JP3631712B2

JP3631712B2 - Heat-treated pearlitic rail with excellent surface damage resistance and toughness, and its manufacturing method

Info

Publication number: JP3631712B2
Application number: JP2001322221A
Authority: JP
Inventors: 正治上田; 紀昭小野寺; 琢也佐藤; 玲小林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-10-19
Filing date: 2001-10-19
Publication date: 2005-03-23
Anticipated expiration: 2021-10-19
Also published as: JP2003129181A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に靭性を向上させることを目的とした熱処理パーライト系レールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
旅客および貨物鉄道では、鉄道輸送の高効率化の手段として、列車速度の向上や列車積載重量の増加が図られている。このような鉄道輸送の効率化はレール使用環境の過酷化を意味し、レール材質の一層の改善が要求されるに至っている。具体的には、急曲線区間に敷設されたレールでは、Ｇ．Ｃ．（ゲージ・コーナー）部や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点で問題視されるようになった。
【０００３】
そこで、共析炭素鋼を用いた微細パーライト組織を呈した下記に示すような高強度（高硬度）レールが発明され、重荷重鉄道の曲線区間のレール寿命を飛躍的に改善してきた。
▲１▼ 圧延終了後あるいは、再加熱したレール頭部をオーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃／ｓｅｃで加速冷却する１３０ｋｇｆ／ｍｍ^２（１２７４ＭＰａ）以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
▲２▼ Ｃｒ，Ｎｂなどの合金を添加し、耐摩耗性ばかりでなく溶接部の硬度低下を改善した低合金熱処理レールの製造法（特公昭５９−１９１７３号公報）。
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的はパーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、主に急曲線区間の耐摩耗性や溶接性を向上させるところにあった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの高強度レールは、急曲線区間以外の直線や緩曲線に敷設された場合には、耐摩耗性が非常に高いため摩耗が極端に抑制され、ころがり面にダークスポット損傷をはじめとする表面疲労損傷が発生しやすいという問題点があった。また、これらの高強度レールは靭性が低いため、寒冷地に敷設された場合には、レール頭部や低部の欠陥等からレール折損が発生しやすいという問題点があった。
【０００５】
このような背景から、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間に敷設されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性に優れ、同時に靭性の高いレールの開発が求められるようになってきた。
すなわち本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性を向上させ、同時に靭性を向上させることを目的としたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記目的を達成するものであって、その要旨とするところは次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．５０〜０．７５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．２０％
を含有する鋼レールの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の範囲が、硬さＨｖ２５０〜３５０のパーライト組織であり、かつ、当該部分の２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が常温で２５Ｊ／ｃｍ^２以上であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
（２）上記レールは、さらに頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下とすることができる。
（３）また上記（３）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：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種、
▲２▼ Ｖ：０．００５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％
の１種または２種、
▲３▼ Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
▲４▼ Ｃｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
▲５▼ Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
▲６▼ Ｔｉ：０．００５０〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上、
▲７▼ Ａｌ：０．００４〜１．００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
（４）上記レールは、熱間圧延直後のＡｒ１点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは、熱処理する目的でＡｃ１点＋３０℃以上の温度に加熱した直後の鋼レール頭部を、２〜１０分間自然放冷し、その後０．５〜１０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００〜３５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後自然放冷することにより製造できる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、現行の高強度レールを旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間に敷設した場合に、ころがり面にダークスポット損傷等の表面疲労損傷が発生する原因を調査した。
まず本発明者らは、実軌道において直線や緩曲線区間と急曲線区間の摩耗挙動を調査した。その結果、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間は、急曲線区間と比較してレールに作用する面圧やすべりが低く、現行の高強度レールでは摩耗速度が極端に小さいことが確認された。
【０００８】
次に本発明者らは、この摩耗速度と表面疲労損傷の関係を詳細に調査した。その結果、摩耗速度がある一定量以下になるところがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷をはじめとする表面疲労損傷の発生が顕著になることがわかった。
そこで本発明者らは、この摩耗速度を決定している軌道因子を解明した。その結果、摩耗速度はころがり面の硬さと非常によい相関があり、ころがり面の硬さが高いと摩耗速度が低下することを確認した。
さらに本発明者らは、ころがり面の硬さを支配している因子を調査した。その結果、旅客および貨物鉄道ではころがり面に作用する面圧やすべりに違いがあるものの、ころがり面の硬さはレール鋼の初期硬さと非常によい相関があることが確認された。
【０００９】
これらの結果から、レール鋼の初期硬さを変化させた鋼を用いて、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区を想定した表面疲労損傷の再現実験を行った。その結果、表面疲労損傷の発生とレール鋼の初期硬さには相関があり、レール鋼の硬さが現行の高強度レール（Ｈｖ３６０〜３９０）レベルになると、摩耗速度の減少によるダークスポット損傷の発生が抑制され、摩耗速度を増すためレール鋼の硬さを下げると、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、表面疲労損傷の発生を防止するにはレール鋼の初期硬さをある一定範囲に収める必要があることを知見した。
【００１０】
これらの検討に加え本発明者らは、耐表面損傷性を向上させるため、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収めたレールにおいて、寒冷地の使用に耐え得る靭性を付与する方法を検討した。
まず本発明者らは、レール鋼の靭性、すなわち衝撃値を支配している因子を解明した。その結果、上記の硬度範囲では、衝撃値に最も大きく影響を与えている因子は、パーライト組織の粒径に加えてパーライト組織中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量であり、これらの添加量を低減させることにより衝撃値が大きく向上することを見出した。
【００１１】
しかし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの強化元素を低減させると、レール鋼の初期硬さが大きく低下し、耐表面損傷性を向上させることが困難となる。そこで本発明者らは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの強化元素を低減した成分系において、レール鋼の初期硬さを向上させる方法について検討した。その結果、熱間圧延直後の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的で加熱した直後の鋼レール頭部を数分間自然放冷し、その後加速冷却を行う方法によって、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収め、同時に靭性も向上させることができることを確認した。
【００１２】
さらに本発明者らは、この熱処理レール鋼において、さらにレール使用寿命を向上させる方法を考案した。レールの熱処理では、各部位の冷却速度が異なるため、レール頭部断面内で硬度が不均一になる。このため、車輪からの面圧に対してレール頭部断面内の歪分布が不均一となり、低硬度部に歪が集中する。その結果レール頭部に疲労損傷が発生し、レール使用寿命が低下する。
そこで本発明者らは、その疲労損傷の再現実験を行った。頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さを代表点とし、その硬さの差と疲労損傷の発生の有無を確認した結果、この硬さの差と疲労損傷の発生には相関があり、この硬さの差をある一定範囲内に収めることにより、レール頭部の疲労損傷の発生が抑えられることを確認した。
【００１３】
以上の結果、パーライト組織の鋼レールにおいて、鋼の成分をある一定範囲に収め、同時に熱処理を施すことにより、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収め、さらに衝撃値も大きく向上させることが可能となり、耐表面損傷性と靭性が大きく向上することを知見した。さらに、レール頭頂部表面と内部の硬さの差をある一定範囲内に収めることにより、疲労損傷の発生を抑制し、さらにレール使用寿命が向上することを知見した。
【００１４】
