JP2020070495A

JP2020070495A - Rail and production method thereof

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Publication number: JP2020070495A
Application number: JP2019136222A
Authority: JP
Inventors: 佳祐安藤; Keisuke Ando; 木村　達己; Tatsuki Kimura; 達己木村; 浩文大坪; Hirofumi Otsubo; 聡伊木; Satoshi Iki
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-10-26
Filing date: 2019-07-24
Publication date: 2020-05-07
Anticipated expiration: 2039-07-24
Also published as: JP6852761B2

Abstract

To provide a rail combining excellent antifriction property, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance.SOLUTION: A rail containing, by mass%, C:0.70 to 1.00%, Si:0.20 to 2.00%, Mn:0.20 to 1.50%, P:0.035% or lower, S:0.0005 to 0.010%, Cr:0.20 to 1.50%, V:0.005 to 0.120%, and N:0.0015 to 0.0150%, and the balance Fe and inevitable impurities, and has a component composition in which a [%V]/[%N] value defined as a ratio of a V content [%V] relative to a N content [%N] is 6.0 to 30.0, a total area ratio of perlite and bainite in a region from a surface of head part to depth of 5 mm to depth 25 mm is 95% or larger, an area ratio of bainite in the region is 20% or larger, and Vickers hardness in the region is larger than Hv 360.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、レールに関し、特に、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えたレールに関する。また、本発明は、前記レールの製造方法に関する。 The present invention relates to a rail, and more particularly to a rail having excellent wear resistance, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance. The present invention also relates to a method for manufacturing the rail.

鉱石の運搬等の用途に用いられる高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに高く、レールの使用環境も過酷なものとなっている。このような環境下で使用されるレールの材料としては、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。 In high-axle heavy railroads used for the transportation of ores, the load on the axles of freight cars is much higher than that of passenger cars, and the rail usage environment is harsh. As a material for rails used under such an environment, steel having a pearlite structure has been mainly used from the viewpoint of emphasis on wear resistance.

しかし、近年、鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量のさらなる増加が進められており、一層の耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性の向上が求められている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車１台あたりの積載重量が大きい（例えば、積載重量が１５０トン程度以上の）鉄道である。 However, in recent years, the weight of cargo loaded on freight cars has been further increased in order to improve the efficiency of transportation by rail, and further improvements in wear resistance characteristics, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance are required. .. The high-axle heavy railroad is a railroad that has a large load weight (for example, a load weight of about 150 tons or more) per train or freight car.

例えば、特許文献１、２では、レール材におけるＣ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下に増加することが提案されている。また、特許文献３、４では、Ｃ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下とするとともに、レール頭部に熱処理を施すことが提案されている。このように、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を上昇させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が行われている。 For example, Patent Documents 1 and 2 propose to increase the amount of C in the rail material to more than 0.85 mass% and 1.20 mass% or less. Further, Patent Documents 3 and 4 propose that the amount of C is set to more than 0.85% by mass and 1.20% by mass or less and the rail head is subjected to heat treatment. In this way, measures are taken to improve wear resistance by increasing the C content and increasing the cementite fraction.

一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力が加わるためレールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が発生する。上記特許文献１〜４で提案されている技術のように単にＣ量を増加させると、熱処理条件によっては初析セメンタイトが生成し、また、脆いパーライト層状組織におけるセメンタイトの量が増加する。そのため、上記技術では耐疲労損傷性の向上が見込めない。 On the other hand, the rolling stress of wheels and the sliding force of centrifugal force are applied to the rails in the curved section of the high-axle heavy railroad, so that the wear of the rails becomes more severe and the fatigue damage due to the sliding occurs. If the amount of C is simply increased as in the techniques proposed in Patent Documents 1 to 4, proeutectoid cementite is generated depending on the heat treatment conditions, and the amount of cementite in the brittle pearlite layered structure increases. Therefore, the above technique cannot be expected to improve fatigue damage resistance.

そこで、特許文献５では、Ａｌ、Ｓｉの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。 Therefore, Patent Document 5 proposes a technique for suppressing the formation of pro-eutectoid cementite and improving fatigue damage resistance by adding Al and Si.

また、特許文献６では、レール頭部の表層におけるビッカース硬さをＨｖ３７０以上とすることにより、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。 Further, Patent Document 6 proposes a technique of improving wear resistance and internal fatigue damage resistance by setting the Vickers hardness in the surface layer of the rail head to Hv370 or higher.

特許文献７では、レール頭部におけるパーライトブロックを制御することにより、ビッカース硬さをＨｖ３００〜５００とし、レールの使用寿命を向上させることが提案されている。 Patent Document 7 proposes that the Vickers hardness is set to Hv 300 to 500 by controlling the pearlite block in the rail head to improve the service life of the rail.

さらに、特許文献８〜特許文献１１に開示されているように、Ａ系介在物の形態と量を制御することにより、レールの遅れ破壊を防止する技術も知られている。 Further, as disclosed in Patent Documents 8 to 11, there is known a technique of preventing delayed fracture of the rail by controlling the form and amount of the A-type inclusions.

特開平８−１０９４３９号公報JP 8-109439 A 特開平８−１４４０１６号公報JP-A-8-144016 特開平８−２４６１００号公報JP-A-8-246100 特開平８−２４６１０１号公報JP-A-8-246101 特開２００２−６９５８５号公報JP, 2002-69585, A 特開平１０−１９５６０１号公報JP, 10-195601, A 特開２００３−２９３０８６号公報JP, 2003-293086, A 特開２０００−３２８１９０号公報JP, 2000-328190, A 特開平６−２７９９２８号公報JP-A-6-279928 特開平６−２７９８５０号公報JP-A-6-279850 特開平６−２７９９２９号公報JP, 6-279929, A

しかし、レールの高強度化を図ると遅れ破壊の危険性が高くなるため、特許文献１〜７で提案されているような従来の技術では遅れ破壊を十分に防止することができない。また、特許文献５で提案されている技術では、Ａｌの添加により疲労損傷の起点となる酸化物が生成するといった問題があった。そのため、パーライト組織を有する鋼レール（以下、「パーライトレール」という）において、耐摩耗性と耐疲労損傷性を両立させることは困難であることが分かった。 However, if the strength of the rail is increased, the risk of delayed fracture increases, and thus the conventional techniques as proposed in Patent Documents 1 to 7 cannot sufficiently prevent delayed fracture. Further, the technique proposed in Patent Document 5 has a problem that the addition of Al produces an oxide that is a starting point of fatigue damage. Therefore, it has been found that it is difficult to achieve both wear resistance and fatigue damage resistance in a steel rail having a pearlite structure (hereinafter referred to as "perlite rail").

また、特許文献８〜１１で提案されているような従来の技術では、Ａ系介在物を制御することによってレールの靭性や延性を改善しているが、必ずしも良好な耐遅れ破壊性が得られるとはいえなかった。 Further, in the conventional techniques as proposed in Patent Documents 8 to 11, the toughness and ductility of the rail are improved by controlling the A-type inclusions, but good delayed fracture resistance is always obtained. I couldn't say that.

このように、パーライト組織ならびに介在物形態の制御のみでは、近年の過酷化する使用環境においても十分な寿命を有する、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えたレールは実現できていなかった。 Thus, only by controlling the pearlite structure and inclusion morphology, a rail having excellent wear resistance characteristics, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance, which has a sufficient life even in recent severe operating environments. Was not realized.

本発明は、上述した各種課題を解決することを目的としたものであり、従来のパーライトレールに比べて優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えるレールを提供することを目的とする。 The present invention is intended to solve the various problems described above, and to provide a rail having excellent wear resistance characteristics, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance as compared to conventional pearlite rails. With the goal.

