JP2005171327A - Method for manufacturing pearlite-based rail having excellent surface damage-resistance and internal fatigue damage-resistance, and rail - 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パーライト系レールおよびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance required for rails of heavy-duty railways, and a manufacturing method thereof.
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（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 railways have been increasing their cargo loads to improve the efficiency of railway transportation, especially on sharply curved rails. The wear resistance of the side portions cannot be secured sufficiently, and the deterioration of the rail life due to wear has been 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) Using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure and at the same time controlling the hardness of the rail with excellent wear resistance (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）。
(4) 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＶ、さらにはＮを添加し、圧延後、オ ーステナイト域温度にあるレール頭部を加速冷却することにより、耐摩耗性と耐内部 疲労損傷性を向上させたレールおよびその製造方法（特許文献４）。
Furthermore, the present inventors have developed a rail as shown below in which the wear resistance and internal fatigue damage resistance of the rail head are improved by using hypereutectoid steel having a high carbon content.
(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).
(4) V and N are further added to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), and after rolling, the rail head at the austenite temperature is accelerated and cooled, thereby improving the resistance. A rail having improved wear resistance and internal fatigue damage resistance, and a manufacturing method thereof (Patent Document 4).
これらのレールの特徴は、過共析鋼に微量なＢを添加し、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する。また、過共析鋼に微量なＮ、さらにはＮを添加し、冷却速度が遅く、パーライト組織の高硬度が困難なレール頭部内部に、Ｖの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、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。
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、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させることにより、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. Long life of heavy-duty railway rails by uniformizing the pearlite transformation temperature from the surface to the interior, mainly reducing the hardness difference between the rail head surface and the interior, and improving wear resistance and internal fatigue damage resistance It contributed to the transformation. 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.
また上記(4) 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Ｖ、さらにはＮを添加し、主に冷却速度の遅いレール頭部内部にＶの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、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、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させ、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、冷却速度の速いレール頭表部において析出物の生成が図れず、硬度が上昇しないため、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、重荷重鉄道の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。また熱処理時の加速冷却速度が速い場合は、レール頭表面と頭部内部の硬度差が過大となり、重荷重鉄道の過酷な使用条件ではレール頭部内部から疲労き裂が生成し、内部疲労損傷性が発生する場合があった。
The invention rail steel shown in (4) above is obtained by adding a trace amount of V and further N to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) with excellent wear resistance. By precipitating V carbide, nitride, and carbonitride inside the rail head, which has a slow cooling rate, a more uniform hardness distribution is given from the rail head surface to the inside, and wear resistance and internal fatigue damage resistance are given. This contributes to the extension of the service life of heavy-duty railroad rails.
However, in the above-mentioned rail steel, precipitates cannot be generated at the rail head surface portion where the cooling rate is high, and the hardness does not increase, so resistance to damage caused by plastic deformation occurring at the rail head surface portion is weak. Under severe conditions of heavy-duty railways, surface damage may occur on the rail head surface. In addition, if the accelerated cooling rate during heat treatment is high, the difference in hardness between the rail head surface and the inside of the head becomes excessive, and fatigue cracks are generated from the inside of the rail head under severe use conditions in heavy-duty railways, causing internal fatigue damage. There was a case that sex 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およびその製造方法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。
From such a background, ensuring the wear resistance in the hypereutectoid carbon-containing rail steel, preventing the occurrence of surface damage at the rail head surface, and at the same time, preventing the occurrence of fatigue damage inside the rail head, The development of a rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance and a method for manufacturing the rail have 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.
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％
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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却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パーライト系レールの製造方法。
（２）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、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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃
／sec で３００℃以下まで加速冷却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パーライト系レールの製造方法。
In order to solve the above problems, the present invention has the following configuration.
(1) In mass%,
C: more than 0.85 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%,
Mn: 0.10 to 2.00%
In addition,
V: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.020 to 0.050%
In the head of a steel rail at the austenite region temperature as-rolled, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities, the rail head surface is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C. The acceleration cooling is stopped when the temperature of the head surface of the steel rail reaches 650 to 450 ° C., and then the temperature of the rail head surface is increased in the range of 20 to 200 ° C. from the acceleration cooling stop temperature, Furthermore, it is kept in this temperature range for 20 to 600 seconds, and then is allowed to cool or accelerated cooling to 300 ° C. or less at a cooling rate of 1 to 10 ° C./sec. Excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance Manufacturing method for perlite rails.