すなわち本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、鋼の成分をある一定範囲に収め、同時に熱処理を施すことにより、耐表面損傷性の向上と靭性を向上を同時に達成させることを目的としたものである。
【００１５】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の呈する範囲およびその硬さと衝撃値：
まず、耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の呈する範囲を、頭部コーナー部および頭頂部の該頭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。
この範囲が２０ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間のレールに要求される、耐表面損傷性や靭性を必要とされている領域としては小さく、十分な耐表面損傷性や靭性の改善効果が得られないためである。また、耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の呈する範囲が、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以上であれば、耐表面損傷性や靭性の改善効果がさらに増し、より望ましい。
【００１６】
次に、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２０ｍｍの範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の硬さを、Ｈｖ２５０〜３５０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Ｈｖ２５０未満になると、ころがり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。さらに、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となり、レールとしての機能が損なわれる。また硬さがＨｖ３５０を超えると、ころがり面の摩耗速度が低下する。これに伴いころがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷が発生し、耐表面損傷性を十分に確保することが困難となる。このためパーライト組織の硬さをＨｖ２５０〜３５０の範囲に限定した。
【００１７】
次に、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２０ｍｍの範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の衝撃値を、常温で２５Ｊ／ｃｍ^２以上に限定した理由について説明する。
本成分系のレール鋼では、パーライト組織の衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ^２未満になると、レール頭部の靭性が著しく低下する。その結果、寒冷地の使用において頭部の欠陥等からレール折損が発生しやすく、レールの靭性の向上が望めない。このため、パーライト組織の衝撃値を２５Ｊ／ｃｍ^２以上に限定した。
【００１８】
ここで、図１に本発明の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および耐表面損傷性と靭性が必要とされる領域を示す。図１の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。上記の硬さＨｖ２５０〜３５０、衝撃値２５Ｊ／ｃｍ^２以上のパーライト組織は少なくとも図中の斜線内に配置されていれば、レールの耐表面損傷性や靭性の改善が可能となる。
したがって、硬さや衝撃値を制御したパーライト組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部表面近傍に配置することが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。
【００１９】
（２）頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差：
次に、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下に限定した理由について説明する。
頭頂部の表面下２ｍｍ点と、その点における表面からの深さ２０ｍｍ点の硬さの差がＨｖ±４０を超えると、車輪からの面圧に対してレール頭部断面内の歪分布が不均一となり、歪の集中によりレール頭部の疲労損傷が多発し、レール使用寿命が低下する。このため、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下に限定した。
【００２０】
（３）鋼レールの化学成分：
まず、本発明において鋼レールの化学成分を上記のように限定した理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ強度や耐摩耗性を確保する有効な元素である。しかしＣ量が０．５０％未満では、熱処理を行っても初析フェライト組織が多量に生成し、レールに要求されている基本的な強度を確保することが困難となる。さらに、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。またＣ量が０．７５％を超えると、パーライト組織の硬さの上昇により摩耗速度が著しく低下し、ころがり面に疲労層が蓄積してダークスポット損傷が発生する。さらに、セメンタイト相の密度の向上により衝撃値が低下し、レールの靭性が向上しない。このためＣ量を０．５０〜０．７５％に限定した。
【００２１】
Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相への固溶体硬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が、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となる。また１．００％を超えると、フェライト相の延性の低下により衝撃値が低下し、レールの靭性が向上しない。さらに、パーライト組織の延性の低下により、ころがり面にスポーリング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。このためＳｉ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００２２】
Ｍｎは、パーライト変態温度を低下させ、焼入れ性を高めることによって高強度化に寄与する元素であり、さらに、セメンタイト相を強化してパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となる。また、１．２０％を超えると焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織を起点としたスポーリング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。さらに、セメンタイト相の強化が過剰となり、衝撃値が低下してレールの靭性が向上しない。このためＭｎ量を０．０５〜１．２０％に限定した。
【００２３】
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，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ、Ａｌの元素を必要に応じて添加する。
【００２４】
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。Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却過程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、パーライト組織中に析出硬化することにより、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００２５】
Ｂは、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、パーライト鋼の靭性と硬度を向上させ、同時に溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。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移動させ、パーライト組織の硬度を高めることが主な添加目的である。
【００２６】
そ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）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果は小さく、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、１．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、パーライト組織の硬さが著しく高くなり、ころがり面に疲労層が蓄積して耐表面損傷性が低下する。さらに、セメンタイト相の強化が過剰となり、衝撃値の低下によりレールの靭性向上が図れない。このためＣｒ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２７】
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、靭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。
【００２８】
Ｖは、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物のピニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。
また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また０．３０％を超えて添加すると、フェライト相へのＶの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．３０％に限定した。
【００２９】
Ｎｂは、Ｖと同様に高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。
しかしその効果は、０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また０．０３０％を超える添加すると、フェライト相へのＮｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０３０％に限定した。
【００３０】
Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ_２３（ＣＢ）_６）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化する元素であるが、０．０００１％未満の含有量ではその効果が十分でなく、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、粗大な鉄炭ほう化物が生成しやすく、延性や靭性の低下を招く。このためＢ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００３１】
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硬度や靭性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、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値の低下によりレールの靭性が向上しない。このためＣｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３２】
