JP2007169727A - High-strength pearlitic rail, and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は貨車重量が重くかつ急曲線が多い鉱山鉄道のような、過酷な高軸荷重条件下で使用される高強度パーライト系レールおよびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength pearlite rail used under severe high axial load conditions, such as a mining railway with a heavy freight car weight and many sharp curves, and a method for manufacturing the same.
鉱石の運搬等を主体とする鉱山鉄道等では貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに大きく、レールの使用環境も過酷である。このような環境下で使用されるレールは、従来、耐摩耗性重視の観点から主としてパーライト組織を有する鋼が使用されている。しかし、近年においては鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量の更なる増加が進められており、レールの使用環境はますます厳しいものになってきている。このため従来のパーライト系レールでは特性が十分とはいえず、このような使用環境でも所望の特性を有するレールが要求されている。 In mining railways, mainly transporting ore, etc., the load applied to the axle of a freight car is much larger than that of passenger cars, and the use environment of the rails is also severe. Conventionally, steel having a pearlite structure has been used as a rail used in such an environment from the viewpoint of emphasizing wear resistance. However, in recent years, the load on a freight car has been further increased in order to increase the efficiency of transportation by rail, and the use environment of the rail has become increasingly severe. Therefore, it cannot be said that the conventional pearlite rail has sufficient characteristics, and a rail having desired characteristics is required even in such a use environment.
このような要求に応えるため、例えば特許文献１では、Ｃ量が質量％で０．８５％超の過共析鋼とし、レール断面内のパーライトブロック平均粒径がレール頭頂部表面を起点として少なくとも２０ｍｍの範囲、およびレール底面を起点として少なくとも１５ｍｍの範囲で２０〜５０μｍとする延・靭性を付与したパーライト鋼レールが開示されており、また、特許文献２では、Ｃ量を質量％で０．６〜１．４％含有し、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ２あたり２００個以上存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールが開示されている。
In order to meet such a demand, for example, in Patent Document 1, a hypereutectoid steel having a C content of more than 0.85% by mass%, and the average pearlite block particle size in the rail cross section is at least starting from the rail top surface. A pearlite steel rail imparted with a ductility and toughness of 20 to 50 μm in a range of 20 mm and a range of at least 15 mm starting from the bottom of the rail is disclosed, and
ところで、高軸重鉄道の曲線区間で使用されるレールは、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力を受けるため、摩耗が厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が起こりやすい。しかし、上記特許文献１の技術のようにＣ量を０．８５％超かつパーライトブロックサイズを２０〜５０μｍにするだけでは、熱処理条件によっては、初析セメンタイト組織が多量に生成したり、層状組織を呈するパーライト中の脆いセメンタイト相の量が増加したりするため、耐疲労損傷性の向上は見込めないという問題がある。また、特許文献２の技術のように、パーライトブロックサイズを１〜１５μｍに微細化すると、熱処理条件によってはパーライトの変態温度が上昇し、ラメラー間隔が粗大化するため、耐摩耗性の向上は見込めないという問題がある。
By the way, since the rail used in the curved section of a high-axle heavy railway is subjected to sliding force due to rolling stress and centrifugal force due to wheels, wear becomes severe and fatigue damage due to slipping is likely to occur. However, if the amount of C exceeds 0.85% and the pearlite block size is 20 to 50 μm as in the technique of Patent Document 1, a large amount of proeutectoid cementite structure may be formed or a layered structure may be formed depending on the heat treatment conditions. This increases the amount of brittle cementite phase in the pearlite exhibiting, and therefore there is a problem that fatigue damage resistance cannot be improved. In addition, if the pearlite block size is reduced to 1 to 15 μm as in the technique of
そこで、Ａｌを０．０７超〜３．００％および／またはＳｉを１．００超〜３．００％添加することにより、過共析レール鋼における初析セメンタイトの生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上する技術が特許文献３に提案されている。
Therefore, by adding Al over 0.07 to 3.00% and / or Si over 1.00 to 3.00%, the formation of proeutectoid cementite in hypereutectoid rail steel is suppressed, and fatigue damage
しかし、ＡｌおよびＳｉの多量の添加は、疲労損傷の起点となる酸化物を多量に生成する。そのため、レールの疲労損傷性が低下するという問題がある。したがって、特許文献３の技術では、パーライト組織を有するレール鋼において、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を同時に満たすことは難しいのが実情である。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、耐摩耗性と耐疲労損傷性に優れ所望の長寿命化を達成することができる高強度パーライト系レールおよびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and provides a high-strength pearlite rail that is excellent in wear resistance and fatigue damage resistance and can achieve a desired long life and a method for manufacturing the same. Objective.