(2) 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%
Containing one or two of
N: 0.0060 to 0.0500%
And the balance of Fe and inevitable impurities, the steel rail head at the austenite region temperature as-rolled, the head of the steel rail is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C. Accelerated cooling is stopped when the temperature of the front portion reaches 650 to 450 ° C., and then the temperature of the rail head surface portion is increased from the accelerated cooling stop temperature within a range of 20 to 200 ° C., and further within this temperature range. Hold for 20 to 600 seconds, then allow to cool or cool to 1 to 10 ° C
A method for producing a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, characterized by accelerated cooling to 300 ° C. or less at / sec.
（３）上記（１），（２）のレールには、質量％でさらに、下記 [1]〜[7] 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％。
（４）また、上記（１）〜（３）のレールは、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の範囲が、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲で、かつ、その硬さの差がＨｖ３０以下であるパーライト組織と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パーライト系レールである。
(3) The rails of the above (1) and (2) can further contain the following components [1] to [7] in 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%.
(4) Further, the rails of the above (1) to (3) have a depth of 20 mm starting from at least the head corner and the top surface, and a hardness of Hv 360 to 500, and the hardness thereof. It is a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance characterized by having a pearlite structure having a difference of Hv30 or less.
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製造することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the rail excellent in the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance can be manufactured to a heavy load 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適用を考えた。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に悪影響しない元素として、Ｖに加えてＮｂが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, the application of precipitation strengthening was considered in which precipitates are generated and strengthened in the ferrite phase in the pearlite structure. As a result, it was confirmed through experiments that Nb is effective in addition to V as an element 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.
さらに本発明者らは、Ｖ，Ｎｂを添加した実レール鋼を用いて、レール頭部の加速冷却実験を行い、加速冷却速度の速いレール頭表部と、加速冷却速度の遅い頭部内部の硬度上昇を同時に図る熱処理方法を検討した。その結果、レール頭表部においてある一定範囲の冷却速度で加速冷却を行い、ある一定の温度範囲に達した時点で加速冷却を停止し、その後、ある一定の温度範囲で昇温させ、さらにある一定時間保持し、その後、放冷または冷却速度することにより、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物や炭窒化物の析出が促進され、さらに冷却速度の遅いレール頭部内部においても、Ｖ，Ｎｂの炭化物や炭窒化物の析出がさらに促進され、結果的にレール頭表部と頭部内部の硬度がより一層向上し、同時に、レール頭部内部においては硬度の上昇量が著しく増加し、結果的にレール頭表部と頭部内部の硬度差がさらに低減することが明らかとなった。 Furthermore, the present inventors performed an accelerated cooling experiment of the rail head using real rail steel added with V and Nb, and the rail head surface portion having a high acceleration cooling rate and the inside of the head having a low acceleration cooling rate. A heat treatment method for simultaneously increasing the hardness was investigated. As a result, accelerated cooling is performed at a cooling rate within a certain range in the rail head surface, and when the temperature reaches a certain temperature range, the accelerated cooling is stopped, and then the temperature is raised within a certain temperature range. By maintaining for a certain period of time and then allowing to cool or cool, precipitation of carbides and carbonitrides of V and Nb is promoted at the rail head surface, and even inside the rail head with a slow cooling rate, V, Precipitation of Nb carbide and carbonitride is further promoted, and as a result, the hardness of the rail head surface and the inside of the head is further improved, and at the same time, the amount of increase in the hardness is remarkably increased inside the rail head, As a result, it became clear that the hardness difference 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、過共析炭素含有レール鋼にＶ，Ｎｂ、さらにはＮの添加量を制御し、熱間圧延後の熱処理において、レール頭表部において加速冷却を行い、その後昇温させ、さらに一定時間保持し、放冷または冷却速度することにより、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, the amount of V, Nb, and N added to the hypereutectoid carbon-containing rail steel is controlled, and in the heat treatment after hot rolling, accelerated cooling is performed at the rail head surface, and then the temperature is raised, Furthermore, by holding for a certain period of time and allowing to cool or cool, the hardness of the rail head surface and the inside of the head is improved at the same time, and the difference in hardness between the rail head surface and the head is further reduced, resulting in a surface-resistant surface. It was found that damage 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析出させ、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パーライト系レールおよびその製造方法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. Further, by controlling the addition amount of N, carbides, nitrides and carbonitrides of V or Nb are stably precipitated, and at the same time as improving the hardness of the rail head surface and the head, The present invention relates to a pearlite rail having a uniform high hardness distribution from the surface of the rail head to the inside of the head, and a method for manufacturing the same, by reducing the difference in hardness between the rail head surface and 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、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て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
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 originating from the pro-eutectoid cementite phase are generated inside the rail head, causing internal fatigue. Damage will occur. 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, when 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, if 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て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 forms a carbide, nitride, and carbonitride in the rail head surface portion like V, and more particularly in the rail head portion having a cooling rate slower than that of the head surface portion, and the ferrite phase in the pearlite structure It is an element that improves the hardness of the rail head surface and the head inside by precipitating. 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. Therefore, 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、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 when molten steel is melted, and internal fatigue damage occurs inside the rail head. In addition, a large amount of nitride and carbonitride precipitates, the ferrite phase itself becomes brittle, and surface damage such as spalling occurs on the rail head surface, so the N content is limited to 0.0060 to 0.0500%. did.