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靭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、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値の低下によりレールの靭性が向上しない。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３３】
Ｎｉは、パーライト鋼の靭性を向上させ、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Ｎｉ_３Ｔｉ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、衝撃値が低下してレールの靭性向上が図れない。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３４】
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、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下するため、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３５】
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、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の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、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部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。
【００３６】
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、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。
【００３７】
Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素であるが、０．００４０％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、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下することや、溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．００４０〜１．００％に限定した。
【００３８】
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、あるいは熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に所定の熱処理を施すことにより、レール頭部に耐表面損傷性と靭性に優れた一定範囲の硬さを有する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。
【００３９】
（４）レール熱処理製造方法：
請求項１０において、レール製造時の加熱、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を十分にオーステナイト化させる必要がある。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り、また再加熱されたレール頭部ではＡｃ１点＋３０℃以上の温度が必要である。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、オーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃が上限となる。
【００４０】
ここで、上記の「レール頭部」とは、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）を含む図中の斜線部分である。以下に説明する冷却速度および温度は、前記の図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２〜５ｍｍの範囲で測定すれば、レール頭部の少なくとも深さ３０ｍｍの範囲を代表させることができ、少なくとも図１に示す斜線部分の組織と硬さを制御することができる。
【００４１】
次に、熱間圧延直後のＡｒ１点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的でＡｃ１点＋３０℃以上の温度に加熱した直後の鋼レール頭部を、２〜１０分間自然放冷する理由について説明する。
自然放冷する時間が２分未満では、熱間圧延直後および再加熱直後のオーステナイト粒が不安定であり、オーステナイト粒径が不均一となる。その結果、熱処理後のパーライト組織も不均一となり、粗大なパーライト組織から破壊が発生してレールの靭性が低下する。また、自然放冷する時間が１０分を超えると、成分系によっては熱処理開始前に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量に生成する。その結果、フレーキング損傷などの塑性変形起因の表面損傷が発生し、レールの使用寿命が低下する。このため自然放冷時間を２〜１０分の範囲に限定した。
【００４２】
次に、自然放冷後、７００〜３５０℃までの間を０．５〜１０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。
７００℃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開始し、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果レール頭部の硬さがＨｖ２５０未満となり、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となり、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。さらに、粗大なパーライト組織を起点とした破壊が発生し易くなり、レールの靭性が低下する。また３５０℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では加速冷却後にレール内部からの十分な復熱が期待できず、レール頭部にマルテンサイト組織が生成してレールの靭性が低下する。さらに、マルテンサイト組織を起点としたスポーリング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却停止温度範囲を７００〜３５０℃の範囲に限定した。
【００４３】
次に、レール頭部の加速冷却速度が０．５℃／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、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果レール頭部の硬さがＨｖ２５０未満となり、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。さらに、粗大なパーライト組織を起点とした破壊が発生し易くなり、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が１０℃／ｓｅｃを超えると、パーライト組織の変態温度が低下し、レール頭部の硬さがＨｖ３５０を超える。その結果ころがり面の摩耗速度が低下し、ころがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷が発生する。このため加速冷却速度を０．５〜１０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。
【００４４】
なお、耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織をレール頭部に安定的に生成させるには、加速冷却速度は２〜６℃／ｓｅｃの範囲が最も望ましい。
また、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。
【００４５】
０．５〜１０℃／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合わせにより、所定冷却速度を得ることが可能である。したがって、硬さＨｖ２５０〜３５０の範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト系レールを製造するには、レール頭部において、硬さの低いパーライト組織の生成を防止し、耐摩耗性、靭性、耐内部疲労損傷性に有害なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初析セメンタ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、オーステナイト域温度から０．５〜１０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、該鋼レール頭表部の温度が７００〜３５０℃に達した時点で加速冷却を停止することにより、レール頭部に所定の硬さ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。
【００４６】
なお、加速冷却後の冷却は強制的な冷却は行わず、パーライト変態を完遂するまで放冷、すなわち自然冷却することが望ましい。なお、生産性向上等のためレールを強制的冷却する際には、マルテンサイト組織などのレールの靭性を低下させる組織の生成を防止するため、パーライト変態が完遂してから冷却を行うことが望ましい。なお本成分系において、レール頭部全体のパーライト変態がほぼ完了する温度は、レール外表面の温度が３００℃以下に冷却された状態である。
【００４７】
また、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差を制御する方法としては、熱間圧延終了および再加熱後の自然放冷時間、加速冷却速度の組合わせにより制御することが可能である。硬さの差を少なくする方法としては、自然放冷時間を６分以下、または加速冷却速度を６℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。
【００４８】
本発明レールの金属組織は、上記限定のようなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、レール頭部のパーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかしこれらの組織が混入しても、レールの耐表面損傷性、靭性、耐内部疲労損傷性等には大きな悪影響を及ぼさないため、耐表面損傷性に優れた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、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。
【００４９】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に本発明レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、頭部硬さ、頭部加速冷却条件を示す。また表１には、図２に示す試験片採取位置の衝撃試験結果、図３に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。
表２に、比較レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、頭部硬さ、頭部加速冷却条件を示す。また表２には、図２に示す試験片採取位置の衝撃試験結果、図３に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。
【００５０】
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明レール鋼（１２本）符号Ａ〜Ｌ