発明者らは、上記の課題を解決するため、ＶおよびＮの含有量を変化させたレールを製作し、組織、耐疲労損傷性および耐遅れ破壊性を鋭意調査した。その結果、耐疲労損傷性に優れた組織であるベイナイトの面積率を適正化し、さらにＮ含有量に対するＶ含有量の比を特定の範囲に制御することにより、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えるレールを得られることを見出した。 In order to solve the above-mentioned problems, the inventors have made rails with varying contents of V and N, and have earnestly investigated the structure, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance. As a result, by optimizing the area ratio of bainite, which is a structure with excellent fatigue damage resistance, and controlling the ratio of V content to N content within a specific range, excellent wear resistance characteristics and fatigue damage resistance can be obtained. It has been found that it is possible to obtain a rail that has both the durability and delayed fracture resistance.

本発明は、上記知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。 The present invention is based on the above findings, and its gist structure is as follows.

１．質量％で、
Ｃ：０．７０〜１．００％、
Ｓｉ：０．２０〜２．００％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｖ：０．００５〜０．１２０％、
Ｎ：０．００１５〜０．０１５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量［％Ｎ］に対するＶ含有量［％Ｖ］の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０〜３０．０である成分組成を有し、
頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるパーライトとベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、前記領域におけるベイナイトの面積率が２０％以上であり、
前記領域におけるビッカース硬さがＨｖ３６０以上である、レール。 1. In mass%,
C: 0.70 to 1.00%,
Si: 0.20 to 2.00%,
Mn: 0.20 to 1.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.0005 to 0.010%,
Cr: 0.20 to 1.50%,
V: 0.005-0.120%,
N: 0.0015 to 0.0150% is contained,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
Having a component composition having a [% V] / [% N] value of 6.0 to 30.0, defined as the ratio of the V content [% V] to the N content [% N],
The total area ratio of pearlite and bainite in a region having a depth of 0.5 mm to 25 mm from the surface of the head is 95% or more, and the area ratio of bainite in the region is 20% or more,
A rail having a Vickers hardness of Hv 360 or more in the region.

２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載のレール。 2. Further, the composition of the components is, by mass%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
The rail according to 1 above, containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.05% or less and Mo: 1.0% or less.

３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、および
Ｓｂ：０．０５％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１または２に記載のレール。 3. Further, the composition of the components is, by mass%,
Al: 0.07% or less,
W: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The rail according to 1 or 2 above, which contains 1 or 2 or more selected from the group consisting of Ti: 0.05% or less and Sb: 0.05% or less.

４．上記１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、圧延仕上げ温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延してレール形状とし、
加速冷却開始温度：７００℃以上、加速冷却停止温度：４００〜６００℃、平均冷却速度：３．０〜２０．０℃／ｓの条件で加速冷却し、
前記加速冷却停止温度から３５０℃までの平均冷却速度：０．２〜２．０℃／ｓ未満で二次冷却する、レールの製造方法。 4. A steel material having the component composition according to any one of 1 to 3 above is hot-rolled into a rail shape under the conditions of a rolling finishing temperature: 850 to 950 ° C,
Accelerated cooling start temperature: 700 ° C. or higher, accelerated cooling stop temperature: 400 to 600 ° C., average cooling rate: 3.0 to 20.0 ° C./s, and accelerated cooling is performed,
A method for manufacturing a rail, wherein secondary cooling is performed at an average cooling rate from the accelerated cooling stop temperature to 350 ° C .: 0.2 to less than 2.0 ° C./s.

本発明のレールは、従来のパーライトレールに比べて遥かに優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えている。したがって、本発明のレールは、高軸重鉄道用レールとして極めて好適に用いることができ、レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する。 The rail of the present invention has far superior wear resistance characteristics, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance as compared with conventional pearlite rails. Therefore, the rail of the present invention can be extremely suitably used as a rail for a high-axle railroad, and contributes to extending the life of the rail and preventing railroad accidents.

ビッカース硬さの測定位置を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the measurement position of Vickers hardness. 西原式摩耗試験機による耐摩耗性の試験方法を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the test method of abrasion resistance by a Nishihara-type abrasion tester. レール試験片２の採取位置を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the sampling position of the rail test piece 2. 西原式摩耗試験機による耐疲労損傷性の試験方法を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the test method of fatigue damage resistance by a Nishihara-type abrasion tester. ＳＳＲＴ試験片４の採取位置を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the sampling position of the SSRT test piece 4. ＳＳＲＴ試験片４の形状および寸法を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the shape and dimension of the SSRT test piece 4.

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The following description shows a preferred embodiment of the present invention, and the present invention is not limited to the following description.

［成分組成］
本発明のレールは、上述した成分組成を有する。言い換えると、本発明のレールは、上記成分組成を有する鋼からなる。以下、鋼の成分組成を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。 [Ingredient composition]
The rail of the present invention has the component composition described above. In other words, the rail of the present invention is made of steel having the above composition. Hereinafter, the reason why the composition of the steel is limited to the above range will be described. In addition, "%" showing the content of each component means "mass%" unless otherwise specified.

Ｃ：０．７０〜１．００％
Ｃは、パーライトおよびベイナイト組織の強度すなわち耐摩耗性を確保するために必要な元素であり、Ｃ含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。Ｃ含有量が０．７０％未満では従来のパーライトレールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しい。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．７５％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延後のパーライト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、耐疲労損傷性が著しく低下する。そのため、Ｃ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８５％以下とする。 C: 0.70 to 1.00%
C is an element necessary to secure the strength of the pearlite and bainite structures, that is, wear resistance, and wear resistance improves as the C content increases. When the C content is less than 0.70%, it is difficult to obtain excellent wear resistance as compared with the conventional pearlite rail. Therefore, the C content is 0.70% or more, preferably 0.75% or more. On the other hand, when the C content exceeds 1.00%, pro-eutectoid cementite is generated at the austenite grain boundaries during pearlite transformation after hot rolling, and fatigue damage resistance is significantly reduced. Therefore, the C content is 1.00% or less, preferably 0.85% or less.

Ｓｉ：０．２０〜２．００％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、パーライトおよびベイナイト組織の強化元素としての役割を有する元素である。Ｓｉの添加効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．２０％以上、好ましくは０．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、Ｓｉの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。さらに、Ｓｉの高い焼入れ性のため、レールの表層から内部にかけてマルテンサイト組織が生成し、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下、好ましくは１．２０％以下とする。 Si: 0.20 to 2.00%
Si is an element that acts as a deoxidizing agent and has a role as a strengthening element for pearlite and bainite structures. In order to obtain the effect of adding Si, the Si content is set to 0.20% or more, preferably 0.50% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.00%, the weldability is deteriorated due to the high bonding force of Si with oxygen. Further, due to the high hardenability of Si, a martensite structure is generated from the surface layer of the rail to the inside thereof, and the fatigue damage resistance is reduced. Therefore, the Si content is 2.00% or less, preferably 1.20% or less.

Ｍｎ：０．２０〜１．５０％
Ｍｎは、ベイナイト組織の生成および強度向上のために必要な元素である。Ｍｎの添加効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えるとマルテンサイト組織を生じやすくなり、レールに熱処理や溶接を施した際に硬化や脆化により材質が劣化する。また、Ｍｎの過剰添加はパーライトの平衡変態温度を低下させるため、ラメラー間隔の粗大化により、所望の硬度を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下、好ましくは０．８０％以下とする。 Mn: 0.20 to 1.50%
Mn is an element necessary for generating a bainite structure and improving strength. In order to obtain the effect of adding Mn, the Mn content is set to 0.20% or more, preferably 0.40% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.50%, a martensite structure is likely to be formed, and the material is deteriorated by hardening or embrittlement when the rail is heat-treated or welded. Moreover, since excessive addition of Mn lowers the equilibrium transformation temperature of pearlite, it becomes difficult to obtain a desired hardness due to coarsening of the lamellar spacing. Therefore, the Mn content is set to 1.50% or less, preferably 0.80% or less.