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て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 is remarkably increased and a large amount of martensite structure is generated. This reduces the wear resistance and ductility of the rail. 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て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. 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. I can't. 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てｖ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 veil 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、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. Furthermore, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is significantly 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を微細に分散させて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, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, and expands pearlite structure It is an effective element for improving Furthermore, MgO and MgS finely disperse MnS to form a Mn dilute band around MnS, contributing to the generation of pearlite transformation. As a result, the pearlite block size is refined, thereby improving the ductility of the pearlite structure. It is an effective element to make it. 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, which lowers the ductility of the rail and further the fatigue damage resistance. It was limited to 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, and 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. .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 it 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, The ductility and toughness of the rail, and further 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 It is an element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of the slab and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure generated in the rail segregation part. 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所定の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, by applying a predetermined heat treatment to the hot-rolled rail head that holds high-temperature heat, it is possible to stably generate a hard pearlite structure in the rail head surface or inside the head. It becomes possible.
（２）熱処理製造条件
請求項１、２において、レール製造時の加熱温度、冷却条件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、レール頭表部を冷却する前の温度条件であるが、所定の組織および硬度を得るためには、少なくともレール頭部は、Ｖ，Ｎｂが析出していない圧延直後のオーステナイト域温度にする必要がある。その温度は、圧延直後のレール頭部においてはＡｒ1 点以上の温度域である。なお、温度の上限は特に規定しないが、あまり高温度にすると液相が現れてオーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１２００℃が上限となる。
(2) Heat treatment manufacturing conditions In
First, although it is temperature conditions before cooling a rail head surface part, in order to obtain a predetermined structure | tissue and hardness, at least a rail head is made into the austenite area temperature immediately after rolling in which V and Nb have not precipitated. There is a need. The temperature of the rail head immediately after rolling is in the temperature range above the Ar1 point. The upper limit of the temperature is not particularly specified, but if the temperature is too high, the liquid phase appears and the austenite phase becomes unstable, so the upper limit of the temperature is substantially 1200 ° C.
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。
明細書中に記載の「レール頭表部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から５〜１０ｍｍまで領域を示し、「レール頭部内部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から１５〜３０ｍｍ領域を示し、「レール頭部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から４０ｍｍまで領域を示すものである。
以下に説明する冷却速度および温度は、前記図１に示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面から深さが１〜５ｍｍのレール頭表部を測定すれば、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の範囲の金属組織やその硬さを制御できる。
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
“Rail head surface portion” described in the specification indicates a region from the outer surface of the head top portion and the head corner portion to 5 to 10 mm, and “rail inner portion” means the head top portion and the head corner portion. An area of 15 to 30 mm from the outer surface of the head is shown, and the “rail head” refers to an area from the outer surface of the top and corners of the head to 40 mm.
The cooling rate and temperature described below are the rail head surface part having a depth of 1 to 5 mm from the head surface of the rail head part (reference numeral: 1) and the head corner part (reference numeral: 2) shown in FIG. If measured, at least the metal structure in the range of 20 mm in depth and its hardness can be controlled starting from the head corner and head surface.
次に、レール頭表部をオーステナイト域温度から６５０〜４５０℃までの間を１〜２０℃／sec の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度を上記のように限定した理由について説明する。
６５０℃を超える温度で加速冷却を停止すると、加速冷却直後の高温度域でパーライト変態が始まり、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭表部の耐表面損傷性やレール頭部内部の耐内部疲労損傷性が確保できないため、６５０℃以下に限定した。また４５０℃未満まで冷却を行うと、レール頭表部に軟質なベイナイト組織が生成してレール頭表部の耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃の範囲に限定した。
Next, the reason why the accelerated cooling stop temperature is limited as described above in the method of accelerating and cooling the rail head surface from the austenite region temperature to 650 to 450 ° C. at a cooling rate of 1 to 20 ° C./sec. To do.
