an essential component as a deoxidizer. Moreover, it is an element which raises the hardness (strength) of a rail head by the solid solution strengthening to the ferrite phase in a pearlite structure | tissue. Furthermore, it is an element that suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in ductility. However, if it is less than 0.05%, these effects cannot be sufficiently expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability is deteriorated due to generation of oxides. Furthermore, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure is generated which is harmful to the surface damage resistance and toughness of the rail. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 2.00%.
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度（強度）を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また２．００％を超えると焼入性が著しく増加し、耐表面損傷性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing to ensure the hardness (strength) of the pearlite structure and improve the wear resistance. However, if the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. On the other hand, when it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to surface damage resistance and toughness is easily generated. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
Ｖは、レール頭表部、さらには特に、頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部や頭部内部の硬度を向上させる元素である。しかし０．０１％未満では、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出が困難となり、レール頭表部や頭部内部の高硬度が図れず、表面損傷や内部疲労損傷が発生する。また０．２０％を超えて添加すると、炭化物、窒化物および炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生する。さらに粗大な炭化物、窒化物および炭窒化物が析出し、レール頭部内部においてこれらの析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生することから、Ｖ量を０．０１〜０．２０％に限定した。 V forms carbides, nitrides and carbonitrides in the rail head surface, and more particularly in the rail head where the cooling rate is slow compared to the head surface, and precipitates in the ferrite phase in the pearlite structure. Therefore, it is an element that improves the hardness of the rail head surface and the inside of the head. However, if it is less than 0.01%, precipitation of carbides, nitrides and carbonitrides becomes difficult, the high hardness of the rail head surface and the inside of the head cannot be achieved, and surface damage and internal fatigue damage occur. When the content exceeds 0.20%, a large amount of carbides, nitrides and carbonitrides precipitate, the ferrite phase itself becomes brittle, and surface damage such as spalling occurs on the rail head surface. Further, coarse carbides, nitrides and carbonitrides are precipitated, cracks are generated from these precipitates inside the rail head, and internal fatigue damage is generated. Therefore, the V amount is 0.01 to 0.20%. Limited to.
Ｎｂは、Ｖと同様に、レール頭表部、さらには特に、頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部や頭部内部の硬度を向上させる元素である。しかし０．００２％未満では、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出が困難となり、レール頭表部や頭部内部の高硬度が図れず、表面損傷や内部疲労損傷が発生する。また０．０５０％を超えて添加すると、炭化物、窒化物および炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生する。さらに粗大な炭化物、窒化物および炭窒化物が析出し、レール頭部内部においてこれらの析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生することから、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。 Nb, like V, forms carbides, nitrides and carbonitrides in the rail head surface, and more particularly in the rail head where the cooling rate is slower than that of the head surface part, and ferrite in the pearlite structure It is an element that improves the hardness of the rail head surface and the inside of the head by precipitating in the phase. However, if it is less than 0.002%, precipitation of carbides, nitrides and carbonitrides becomes difficult, the high hardness of the rail head surface and the inside of the head cannot be achieved, and surface damage and internal fatigue damage occur. On the other hand, if it exceeds 0.050%, a large amount of carbides, nitrides and carbonitrides precipitate, the ferrite phase itself becomes brittle, and surface damage such as spalling occurs on the rail head surface. Further, coarse carbides, nitrides and carbonitrides are precipitated, cracks are generated from these precipitates inside the rail head, and internal fatigue damage occurs, so the Nb amount is 0.002 to 0.050%. Limited to.