上記課題を解決するために、本発明は、以下の（１）〜（３）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．７５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼で構成されたレールであって、レール断面内のパーライトコロニーの平均粒径が、レール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ２０ｍｍの範囲で５０μｍ超８０μｍ以下であり、レール底面から少なくとも１５ｍｍの範囲で８０μｍ以下であることを特徴とする高強度パーライト系レール。
（２）質量％で、さらに、Ｖ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１５％以下から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度パーライト系レール。
（３）上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼を、圧延仕上温度が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延する工程と、前記熱間圧延された鋼材をパーライト変態開始温度以上から、０．５〜１５℃／秒の冷却速度で４００〜６００℃まで加速冷却する工程を具備することを特徴とする高強度パーライト系レールの製造方法。
In order to solve the above problems, the present invention provides the following (1) to (3).
(1) By mass%, C: 0.75 to 0.85%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.4 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.035% or less, Nb: 0.001 to 0.05%, the rail is made of steel composed of Fe and inevitable impurities, and the average particle size of pearlite colonies in the rail cross section A high-strength pearlite system characterized in that it is 50 μm or more and 80 μm or less in the range of at least 20 mm in depth and at least 15 μm in the range of 15 mm or less from the rail bottom surface starting from the rail head corner and rail top surfaces. rail.
(2) In mass%, V: 0.001 to 0.05%, Cr: 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% The high-strength pearlite rail as described in (1) above, which contains one or more selected from Ca: 0.015% or less.
(3) A step of hot rolling the steel having the composition described in (1) or (2) so that the rolling finishing temperature is 850 to 950 ° C., and starting the pearlite transformation of the hot rolled steel material. The manufacturing method of the high intensity | strength pearlite type | system | group rail characterized by comprising the process of accelerated cooling to 400-600 degreeC at the cooling rate of 0.5-15 degree-C / sec from more than temperature.
本発明者らは、上記課題を解決するために、成分組成および製造条件について多くの実験を試みた結果、レール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面部分のパーライトコロニーサイズを適切に調整することによって、パーライト変態速度の低下により硬さを上昇させて耐摩耗性を向上させつつ、応力集中の緩和により耐疲労損傷性を向上させることが可能であること、およびレール底面部分に発生する引張応力も疲労損傷に影響を与え、この部分のパーライトコロニーサイズを適切に調整して応力集中を緩和することにより、その部分の耐疲労損傷性も向上することを見出し、本発明を完成するに至った。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have tried many experiments on the component composition and manufacturing conditions, and as a result, appropriately adjusted the pearlite colony size of the rail head corner portion and the rail head portion. This makes it possible to increase the hardness by increasing the pearlite transformation speed and improve the wear resistance, while improving the fatigue damage resistance by relaxing the stress concentration, and the tensile stress generated at the bottom of the rail Also found that the fatigue damage resistance of the part was improved by appropriately adjusting the pearlite colony size of this part to alleviate the stress concentration, resulting in the completion of the present invention. .
本発明によれば、従来のパーライト鋼レールに比べて遥かに優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有するパーライト鋼レールを安定して製造することが可能となる。 According to the present invention, it becomes possible to stably manufacture a pearlite steel rail having wear resistance and fatigue damage resistance far superior to those of a conventional pearlite steel rail.