化学成分が上記成分範囲内で、鋼レールの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の範囲が、硬さＨｖ２５０〜３５０のパーライト組織であり、かつ、当該部分の２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が常温で２５Ｊ／ｃｍ^２以上であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
・比較レール鋼（１２本）符号Ｍ〜Ｘ
符号Ｍ〜Ｐ：化学成分が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｑ：化学成分が上記請求範囲内で、未熱処理（自然放冷）の比較レール鋼（１本）。
符号Ｒ〜Ｗ：化学成分が上記請求範囲内で、熱処理製造条件が上記請求範囲外の比較レール鋼（６本）。
符号Ｘ：化学成分が上記請求範囲内で、頭頂部の硬さの差が上記請求範囲外の比較レール鋼（１本）。
【００５１】
ここで、本明細書中の図について説明する。図１は本発明の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称および耐表面損傷性および靭性が必要とされる領域を示したものである。図２は衝撃試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、水潤滑ころがり疲労損傷試験機の概略を示したものである。
なお図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。また図３において、３は車輪試験片、４はレール円盤試験片、５はモーター（車輪側）、６はモーター（レール側）、７は水潤滑装置である。
【００５２】
各種試験条件は下記のとおりである。
・衝撃試験
試験片：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片
試験片採取位置：レール柱部（図２参照）
試験温度：常温（＋２０℃）
・水潤滑ころがり疲労損傷試験
試験機：ころがり疲労試験機（図３参照）
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）
試験荷重ラジアル荷重：０．６トン、初期面圧：６５０ＭＰａ
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、水潤滑により損傷発生および磨耗限界まで（損傷が発生しない場合は２００万回で試験を中止）。
【００５３】
【表１】

【００５４】
【表２】

【００５５】
【発明の効果】
表１に示す本発明レール鋼は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量を適切な範囲に納め、熱処理を施すことにより、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に制御し、また衝撃値も大きく向上させることができる。さらに表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｐ）で確認されたような、フェライト組織、マルテンサイト組織等の異常組織の生成を防止することにより、レールの耐表面損傷性や靭性を向上させることができる。
また表１に示す本発明レール鋼は、表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）と比べて、適切な条件の熱処理をレール頭部に施すことにより、レール頭部の硬さ、パーライト組織の性状、頭頂部の硬さの差を制御し、さらにマルテンサイト組織等の異常組織の生生成を防止し、耐表面損傷性と靭性を向上させることができる。
このように本発明によれば、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性の向上と靭性を向上を同時に達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明レール鋼の頭部断面表面位置での呼称および耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織が必要とされる領域を示す図。
【図２】衝撃試験における試験片採取位置を示す図
【図３】水潤滑ころがり疲労損傷試験機の概略図。
【符号の説明】
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[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a heat-treated pearlite rail for the purpose of improving the surface damage resistance required for the rails of passengers and freight railways and the rails of gentle curve sections and at the same time improving toughness.
[0002]
[Prior art]
In passenger and freight railways, as a means of improving the efficiency of railway transportation, improvement in train speed and increase in train loading weight are being attempted. Such an increase in the efficiency of rail transportation means that the rail use environment becomes severe, and further improvement of the rail material has been required. Specifically, for rails laid in sharply curved sections, G. C. (Gauge corner) and head side wear increased rapidly, and it became a problem in terms of the service life of the rail.
[0003]
Accordingly, a high-strength (high-hardness) rail having the fine pearlite structure using eutectoid carbon steel as shown below has been invented, and the rail life of the curved section of heavy-duty railway has been dramatically improved.
(1) 130kgf / mm after the rolling is completed or the reheated rail head is accelerated and cooled from austenite to 850 to 500 ° C at 1 to 4 ° C / sec. ² (1274 MPa) High strength rail manufacturing method (Japanese Patent Publication No. 63-23244).
(2) A method for producing a low alloy heat-treated rail in which an alloy such as Cr and Nb is added to improve not only wear resistance but also hardness reduction of a welded portion (Japanese Patent Publication No. 59-19173).
The characteristics of these rails are high-strength rails that exhibit a fine pearlite structure made of eutectoid carbon-containing steel (carbon content: 0.7 to 0.8%), and the purpose is to refine the lamella spacing in the pearlite structure, The main point was to improve the wear resistance and weldability of the sharply curved section.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, when these high-strength rails are laid on a straight or gentle curve other than a sharp curve section, the wear resistance is extremely high, so that wear is extremely suppressed, and dark spot damage is caused on the rolling surface. There is a problem that surface fatigue damage is likely to occur. Further, since these high-strength rails have low toughness, there has been a problem that when they are laid in a cold region, rail breakage is likely to occur due to defects in the rail head and lower portions.
[0005]
Against this background, there has been a demand for the development of rails that are excellent in surface damage resistance and at the same time have high toughness in rails of pearlite structure that are laid in straight and gentle curve sections of passenger and freight railways.
That is, the present invention has an object to improve surface damage resistance and simultaneously improve toughness in a pearlite rail used in a straight line or a gentle curve section of a passenger and a freight railway.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.50 to 0.75%, Si: 0.05 to 1.00%,
Mn: 0.05-1.20%
Starting from the head corner portion and the top surface of the steel rail containing steel, a range of at least 20 mm in depth is a pearlite structure with a hardness of Hv 250 to 350, and the 2 mm U notch Charpy impact value of the portion at room temperature 25 J / cm ² A heat-treated pearlite rail with excellent surface damage resistance and toughness characterized by the above.