Ｎは、Ｖ，Ｎｂと結合して窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部、さらには頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部の硬度をより一層向上させる元素である。本発明鋼の成分系においては通常、不可避的不純物として０．００２０〜０．００５０％程度を含有するが、０．００６０％以上とすることで、窒化物や炭窒化物の析出を促進させることができる。
一方、０．０５００％を超えると、溶鋼溶製時に、内部疲労損傷の起点となる気泡等の内部欠陥が発生し、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生する。また窒化物および炭窒化物が多量に析出してフェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生することから、Ｎ量を０．００６０〜０．０５００％に限定した。
なお、レール頭表部、さらには頭部内部の硬さの上昇を図るため、Ｖ，Ｎｂの窒化物および炭窒化物の析出を促進させ、同時に気泡等の内部欠陥の発生を抑制するには、Ｎ添加量を０．００８０〜０．０２００％の範囲とすることが望ましい。
N combines with V and Nb to form nitrides and carbonitrides, and precipitates in the ferrite phase in the pearlite structure, so that the cooling rate of the rail head is lower than that of the head portion of the rail. It is an element that further improves the hardness inside the rail head. In the component system of the steel of the present invention, usually 0.0020 to 0.0050% is contained as an inevitable impurity, but by setting it to 0.0060% or more, precipitation of nitride and carbonitride is promoted. Can do.
On the other hand, if it exceeds 0.0500%, internal defects such as bubbles that become the starting point of internal fatigue damage occur during molten steel melting, and internal fatigue damage occurs inside the rail head. Further, since a large amount of nitride and carbonitride precipitates and the ferrite phase itself becomes brittle and surface damage such as spalling occurs on the rail head surface, the N content is limited to 0.0060 to 0.0500%. .
In addition, in order to increase the hardness of the rail head surface part and also the head internal part, in order to promote precipitation of nitrides and carbonitrides of V and Nb, and at the same time, suppress the occurrence of internal defects such as bubbles. , N is preferably added in a range of 0.0080 to 0.0200%.
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（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒの元素を必要に応じて添加する。 In addition, the rail manufactured with the above component composition improves the hardness (strengthening) of the pearlite structure, improves the ductility and toughness of the pearlite structure, prevents the heat-affected zone of the weld from being softened, and the cross-sectional hardness inside the rail head For the purpose of controlling the distribution, elements of Cr, Mo, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, and Zr are added as necessary.
ここで、Ｃｒ，Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主にパーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらにレール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｏ，Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。 Here, Cr and Mo secure the hardness of the pearlite structure by raising the equilibrium transformation point of pearlite and mainly reducing the pearlite lamella spacing. B refines the formation of a pro-eutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, improves the toughness of the rail, and makes the hardness distribution of the rail head uniform. Co and Cu are dissolved in the ferrite in the pearlite structure to increase the hardness of the pearlite structure. Ni prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, simultaneously improves the hardness of pearlite steel, and further prevents softening of the heat affected zone of the weld joint.
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｍｇ，Ｃａは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時にパーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動させ、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靱性低下の防止する。Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の生成を抑制する。 Ti refines the structure of the heat-affected zone and prevents embrittlement of the weld joint. Mg and Ca reduce the austenite grain size during rail rolling, and at the same time promote pearlite transformation and improve the toughness of the pearlite structure. Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously moves the eutectoid carbon concentration to the high carbon side to suppress the strengthening of the pearlite structure and the formation of proeutectoid cementite, improving the wear resistance of the rail and lowering the toughness. To prevent. Zr suppresses the formation of a segregation zone at the center of the slab by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidified structure by the inclusion of ZrO 2 inclusions as the solidification nucleus of the high-carbon rail steel, thereby generating a proeutectoid cementite structure. Suppress.
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｒは、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して高硬度（強度）化に寄与すると同時に、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が、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの耐摩耗性や延性が低下する。このためＣｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。
The reasons for individual limitation of these components will be described in detail below.
Cr raises the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, refines the pearlite structure and contributes to higher hardness (strength), and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. Although it is an element that improves the wear resistance, its effect is small if it is less than 0.05%, and if it is excessively added over 2.00%, the hardenability increases remarkably and a large amount of martensite structure is generated. , The wear resistance and ductility of the rail will decrease. For this reason, the Cr content is limited to 0.05 to 2.00%.