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明のレールは成分組成ならびに製造条件を最適化し、コロニーサイズを適切に調整することにより、従来の亜共析、共析および過共析型パーライトレール以上に耐摩耗性、耐疲労損傷性を向上させるものである。図１に本発明レールのパーライト組織構造の模式図を示す。図１に示すようにパーライト組織は、フェライト１とセメンタイト２が層状（ラメラー）組織を形成し、このラメラー組織を１つの単位とするパーライトコロニー３の集合体である。本発明はこのようなパーライト組織において、パーライトコロニー３を著しく微細化して耐摩耗性と耐疲労損傷性の向上を図るものである。ここでパーライトコロニー３の粒径はパーライトコロニーの面積相当直径で定義し、全パーライトコロニーの平均粒径を用いるものとする。以下、パーライトコロニー３の粒径をパーライトコロニーサイズまたは単にコロニーサイズという。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
The rails of the present invention have higher wear resistance and fatigue damage resistance than conventional hypoeutectoid, eutectoid and hypereutectoid pearlite rails by optimizing the composition and manufacturing conditions and adjusting the colony size appropriately. It is to improve. FIG. 1 shows a schematic diagram of the pearlite structure of the rail of the present invention. As shown in FIG. 1, the pearlite structure is an aggregate of
本発明においては、レール断面のパーライトコロニーの平均粒径をレール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ２０ｍｍの範囲では５０μｍ超８０μｍ以下、レール底面から少なくとも１５ｍｍの範囲では８０μｍ以下とする。コロニーサイズが８０μｍ超の場合、耐摩耗性は向上するが、コロニー境界に加わる応力集中の増大により耐疲労損傷性が低下する。一方、コロニーサイズを５０μｍ以下にすると、耐疲労損傷性が向上するが、パーライト変態開始温度の上昇により硬さが低下し、摩耗量が増大する。このため、レール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面部分のパーライトコロニーの平均粒径を５０μｍ超８０μｍ以下として、パーライト変態速度の低下により硬さを上昇させて耐摩耗性を向上させつつ応力集中の緩和により耐疲労損傷性を向上させ、レール底面部分のパーライトコロニーの平均粒径を８０μｍ以下として、応力集中の緩和により耐疲労損傷性を向上させることにより、耐摩耗性および耐疲労損傷性に優れたレールが得られる。 In the present invention, the average particle diameter of the pearlite colonies in the rail cross section is set to be from 50 μm to 80 μm in the range of at least 20 mm in depth from the rail head corner and rail top surfaces, and to 80 μm in the range of at least 15 mm from the rail bottom surface. The following. When the colony size is more than 80 μm, the wear resistance is improved, but the fatigue damage resistance is lowered due to an increase in stress concentration applied to the colony boundary. On the other hand, when the colony size is 50 μm or less, the fatigue damage resistance is improved, but the hardness is reduced and the wear amount is increased due to an increase in the pearlite transformation start temperature. For this reason, the average particle size of the pearlite colony at the rail head corner and the rail top surface is set to more than 50 μm and less than 80 μm, increasing the hardness by reducing the pearlite transformation speed and improving the wear resistance while stress concentration. By improving the fatigue damage resistance, the average particle size of the pearlite colony at the bottom of the rail is set to 80 μm or less, and the fatigue damage resistance is improved by relaxing the stress concentration, thereby improving the wear resistance and fatigue damage resistance. An excellent rail is obtained.
パーライトコロニーの平均粒径が５０μｍ超８０μｍ以下となる範囲を、レール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ２０ｍｍの範囲としたのは、車輪とレールの接触による摩耗分を考慮すると、損傷を起こす範囲がレール頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として少なくとも深さ２０ｍｍの範囲であるからである。また、レール底面から少なくとも１５ｍｍの範囲でパーライトコロニーの平均粒径を８０μｍ以下としたのは、車輪とレールの接触の際にレール底部に発生する引張応力が損傷に影響する範囲は、レール底面を起点として少なくとも１５ｍｍの範囲であるからである。 The range in which the average particle size of the pearlite colony is more than 50 μm and 80 μm or less is set to a range of at least 20 mm in depth starting from the rail head corner and rail top surfaces. This is because the range in which damage is caused is at least a depth of 20 mm starting from the rail head corner and head surface. In addition, the average particle size of the pearlite colony in the range of at least 15 mm from the rail bottom surface is 80 μm or less because the tensile stress generated at the rail bottom when the wheel contacts the rail affects the damage to the rail bottom surface. This is because the starting point is at least 15 mm.
次に、化学成分について説明する。
本発明のレールは、上記パーライト組織を得る観点から、質量％で、Ｃ：０．７５〜０．８５％、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼で構成される。また、必要に応じて、さらに、Ｖ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１５％以下から選択される１種または２種以上を含有する。
以下に各成分の限定理由を述べる。
Next, chemical components will be described.