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐ含有量が０．０３５％を超えると、延性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０３５％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。 P: 0.035% or less If the P content exceeds 0.035%, the ductility decreases. Therefore, the P content is 0.035% or less, preferably 0.020% or less. On the other hand, the lower the content of P, the more preferable, so the lower limit of the content of P is not particularly limited and may be 0%. However, since P is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, May be greater than 0%. It should be noted that excessive reduction of P causes an increase in refining time and an increase in cost, so the P content is preferably 0.001% or more.

Ｓ：０．０００５〜０．０１０％
Ｓは、主にＡ系介在物として鋼中に存在する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると介在物量が著しく増加するとともに、介在物が粗大化し、鋼材の清浄性が悪化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下とする。一方、Ｓ含有量が０．０００５％未満であると、製鋼コストの増加を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。 S: 0.0005 to 0.010%
S is mainly present in the steel as an A-based inclusion. If the S content exceeds 0.010%, the amount of inclusions remarkably increases and the inclusions become coarse, deteriorating the cleanability of the steel material. Therefore, the S content is 0.010% or less, preferably 0.008% or less. On the other hand, when the S content is less than 0.0005%, the steelmaking cost is increased. Therefore, the S content is set to 0.0005% or more.

Ｃｒ：０．２０〜１．５０％以下
Ｃｒは、ベイナイト組織の生成ならびに強度向上のために必要な元素である。Ｃｒの添加効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．６０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えるとマルテンサイト組織を生じやすくなり、レールに熱処理や溶接を施した際に硬化や脆化により材質が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下とする。 Cr: 0.20 to 1.50% or less Cr is an element necessary for generating a bainite structure and improving strength. In order to obtain the effect of adding Cr, the Cr content is set to 0.20% or more, preferably 0.60% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 1.50%, a martensite structure is likely to be formed, and when the rail is heat-treated or welded, the material deteriorates due to hardening or brittleness. Therefore, the Cr content is set to 1.50% or less, preferably 1.20% or less.

Ｖ：０．００５〜０．１２０％
Ｖは、炭窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、耐摩耗性および耐遅れ破壊性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．１２０％を超えると、加工性が劣化し、合金コストも増加するため、レールの製造コストが増加する。そのため、Ｖ含有量は０．１２０％以下、好ましくは０．１００％以下とする。 V: 0.005-0.120%
V is an element that forms a carbonitride, disperses and precipitates in the matrix, and has the effect of improving wear resistance and delayed fracture resistance. In order to obtain the above effect, the V content is set to 0.005% or more, preferably 0.010% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.120%, the workability deteriorates and the alloy cost also increases, so that the rail manufacturing cost increases. Therefore, the V content is 0.120% or less, preferably 0.100% or less.

Ｎ：０．００１５〜０．０１５０％
Ｎは、窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、耐摩耗性および耐遅れ破壊性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上、好ましくは０．００３０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えると、レール中に粗大な窒化物が形成され、耐疲労損傷性、耐遅れ破壊性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５０％以下、好ましくは０．０１００％以下とする。 N: 0.0015 to 0.0150%
N is an element that forms a nitride, disperses and precipitates in the matrix, and has the effect of improving wear resistance and delayed fracture resistance. In order to obtain the above effect, the N content is set to 0.0015% or more, preferably 0.0030% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0150%, coarse nitrides are formed in the rails, and the fatigue damage resistance and delayed fracture resistance deteriorate. Therefore, the N content is 0.0150% or less, preferably 0.0100% or less.

［％Ｖ］／［％Ｎ］値：６．０〜３０．０
Ｎ含有量［％Ｎ］（質量％）に対するＶ含有量［％Ｖ］（質量％）の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０未満であると、耐遅れ破壊性の向上に寄与するＶ窒化物の析出量が不足して、耐遅れ破壊性が低下する。一方、［％Ｖ］／［％Ｎ］値が３０．０を超えると、粗大なＶ窒化物が析出するようになり、耐遅れ破壊性が低下する。よって、［％Ｖ］／［％Ｎ］値は６．０〜３０．０とする。 [% V] / [% N] value: 6.0 to 30.0
If the [% V] / [% N] value defined as the ratio of the V content [% V] (mass%) to the N content [% N] (mass%) is less than 6.0, delay The amount of precipitation of V-nitride, which contributes to the improvement of fracture resistance, is insufficient, and the delayed fracture resistance decreases. On the other hand, if the [% V] / [% N] value exceeds 30.0, coarse V nitrides will be precipitated and the delayed fracture resistance will be reduced. Therefore, the [% V] / [% N] value is 6.0 to 30.0.

本発明の一実施形態におけるレールは、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。また、前記Ｆｅの一部に代えて本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内で他の微量成分元素を含有する場合についても本発明に属する。なお、前記不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられる。不可避的不純物としてのＯの含有量は特に限定されないが、０．００４％以下とすることが好ましい。 The rail in one embodiment of the present invention may have a composition of the above elements, and the balance of Fe and inevitable impurities. The present invention also includes the case where, in place of a part of the Fe, other trace element elements are contained within a range that does not substantially affect the operation and effect of the present invention. The unavoidable impurities include, for example, O (oxygen). The content of O as an unavoidable impurity is not particularly limited, but is preferably 0.004% or less.

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、下記Ａ群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
（Ａ群）
Ｃｕ：１．０％以下
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：１．０％以下 Further, in another embodiment of the present invention, the component composition may further optionally contain one or two or more selected from the following group A.
(Group A)
Cu: 1.0% or less Ni: 1.0% or less Nb: 0.05% or less Mo: 1.0% or less

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様に固溶強化により鋼の強度をさらに向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じ易くなる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、０．００５％以上とすることが好ましい。 Cu: 1.0% or less Cu is an element having a function of further improving the strength of steel by solid solution strengthening like Cr. However, if the Cu content exceeds 1.0%, Cu cracking tends to occur. Therefore, when Cu is added, the Cu content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but it is preferably 0.005% or more.

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を低下させることなく鋼の強度を向上させることができる元素である。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇する結果、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、０．００５％以上とすることが好ましい。なお、ＮｉをＣｕとともに添加することによりＣｕ割れを抑制することができる。そのため、特にＣｕを添加する場合にはＮｉも添加することが好ましい。 Ni: 1.0% or less Ni is an element capable of improving the strength of steel without lowering the ductility. However, if the Ni content exceeds 1.0%, the hardenability of the steel is further increased, and as a result, martensite is generated, and the wear resistance and fatigue damage resistance decrease. Therefore, when Ni is added, the Ni content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but it is preferably 0.005% or more. Note that Cu cracking can be suppressed by adding Ni together with Cu. Therefore, especially when Cu is added, it is preferable to add Ni as well.

Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、熱間圧延中および熱間圧延後に鋼中のＣと結び付いて炭化物として析出する。前記炭化物は、旧オーステナイト粒径の微細化に有効であるため、Ｎｂの添加により耐摩耗性、耐疲労損傷性、延性をさらに向上させることができる。しかし、Ｎｂ量が０．０５％超えると、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上効果が飽和し、Ｎｂ量の増加に見合う効果が得られない。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。 Nb: 0.05% or less Nb is associated with C in the steel during and after hot rolling and precipitates as a carbide. Since the carbide is effective in reducing the grain size of the prior austenite, the addition of Nb can further improve wear resistance, fatigue damage resistance, and ductility. However, if the amount of Nb exceeds 0.05%, the effect of improving wear resistance and fatigue damage resistance is saturated, and the effect commensurate with the increase in the amount of Nb cannot be obtained. Therefore, when Nb is added, the Nb content is 0.05% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, although the lower limit of the Nb content is not particularly limited, the Nb content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Nb.

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、ベイナイトの生成に有効であり、また、固溶強化によって鋼の強度をさらに向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、鋼中にマルテンサイトが生成し、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。 Mo: 1.0% or less Mo is an element that is effective in the formation of bainite and has the effect of further improving the strength of steel by solid solution strengthening. However, if the Mo content exceeds 1.0%, martensite is generated in the steel, and wear resistance and fatigue damage resistance are reduced. Therefore, when Mo is added, the Mo content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less. On the other hand, although the lower limit of the Mo content is not particularly limited, it is preferable that the Mo content is 0.005% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding Mo.

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、下記Ｂ群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
（Ｂ群）
Ａｌ：０．０７％以下
Ｗ：１．０％以下
Ｂ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｓｂ：０．０５％以下 Further, in another embodiment of the present invention, the above component composition may further optionally contain one or two or more selected from the following Group B.
(Group B)
Al: 0.07% or less W: 1.0% or less B: 0.005% or less Ti: 0.05% or less Sb: 0.05% or less

Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、Ａｌの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量は０．０７％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには０．００１％以上とすることが好ましい。 Al: 0.07% or less Al is an element that can be added as a deoxidizing agent. However, when the Al content exceeds 0.07%, a large amount of oxide inclusions are generated in the steel due to the high binding force of Al with oxygen, and as a result, the ductility of the steel decreases. Therefore, when Al is added, the Al content is 0.07% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, although the lower limit of the Al content is not particularly limited, it is preferably 0.001% or more for deoxidation.

Ｗ：１．０％以下
Ｗは、熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物として析出し、析出強化によりレールの強度や延性をさらに向上させる。しかし、Ｗ含有量が１．０％を超えると鋼中にマルテンサイトが生成し、その結果、延性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗの添加効果を十分に得るためにはＷ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。 W: 1.0% or less W precipitates as carbides during and after hot rolling, and further strengthens the rail strength and ductility by precipitation strengthening. However, if the W content exceeds 1.0%, martensite is generated in the steel, and as a result, the ductility decreases. Therefore, when W is added, the W content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the W content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the effect of adding W, the W content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more. ..

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析することで焼入れ性をさらに向上させる効果を有しており、ベイナイト組織の生成に有効な元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。 B: 0.005% or less B has the effect of further improving the hardenability by segregating to the prior austenite grain boundaries, and is an element effective in the formation of the bainite structure. However, when the B content exceeds 0.005%, martensite is generated, and as a result, wear resistance and fatigue damage resistance are reduced. Therefore, when B is added, the B content is set to 0.005% or less, preferably 0.003% or less. On the other hand, the lower limit of the B content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the effect of adding B, the B content is preferably 0.001% or more.

Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物、窒化物、または炭窒化物として析出し、析出強化により鋼の強度や延性をさらに向上させる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると粗大な炭化物、窒化物、または炭窒化物が生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。 Ti: 0.05% or less Ti precipitates as carbides, nitrides, or carbonitrides during and after hot rolling, and further strengthens the strength and ductility of steel by precipitation strengthening. However, if the Ti content exceeds 0.05%, coarse carbides, nitrides, or carbonitrides are formed, and as a result, the ductility of the steel decreases. Therefore, when Ti is added, the Ti content is set to 0.05% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but in order to sufficiently obtain the effect of adding Ti, the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. preferable.

Ｓｂ：０．０５％以下
Ｓｂは、熱間圧延前に鋼素材を加熱する際における鋼の脱炭を防止するという効果を有する元素である。しかし、Ｓｂ含有量が０．０５％を超えると、鋼の延性および靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。 Sb: 0.05% or less Sb is an element having an effect of preventing decarburization of steel when heating a steel material before hot rolling. However, if the Sb content exceeds 0.05%, the ductility and toughness of the steel are adversely affected. Therefore, when Sb is added, the Sb content is 0.05% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, the lower limit of the Sb content is not particularly limited, but in order to sufficiently exert the Sb addition effect, the Sb content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more. More preferable.

なお、上記Ａ群元素とＢ群元素は、いずれか一方のみを添加してもよく、両者を添加してもよい。言い換えると、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、上記Ａ群より選択される１または２以上と、上記Ｂ群より選択される１または２以上の、いずれか一方または両方をさらに任意に含有することができる。 Either one of the group A element and the group B element may be added, or both may be added. In other words, in another embodiment of the present invention, the component composition includes one or both selected from the group A and one or two or more selected from the group B, or both. Further, it can be optionally contained.

［頭部表層のミクロ組織］
パーライト＋ベイナイト：９５％以上
鋼の耐摩耗性および耐疲労損傷性はミクロ組織により大きく変化する。パーライトおよびベイナイトは、同一硬度のマルテンサイト組織に比べて優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有している。そのため、レール頭部の表層におけるパーライトとベイナイトの合計面積率を９５％以上とすることにより、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を得ることができる。前記合計面積率は９８％以上とすることが好ましい。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。 [Microstructure of the head surface]
Pearlite + Bainite: 95% or more The wear resistance and fatigue damage resistance of steel vary greatly depending on the microstructure. Pearlite and bainite have excellent wear resistance and fatigue damage resistance as compared with a martensite structure having the same hardness. Therefore, by setting the total area ratio of pearlite and bainite in the surface layer of the rail head portion to 95% or more, excellent wear resistance and fatigue damage resistance can be obtained. The total area ratio is preferably 98% or more. On the other hand, the upper limit of the total area ratio is not particularly limited and may be 100%.

ベイナイト：２０％以上
また、ベイナイトはパーライトに比べて摩耗し易いため、使用初期段階の車輪とレールの接触において、なじみ性を向上させる効果を有している。車輪とレールとのなじみ性を向上させることで、車輪とレールとの間の接触面積を大きくし、車輪によるレールへの負荷面圧が低減され、レールの耐疲労損傷性の向上につながる。前記効果を得るために、レール頭部の表層におけるベイナイトの面積率を２０％以上とする。一方、ベイナイト面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよいが、より優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性のバランスを確保する観点からは、５０％以下とすることが好ましい。 Bainite: 20% or more Since bainite is more easily worn than pearlite, it has the effect of improving the conformability when the wheel and rail come into contact in the initial stage of use. By improving the conformability between the wheel and the rail, the contact area between the wheel and the rail is increased, the load surface pressure on the rail by the wheel is reduced, and the fatigue damage resistance of the rail is improved. In order to obtain the above effect, the area ratio of bainite in the surface layer of the rail head portion is set to 20% or more. On the other hand, the upper limit of the bainite area ratio is not particularly limited and may be 100%, but it is preferably 50% or less from the viewpoint of ensuring a better balance between wear resistance and fatigue damage resistance. ..

なお、本発明のレールのミクロ組織における、パーライトおよびベイナイト以外の組織は特に限定されない。合計面積率で５％以下であれば、他の組織が存在することが許容される。前記他の組織としては、例えば、フェライトおよびマルテンサイトの一方または両方が挙げられる。 In the rail microstructure of the present invention, structures other than pearlite and bainite are not particularly limited. If the total area ratio is 5% or less, the presence of other tissues is allowed. Examples of the other structure include one or both of ferrite and martensite.