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％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、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Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。 Mo, like Cr, is an element that raises the equilibrium transformation point of pearlite and contributes to increasing the hardness (strength) by making the pearlite structure finer, and improving the hardness (strength) of the pearlite structure. If it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of a pearlite structure will fall remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to ductility. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化すること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が、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、初析セメンタイト組織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％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。 B forms iron boride at the prior austenite grain boundary, refines the formation of proeutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, and makes the head hardness distribution uniform. It is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and extends its life, but if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the generation of proeutectoid cementite structure and the hardness distribution of the rail head are improved. Absent. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carboboride is formed at the prior austenite grain boundaries, and the toughness, wear resistance, and fatigue damage resistance are greatly reduced. Limited to 0.0001-0.0050%.
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り、さらに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が、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、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、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＣｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。 Co is an element that dissolves in ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, and further increases the transformation energy of the pearlite to make the pearlite structure finer. However, if it is less than 0.10%, the effect cannot be expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Co was limited to 0.10 to 2.00%.
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が、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗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、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てレールの延性が低下する。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.01%, the effect cannot be expected. Further, if added over 1.00%, a martensitic structure that is harmful to wear resistance is likely to be generated due to a marked improvement in hardenability. Further, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered and the ductility of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
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。さらに溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ3 Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生してレールの耐表面損傷性が低下する。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time, increases the hardness (strength) of pearlite steel by solid solution strengthening to ferrite. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is compounded with Ti is finely precipitated and suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkably small. If added over 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably reduced, spalling damage occurs on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性、これに加えて耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。 By utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding are not dissolved, the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region is refined and brittleness of the welded joint is achieved. It is an effective ingredient for preventing oxidization. However, if the amount is less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbide and Ti nitride are formed, and the ductility of the rail, in addition to the fatigue damage resistance, Since Ti is greatly reduced, the Ti amount is limited to 0.0050 to 0.050%.
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、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。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、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。 Mg combines with O, S, Al, or the like to form a fine oxide, and in reheating during rail rolling, it suppresses crystal grain growth, refines austenite grains, It is an effective element for improving ductility. Further, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the generation of pearlite transformation, and as a result, the pearlite block size is reduced, thereby reducing the ductility of the pearlite structure. It is an effective element to improve. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, and the ductility of the rail and further fatigue damage resistance are lowered. .0005 to 0.0200%.
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の希薄帯を形成して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、パーライト組織の靭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、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。 Ca has a strong binding force with S, forms a sulfide as CaS, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak. If added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. It was limited to 0.0005 to 0.0150%.
Ａｌは、脱酸剤として必須の成分である。また共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へそれぞれ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の抑制により靭性低下を防止する元素であるが、０．０１００％未満ではその効果が弱く、１．００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０１００〜１．００％に限定した。 Al is an essential component as a deoxidizer. It is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously the eutectoid carbon concentration to the high carbon side, and prevents toughness degradation by increasing the strength of the pearlite structure and suppressing the formation of the proeutectoid cementite structure. However, if the amount is less than 0.0100%, the effect is weak, and if added over 1.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions that become the starting point of fatigue damage are generated. In addition, the ductility and toughness of the rail, and the internal fatigue damage resistance are reduced. In addition, since an oxide is generated during welding and weldability is remarkably lowered, the Al content is limited to 0.0100 to 1.00%.
Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール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である。しかしＺｒ量が０．０００１％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てレールの靭性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成してレールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このためＺｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。 Zr has good lattice matching with γ-Fe because ZrO 2 inclusions have good lattice matching with γ-Fe, so that γ-Fe becomes a solidification nucleus of high-carbon rail steel that is a solidification primary crystal, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure An element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of a slab and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure generated in a rail segregation portion. However, if the amount of Zr is less than 0.0001%, the number of ZrO 2 inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregated portion, and the toughness of the rail is lowered. If the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated and the toughness of the rail decreases, and fatigue damage starting from coarse Zr-based inclusions is likely to occur. The service life of the battery is reduced. For this reason, the amount of Zr was limited to 0.0001 to 0.2000%.