(2) In the rail, the difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the crown and the 20 mm depth point can be Hv ± 40 or less.
(3) Moreover, the following (1) to (7) can be selectively contained in the rail of (3) above in terms of mass%.
(1) Cr: 0.01-1.00%, Mo: 0.01-0.50%
One or two of
(2) V: 0.005 to 0.30%, Nb: 0.002 to 0.030%
One or two of
(3) B: 0.0001 to 0.0050%,
(4) Co: 0.01 to 1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%
One or two of
(5) Ni: 0.01 to 1.00%,
(6) Ti: 0.0050 to 0.0200%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
One or more of
(7) Al: 0.004 to 1.00%
And the balance consists of Fe and inevitable impurities.
(4) The rail is a steel rail head at a temperature of Ar1 point or higher immediately after hot rolling, or a steel rail head immediately after heating to a temperature of Ac1 point + 30 ° C or higher for the purpose of heat treatment. Allowed to cool naturally for 5 minutes, then accelerated cooling at a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./sec. When the temperature of the head of the steel rail reached 700 to 350 ° C., the accelerated cooling was stopped. It can be manufactured by cooling.
[0007]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
The present inventors investigated the cause of surface fatigue damage such as dark spot damage on the rolling surface when the current high-strength rail is laid on a straight line or a gentle curve section of a passenger and freight railway.
First, the present inventors investigated the wear behavior of a straight line, a gentle curve section, and a sharp curve section in an actual track. As a result, it was confirmed that the straight and gentle curve sections of passenger and freight railways have lower surface pressure and slip acting on the rail than the sharp curve sections, and the wear speed is extremely low with the current high-strength rail. .
[0008]
Next, the present inventors investigated in detail the relationship between this wear rate and surface fatigue damage. As a result, it was found that the fatigue layer accumulates on the rolling surface where the wear rate becomes a certain amount or less, and the occurrence of surface fatigue damage including dark spot damage becomes remarkable.
Therefore, the present inventors have clarified the orbital factors that determine the wear rate. As a result, the wear rate had a very good correlation with the hardness of the rolling surface, and it was confirmed that the wear rate decreased when the hardness of the rolling surface was high.
Furthermore, the present inventors investigated a factor governing the hardness of the rolling surface. As a result, it was confirmed that the hardness of the rolling surface has a very good correlation with the initial hardness of the rail steel, although there is a difference in the surface pressure and slip acting on the rolling surface in passenger and cargo railways.
[0009]
Based on these results, an experiment was conducted to reproduce surface fatigue damage assuming straight and gentle curve sections of passenger and freight railways, using steels with varying initial hardness of rail steel. As a result, there is a correlation between the occurrence of surface fatigue damage and the initial hardness of the rail steel. When the hardness of the rail steel reaches the level of the current high-strength rail (Hv 360 to 390), dark spot damage due to a decrease in the wear rate is observed. If the hardness of the rail steel is lowered to suppress the occurrence and increase the wear rate, flaking damage caused by plastic deformation will occur, and the initial hardness of the rail steel will be within a certain range to prevent the occurrence of surface fatigue damage. It was found that it was necessary to fit in.
[0010]
In addition to these studies, the present inventors have studied a method of imparting toughness that can withstand the use of cold regions in rails that have the initial hardness of rail steel within a certain range in order to improve surface damage resistance. did.
First, the present inventors have elucidated the factors governing the toughness of rail steel, that is, the impact value. As a result, in the above hardness range, the factor having the largest influence on the impact value is the addition amount of C, Si, Mn in the pearlite structure in addition to the particle size of the pearlite structure. It has been found that the impact value is greatly improved by reducing it.
[0011]
However, if the strengthening elements of C, Si, and Mn are reduced, the initial hardness of the rail steel is greatly reduced, and it becomes difficult to improve the surface damage resistance. Therefore, the present inventors examined a method for improving the initial hardness of the rail steel in the component system in which the strengthening elements of C, Si, and Mn are reduced. As a result, the steel rail head immediately after hot rolling or the steel rail head immediately after heating for the purpose of heat treatment is allowed to cool naturally for several minutes, and then the accelerated hardness is used to provide the initial hardness of the rail steel. It was confirmed that it was within a certain range and at the same time toughness could be improved.
[0012]
Furthermore, the present inventors have devised a method for further improving the rail service life in the heat-treated rail steel. In the heat treatment of the rail, since the cooling rate of each part is different, the hardness becomes non-uniform in the rail head section. For this reason, the strain distribution in the rail head section becomes non-uniform with respect to the surface pressure from the wheel, and the strain concentrates on the low hardness portion. As a result, fatigue damage occurs on the rail head and the service life of the rail is reduced.
Therefore, the present inventors conducted a reproduction experiment of the fatigue damage. As a representative point, the hardness at the point 2mm below the surface of the head and the point 20mm deep is the representative point. As a result of checking the difference in hardness and the occurrence of fatigue damage, the difference in hardness and the occurrence of fatigue damage There is a correlation, and it was confirmed that the fatigue damage of the rail head can be suppressed by keeping this hardness difference within a certain range.
[0013]
As a result of the above, in steel rails with a pearlite structure, the initial hardness of the rail steel can be kept within a certain range and the impact value can be greatly improved by simultaneously carrying out heat treatment within a certain range. It became possible, and the surface damage resistance and toughness were greatly improved. Furthermore, it was found that the occurrence of fatigue damage was suppressed and the service life of the rail was improved by keeping the difference in hardness between the rail head surface and the inside within a certain range.
[0014]
In other words, the present invention provides improved surface damage resistance and toughness by keeping steel components within a certain range and performing heat treatment at the same time in rails of pearlite structure used in straight and gentle curve sections of passenger and freight railways. The purpose is to achieve improvement at the same time.