From the viewpoint of obtaining the pearlite structure, the rail of the present invention is in mass%, C: 0.75 to 0.85%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.4 to 1.5%. P: 0.035% or less, S: 0.035% or less, Nb: 0.001 to 0.05%, and the balance is made of steel composed of Fe and inevitable impurities. Further, if necessary, V: 0.001 to 0.05%, Cr: 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% Hereinafter, one or more selected from Ca: 0.015% or less is contained.
The reasons for limiting each component will be described below.
Ｃ：０．７５〜０．８５％
Ｃはパーライト組織においてセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するための必須元素であり、含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。Ｃ含有量が０．７５％未満では従来の熱処理型パーライト鋼レールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しい。一方、０．８５％を超えると熱間圧延後の変態時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成して耐疲労損傷性が低下するようになる。したがって、Ｃ含有量を０．７５〜０．８５％とする。
C: 0.75 to 0.85%
C forms cementite in the pearlite structure and is an essential element for ensuring the wear resistance, and the wear resistance improves as the content increases. When the C content is less than 0.75%, it is difficult to obtain excellent wear resistance as compared with the conventional heat-treated pearlite steel rail. On the other hand, if it exceeds 0.85%, pro-eutectoid cementite is generated at the austenite grain boundary during transformation after hot rolling, and fatigue damage resistance is lowered. Therefore, the C content is set to 0.75 to 0.85%.
Ｓｉ：０．２〜１．２％
Ｓｉは脱酸剤として添加する元素であり、そのために０．２％以上含有する必要がある。また、Ｓｉはパーライト中のフェライトへの固溶強化により、強度を向上させる効果を有するため、積極的に添加する。しかし、Ｓｉの量が１．２％を超えるとＳｉの有する酸素との高い結合力のため、溶接性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜１．２％とする。
Si: 0.2-1.2%
Si is an element added as a deoxidizer, and for that purpose, it is necessary to contain 0.2% or more. Further, since Si has an effect of improving strength by solid solution strengthening to ferrite in pearlite, it is positively added. However, if the amount of Si exceeds 1.2%, the weldability deteriorates due to the high bonding strength with the oxygen of Si. Therefore, the Si content is set to 0.2 to 1.2%.
Ｍｎ：０．４〜１．５％
Ｍｎはパーライト変態温度を低下させてパーライト組織のラメラー間隔を細かくすることにより、レールの高強度化、高延性化に寄与する元素である。しかし、その含有量が０．４％未満では十分な効果が得られず、１．５％を超えると鋼のミクロ偏析によるマルテンサイト組織が生じ易くなり、熱処理時および溶接時に硬化や脆化を生じ材質が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．４〜１．５％とする。
Mn: 0.4 to 1.5%
Mn is an element that contributes to increasing the strength and ductility of the rail by reducing the pearlite transformation temperature and reducing the lamellar spacing of the pearlite structure. However, if the content is less than 0.4%, a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 1.5%, a martensite structure is likely to occur due to microsegregation of the steel, and hardening or embrittlement occurs during heat treatment and welding. The resulting material deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.4 to 1.5%.
Ｐ：０．０３５％以下
０．０３５％を超えるＰの含有は延性を劣化する。したがって、Ｐ含有量を０．０３５％以下とする。
P: 0.035% or less The inclusion of P exceeding 0.035% deteriorates ductility. Therefore, the P content is 0.035% or less.
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在するが、その含有量が０．０３５％を超えるとこの介在物量が著しく増加し、材質の脆化を引き起こす。したがって、Ｓ含有量を０．０３５％以下とする。
S: 0.035% or less S is present in the steel mainly in the form of inclusions. However, when the content exceeds 0.035%, the amount of inclusions is remarkably increased, which causes embrittlement of the material. Therefore, the S content is set to 0.035% or less.