上記のような成分組成で構成されるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。次に、この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール頭部に、前記特許文献２、特開２０００−３４５２９６号公報等に開示されている熱処理を施すことにより、レール頭表部や頭部内部に硬さの高いパーライト組織を安定的に生成させることが可能となる。
Rail steel composed of the above components is melted in a commonly used melting furnace such as a converter, electric furnace, etc., and this molten steel is ingot-bundled, continuously cast, or hot. It is manufactured as a rail after rolling. Next, a heat treatment disclosed in the above-mentioned
（２）パーライト組織の範囲
請求項１，２において、パーライト組織の呈する範囲を、頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲に限定した理由について説明する。
深さが２０ｍｍ未満では、レール頭部に必要とされている耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性の領域としては小さく、表面損傷および内部疲労損傷の発生により十分な寿命改善効果が得られないためである。また、前記パーライト組織を呈する範囲が頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍ以上あれば、寿命改善効果がさらに増し、より望ましい。
(2) Range of pearlite structure In
If the depth is less than 20 mm, the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance areas required for the rail head are small, and a sufficient life improvement effect cannot be obtained due to the occurrence of surface damage and internal fatigue damage. Because. Further, if the range exhibiting the pearlite structure is 30 mm or more in depth starting from the head surface of the head corner portion and the top portion, the life improvement effect is further increased, which is more desirable.
ここで、図１に本発明の耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたレールの頭部断面表面位置での呼称を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コーナー部であり、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。
パーライト組織は少なくとも図中の斜線部分に配置されていれば、レール頭部の耐表面損傷性や耐内部疲労損傷性が確保される。
Here, FIG. 1 shows the designation of the rail head cross-section surface position excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of the present invention. In the rail head portion, 1 is a top portion, 2 is a head corner portion, and one of the
If the pearlite structure is disposed at least in the shaded portion in the figure, the surface damage resistance and the internal fatigue damage resistance of the rail head are ensured.
なお、本発明レール鋼の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。 The metal structure of the rail steel of the present invention is preferably a pearlite structure. May generate. However, even if a small amount of these structures are formed in the pearlite structure, the fatigue strength and toughness of the rail are not greatly affected. Therefore, the structure of the head of the steel rail manufactured by this manufacturing method is somewhat It also includes a mixed ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure and bainite structure.
（３）Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の限定理由
請求項１〜２において、パーライト組織中の析出物として、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物に着目した理由について詳細に説明する。
本発明者らは、変態後のパーライト組織中のフェライト相に析出し易く、パーライト組織の耐摩耗性や靭性の悪影響しない析出物の検討を行った。その結果、析出物のサイズ自体が非常に微細であり、さらにパーライト変態中に粗大化し難く、微細に分散する析出物として、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物が最も最適であることを実験により確認した。
(3) Reasons for limitation of carbides, nitrides and carbonitrides of V and Nb In claims 1 and 2, the reason why attention is focused on carbides, nitrides and carbonitrides of V and Nb as precipitates in the pearlite structure. This will be described in detail.
The inventors of the present invention examined a precipitate that easily precipitates in the ferrite phase in the pearlite structure after transformation and does not adversely affect the wear resistance and toughness of the pearlite structure. As a result, the size of the precipitate itself is very fine, and it is difficult to coarsen during pearlite transformation, and V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides are the most suitable as finely dispersed precipitates. Was confirmed by experiments.
（４）Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の大きさの限定理由
請求項１〜２において、パーライト組織中のフェライト相のＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の大きさを上記のように限定した理由について詳細に説明する。
パーライト組織中のフェライト相中に生成するＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の直径が０．１ｎｍ未満になると、フェライト相中に析出しても析出強化の効果が十分にあらわれず、レール頭表部や頭部内部の硬度が向上せず、レール頭表部や頭部内部において表面損傷や内部疲労損傷が発生する。またＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の直径が１００ｎｍを超えると、レール頭部内部において内部疲労損傷の破壊の起点となるため、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の直径を０．１〜１００ｎｍの範囲に限定した。
(4) Reasons for limiting the sizes of carbides, nitrides and carbonitrides of V and
When the diameters of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides formed in the ferrite phase in the pearlite structure are less than 0.1 nm, the precipitation strengthening effect is not sufficiently exhibited even if precipitated in the ferrite phase, The hardness of the rail head surface and the head does not improve, and surface damage and internal fatigue damage occur in the rail head surface and the head. Further, when the diameter of V, Nb carbide, nitride and carbonitride exceeds 100 nm, it becomes a starting point of destruction of internal fatigue damage inside the rail head portion. Therefore, the V, Nb carbide, nitride and carbonitride of The diameter was limited to a range of 0.1 to 100 nm.