When accelerated cooling is stopped at a temperature exceeding 650 ° C, pearlite transformation starts in the high temperature range immediately after accelerated cooling, and many pearlite structures with low hardness are generated. Since the internal fatigue damage resistance cannot be secured, the temperature is limited to 650 ° C. or lower. Moreover, when it cools to less than 450 degreeC, a soft bainite structure | tissue will produce | generate in a rail head surface part, and the surface damage resistance of a rail head surface part will fall. For this reason, the accelerated cooling stop temperature is limited to the range of 450 to 650 ° C.
また、レール頭表部の加速冷却速度が１℃／sec 未満になると、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭表部の耐表面損傷性やレール頭部内部の耐内部疲労損傷性の確保が困難になることや、成分系によってはレールの靭性および延性に有害な初析セメンタイト組織が生成するため、１℃／sec 以上に限定した。また加速冷却速度が２０℃／sec を超えると、加速冷却中にパーライト変態をせずに、レール頭表部に軟質なベイナイト組織が生成し、レール頭表部の耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却速度を１〜２０℃／sec の範囲に限定した。
なお、硬度の高いパーライト組織をレール頭部内部まで安定的に生成させるには、加速冷却速度を５〜１５℃／sec の範囲とすることが最も望ましい。
In addition, when the accelerated cooling rate of the rail head surface is less than 1 ° C / sec, pearlite transformation starts in a high temperature range during accelerated cooling, and a lot of pearlite structure with low hardness is generated, resulting in resistance to the rail head surface. It is difficult to ensure surface damage and resistance to internal fatigue damage inside the rail head, and depending on the component system, a pro-eutectoid cementite structure that is harmful to the toughness and ductility of the rail is generated. Limited. On the other hand, when the accelerated cooling rate exceeds 20 ° C./sec, a pearlite transformation does not occur during accelerated cooling, and a soft bainite structure is generated in the rail head surface portion, and the surface damage resistance of the rail head surface portion decreases. For this reason, the accelerated cooling rate was limited to the range of 1 to 20 ° C./sec.
In order to stably generate a hard pearlite structure up to the inside of the rail head, it is most desirable to set the accelerated cooling rate in the range of 5 to 15 ° C./sec.
本加速冷却速度範囲は、冷却開始から終了までの平均的な冷却速度を限定するものであるが、加速冷却途中においてパーライト変態による発熱やレール内部からの自然復熱による一時的な温度上昇が発生することがある。しかし、加速冷却開始から終了までの平均的な冷却速度が上記範囲内であれば、本パーライト系レールの特性に大きな影響を及ぼさないため、本レールの加速冷却条件としては冷却途中の一時的な温度上昇に伴う冷却速度の低下も含んでいる。
また、１〜２０℃／sec の冷却速度を得る方法としては、空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体およびこれらの組み合わせにより、所定の冷却速度を得ることが可能である。
This accelerated cooling rate range limits the average cooling rate from the start to the end of cooling, but during the accelerated cooling, heat generation due to pearlite transformation and temporary temperature rise due to natural recuperation from inside the rail occur. There are things to do. However, if the average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling is within the above range, the pearlite rail characteristics will not be significantly affected, so the accelerated cooling conditions for this rail are temporary during cooling. It also includes a decrease in cooling rate with increasing temperature.
As a method for obtaining a cooling rate of 1 to 20 ° C./sec, a predetermined cooling rate can be obtained by using a cooling medium mainly composed of air or air and added with mist or the like and a combination thereof.
次に、レール頭表部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温する最大温度範囲を上記のように限定した理由について説明する。
加速冷却後の昇温温度が２０℃未満では、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の析出が十分に促進されず、レール頭表部の高硬度が困難となり、レール頭表部に塑性変形起因の表面損傷が発生する。またレール頭部内部の高硬度が困難となり、レール頭部内部に内部疲労損傷が発生する。このため昇温温度を２０℃以上とした。
一方、加速冷却後の昇温温度が２００℃を超えると、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や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しやすくなる。また、レール頭部内部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化し、粗大化した析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生する。このため、加速冷却後の昇温温度を最大２０〜２００℃の範囲に限定した。
Next, the reason for limiting the maximum temperature range in which the temperature of the rail head surface part to be raised after accelerated cooling from the austenite region temperature as described above will be described.
If the temperature rise after accelerated cooling is less than 20 ° C., precipitation of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides in the rail head surface is not sufficiently promoted, and high hardness of the rail head surface becomes difficult. Surface damage due to plastic deformation occurs on the rail head surface. In addition, high hardness inside the rail head becomes difficult, and internal fatigue damage occurs inside the rail head. For this reason, the temperature elevation temperature was set to 20 ° C. or higher.