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
Ｎｂは鋼中のＣと結び付いて圧延中および圧延後に炭化物として析出し、パーライトコロニーの微細化に有効に作用する。その結果、耐摩耗性、耐疲労損傷性を大きく向上させ、レールの長寿命化に大きく寄与する。さらに水素のトラップサイトとしての機能を果たすため、遅れ破壊特性も向上する。ただし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では十分な効果が得られない。また、０．０５％を超えて含有すると、オーステナイトの過度の再結晶抑制効果により、パーライトの変態開始温度が上昇するため、耐摩耗性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量を０．００１〜０．０５％とする。
Nb: 0.001 to 0.05%
Nb combines with C in the steel and precipitates as a carbide during and after rolling, and effectively acts to refine pearlite colonies. As a result, the wear resistance and fatigue damage resistance are greatly improved, greatly contributing to the extension of the rail life. Furthermore, since it functions as a hydrogen trap site, the delayed fracture characteristics are also improved. However, if the Nb content is less than 0.001%, a sufficient effect cannot be obtained. Moreover, when it contains exceeding 0.05%, the transformation start temperature of pearlite rises by the excessive recrystallization inhibitory effect of austenite, and therefore, wear resistance decreases. Therefore, the Nb content is set to 0.001 to 0.05%.
Ｖ：０．００１〜０．０５％
Ｖは鋼中のＣと結び付いて圧延中および圧延後に炭化物として析出し、パーライトコロニーの微細化に有効に作用して、耐摩耗性、耐疲労損傷性、延性を向上させ、レールの長寿命化に寄与するため、必要に応じて添加する。ただし、Ｖ含有量が０．００１％未満では十分な効果が得られない。また０．０５％を超えて含有しても、耐摩耗性、耐疲労損傷性、延性の向上効果が飽和し、含有量に見合う効果が得られない。したがって、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．０５％とする。
V: 0.001 to 0.05%
V binds to C in steel and precipitates as carbide during and after rolling, effectively working to refine pearlite colonies, improving wear resistance, fatigue damage resistance, ductility, and extending rail life In order to contribute to this, it is added as necessary. However, if the V content is less than 0.001%, a sufficient effect cannot be obtained. Moreover, even if it contains exceeding 0.05%, the improvement effect of wear resistance, fatigue damage resistance, and ductility will be saturated, and the effect corresponding to content will not be acquired. Therefore, when adding V, the content is made 0.001 to 0.05%.
Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは固溶強化によりさらなる高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。ただし、その含有量が１．５％を超えると焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性、延性が低下する。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を１．５％以下とする。
Cr: 1.5% or less Cr is an element for further strengthening by solid solution strengthening, and is added as necessary. However, if the content exceeds 1.5%, the hardenability increases, martensite is generated, and the wear resistance and ductility are lowered. Therefore, when adding Cr, the content is made 1.5% or less.
Ｃｕ：１．０％以下
ＣｕはＣｒと同様に固溶強化により更なる高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。ただし、その含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じる。したがって、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を１．０％以下とする。
Cu: 1.0% or less Cu, like Cr, is an element for further strengthening by solid solution strengthening, and is added as necessary. However, if the content exceeds 1.0%, Cu cracking occurs. Therefore, when adding Cu, the content is made 1.0% or less.
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは延性を劣化することなく高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。また、Ｃｕと複合添加することによりＣｕ割れを抑制するため、Ｃｕを添加した場合にはＮｉも添加することが望ましい。ただし、その含有量が１．０％を超える添加により焼入れ性が上昇し、マルテンサイトが生成するようになり、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を１．０％以下とする。
Ni: 1.0% or less Ni is an element for increasing the strength without deteriorating ductility, and is added as necessary. Moreover, in order to suppress Cu cracking by adding Cu together, it is desirable to add Ni when Cu is added. However, when the content exceeds 1.0%, the hardenability is increased, martensite is generated, and the wear resistance and fatigue damage resistance are reduced. Therefore, when adding Ni, the content is made 1.0% or less.
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは固溶強化により更なる高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。ただし、その含有量が１．０％を超えるとベイナイト組織が生じやすくなり、耐摩耗性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１．０％以下とする。
Mo: 1.0% or less Mo is an element for further strengthening by solid solution strengthening, and is added as necessary. However, if the content exceeds 1.0%, a bainite structure is likely to occur, and the wear resistance is reduced. Therefore, when adding Mo, the content is made 1.0% or less.
Ｃａ：０．０１５％以下
Ｃａは介在物形態制御を行うための元素であり必要に応じて添加する。ただし、その含有量が０．０１５％を超えるとＣａ系介在物が多量に生成し耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１５％以下とする。
Ca: 0.015% or less Ca is an element for controlling the form of inclusions, and is added as necessary. However, when the content exceeds 0.015%, a large amount of Ca-based inclusions are generated, and the fatigue damage resistance is lowered. Therefore, when adding Ca, the content is made 0.015% or less.