（５）Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の数の限定理由
請求項１〜２において、パーライト組織中のフェライト相のＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数を上記のように限定した理由について詳細に説明する。
まず、パーライト組織中のフェライト相中に生成するＶ，Ｎｂの炭化物および炭窒化物の合計個数を１μｍ2 中に１０〜１０００個に限定した理由について説明する。
Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が１０個未満になると、フェライト相の析出強化の効果が十分にあらわれず、レール頭表部や頭部内部の硬度が向上せず、レール頭表部や頭部内部において表面損傷や内部疲労損傷が発生する。またＶ，Ｎｂの炭化物および炭窒化物の合計個数が１０００個を超えると、フェライト相中に析出したＶ，Ｎｂの炭化物の密度が増加し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表部においてスポーリング損傷などの表面損傷が発生するため、Ｖ，Ｎｂの炭化物および炭窒化物の合計個数を１μｍ2 中に１０〜１０００個に限定した。
(5) Reasons for limiting the number of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides In
First, the reason why the total number of V and Nb carbides and carbonitrides generated in the ferrite phase in the pearlite structure is limited to 10 to 1000 in 1 μm 2 will be described.
When the total number of carbides, nitrides, and carbonitrides of V and Nb is less than 10, the effect of precipitation strengthening of the ferrite phase is not sufficiently exhibited, and the hardness of the rail head surface portion and the head interior is not improved, Surface damage and internal fatigue damage occur in the rail head surface and inside the head. If the total number of V and Nb carbides and carbonitrides exceeds 1000, the density of V and Nb carbides precipitated in the ferrite phase increases, the ferrite phase itself becomes brittle, and the rail head surface is damaged. Since surface damage such as polling damage occurs, the total number of V and Nb carbides and carbonitrides was limited to 10 to 1000 in 1 μm 2 .
次に、Ｎ：０．００６０〜０．０５００％を含有させた場合に、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数を１μｍ2 中に２０〜２０００個に限定した理由について説明する。
Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が２０個未満になると、Ｎ添加によるフェライト相の析出強化の促進効果が十分にあらわれず、レール頭表部や頭部内部のより一層の硬度向上が図れず、Ｎの添加効果が認められなくなる。またＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が２０００個を超えると、Ｎ添加によりフェライト相中に析出したＶ，Ｎｂの窒化物や炭窒化物の密度が増加し、Ｎの添加による析出硬化の促進は図れるが、フェライト相自体が脆化し、レール頭表部においてスポーリング損傷などの表面損傷が発生するため、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数を１μｍ2 中に２０〜２０００個に限定した。
Next, the reason why the total number of carbides, nitrides and carbonitrides of V and Nb is limited to 20 to 2000 in 1 μm 2 when N: 0.0060 to 0.0500% is contained will be described. To do.
When the total number of carbides, nitrides, and carbonitrides of V and Nb is less than 20, the effect of promoting the precipitation strengthening of the ferrite phase due to the addition of N is not sufficiently exhibited, and the rail head surface and the inside of the head are further enhanced. The hardness cannot be improved, and the effect of adding N is not recognized. When the total number of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides exceeds 2000, the density of V and Nb nitrides and carbonitrides precipitated in the ferrite phase by N addition increases, Although precipitation hardening can be promoted by addition, the ferrite phase itself becomes brittle, and surface damage such as spalling damage occurs at the rail head surface portion. Therefore, the total number of V, Nb carbide, nitride and carbonitride is It was limited to 20 to 2000 pieces in 1 μm 2 .