[0015]
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Range exhibited by a pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness and its hardness and impact value:
First, the reason why the range exhibited by the pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness is limited to a range of 20 mm in depth starting from the head surface at the head corner and the top of the head will be described.
If this range is less than 20 mm, considering the service life of the rail, the area required for surface damage resistance and toughness required for the rails of passengers and freight railways and for the curved line sections is small and sufficient. This is because the effect of improving surface damage resistance and toughness cannot be obtained. Further, if the range of the pearlite structure having excellent surface damage resistance and toughness is 30 mm or more from the head corner surface and the top surface of the head, the surface damage resistance and toughness are improved. More effective and more desirable.
[0016]
Next, the reason for limiting the hardness of the pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness in the range of 20 mm depth starting from the head surface at the head corner and the top to the range of Hv 250 to 350 explain.
In this component system, when the hardness is less than Hv250, flaking damage caused by plastic deformation occurs on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. Furthermore, it becomes difficult to secure the minimum strength required for the rail, and the function as the rail is impaired. On the other hand, when the hardness exceeds Hv350, the wear rate of the rolling surface decreases. As a result, a fatigue layer accumulates on the rolling surface, dark spot damage occurs, and it becomes difficult to ensure sufficient surface damage resistance. For this reason, the hardness of the pearlite structure | tissue was limited to the range of Hv250-350.
[0017]
Next, the impact value of a pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness in a range of 20 mm in depth starting from the head surface at the head corner and the top is 25 J / cm at room temperature. ² The reason limited to the above will be described.
In this component-based rail steel, the impact value of the pearlite structure is 25 J / cm. ² If it is less than this, the toughness of the rail head will be significantly reduced. As a result, rail breakage is likely to occur due to head defects or the like in cold regions, and improvement in rail toughness cannot be expected. For this reason, the impact value of the pearlite structure is 25 J / cm. ² Limited to the above.
[0018]
Here, FIG. 1 shows the designation of the heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to the present invention at the cross-sectional surface position of the head, and the region where the surface damage resistance and toughness are required. In the rail head portion of FIG. 1, reference numeral 1 denotes a top portion, 2 denotes a head corner portion, and one of the head corner portions 2 is a gauge corner (GC) portion that mainly contacts a wheel. Said hardness Hv250-350, impact value 25J / cm ² If the above pearlite structure is disposed at least within the oblique line in the figure, the surface damage resistance and toughness of the rail can be improved.
Therefore, the pearlite structure in which the hardness and impact value are controlled is desirably arranged in the vicinity of the rail head surface where the wheel and the rail mainly contact each other, and the other part may be a metal structure other than the pearlite structure.
[0019]
(2) Difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the top of the head and the 20 mm depth point:
Next, the reason why the difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the top of the head and the 20 mm depth point is limited to Hv ± 40 or less will be described.
If the difference in hardness between the 2mm point below the surface of the top of the head and the point 20mm deep from the surface at that point exceeds Hv ± 40, the strain distribution in the rail head cross section will not be correct against the surface pressure from the wheel. It becomes uniform and fatigue damage of the rail head frequently occurs due to concentration of strain, and the service life of the rail is reduced. For this reason, the difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the top of the head and the 20 mm depth point was limited to Hv ± 40 or less.
[0020]
(3) Steel rail chemical composition:
First, the reason why the chemical components of the steel rail are limited as described above in the present invention will be described. The component content is mass%.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and secures strength and wear resistance. However, if the C content is less than 0.50%, a large amount of proeutectoid ferrite structure is generated even if heat treatment is performed, and it becomes difficult to ensure the basic strength required for the rail. Furthermore, flaking damage due to plastic deformation occurs, and the surface damage resistance decreases. On the other hand, when the C content exceeds 0.75%, the wear rate is remarkably reduced due to the increase in the hardness of the pearlite structure, and a fatigue layer accumulates on the rolling surface to cause dark spot damage. In addition, the impact value decreases due to an increase in the density of the cementite phase, and the toughness of the rail does not improve. For this reason, the amount of C was limited to 0.50 to 0.75%.
[0021]
Si is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution hardening to the ferrite phase in the pearlite structure. However, when the content is less than 0.05%, the effect is small, and the minimum necessary for the rail. It is difficult to ensure the strength of the. On the other hand, if it exceeds 1.00%, the impact value decreases due to a decrease in the ductility of the ferrite phase, and the toughness of the rail is not improved. Furthermore, due to a decrease in the ductility of the pearlite structure, spalling damage occurs on the rolling surface and the surface damage resistance decreases. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 1.00%.
[0022]
Mn is an element that contributes to increasing the strength by lowering the pearlite transformation temperature and enhancing the hardenability. Further, Mn is an element that strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. When the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to secure the minimum strength necessary for the rail. On the other hand, if it exceeds 1.20%, the hardenability increases, a martensite structure is generated, spalling damage starting from the martensite structure occurs, and the surface damage resistance decreases. Further, the cementite phase is excessively strengthened, the impact value is lowered, and the toughness of the rail is not improved. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 1.20%.
[0023]
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, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, and Al are added as necessary.
[0024]
Here, Cr and Mo ensure the hardness of the pearlite structure by raising the equilibrium transformation point of pearlite and mainly reducing the pearlite lamella spacing. V and Nb improve the toughness and hardness of the pearlite structure by suppressing the growth of austenite grains by the carbide and nitride generated in the hot rolling and subsequent cooling process, and further by precipitation hardening in the pearlite structure. Let In addition, carbides and nitrides are stably generated, and the weld joint heat-affected zone is prevented from being softened.
[0025]
B reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature 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 improves the toughness and hardness of pearlite steel, and at the same time prevents softening of the weld joint heat-affected zone. 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 is mainly added for the purpose of increasing the hardness of the pearlite structure by moving the eutectoid transformation temperature to the high temperature side.