次に本発明製造方法について説明する。
本発明のパーライト組織を有するレールを得るためには、上記成分組成の鋼を、圧延仕上温度：８５０〜９５０℃としてレール形状に圧延し、圧延後にレールを冷却速度０．５〜１５℃／秒の範囲で４００〜６００℃まで制御冷却する。
Next, the manufacturing method of the present invention will be described.
In order to obtain a rail having the pearlite structure of the present invention, the steel having the above composition is rolled into a rail shape at a rolling finish temperature of 850 to 950 ° C., and the rail is cooled at a cooling rate of 0.5 to 15 ° C./second after rolling. Control cooling to 400-600 degreeC in the range of.
圧延仕上温度：８５０〜９５０℃
圧延仕上温度が８５０℃より低い場合は、オーステナイト低温域まで圧延を行うことになり、オーステナイト結晶粒に加工歪が導入されるだけでなく、オーステナイト結晶粒の伸長度合いも顕著となる。転位の導入かつオーステナイト粒界面積の増加により、パーライト核生成サイトが増加し、パーライトコロニーは微細化し、コロニーサイズが５０μｍ以下となる。しかし、パーライト核生成サイトの増加により、パーライト変態温度が上昇し、パーライトラメラー間隔が粗大化するため、耐摩耗性が著しく低下する。一方、圧延仕上温度が９５０℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒が粗大になるため、最終的に得られるパーライトコロニーが粗くなり、コロニーサイズが８０μｍを超え耐疲労損傷性が低下する。したがって、圧延仕上温度は８５０〜９５０℃とする。
Rolling finishing temperature: 850-950 ° C
When the rolling finishing temperature is lower than 850 ° C., rolling is performed to the low temperature range of austenite, and not only processing strain is introduced into the austenite crystal grains, but also the degree of elongation of the austenite crystal grains becomes remarkable. By introducing dislocations and increasing the austenite grain interfacial area, the number of pearlite nucleation sites increases, the pearlite colonies become finer, and the colony size becomes 50 μm or less. However, the increase in pearlite nucleation sites raises the pearlite transformation temperature and coarsens the pearlite lamellar spacing, so that the wear resistance is significantly reduced. On the other hand, when the rolling finishing temperature exceeds 950 ° C., the austenite crystal grains become coarse, so that the finally obtained pearlite colony becomes coarse, the colony size exceeds 80 μm, and the fatigue damage resistance decreases. Accordingly, the rolling finishing temperature is 850 to 950 ° C.
冷却速度：０．５〜１５℃／秒
冷却速度が０．５℃／秒未満の場合は、パーライト変態開始温度が上昇し、パーライトラメラー間隔が粗大化し、耐摩耗性、耐疲労損傷性が著しく低下する。一方、冷却速度が１５℃／秒を超える場合は、マルテンサイト組織が生成し、延靭性が低下する。したがって、冷却速度は０．５〜１５℃／秒の範囲とする。
Cooling rate: 0.5 to 15 ° C./sec When the cooling rate is less than 0.5 ° C./sec, the pearlite transformation start temperature rises, the pearlite lamellar spacing becomes coarse, and the wear resistance and fatigue damage resistance are remarkable. descend. On the other hand, when the cooling rate exceeds 15 ° C./second, a martensite structure is generated and ductility is lowered. Accordingly, the cooling rate is in the range of 0.5 to 15 ° C./second.