なお、ここで上記各組織の面積率は、レール頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域における面積率を指すものとする。前記面積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。 In addition, the area ratio of each said tissue shall point out the area ratio in the area | region of depth 0.5 mm-25 mm from the surface of a rail head part here. The area ratio can be measured by the method described in Examples.

［頭部表層のビッカース硬さ］
Ｈｖ３６０以上
レール頭部表層のビッカース硬さがＨｖ３６０未満であると、鋼の耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。そのため、頭部表層のビッカース硬さはＨｖ３６０以上、好ましくは４００以上とする。なお、上述の成分組成で上述の鋼組織を満足させた場合、得られる頭部表層のビッカース硬さはＨｖ５００未満である。Ｈｖ５００以上である場合には、マルテンサイトが生成しているため、鋼の耐疲労損傷性が低下する。そのため、あえて頭部表層のビッカース硬さの上限を述べると、Ｈｖ５００未満である。なお、耐摩耗性と耐疲労損傷性確保の観点からは、Ｈｖ４８０未満とすることが好ましい。 [Vickers hardness on the surface of the head]
Hv 360 or more If the Vickers hardness of the rail head surface layer is less than Hv 360, the wear resistance of the steel decreases and the service life of the rail decreases. Therefore, the Vickers hardness of the head surface layer is Hv 360 or more, preferably 400 or more. When the above steel composition is satisfied with the above component composition, the Vickers hardness of the obtained head surface layer is less than Hv500. When the Hv is 500 or more, martensite is generated, so the fatigue damage resistance of the steel decreases. Therefore, the upper limit of the Vickers hardness of the head surface layer is Hv500 or less. From the viewpoint of ensuring wear resistance and fatigue damage resistance, it is preferable that the Hv is less than 480.

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態におけるレールの製造方法について説明する。本発明のレールは、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、下記（１）〜（３）の処理を順次施すことにより製造することができる。
（１）熱間圧延
（２）加速冷却（一次冷却）
（３）二次冷却 [Production method]
Next, a method of manufacturing the rail according to the embodiment of the present invention will be described. The rail of the present invention can be manufactured by sequentially performing the following treatments (1) to (3) on a steel material having the above-described composition.
(1) Hot rolling (2) Accelerated cooling (primary cooling)
(3) Secondary cooling

素材として用いる鋼素材は任意の方法で製造できるが、一般的には、鋳造、特に連続鋳造により前記鋼素材を製造することが好ましい。前記鋼素材は、鋼片であってよい。 The steel material used as the material can be produced by any method, but it is generally preferable to produce the steel material by casting, particularly continuous casting. The steel material may be a billet.

（１）熱間圧延
まず、前記鋼素材を熱間圧延してレール形状とする。本発明では、前記熱間圧延における圧延仕上げ温度と、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより最終的に得られるレールのミクロ組織をコントロールできるため、前記熱間圧延の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。なお、熱間圧延に先立つ加熱における加熱温度は１１５０〜１３５０℃とすることが好ましい。加熱温度を１１５０℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を一層低減することができる。また、加熱温度を１３５０℃以下とすることにより、過度の昇温によって鋼素材が部分的に溶融し、レール内部に欠陥が発生することを防止できる。 (1) Hot rolling First, the steel material is hot rolled into a rail shape. In the present invention, since the rolling finish temperature in the hot rolling and the microstructure of the finally obtained rail can be controlled by controlling the cooling conditions after the hot rolling, the method of the hot rolling is particularly limited. Instead, it can be done by any method. The heating temperature in heating prior to hot rolling is preferably 1150 to 1350 ° C. By setting the heating temperature to 1150 ° C. or higher, the deformation resistance during rolling can be further reduced. Further, by setting the heating temperature to 1350 ° C. or lower, it is possible to prevent the steel material from being partially melted due to excessive temperature rise and causing defects inside the rail.

圧延仕上げ温度：８５０〜９５０℃
上記熱間圧延における圧延仕上げ温度が８５０℃より低い場合、オーステナイト低温域にて圧延が行われることになり、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が顕著となる。転位の導入および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、その結果、耐摩耗性が著しく低下する。これは、パーライトコロニーサイズは微細化するものの、パーライト核生成サイトの増加によりパーライト変態開始温度が上昇し、パーライト層のラメラー間隔が粗大化するためである。さらに、パーライト変態が促進されるため、面積率で２０％以上のベイナイトを得ることが困難となり、耐疲労損傷性も低下する。そのため、圧延仕上げ温度は８５０℃以上とする。一方、圧延仕上げ温度が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、マルテンサイトが生成しやすくなり、耐疲労損傷性が低下する。そのため、圧延仕上げ温度は９５０℃以下とする。なお、ここでいう圧延仕上げ温度は、最終圧延ミル入側におけるレール頭部側面の温度であり、放射温度計で測定可能である。 Rolling finishing temperature: 850-950 ° C
When the rolling finishing temperature in the hot rolling is lower than 850 ° C., the rolling is performed in the austenite low temperature range, not only the processing strain is introduced into the austenite crystal grains, but also the elongation of the austenite crystal grains becomes remarkable. Become. The introduction of dislocations and the increase in the austenite grain boundary area increase the pearlite nucleation sites, and as a result, wear resistance is significantly reduced. This is because, although the pearlite colony size becomes finer, the pearlite transformation start temperature rises due to the increase in pearlite nucleation sites, and the lamellar spacing of the pearlite layer becomes coarse. Further, since pearlite transformation is promoted, it becomes difficult to obtain bainite having an area ratio of 20% or more, and fatigue damage resistance is also reduced. Therefore, the rolling finishing temperature is set to 850 ° C or higher. On the other hand, when the rolling finishing temperature exceeds 950 ° C., the austenite crystal grains become coarse, so that martensite is likely to be generated and the fatigue damage resistance is reduced. Therefore, the rolling finishing temperature is 950 ° C. or lower. The rolling finishing temperature mentioned here is the temperature of the side surface of the rail head on the entry side of the final rolling mill, and can be measured with a radiation thermometer.

（２）加速冷却
加速冷却開始温度：７００℃以上
次に、加速冷却を行う。その際、加速冷却開始温度が７００℃より低いと、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、加速冷却開始温度は７００℃以上とする。一方、前記加速冷却開始温度の上限は特に限定されないが、必然的に加速冷却停止温度は圧延仕上げ温度以下となる。 (2) Accelerated cooling Accelerated cooling start temperature: 700 ° C. or higher Next, accelerated cooling is performed. At that time, if the accelerated cooling start temperature is lower than 700 ° C., the area ratio of the bainite structure decreases, and the fatigue damage resistance of the rail decreases. In addition, since the lamellar spacing of the pearlite structure becomes coarse, the internal hardness of the rail head also decreases. Therefore, the accelerated cooling start temperature is 700 ° C. or higher. On the other hand, the upper limit of the accelerated cooling start temperature is not particularly limited, but the accelerated cooling stop temperature is necessarily the rolling finish temperature or lower.

加速冷却停止温度：４００〜６００℃
上記加速冷却における加速冷却停止温度が６００℃より高いと、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、加速冷却停止温度は６００℃以下、好ましくは５５０℃以下とする。一方、加速冷却停止温度が４００℃より低いと、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、加速冷却停止温度は４００℃以上とする。 Accelerated cooling stop temperature: 400-600 ° C
If the accelerated cooling stop temperature in the accelerated cooling is higher than 600 ° C., the area ratio of the bainite structure is reduced and the fatigue damage resistance of the rail is reduced. In addition, since the lamellar spacing of the pearlite structure becomes coarse, the internal hardness of the rail head also decreases. Therefore, the accelerated cooling stop temperature is 600 ° C or lower, preferably 550 ° C or lower. On the other hand, when the accelerated cooling stop temperature is lower than 400 ° C., martensite is generated, and wear resistance and fatigue damage resistance decrease. Therefore, the accelerated cooling stop temperature is 400 ° C. or higher.