[0026]
The reasons for individual limitation of these components will be described in detail below.
Cr is an element that 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. However, 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. Further, when excessive addition exceeding 1.00% is performed, the hardenability is increased, the hardness of the pearlite structure is remarkably increased, the fatigue layer is accumulated on the rolling surface, and the surface damage resistance is lowered. Further, the cementite phase is excessively strengthened, and the toughness of the rail cannot be improved due to the decrease in impact value. For this reason, the Cr content is limited to 0.01 to 1.00%.
[0027]
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 toughness. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
[0028]
V is due to the V carbide and V nitride generated in the cooling process after hot rolling, and the austenite grains are refined by the pinning effect of V carbide and V nitride when heat treatment is performed at a high temperature. It is an element effective for improving the ductility by increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening.
In addition, it is an element effective for preventing V softening of the weld joint heat affected zone by generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point. is there. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and improvement in the hardness and toughness of the pearlite structure is not recognized. On the other hand, if added over 0.30%, precipitation hardening of V carbide and nitride to the ferrite phase becomes excessive, and the toughness of the pearlite structure is lowered. For this reason, the amount of V was limited to 0.005 to 0.30%.
[0029]
Nb is refined by a pinning effect of Nb carbide or Nb nitride when heat treatment is performed at a high temperature as in the case of V, and further Nb carbide generated in the cooling process after hot rolling, It is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Nb nitride. Further, in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, Nb carbide and Nb nitride are stably generated from the low temperature range to the high temperature range, and softening of the weld joint heat affected zone is prevented. It is an effective element.
However, the effect cannot be expected at less than 0.002%, and no improvement in the hardness of the pearlite structure or improvement in toughness is observed. If the addition exceeds 0.030%, precipitation hardening of Nb carbide or nitride to the ferrite phase becomes excessive, and the toughness of the pearlite structure decreases. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.030%.
[0030]
B is iron boride (Fe) at the austenite grain boundary. ₂₃ (CB) ₆ Is an element that reduces the dependency of the pearlite transformation temperature on the cooling rate and gives the rail a more uniform hardness distribution from the head surface to the inside, thereby extending the life of the rail. If the content is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the hardness distribution of the rail head is not improved. Moreover, when it adds exceeding 0.0050%, a coarse iron-bore borate is easy to produce | generate and causes the fall of ductility and toughness. For this reason, the amount of B was limited to 0.0001 to 0.0050%.
[0031]
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. Although it is an element that improves hardness and toughness, its effect cannot be expected if it is less than 0.01%. If it exceeds 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably reduced, and the toughness of the rail is not improved due to the reduction of the impact value. Therefore, the Co content is limited to 0.01 to 1.00%.
[0032]
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. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful | toxic to toughness by remarkable hardenability improvement. Further, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, and the toughness of the rail is not improved due to the drop of the impact value. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
[0033]
Ni is an element that improves the toughness of pearlite steel 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, Ni is combined with Ti. ₃ Ti intermetallic compound is finely precipitated, and is an element that suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkably small, and if added over 1.00%, the ductility of the ferrite phase However, the impact value decreases and the toughness of the rail cannot be improved. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
[0034]
By utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding do not dissolve, Ti refines the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region and causes brittleness in the weld joint. It is an effective ingredient for preventing oxidization. However, if less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbides and Ti nitrides are formed, and the toughness and internal fatigue damage resistance of the rails are reduced. Therefore, the Ti content is limited to 0.0050 to 0.050%.
[0035]
Mg combines with O, S, Al, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, and toughens pearlite structure It is an effective element for improving Furthermore, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the generation of pearlite transformation, and as a result, the pearlite block size is reduced, thereby reducing the toughness of the pearlite structure. It is an effective element to improve. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, and the toughness of the rail and further resistance to internal fatigue damage are lowered. Was limited to 0.0005 to 0.0200%.
[0036]
Ca has a strong binding force with S, forms a sulfide as CaS, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak. If added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. Was limited to 0.0005 to 0.0150%.
[0037]
Al is an essential component as a deoxidizing material. Moreover, it is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and is an element that contributes to increasing the hardness (strength) of the pearlite structure. However, if it is less than 0.0040%, its effect is weak, exceeding 1.00%. If added, 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, and the toughness of the rail and internal fatigue damage resistance are reduced. Since it produces | generates and weldability falls remarkably, Al amount was limited to 0.0040-1.00%.
[0038]
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 or continuously cast, or hot. It is manufactured as a rail after rolling.
Next, surface damage resistance and toughness are applied to the rail head by applying predetermined heat treatment to this hot-rolled rail that retains high-temperature heat, or to the rail head that has been reheated to a high temperature for the purpose of heat treatment. It is possible to stably generate a pearlite structure having a certain range of hardness.
[0039]
(4) Rail heat treatment manufacturing method:
The reason why the heating and cooling conditions at the time of manufacturing the rail are limited as described above will be described in detail.
First, regarding the temperature conditions before cooling the rail head, at least the rail head needs to be sufficiently austenitic in order to obtain a predetermined structure and hardness. The temperature of the rail head immediately after rolling is in the temperature range of the Ar1 point or higher, and the reheated rail head requires a temperature of Ac1 point + 30 ° C. or higher. The upper limit of the temperature is not particularly specified, but if the temperature is too high, a liquid phase appears and the austenite phase becomes unstable, so the temperature is essentially 1350 ° C.
[0040]
Here, the above-mentioned “rail head” is a hatched portion in the drawing including the rail top (reference numeral: 1) and the head corner section (reference numeral: 2) shown in FIG. The cooling rate and temperature described below are measured within a range of 2 to 5 mm in depth from the head surface of the rail top (symbol: 1) and head corner (symbol: 2) shown in FIG. For example, a range of at least 30 mm in depth of the rail head can be represented, and at least the structure and hardness of the shaded portion shown in FIG. 1 can be controlled.