冷却停止温度：４００〜６００℃
本発明の範囲の化学成分、冷却速度の場合、パーライト変態温度は概ね５５０〜７００℃となる。また、冷却速度０．５〜１５℃／秒の範囲で均質なパーライト組織を得るためには、冷却停止温度をパーライト変態開始温度より１００℃程度低い状態に確保する必要がある。したがって、冷却停止温度は４００〜６００℃とする。しかしながら、冷却停止温度を低く設定することは冷却時間の増大を招き、レールのコストアップにつながる。よって、好ましくは、冷却停止温度は４８０℃超６００℃以下とする。さらに好ましくは、５００℃超６００℃以下とする。
Cooling stop temperature: 400-600 ° C
In the case of chemical components and cooling rates within the scope of the present invention, the pearlite transformation temperature is approximately 550 to 700 ° C. Further, in order to obtain a homogeneous pearlite structure at a cooling rate of 0.5 to 15 ° C./second, it is necessary to ensure that the cooling stop temperature is about 100 ° C. lower than the pearlite transformation start temperature. Therefore, the cooling stop temperature is set to 400 to 600 ° C. However, setting the cooling stop temperature low causes an increase in cooling time, leading to an increase in rail cost. Therefore, it is preferable that the cooling stop temperature is more than 480 ° C. and 600 ° C. or less. More preferably, it is more than 500 ° C. and 600 ° C. or less.
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。 Examples of the present invention will be specifically described below.
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼Ｎｏ．１Ａ、１Ｂについて、表２に示す条件で、圧延し、レール頭部のみを冷却し、冷却停止後に放冷することで、レール頭部のパーライトコロニーサイズを変化させたレール符号１〜８を製造した。レール符号１〜８について、下記の要領で耐摩耗性と耐疲労損傷性を評価した。
Example 1
Steel No. 1 having chemical components shown in Table 1. 1A and 1B are rolled under the conditions shown in Table 2, only the rail head is cooled, and after cooling is stopped, rail codes 1 to 8 are manufactured with the pearlite colony size of the rail head changed. did. For rail codes 1 to 8, the wear resistance and fatigue damage resistance were evaluated in the following manner.
・耐摩耗性試験
耐摩耗性に関しては、西原式摩耗試験機を用いて実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートして評価した。外径３０ｍｍの西原式摩耗試験片をレール頭部から採取し、試験環境条件は乾燥状態とし、接触圧力：１．４ＧＰａ、滑り率：１０％の条件で１０万回転後の摩耗量を測定した。摩耗量の大小を比較する際に基準となる鋼材として現用のＣ含有量０．６８％の熱処理型パーライト鋼Ｎｏ．１Ａにより製造したレール符号１を採用し、レール符号１よりも１５％以上摩耗量が少ない場合に耐摩耗性が向上したと判定した。
・ Abrasion resistance test The wear resistance was evaluated by simulating actual contact conditions between rails and wheels using a Nishihara type wear tester. A Nishihara-type wear test piece with an outer diameter of 30 mm was taken from the rail head, and the test environment condition was a dry state, and the amount of wear after 100,000 rotations was measured under the conditions of contact pressure: 1.4 GPa and slip rate: 10%. . As a reference steel material when comparing the amount of wear, heat-treated pearlite steel No. 1 with a C content of 0.68% is used. The rail code 1 manufactured by 1A was adopted, and it was determined that the wear resistance was improved when the wear amount was 15% or more less than that of the rail code 1.
・耐疲労損傷試験
耐疲労損傷性の評価についても西原式摩耗試験機を用いて実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートして評価した。耐疲労損傷性に関しては、接触面を曲率半径１５ｍｍの曲面とした直径３０ｍｍの西原式摩耗試験片をレール頭部から採取し、接触圧力：２．２ＧＰａ、滑り率：２０％、油潤滑条件で、２万５千回毎に試験片表面を観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が発生した時点を疲労損傷寿命とした。疲労損傷寿命の大小を比較する際に基準となる鋼材として現用のＣ含有量０．６８％の熱処理型パーライト鋼Ｎｏ．１Ａにより製造したレール符号１を採用し、レール符号１よりも１５％以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判定した。
-Fatigue damage test Fatigue damage resistance was also evaluated by simulating actual rail and wheel contact conditions using a Nishihara type wear tester. For fatigue damage resistance, a 30 mm diameter Nishihara-type wear test piece with a curved surface with a curvature radius of 15 mm was taken from the rail head, contact pressure: 2.2 GPa, slip rate: 20%, under oil lubrication conditions The surface of the test piece was observed every 25,000 times, and the time when a crack of 0.5 mm or more occurred was defined as the fatigue damage life. As a steel material to be used as a reference when comparing the fatigue damage life, heat-treated pearlite steel No. 1 having a C content of 0.68% is used. When the rail code 1 manufactured by 1A was adopted and the fatigue damage time was longer than that of the rail code 1 by 15% or more, it was determined that the fatigue damage resistance was improved.