平均冷却速度：３．０〜２０．０℃／ｓ
上記加速冷却における平均冷却速度が３．０℃／ｓ未満であると、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、前記平均冷却速度は３．０℃／ｓ以上、好ましくは５．０℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度が２０．０℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、前記平均冷却速度は２０．０℃／ｓ以下、好ましくは１５．０℃／ｓ以下とする。 Average cooling rate: 3.0-20.0 ° C / s
If the average cooling rate in the accelerated cooling is less than 3.0 ° C./s, the area ratio of the bainite structure is reduced and the fatigue damage resistance of the rail is reduced. In addition, since the lamellar spacing of the pearlite structure becomes coarse, the internal hardness of the rail head also decreases. Therefore, the average cooling rate is 3.0 ° C./s or more, preferably 5.0 ° C./s or more. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 20.0 ° C./s, a martensite structure is formed, and wear resistance and fatigue damage resistance are reduced. Therefore, the average cooling rate is 20.0 ° C./s or less, preferably 15.0 ° C./s or less.

（３）二次冷却
上記加速冷却の停止後、二次冷却を行う。前記二次冷却における、前記加速冷却停止温度から３５０℃までの温度域における平均冷却速度は、０．２℃／ｓ以上２．０℃／ｓ未満とする。前記平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上の場合、ベイナイト変態が完了せず、一部未変態のオーステナイト相からマルテンサイト組織が生成してしまう。そしてその結果、レールの耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、前記平均冷却速度は２．０℃／ｓ未満、好ましくは１．５℃／ｓ以下とする。一方、前記平均冷却速度が０．２℃／ｓ未満であると、ベイナイト組織の面積率が低下して耐疲労損傷性が低下することに加え、低温域での冷却時間が増大するため生産性が低下し、レールの製造コストが増加する。そのため、前記平均冷却速度は０．２℃／ｓ以上、好ましくは０．５℃／ｓ以上とする。 (3) Secondary cooling After the accelerated cooling is stopped, secondary cooling is performed. The average cooling rate in the temperature range from the accelerated cooling stop temperature to 350 ° C. in the secondary cooling is 0.2 ° C./s or more and less than 2.0 ° C./s. When the average cooling rate is 2.0 ° C./s or more, the bainite transformation is not completed, and a martensite structure is partially generated from the untransformed austenite phase. As a result, the wear resistance and fatigue damage resistance of the rail decrease. Therefore, the average cooling rate is less than 2.0 ° C./s, preferably 1.5 ° C./s or less. On the other hand, when the average cooling rate is less than 0.2 ° C./s, the area ratio of the bainite structure is reduced, the fatigue damage resistance is reduced, and the cooling time in the low temperature region is increased, so that the productivity is increased. And the rail manufacturing cost increases. Therefore, the average cooling rate is 0.2 ° C./s or more, preferably 0.5 ° C./s or more.

なお、上述の加速冷却、二次冷却において、冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度を決める上での温度は、いずれもレール頭部側面の表面温度であり、放射温度計で測定可能である。 In the above-described accelerated cooling and secondary cooling, the cooling start temperature, the cooling stop temperature, and the temperature for determining the cooling rate are all surface temperatures of the rail head side surface, and can be measured with a radiation thermometer. ..

次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 Next, the present invention will be described more specifically based on Examples. However, the present invention is not limited by the following examples, and may be appropriately modified within a range compatible with the gist of the present invention, and these are all included in the technical scope of the present invention. Be done.

以下の手順でレールを製造し、その特性を評価した。 Rails were manufactured by the following procedure and their characteristics were evaluated.

まず、表１に示す成分組成の鋼素材（鋼片）を、表２に示す条件で熱間圧延してレール形状とした。その後、さらに表２に示した条件で加速冷却と二次冷却を行い、次いで放冷してレールを得た。なお、比較例Ｎｏ．４０については、加速冷却停止後、加速冷却停止温度である６３０℃に２５０ｓ保持した後、二次冷却を行った。加速冷却開始温度は、いずれの例においても７００℃以上とした。 First, a steel material (steel piece) having the composition shown in Table 1 was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to form a rail shape. After that, accelerated cooling and secondary cooling were further performed under the conditions shown in Table 2, and then left to cool to obtain rails. Comparative example No. For 40, after the accelerated cooling was stopped, the secondary cooling was performed after maintaining the accelerated cooling stopped temperature of 630 ° C. for 250 s. The accelerated cooling start temperature was 700 ° C. or higher in all examples.

なお、表２に示した圧延仕上げ温度は、最終圧延ミル入側のレール頭部側面表面の温度を放射温度計で測定した値である。また、加速冷却停止温度は、冷却停止時のレール頭部側面表層の温度を放射温度計で測定した値である。 The rolling finishing temperature shown in Table 2 is a value obtained by measuring the temperature of the side surface of the rail head side on the entry side of the final rolling mill with a radiation thermometer. The accelerated cooling stop temperature is a value obtained by measuring the temperature of the rail head side surface surface layer at the time of cooling stop with a radiation thermometer.

なお、後述する耐摩耗性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性の評価における基準とするために、パーライト組織を有するレールを作成した（Ｎｏ．１）。以下、このパーライトレールを「基準材」という。 A rail having a pearlite structure was prepared as a reference for evaluation of wear resistance, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance described later (No. 1). Hereinafter, this perlite rail is referred to as "reference material".

得られたレールのそれぞれについて、頭部表層のミクロ組織、頭部表層のビッカース硬さ、耐摩耗性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を評価した。以下、評価方法を説明する。 For each of the obtained rails, the microstructure of the head surface layer, the Vickers hardness of the head surface layer, wear resistance, fatigue damage resistance, and delayed fracture resistance were evaluated. The evaluation method will be described below.

（頭部表層のミクロ組織）
得られたレールの頭部から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。前記サンプルは、レール頭部の表面から深さ０．５ｍｍ、５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍ、２０ｍｍ、および２５ｍｍの各位置が観察位置となるように、レール１つにつき６カ所から採取した。採取した試験片は、観察に先立って、表面を研磨した後、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡を用いて４００倍の断面観察により組織の種類を同定し、画像解析によりパーライト組織およびベイナイト組織の各組織の面積率を求めた。各深さにおける面積率の平均を、頭部表層における面積率とした。 (Microstructure of the head surface)
A sample for microstructure observation was taken from the head of the obtained rail. The samples were collected from 6 locations per rail so that the observation positions were the depths of 0.5 mm, 5 mm, 10 mm, 15 mm, 20 mm, and 25 mm from the surface of the rail head. Prior to observation, the collected test piece was corroded with nital after polishing the surface. The type of the structure was identified by observing the cross section at 400 times using an optical microscope, and the area ratio of each structure of the pearlite structure and the bainite structure was obtained by image analysis. The average area ratio at each depth was taken as the area ratio in the head surface layer.

（頭部表層のビッカース硬さ）
図１に示すように、レール頭部１の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるビッカース硬さを、荷重９８Ｎ、０．５ｍｍピッチで測定した。測定されたビッカース硬さのうち、最大値と最小値を求めた。 (Vickers hardness of the surface layer of the head)
As shown in FIG. 1, Vickers hardness in a region of a depth of 0.5 mm to a depth of 25 mm from the surface of the rail head 1 was measured at a load of 98 N and a pitch of 0.5 mm. Of the measured Vickers hardness, the maximum value and the minimum value were obtained.