On the other hand, when the temperature rise after accelerated cooling exceeds 200 ° C., a large amount of carbides, nitrides, and carbonitrides of V and Nb precipitate on the rail head surface, and the ferrite phase itself becomes brittle, and the rail head surface Surface damage such as spalling is likely to occur. In addition, V, Nb carbides, nitrides, and carbonitrides are coarsened inside the rail head portion, cracks are generated from the coarsened precipitates, and internal fatigue damage occurs. For this reason, the temperature rising temperature after accelerated cooling was limited to the range of 20 to 200 ° C. at the maximum.
次に、レール頭部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温保持する時間を上記のように限定した理由について説明する。
加速冷却後の昇温保持時間が２０sec 未満では、レール頭表部において、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の析出が十分に促進されず、レール頭表部の高硬度が困難となり、レール頭表部に塑性変形起因の表面損傷が発生する。またレール頭部内部の高硬度が困難となり、レール頭部内部に内部疲労損傷が発生する。このため昇温保持時間を２０sec 以上とした。一方、加速冷却後の昇温保持時間が６００sec を超えると、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や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しやすくなる。また、レール頭部内部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化し、粗大化した析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生する。このため、加速冷却後の昇温保持時間を２０〜６００sec の範囲に限定した。
Next, the reason why the time for maintaining the temperature rise after the accelerated cooling from the austenite temperature is limited as described above will be described.
If the temperature rise holding time after accelerated cooling is less than 20 seconds, the precipitation of V, Nb carbide, nitride or carbonitride is not sufficiently promoted in the rail head surface part, and the high hardness of the rail head surface part becomes difficult. The surface damage due to plastic deformation occurs in the rail head surface. In addition, high hardness inside the rail head becomes difficult, and internal fatigue damage occurs inside the rail head. For this reason, the temperature rising holding time was set to 20 seconds or more. On the other hand, if the temperature rise holding time after accelerated cooling exceeds 600 sec, a large amount of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides precipitate on the surface of the rail head, the ferrite phase itself becomes brittle, and the rail head surface Surface damage such as spalling is likely to occur. In addition, V, Nb carbides, nitrides, and carbonitrides are coarsened inside the rail head portion, cracks are generated from the coarsened precipitates, and internal fatigue damage occurs. For this reason, the temperature rising holding time after accelerated cooling was limited to a range of 20 to 600 seconds.
なお、本加速冷却後の昇温熱処理時の温度制御については、パーライト変態で発生する変態発熱、加速冷却後の発生するレール頭部内部からの復熱の制御が必要である。
これらの制御については、(1) 加速冷却開始時のレール頭部のオーステナイト域温度、オーステナイト域からの加速冷却速度の選択の適正化、さらには(2) レール頭表部の冷却および加熱が必要である。レール頭表部の冷却および加熱については特にその方法を限定しないが、冷却の場合は空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体、加熱の場合は高周波による誘導加熱等の適用が望ましい。
In addition, regarding the temperature control during the heat-up heat treatment after the accelerated cooling, it is necessary to control the transformation heat generated by the pearlite transformation and the recuperation generated from the inside of the rail head after the accelerated cooling.
For these controls, it is necessary to (1) optimize the temperature of the austenite zone of the rail head at the start of accelerated cooling, select the accelerated cooling rate from the austenite zone, and (2) cool and heat the rail head surface. It is. The method for cooling and heating the rail head surface is not particularly limited, but in the case of cooling, it is desirable to apply air or a cooling medium mainly containing air and mist or the like, and in the case of heating, application of induction heating by high frequency is desirable.
また、本昇温保持時の温度変化については特に限定しないが、昇温保持開始から終了までの間においてレール頭表部が最大昇温温度範囲内であれば、レール頭表部や頭部内部の高硬度化が図れ、パーライト系レールの諸特性に大きな影響を及ぼさないため、本レールの昇温保持時の温度変化としては、最大昇温温度範囲内での温度低下や上昇を含んでいる。 In addition, the temperature change during the temperature rising hold is not particularly limited, but if the rail head surface is within the maximum temperature rising temperature range from the start to the end of the temperature rising hold, As the hardness of the pearlite rail is improved, the temperature change during the temperature rise holding of this rail includes temperature drop and rise within the maximum temperature rise temperature range. .