（６）Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の数を測定する組織の限定理由
炭化物、窒化物および炭窒化物の数を測定する組織をパーライト組織中にフェライト相に限定した理由について説明する。
パーライト組織中に生成したＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物は、転位の動きを妨げることにより、硬度上昇が発生する。しかし転位は軟質なフェライト相中に生成し、硬質なセメンタイト相中には殆ど生成しない。このため、実質的な析出強化はフェライト相中のみでしか発生しない。そこで実行的な析出強化量を把握するため、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の数を測定する組織をパーライト組織のフェライト相に限定した。
(6) Reason for limiting the structure for measuring the number of carbides, nitrides, and carbonitrides of V and Nb The reason for limiting the structure for measuring the number of carbides, nitrides, and carbonitrides to the ferrite phase in the pearlite structure will be described.
The V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides generated in the pearlite structure increase in hardness by preventing the movement of dislocations. However, dislocations are generated in the soft ferrite phase and hardly generated in the hard cementite phase. For this reason, substantial precipitation strengthening occurs only in the ferrite phase. Therefore, in order to grasp the effective precipitation strengthening amount, the structure for measuring the number of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides was limited to the ferrite phase of the pearlite structure.
なお、析出物は任意断面より薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率５００００〜５０００００の倍率で観察した。析出物の粒径は、観察により個々の析出物の面積を求め、その面積に相当する円の直径を用いた。析出物は２０視野の観察を行い、所定の直径に該当する析出物の数をカウントし、これを所定の視野面積に相当する数に換算した。各レール鋼の代表値はこれら２０視野の平均値とした。 In addition, the deposit extract | collected the thin film from arbitrary cross sections, it observed using the transmission electron microscope, and observed with the magnification of 50000-500000. As the particle size of the precipitate, the area of each precipitate was obtained by observation, and the diameter of a circle corresponding to the area was used. The precipitates were observed in 20 fields of view, the number of precipitates corresponding to a predetermined diameter was counted, and this was converted into a number corresponding to a predetermined field area. The representative value of each rail steel was the average value of these 20 fields of view.
次に、本発明の実施例について説明する。
表１（表１−１、表１−２）に、本発明レール鋼の化学成分、頭部のミクロ組織、パーライト組織中のフェライト相に析出した直径０．１〜１００ｎｍの範囲のＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の数を示す。また表１には、図２に示す表面損傷再現実験の結果、図３に示す転動疲労試験結果も併記した。
また表２（表２−１、表２−２）に、比較レール鋼の化学成分、頭部のミクロ組織、パーライト組織中のフェライト相に析出した直径０．１〜１００ｎｍの範囲のＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の数を示す。また表２には、図２に示す表面損傷再現実験の結果、図３に示す転動疲労試験結果も併記した。
Next, examples of the present invention will be described.
In Table 1 (Table 1-1, Table 1-2), the chemical composition of the present rail steel, the microstructure of the head, the V, Nb in the range of 0.1 to 100 nm in diameter deposited on the ferrite phase in the pearlite structure The numbers of carbides, nitrides, and carbonitrides are shown. Table 1 also shows the results of the surface damage reproduction experiment shown in FIG. 2 and the rolling fatigue test results shown in FIG.
In Table 2 (Tables 2-1 and 2-2), the chemical composition of the comparative rail steel, the microstructure of the head, and the V and Nb in the range of 0.1 to 100 nm in diameter precipitated on the ferrite phase in the pearlite structure. The numbers of carbides, nitrides, and carbonitrides are shown. Table 2 also shows the results of the surface damage reproduction experiment shown in FIG. 2 and the rolling fatigue test results shown in FIG.