（耐摩耗性）
耐摩耗性の評価は、レールを実際に敷設して行うことが望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本実施例では、短時間で耐摩耗性を評価することができる西原式摩耗試験機を用いて、実際の内部高硬度型レールと車輪の接触条件をシミュレートした試験により耐摩耗性を評価した。 (Abrasion resistance)
It is desirable to actually lay the rails to evaluate the wear resistance, but this requires a long time for the test. Therefore, in this example, using a Nishihara-type wear tester capable of evaluating wear resistance in a short time, wear resistance was tested by a test simulating contact conditions between an actual internal high hardness type rail and wheels. evaluated.

図２は、西原式摩耗試験機による試験方法を示す模式図であり、（ａ）は側面図、（ｂ）は正面図である。この試験は、外径３０ｍｍのレール試験片２（西原式摩耗試験片）を、図２に示すようにタイヤ試験片３と接触させた状態で回転させることにより実施される。 2A and 2B are schematic diagrams showing a test method using a Nishihara-type abrasion tester, where FIG. 2A is a side view and FIG. 2B is a front view. This test is carried out by rotating a rail test piece 2 (Nishihara wear test piece) having an outer diameter of 30 mm in contact with the tire test piece 3 as shown in FIG.

レール試験片２は、図３に示すようにレール頭部１の２カ所から採取した。レール頭部１の表層から採取したものを表層レール試験片２ａとし、内部側から採取したものを内部レール試験片２ｂとした。 The rail test piece 2 was sampled from two locations on the rail head 1 as shown in FIG. The surface layer rail test piece 2a was obtained from the surface layer of the rail head 1, and the inner rail test piece 2b was obtained from the inner side.

一方、タイヤ試験片３は次の手順で作製した。まず、ＪＩＳＥ１１０１に規定される普通レールの頭部から直径３２ｍｍの丸棒を採取した。次に、前記丸棒に対して、ビッカース硬さ（荷重９８Ｎ）がＨｖ３９０、組織が焼戻しマルテンサイト組織となるように熱処理を施した。前記熱処理後の丸棒を、図２に示す形状に加工してタイヤ試験片２とした。 On the other hand, the tire test piece 3 was produced by the following procedure. First, a round bar having a diameter of 32 mm was sampled from the head of a normal rail specified in JIS E1101. Next, the round bar was heat-treated so that the Vickers hardness (load 98N) was Hv390 and the structure was a tempered martensite structure. The round bar after the heat treatment was processed into a shape shown in FIG. 2 to obtain a tire test piece 2.

試験では、レール試験片２とタイヤ試験片３を、それぞれ図２に矢印で示した方向に回転させ、１０万回転後のレール試験片２の摩耗量（重量減少）を測定した。試験は乾燥状態で実施し、試験条件は、接触圧力：１．２ＧＰａ、滑り率：−１０％、レール試験片１の回転速度：６７５回／ｍｉｎ（タイヤ試験片の回転速度は７５０回／ｍｉｎ）とした。表層レール試験片２ａを用いた試験と、内部レール試験片２ｂを用いた試験で測定された表層と内部の摩耗量（ｇ）を、それぞれ表３、４に示した。 In the test, the rail test piece 2 and the tire test piece 3 were respectively rotated in the directions shown by the arrows in FIG. 2, and the amount of wear (weight reduction) of the rail test piece 2 after 100,000 rotations was measured. The test was performed in a dry state. The test conditions were: contact pressure: 1.2 GPa, slip ratio: -10%, rail test piece 1 rotation speed: 675 times / min (tire test piece rotation speed: 750 times / min. ). Tables 3 and 4 show the wear amounts (g) of the surface layer and the inside measured in the test using the surface rail test piece 2a and the test using the inner rail test piece 2b, respectively.

また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）の摩耗量を基準とした耐摩耗性の向上量（％）を表３、４に併記した。レール試験片の前記耐摩耗性の向上量は、｛（基準材の摩耗量（ｇ）−レール試験片の摩耗量（ｇ））／（基準材の摩耗量（ｇ））｝×１００で算出した。ここで、前記レール試験片の摩耗量としては、表層レール試験片２ａの摩耗量と内部レール試験片２ｂの摩耗量の平均値を用いた。前記向上量は、５％以上であることが望ましい。 Further, Tables 3 and 4 also show the improvement amount (%) of the wear resistance based on the wear amount of the heat treatment type pearlite rail (No. 1) as the "reference material" described above. The amount of improvement in wear resistance of the rail test piece is calculated by {(wear amount of reference material (g) -wear amount of rail test piece (g)) / (wear amount of reference material (g))} × 100 did. Here, as the amount of wear of the rail test piece, the average value of the amount of wear of the surface rail test piece 2a and the amount of wear of the inner rail test piece 2b was used. The amount of improvement is preferably 5% or more.

（耐疲労損傷性）
耐疲労損傷性の評価についても、耐摩耗性の評価と同様に西原式摩耗試験機を用いて実施した。ただし、レール試験片２としては、図４に示すように、タイヤ試験片３との接触面が曲率半径１５ｍｍの曲面である、直径３０ｍｍの試験片を使用した。前記レール試験片２としては、上述した耐摩耗性の評価と同様、図３に示すようにレール頭部１の２カ所から採取した表層レール試験片２ａと内部レール試験片２ｂを使用した。また、タイヤ試験片３についても、上記耐摩耗性の評価と同様の方法で作成した。 (Fatigue damage resistance)
The evaluation of fatigue damage resistance was also carried out using the Nishihara-type abrasion tester in the same manner as the evaluation of wear resistance. However, as the rail test piece 2, as shown in FIG. 4, a test piece having a diameter of 30 mm in which a contact surface with the tire test piece 3 is a curved surface having a radius of curvature of 15 mm was used. As the rail test piece 2, a surface rail test piece 2a and an inner rail test piece 2b sampled from two positions of the rail head 1 were used as shown in FIG. Further, the tire test piece 3 was also prepared by the same method as the above-mentioned evaluation of wear resistance.

試験では、レール試験片２とタイヤ試験片３を、それぞれ図４に矢印で示した方向に回転させた。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：２．２ＧＰａ、滑り率：−２０％、レール試験片の回転速度：６００ｒｐｍ（タイヤ試験片の回転速度はは７５０ｒｐｍ）の条件で試験を行った。 In the test, the rail test piece 2 and the tire test piece 3 were each rotated in the directions indicated by the arrows in FIG. The test environment was an oil lubrication condition, and the test was conducted under the conditions of contact pressure: 2.2 GPa, slip ratio: -20%, and rotation speed of the rail test piece: 600 rpm (rotation speed of the tire test piece was 750 rpm).

２万５千回毎にレール試験片２の表面を観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が発生しているかどうかを確認した。０．５ｍｍ以上の亀裂が発生した時点の回転数を、疲労損傷発生までの回転数として表３、４に示した。前記回転数は、耐疲労損傷性の指標（疲労損傷寿命）と見なすことができる。 The surface of the rail test piece 2 was observed every 25,000 times, and it was confirmed whether a crack of 0.5 mm or more had occurred. The rotation speed at the time when a crack of 0.5 mm or more was generated is shown in Tables 3 and 4 as the rotation speed until the occurrence of fatigue damage. The rotation speed can be regarded as an index of fatigue damage resistance (fatigue damage life).