次に、レール頭部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温保持し、さらに加速冷却する冷却速度や冷却停止温度を上記のように限定した理由について説明する。
レール頭表部の加速冷却速度が１℃／sec 未満になると、加速冷却途中の高温度域でＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化しやすく、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生しやすくなる。また、レール頭表部の加速冷却速度が１０℃／sec を超えても、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化抑制に対してその効果が飽和するため、昇温保持後の加速冷却速度を１〜１０℃／sec の範囲に限定した。
また、加速冷却の冷却停止温度が３００℃を超えると、停止温度の選択によっては、加速冷却停止後にＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化が発生し、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生しやすくなる。このため、加速冷却停止温度を３００℃以下に限定した。
Next, the reason why the rail head is accelerated and cooled from the austenite region temperature and then the temperature is raised and held, and the cooling rate and the cooling stop temperature for accelerated cooling are limited as described above will be described.
When the accelerated cooling rate of the rail head surface is less than 1 ° C / sec, V, Nb carbides, nitrides, and carbonitrides tend to coarsen in the high temperature range during accelerated cooling, causing internal fatigue damage inside the rail head. Is likely to occur. In addition, even if the accelerated cooling rate of the rail head surface exceeds 10 ° C / sec, the effect is saturated with respect to suppressing the coarsening of V, Nb carbides, nitrides and carbonitrides. The accelerated cooling rate was limited to the range of 1 to 10 ° C./sec.
If the cooling stop temperature of accelerated cooling exceeds 300 ° C., depending on the selection of the stop temperature, V, Nb carbides, nitrides, and carbonitrides may be coarsened after the stop of accelerated cooling. Internal fatigue damage is likely to occur. For this reason, the accelerated cooling stop temperature is limited to 300 ° C. or less.
なお、上記加速冷却はＶやＮｂの添加量が多く、炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化しやすい鋼について適用することが有効であり、ＶやＮｂの添加量によっては、昇温保持後に加速冷却を行わず、放冷しても炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化は発生ぜず、レールの特性の悪化は生じない場合もある。このため、昇温保持後の本加速冷却は全てのレールにおいて必須の処理ではない。
また、１〜１０℃／sec の冷却速度を得る方法としては、空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体およびこれらの組み合わせにより、所定の冷却速度を得ることが可能である。
Note that the accelerated cooling is effective for steels with a large amount of V and Nb added, and carbides, nitrides and carbonitrides are likely to become coarse. Depending on the amount of V and Nb added, Even if accelerated cooling is not performed, the coarsening of carbides, nitrides, and carbonitrides does not occur even when allowed to cool, and the rail characteristics may not deteriorate. For this reason, the accelerated cooling after the temperature rise is maintained is not an essential process for all rails.
Moreover, as a method for obtaining a cooling rate of 1 to 10 ° C./sec, a predetermined cooling rate can be obtained by using a cooling medium mainly composed of air or air and added with mist or the like and a combination thereof.
従って、パーライト組織を呈した耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたレールを製造するには、レール頭表部や頭部内部において、硬さの低いパーライト組織の生成を防止し、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に有害な初析セメンタイト、マルテンサイト、ベイナイト組織が生成しないように、空気や空気を主としミスト等を加えた冷媒を用いて、レール頭表部をオーステナイト域温度から１〜２０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール頭表部の温度が６５０〜４５０℃達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらにこの温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却することにより、レール頭表部から内部まで高硬度の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。 Therefore, in order to manufacture a rail with a pearlite structure and excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, it is possible to prevent the formation of a pearlite structure with low hardness in the rail head surface and inside the head, and In order to prevent the formation of pro-eutectoid cementite, martensite, and bainite structures that are harmful to surface damage and internal fatigue damage resistance, the surface of the rail head is made of austenite using a refrigerant mainly composed of air and air with mist added. Accelerated cooling is performed at a cooling rate of 1 to 20 ° C / sec from the temperature, and the accelerated cooling is stopped when the temperature of the steel rail head surface reaches 650 to 450 ° C. The temperature is raised in the range of 20 to 200 ° C at the maximum, and further maintained in this temperature range for 20 to 600 seconds, and then allowed to cool or accelerated to 300 ° C or less at a cooling rate of 1 to 10 ° C / sec. , It is possible to stably produce a high hardness of the pearlite structure from the rail head surface portion to the inside.
なお、レールの金属組織としてはパーライト組織であることが望ましいが、成分系、加速冷却速度および素材の偏析状態によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織や初析セメンタ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耐表面損傷性、延性、靭性、耐内部疲労損傷性および強度に大きな影響を及ぼさないため、本パーライト系レールの組織としては若干の初析フェライト組織および初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。 In addition, it is desirable that the metal structure of the rail is a pearlite structure, but depending on the component system, the accelerated cooling rate, and the segregation state of the material, a small amount of pro-eutectoid ferrite structure or pro-eutectoid cementite structure may be generated in the pearlite structure. There is. However, even if a small amount of these structures are formed in the pearlite structure, the surface damage resistance, ductility, toughness, internal fatigue damage resistance and strength of the rail are not greatly affected. It also includes some pro-eutectoid ferrite structure and pro-eutectoid cementite structure.