図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２において、３は車輪試験片、４はレール円盤試験片、５は車輪側モーター、６はレール側モーター、７は水潤滑装置である。また図３において、８はレール移動用スライダーであり、この上にレール９が設置される。１２はモーター１１で回転する車輪１０の左右の動きおよび荷重を制御する荷重負荷装置である。試験は長手方向に移動するレール９上に車輪１０が転動する。
In FIG. 1, 1 is a top part and 2 is a head corner part. In FIG. 2, 3 is a wheel test piece, 4 is a rail disk test piece, 5 is a wheel side motor, 6 is a rail side motor, and 7 is a water lubrication device. In FIG. 3,
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明レール鋼（１２本） 符号１〜１２
上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表面から該頭部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライト組織中の任意断面において、パーライト組織中のフェライト相中に析出した直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に１０〜１０００個存在するか、または直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に２０〜２０００個存在することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。
・比較レール鋼（１３本） 符号１３〜２５
符号１３〜１６：Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号１７〜２３：Ｖ，Ｎｂ，Ｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（７本）。
符号２４〜２５：炭化物、窒化物および炭窒化物の析出数が上記請求範囲外の比較レ ール鋼（２本）。
The configuration of the rail is as follows.
-Rail steel of the present invention (12 pieces) Reference numerals 1-12
In the above component range, at least a range of 20 mm in depth from the head surface of the rail to the head surface of the steel rail exhibits a pearlite structure, and in an arbitrary cross section in the pearlite structure, in the ferrite phase in the pearlite structure The total number of precipitated V or Nb carbides and carbonitrides having a diameter of 0.1 to 100 nm exists in 1 μm 2 , or V or N having a diameter of 0.1 to 100 nm A high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, wherein the total number of Nb carbides, nitrides and carbonitrides is 20 to 2000 in 1 μm 2 .
・ Comparison rail steel (13 pieces) 13-25
Reference signs 13 to 16: Comparative rail steels (C4, Si, Mn) outside the above claims.
Reference numerals 17 to 23: V, Nb, and N are comparative rail steels (7 pieces) outside the claims.
Reference numerals 24 to 25: Comparative rail steels (two) in which the number of precipitates of carbide, nitride and carbonitride is outside the above-mentioned claims.
各種試験条件は下記のとおりである。
表面損傷再現試験は次のとおりとした。
試験機：ころがり疲労試験機（図２参照）
試験片形状：円盤状試験片
（レール 外径：２００ｍｍ、レール材断面形状：６０Ｋレールの１／４モデル）
（車輪 外径：２００ｍｍ、車輪材断面形状 ：円弧踏面車輪の１／４モデル）
試験荷重：１９６０００Ｎ（ラジアル荷重）
雰囲気：乾燥＋水潤滑（６０cc／min ）
回転数：乾燥：１００ｒｐｍ、水潤滑：３００ｒｐｍ
繰返し回数：０〜５０００回まで乾燥状態、その後、水潤滑により表面損傷発生まで （損傷が発生しない場合は２００万回で試験を中止）。
Various test conditions are as follows.
The surface damage reproduction test was as follows.
Testing machine: Rolling fatigue testing machine (see Fig. 2)
Specimen shape: Disc-shaped specimen (Rail outer diameter: 200 mm, rail cross section: 1/4 model of 60K rail)
(Wheel outer diameter: 200 mm, wheel material cross-sectional shape: 1/4 model of arc tread wheel)
Test load: 196000N (radial load)
Atmosphere: Drying + water lubrication (60cc / min)
Rotation speed: Drying: 100 rpm, Water lubrication: 300 rpm
Number of repetitions: Dry until 0 to 5000 times, and then until surface damage occurs due to water lubrication (If no damage occurs, the test is stopped at 2 million times).
転動疲労試験の条件は次のとおりとした。
試験機：転動疲労試験機
試験片形状
レール：１３６ポンドレール×２ｍ
車輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）
ラジアル荷重：１９６０００Ｎ
スラスト荷重：９８００Ｎ
潤滑：ドライ＋油（間欠給油）
繰返し回数：内部疲労損傷発生まで
（損傷が発生しない場合は１０００万回で試験を中止）。
The conditions for the rolling fatigue test were as follows.