また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）における疲労損傷発生までの回転数を基準とした、耐疲労損傷性の向上量（％）を、表３、４に併記した。レール試験片の前記耐疲労損傷性の向上量は、｛（当該レール試験片の疲労損傷発生までの回転数−基準材の疲労損傷発生までの回転数）／（基準材の疲労損傷発生までの回転数）｝×１００で算出した。ここで、前記レール試験片の疲労損傷発生までの回転数としては、表層レール試験片２ａにおける測定値と内部レール試験片２ｂにおける測定値の平均値を用いた。前記向上量は、２０％以上であることが望ましい。 Further, the improvement amount (%) of the fatigue damage resistance based on the number of rotations until the occurrence of fatigue damage in the heat treatment type pearlite rail (No. 1) as the “reference material” described above is also shown in Tables 3 and 4. did. The amount of improvement of the fatigue damage resistance of the rail test piece is calculated as follows: ((number of revolutions of the rail test piece until fatigue damage occurs-number of revolutions of the reference material until fatigue damage occurs) / (until fatigue damage of the reference material occurs The number of rotations)} × 100. Here, as the number of rotations until the occurrence of fatigue damage of the rail test piece, an average value of the measured values of the surface rail test piece 2a and the inner rail test piece 2b was used. The improvement amount is preferably 20% or more.

（耐遅れ破壊性）
以下の２条件でＳＳＲＴ（Slow Strain Rate Technique）試験を行い、得られた伸びの値から遅れ破壊感受性を評価した。 (Delayed fracture resistance)
An SSRT (Slow Strain Rate Technique) test was conducted under the following two conditions, and the delayed fracture susceptibility was evaluated from the obtained elongation value.

まず、図５に示すようにレール頭部１の上面から深さ２５ｍｍの位置を中心として、ＳＳＲＴ試験片４を採取した。ＳＳＲＴ試験片４の形状と寸法は図６に示す通りとした。ねじ部とＲ部以外は▽▽▽仕上げとし、平行部は＃６００までエメリー研磨した。 First, as shown in FIG. 5, the SSRT test piece 4 was sampled from the upper surface of the rail head 1 centering at a position at a depth of 25 mm. The shape and dimensions of the SSRT test piece 4 were as shown in FIG. Except for the screw part and the R part, ▽▽▽ was finished, and the parallel part was emery-polished to # 600.

同じＳＳＲＴ試験片４を２つ作成し、一方は大気中でのＳＳＲＴ試験に、他方はチオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験に供した。大気中でのＳＳＲＴ試験は、ＳＳＲＴ試験片４を試験装置に装着し、大気中、２５℃で歪速度３．３×１０^-6／ｓにて実施し、大気中でのＳＳＲＴ試験片の伸びＥ０を測定した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験は、２０質量％チオシアン酸アンモニウム水溶液中、２５℃で歪速度３．３×１０^-6／秒にて実施し、チオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験片の伸びＥ１を測定した。 Two identical SSRT test pieces 4 were prepared, one of which was subjected to an SSRT test in the air and the other to an SSRT test in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. The SSRT test in the atmosphere is performed by mounting the SSRT test piece 4 in a test apparatus and performing the strain rate at 25 ° C. in the air at a strain rate of 3.3 × 10 ⁻⁶ / s to elongate the SSRT test piece in the air. E0 was measured. The SSRT test in an aqueous solution of ammonium thiocyanate was carried out in an aqueous solution of 20% by mass ammonium thiocyanate at 25 ° C. at a strain rate of 3.3 × 10 ⁻⁶ / sec. The elongation E1 was measured.

得られたＥ０およびＥ１を用いて、耐遅れ破壊性の指標となる遅れ破壊（Delayed fracture、ＤＦ）感受性を算出した。ここで、遅れ破壊感受性（％）は、１００×（１−Ｅ１／Ｅ０）として定義される。得られた遅れ破壊感受性の値を表３、４に示した。 Delayed fracture (DF) susceptibility, which is an index of delayed fracture resistance, was calculated using the obtained E0 and E1. Here, the delayed fracture susceptibility (%) is defined as 100 × (1−E1 / E0). The obtained values of delayed fracture susceptibility are shown in Tables 3 and 4.

また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）における遅れ破壊感受性を基準とした、耐遅れ破壊性の向上量（％）を、表３、４に併記した。遅れ破壊感受性の向上量は、｛（当該レール試験片の遅れ破壊感受性−基準材の遅れ破壊感受性）／（基準材の遅れ破壊感受性）｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。 Further, Tables 3 and 4 also show the improvement amount (%) of the delayed fracture resistance based on the delayed fracture susceptibility of the heat treatment type pearlite rail (No. 1) as the “reference material”. The amount of improvement in delayed fracture susceptibility was calculated by {(delayed fracture susceptibility of the rail test piece-delayed fracture susceptibility of reference material) / (delayed fracture susceptibility of reference material)} × 100. The improvement amount is preferably 10% or more.

表３、４に示した評価結果から分かるように、本発明の条件を満たすレールは、基準材としてのパーライトレールに比べ、耐摩耗性が１０％以上、耐疲労損傷性が２０％以上、耐遅れ破壊性が１０％以上、それぞれ向上していた。一方、本発明の条件を満たさない比較例のレールは、耐摩耗性、耐摩耗性、および耐疲労損傷性の少なくとも一つが本発明のレールに比べて劣っていた。 As can be seen from the evaluation results shown in Tables 3 and 4, the rails satisfying the conditions of the present invention have a wear resistance of 10% or more, a fatigue damage resistance of 20% or more, and a fatigue resistance of 20% or more as compared with the pearlite rail as the reference material. The delayed fracture property was improved by 10% or more. On the other hand, the rail of the comparative example which did not satisfy the conditions of the present invention was inferior to the rail of the present invention in at least one of wear resistance, wear resistance, and fatigue damage resistance.

１レール頭部
２レール試験片
２ａ表層レール試験片
２ｂ内部レール試験片
３タイヤ試験片
４ＳＳＲＴ試験片 1 Rail head 2 Rail test piece 2a Surface rail test piece 2b Inner rail test piece 3 Tire test piece 4 SSRT test piece

Claims

In mass%,
C: 0.70 to 1.00%,
Si: 0.20 to 2.00%,
Mn: 0.20 to 1.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.0005 to 0.010%,
Cr: 0.20 to 1.50%,
V: 0.005-0.120%,
N: 0.0015 to 0.0150% is contained,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
Having a component composition having a [% V] / [% N] value of 6.0 to 30.0, defined as the ratio of the V content [% V] to the N content [% N],
The total area ratio of pearlite and bainite in a region having a depth of 0.5 mm to 25 mm from the surface of the head is 95% or more, and the area ratio of bainite in the region is 20% or more,
A rail having a Vickers hardness of Hv 360 or more in the region.

Further, the composition of the components is, by mass%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
The rail according to claim 1, containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.05% or less and Mo: 1.0% or less.

Further, the composition of the components is, by mass%,
Al: 0.07% or less,
W: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The rail according to claim 1 or 2, containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Ti: 0.05% or less and Sb: 0.05% or less.

A steel material having the component composition according to any one of claims 1 to 3 is hot-rolled at a rolling finishing temperature of 850 to 950 ° C into a rail shape.
Accelerated cooling start temperature: 700 ° C. or higher, accelerated cooling stop temperature: 400 to 600 ° C., average cooling rate: 3.0 to 20.0 ° C./s, and accelerated cooling is performed,
A method for manufacturing a rail, wherein secondary cooling is performed at an average cooling rate from the accelerated cooling stop temperature to 350 ° C: 0.2 ° C / s or more and less than 2.0 ° C / s.