（３）パーライト組織の硬さとその範囲および硬さの差
請求項１０において、パーライト組織の硬さをＨｖ３６０〜５００の範囲に限定した理由について説明する。
本成分系では硬さがＨｖ３６０未満になると、レール頭表部で塑性変形起因の表面損傷が発生し、重荷重鉄道で要求されている耐表面損傷性を確保することが困難となり、さらに急曲線区間において使用されるレールでは、頭部内部から疲労き裂が発生しやすくなる。また硬さがＨｖ５００を超えると、レール頭表部の車輪とのなじみ性が低下し、表面損傷が発生しやすくなり、レールの耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が低下するため、硬さをＨｖ３６０〜５００の範囲に限定した。
(3) Hardness of pearlite structure and its range and difference in hardness The reason why the hardness of the pearlite structure is limited to the range of Hv 360 to 500 in
In this component system, if the hardness is less than Hv360, surface damage due to plastic deformation occurs at the rail head surface, making it difficult to ensure the surface damage resistance required for heavy-duty railways, and a sharp curve. In the rail used in the section, a fatigue crack is likely to occur from the inside of the head. If the hardness exceeds Hv500, the compatibility with the wheel at the front of the rail will decrease, surface damage will likely occur, and the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of the rail will decrease. Was limited to the range of Hv 360 to 500.
次に、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲のパーライト組織の呈する範囲を、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。
Next, the reason why the range exhibited by the pearlite structure in the range of hardness Hv 360 to 500 is limited to a range of 20 mm in depth starting from at least the head corner and the top surface will be described.
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、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耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が必要とされる領域を、前記図１に併記する。硬さＨｖ３６０〜５００の範囲の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向上し、レール使用寿命の向上が可能となる。 Here, the regions where the surface damage resistance and the internal fatigue damage resistance of the rail excellent in the surface damage resistance and the internal fatigue damage resistance of the present invention are required are shown in FIG. If the pearlite structure in the range of hardness Hv 360 to 500 is arranged at least in the shaded area in the figure, the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of the rail head can be improved, and the service life of the rail can be improved. Become.
最後に、深さ２０ｍｍの範囲におけるパーライト組織の硬さの差の最大値をＨｖ３０以下に限定した理由を説明する。
レール頭部では断面の各部位によって冷却速度が異なるため、一般的に硬さはレール頭表部から頭部内部へ進むにしたがって低下する分布を示す。このレール頭表面と頭部内部の硬度差がＨｖ３０を超えると、レール頭部断面内において材料強度の変化が著しく大きくなり、これに伴い、レールに作用する外力から発生する応力がレール頭部内部の低硬度（強度）部に集中し、その結果内部疲労損傷が発生してレール寿命が低下するため、硬さの差の最大値をＨｖ３０以下に限定した。
Finally, the reason why the maximum value of the hardness difference of the pearlite structure in the range of 20 mm depth is limited to Hv30 or less will be described.
In the rail head, the cooling rate varies depending on each part of the cross section, and therefore, the hardness generally shows a distribution that decreases as it proceeds from the rail head surface to the inside of the head. When the difference in hardness between the rail head surface and the inside of the head exceeds Hv30, the material strength changes remarkably in the cross section of the rail head, and as a result, the stress generated from the external force acting on the rail is increased inside the rail head. As a result, internal fatigue damage occurs and the rail life is reduced, so the maximum value of the difference in hardness is limited to Hv30 or less.
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、頭部加速冷却条件、加速冷却後の熱処理条件、頭部の断面硬度、頭部のミクロ組織を示す。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、頭部加速冷却条件、加速冷却後の熱処理条件、頭部の断面硬度、頭部のミクロ組織を示す。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.
Table 1 (Table 1-1, Table 1-2) shows the chemical composition, head accelerated cooling conditions, heat treatment conditions after accelerated cooling, cross-sectional hardness of the head, and head microstructure of the rail steel of the present invention. 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.