Testing machine: Rolling fatigue testing machine Test piece shape Rail: 136 lb rail x 2 m
Wheel: AAR type (diameter 920mm)
Radial load: 196000N
Thrust load: 9800N
Lubrication: Dry + oil (intermittent lubrication)
Number of repetitions: Until internal fatigue damage occurs (If no damage occurs, the test is stopped after 10 million times).
表１（表１−１、表１−２）、表２（表２−１、表２−２）に示すように、本発明レール鋼（符号１〜１２）は、比較レール鋼（符号１３〜２５）と比べて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｂを規定の範囲に納め、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物の析出量を制御することにより、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が向上する。さらに、Ｎの添加量を調整することにより、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性がさらに向上する。 As shown in Table 1 (Table 1-1, Table 1-2) and Table 2 (Table 2-1 and Table 2-2), the rail steel of the present invention (reference numerals 1 to 12) is a comparative rail steel (reference numeral 13). ~ 25), C, Si, Mn, V, Nb are contained within the specified range, and by controlling the amount of precipitation of fine carbides, nitrides and carbonitrides, surface damage resistance and internal fatigue resistance Damage is improved. Furthermore, by adjusting the addition amount of N, the surface damage resistance and the internal fatigue damage resistance are further improved.
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
３：車輪試験片
４：レール円盤試験片
５：モーター（車輪側）
６：モーター（レール側）
７：水潤滑装置
８：レール移動用スライダー
９：レール
１０：車輪
１１：モーター
１２：荷重負荷装置
1: Head portion 2: Head corner portion 3: Wheel test piece 4: Rail disk test piece 5: Motor (wheel side)
6: Motor (rail side)
7: Water lubrication device 8: Slider for rail movement 9: Rail 10: Wheel 11: Motor 12: Load loading device
Claims (9)
Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲の金属組織が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、パーライト組織中のフェライト相中に析出した直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に１０〜１０００個存在することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 % By mass
C: more than 0.85 to 1.20%,
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
In addition,
V: 0.01-0.20%,
Nb: 0.002 to 0.050%
In a steel rail comprising one or two of the following, the balance being Fe and unavoidable impurities, the metal structure having a depth of 20 mm starting from at least the head corner and the top surface is a pearlite structure, and In the arbitrary cross section in the pearlite structure, the total number of V or Nb carbides and carbonitrides having a diameter of 0.1 to 100 nm and precipitated in the ferrite phase in the pearlite structure is 10 to 1000 in 1 μm 2. A high-carbon steel rail with excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｎ ：０．００６０〜０．０５００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲の金属組織が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、パーライト組織中のフェライト相中に析出した直径０．１〜１００ｎｍの大きさのＶもしくはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物の合計個数が１μｍ2 中に２０〜２０００個存在することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 % By mass
C: more than 0.85 to 1.20%,
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
In addition,
V: 0.01-0.20%,
Nb: 0.002 to 0.050%
Containing one or two of
N: 0.0060 to 0.0500%
In which the balance is Fe and inevitable impurities, the metal structure having a depth of 20 mm starting from the head corner and the top surface is a pearlite structure, and in the pearlite structure In an arbitrary cross section, the total number of V, Nb carbide, nitride and carbonitride having a diameter of 0.1 to 100 nm precipitated in the ferrite phase in the pearlite structure is 20 to 2000 in 1 μm 2. High carbon steel rails with excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to claim 1 or 2, characterized by containing one or two of the following.
Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
B: 0.0001 to 0.0050%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 3.
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 4, wherein the high carbon steel rail is excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Ni: 0.01-1.00%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of any one of Claims 1-5 characterized by containing.
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
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１〜６のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 6, characterized by containing at least one of the following.
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Al: 0.0100 to 1.00%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of any one of Claims 1-7 characterized by the above-mentioned.
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れた高炭素鋼レール。 In addition by mass%
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The high carbon steel rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of any one of Claims 1-8 characterized by the above-mentioned.
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