上記の試験結果を表２に併記する。また、図２は横軸にパーライトコロニーサイズをとり縦軸に耐摩耗性および耐疲労損傷性をとってこれらの関係を示す図であり、基準材であるレール符号１の摩耗量、疲労損傷寿命に対し、１０万回回転後の摩耗量の増減および疲労損傷寿命の増減を示すものである。図２より、本発明レール符号４〜６は、レール頭部のパーライトコロニーサイズを５０μｍ超８０μｍ以下とすることで、耐摩耗性および耐疲労損傷性が向上していることが分かる。 The test results are also shown in Table 2. FIG. 2 is a graph showing the relationship between the pearlite colony size on the horizontal axis and the wear resistance and fatigue damage resistance on the vertical axis. On the other hand, the increase and decrease of the wear amount after 100,000 rotations and the increase and decrease of the fatigue damage life are shown. From FIG. 2, it can be seen that the rail codes 4 to 6 of the present invention have improved wear resistance and fatigue damage resistance by setting the pearlite colony size of the rail head to more than 50 μm and 80 μm or less.
（実施例２）
表３に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｌを１２５０℃に加熱後、表４に示す条件で、圧延し、レール頭部のみを冷却し、冷却停止後に放冷することで、レール頭部のパーライトコロニーサイズを変化させたレール符号９〜２０を製造した。レール符号９〜２０の頭部から、実施例１と同様にして、試験片を採取し、耐摩耗性および耐疲労損傷性を評価した。
(Example 2)
Steel No. 1 having the chemical composition shown in Table 3. Rail code which changed the pearlite colony size of the rail head by heating A to L under the conditions shown in Table 4 after heating to 1250 ° C, cooling only the rail head, and allowing to cool after stopping cooling 9-20 were produced. Test pieces were collected from the heads of rail signs 9 to 20 in the same manner as in Example 1 and evaluated for wear resistance and fatigue damage resistance.
上記の試験結果を表４に併記する。ここでは、耐摩耗性および耐疲労損傷性は基準材であるレール符号９を１．００とする指数で示す。この結果から、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂの組成を適正範囲に制御した上で、さらに、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃａから選択される１種または２種以上の成分を適正範囲で含有することにより、レールの耐摩耗性および耐疲労損傷性をより向上することができることが確認された。 The test results are also shown in Table 4. Here, the wear resistance and the fatigue damage resistance are indicated by an index in which the rail code 9 as a reference material is set to 1.00. From this result, after controlling the composition of C, Si, Mn, P, S, and Nb within an appropriate range, one or more selected from V, Cr, Cu, Ni, Mo, and Ca are further added. It was confirmed that the wear resistance and fatigue damage resistance of the rail can be further improved by containing the components in an appropriate range.
本発明は、高軸重鉄道のレールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する優れたレールを提供するものであり、産業上有益な効果がもたらされる。 The present invention provides an excellent rail that contributes to the extension of the life of a rail of a high-axle heavy railway and the prevention of a railway accident, and provides an industrially beneficial effect.
１ フェライト
２ セメンタイト
３ パーライトコロニー
1
Claims (3)
レール断面内のパーライトコロニーの平均粒径が、レール頭部コーナー部およびレール頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ２０ｍｍの範囲で５０μｍ超８０μｍ以下であり、レール底面から少なくとも１５ｍｍの範囲で８０μｍ以下であることを特徴とする高強度パーライト系レール。 In mass%, C: 0.75 to 0.85%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.4 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.035 %, Nb: 0.001 to 0.05%, the balance is a rail made of steel consisting of Fe and inevitable impurities,
The average particle size of the pearlite colony in the rail cross section is 50 μm or more and 80 μm or less in the range of at least 20 mm in depth from the rail head corner and rail top surfaces, and 80 μm or less in the range of at least 15 mm from the rail bottom surface. High-strength pearlite rail characterized by being
From the step of hot rolling the steel having the composition according to claim 1 or claim 2 so that a rolling finish temperature is 850 to 950 ° C, and the hot-rolled steel material from a pearlite transformation start temperature or higher, A method for producing a high-strength pearlite rail, comprising a step of accelerated cooling to 400 to 600 ° C at a cooling rate of 0.5 to 15 ° C / second.
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