Table 2 (Tables 2-1 and 2-2) shows the chemical components of the comparative rail steel, the head accelerated cooling conditions, the heat treatment conditions after accelerated cooling, the cross-sectional hardness of the head, and the microstructure of the head. 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（１４本） 符号１〜１４
上記成分範囲で、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後直ちにレール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらにこの温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却し、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の範囲が、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲で、かつその硬さの差がＨｖ３０以下であるパーライト組織と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パーライト系レール。
・比較レール鋼（１９本） 符号１５〜３３
符号１５〜１８：Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号１９〜２５：Ｖ，Ｎｂ，Ｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（７本）。
符号２６〜３３：熱処理製造方法が上記請求範囲外の比較レール鋼（８本）。
The configuration of the rail is as follows.
・ Invention rail steel (14 pieces)
In the above component range, at the head of the steel rail at the austenite region temperature as rolled, the rail head surface is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C., and the temperature of the head surface reaches 650 to 450 ° C. Accelerated cooling is stopped at this point, and immediately after that, the rail head surface is raised from the accelerated cooling stop temperature to a maximum of 20 to 200 ° C., and further maintained in this temperature range for 20 to 600 seconds. -10 ° C./sec and accelerated cooling to 300 ° C. or less, at least 20 mm in depth starting from the corners of the head and the surface of the head, in the range of hardness Hv 360 to 500, and the difference in hardness is Hv 30 A pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, characterized by having the following pearlite structure.
・ Rail rail steel (19 pieces) Codes 15-33
Reference signs 15 to 18: C, Si, and Mn are comparative rail steels (4 pieces) outside the above claims.
Reference symbols 19 to 25: V, Nb, and N are comparative rail steels (7 pieces) outside the above-mentioned claims.
Reference numerals 26 to 33: Comparative rail steels (8) whose heat treatment manufacturing method 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)
Rotational 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１〜１４）は、比較レール鋼（符号１５〜３３）と比べて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｂを規定の範囲に納め、レール頭部の熱処理条件（加速冷却速度、加速冷却停止温度、加速冷却後の昇温温度および保持時間）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向上し、レール頭表部と頭部内部の硬度差も減少し、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、レール頭表部と頭部内部の硬度差がさらに減少し、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 present rail steel (
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: Top part 2: Head corner part 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 (10)
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：０．０２０〜０．０５０％
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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却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パーライト系レールの製造方法。 % 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: 0.020 to 0.050%
In the head of a steel rail at the austenite region temperature as-rolled, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities, the rail head surface is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C. The acceleration cooling is stopped when the temperature of the head surface of the steel rail reaches 650 to 450 ° C., and then the temperature of the rail head surface is increased in the range of 20 to 200 ° C. from the acceleration cooling stop temperature, Furthermore, it is kept in this temperature range for 20 to 600 seconds, and then is allowed to cool or accelerated cooling to 300 ° C. or less at a cooling rate of 1 to 10 ° C./sec. Excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance Manufacturing method for perlite rails.
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：０．０２０〜０．０５０％
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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却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パーライト系レールの製造方法。 % 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: 0.020 to 0.050%
Containing one or two of
N: 0.0060 to 0.0500%
And the balance of Fe and inevitable impurities, the steel rail head at the austenite region temperature as-rolled, the head of the steel rail is accelerated and cooled at a cooling rate of 1 to 20 ° C. Accelerated cooling is stopped when the temperature of the front portion reaches 650 to 450 ° C., and then the temperature of the rail head surface portion is increased from the accelerated cooling stop temperature within a range of 20 to 200 ° C., and further within this temperature range. Production of a pearlite rail having excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, characterized by holding for 20 to 600 seconds and then allowing to cool or to accelerate cooling to 300 ° C. or less at a cooling rate of 1 to 10 ° C./sec. Method.
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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
The method for producing a pearlite rail having excellent surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to claim 1 or 2, wherein the pearlite rail is excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance.
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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
B: 0.0001 to 0.0050%
The method for producing a pearlite 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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
The method for producing a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 4, wherein the pearlite 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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Ni: 0.01-1.00%
The method for producing a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
1 or 2 types or more of these are contained, The manufacturing method of the pearlite type rail excellent in the surface damage resistance and internal fatigue damage resistance of any one of Claims 1-6 characterized by the above-mentioned.
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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Al: 0.0100 to 1.00%
The method for producing a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 7.
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パーライト系レールの製造方法。 In addition by mass%
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The method for producing a pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance according to any one of claims 1 to 8.
It is manufactured by the manufacturing method according to any one of claims 1 to 9, and a range of depth 20mm starting from at least a head corner part and a top surface is a hardness Hv 360 to 500, and A pearlite rail excellent in surface damage resistance and internal fatigue damage resistance, characterized by having a pearlite structure having a hardness difference of Hv30 or less.
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