[0041]
Next, the steel rail head at a temperature not lower than the Ar1 point immediately after hot rolling, or the steel rail head immediately after being heated to a temperature higher than the Ac1 point + 30 ° C. for the purpose of heat treatment is naturally cooled for 2 to 10 minutes. The reason will be explained.
If the time for natural cooling is less than 2 minutes, the austenite grains immediately after hot rolling and immediately after reheating are unstable, and the austenite grain size becomes uneven. As a result, the pearlite structure after the heat treatment becomes non-uniform, and the coarse pearlite structure is broken and the toughness of the rail is lowered. When the time for natural cooling exceeds 10 minutes, depending on the component system, pearlite transformation starts before the start of heat treatment, and a large amount of pearlite structure with low hardness is generated. As a result, surface damage caused by plastic deformation such as flaking damage occurs, and the service life of the rail is reduced. For this reason, natural cooling time was limited to the range of 2 to 10 minutes.
[0042]
Next, in the method of accelerating cooling between 700 and 350 ° C. at a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./sec after natural cooling, the accelerated cooling stop temperature range and the accelerated cooling rate are limited as described above. The reason will be explained.
When accelerated cooling is stopped at a temperature exceeding 700 ° C., pearlite transformation starts in a high temperature region immediately after accelerated cooling, and many coarse pearlite structures with low hardness are generated. As a result, the hardness of the rail head becomes less than Hv250, and it becomes difficult to ensure the minimum strength necessary for the rail, and flaking damage caused by plastic deformation occurs, resulting in a decrease in surface damage resistance. Furthermore, the fracture starting from the coarse pearlite structure is likely to occur, and the toughness of the rail is lowered. If accelerated cooling is performed to below 350 ° C., in this component system, sufficient recuperation from the inside of the rail cannot be expected after accelerated cooling, and a martensite structure is generated in the rail head, resulting in a decrease in rail toughness. Furthermore, spalling damage starting from the martensite structure occurs, and the surface damage resistance decreases. For this reason, the accelerated cooling stop temperature range was limited to a range of 700 to 350 ° C.
[0043]
Next, when the accelerated cooling rate of the rail head is less than 0.5 ° C./sec, pearlite transformation starts in a high temperature region during accelerated cooling, and many coarse pearlite structures with low hardness are generated. As a result, the hardness of the rail head becomes less than Hv250, flaking damage caused by plastic deformation occurs, and the surface damage resistance decreases. Furthermore, the fracture starting from the coarse pearlite structure is likely to occur, and the toughness of the rail is lowered. On the other hand, when the accelerated cooling rate exceeds 10 ° C./sec, the transformation temperature of the pearlite structure decreases and the hardness of the rail head exceeds Hv350. As a result, the wear rate of the rolling surface decreases, a fatigue layer accumulates on the rolling surface, and dark spot damage occurs. For this reason, the accelerated cooling rate is limited to the range of 0.5 to 10 ° C./sec.
[0044]
In order to stably generate a pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness on the rail head, the accelerated cooling rate is most preferably in the range of 2 to 6 ° C./sec.
In addition, this accelerated cooling rate range limits the average cooling rate from the start to the end of cooling, but during the accelerated cooling, heat is generated due to pearlite transformation and temporary temperature rise due to natural recuperation from inside the rail. May occur. 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.
[0045]
As a method for obtaining a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./sec, it is possible to obtain a predetermined cooling rate by using a cooling medium mainly composed of air, air, and mist, and a combination thereof. Therefore, in order to manufacture a pearlite rail having excellent surface damage resistance and toughness in the range of hardness Hv 250 to 350, the formation of a pearlite structure with low hardness is prevented in the rail head, and wear resistance and toughness are prevented. In order to prevent the formation of a bainite structure, martensite structure, and proeutectoid cementite structure that are harmful to internal fatigue damage resistance, air or air is used as a refrigerant and a mist is added to the austenite temperature range from 0.5 to Accelerated cooling is performed at a cooling rate of 10 ° C./sec, and when the temperature of the steel rail head surface reaches 700 to 350 ° C., the accelerated cooling is stopped, whereby a pearlite structure having a predetermined hardness is formed on the rail head It can be generated stably.
[0046]
In addition, it is desirable that the cooling after the accelerated cooling is not forcibly cooled but is allowed to cool, that is, naturally cool until the pearlite transformation is completed. In addition, when forcibly cooling the rail to improve productivity, it is desirable to cool after completion of the pearlite transformation in order to prevent formation of a structure that reduces the toughness of the rail such as martensite structure. . In this component system, the temperature at which the pearlite transformation of the entire rail head is almost completed is a state where the temperature of the rail outer surface is cooled to 300 ° C. or lower.
[0047]
Moreover, as a method of controlling the difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the top of the head and the 20 mm depth point, it is controlled by a combination of the natural cooling time after completion of hot rolling and reheating, and the accelerated cooling rate. It is possible. As a method for reducing the difference in hardness, it is desirable that the natural cooling time is 6 minutes or less, or the accelerated cooling rate is 6 ° C./sec or less.
[0048]
The metal structure of the rail of the present invention is desirably a pearlite structure as described above. However, depending on the component system of the rail and the heat treatment manufacturing method, a trace amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure may be mixed in the pearlite structure of the rail head. However, even if these structures are mixed, there is no significant adverse effect on the surface damage resistance, toughness, internal fatigue damage resistance, etc. of the rail. In other words, it includes a mixture of proeutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure, and martensite structure.
[0049]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition, head microstructure, head hardness, and head accelerated cooling conditions of the rail steel of the present invention. Table 1 also shows the impact test results at the specimen collection position shown in FIG. 2 and the water-lubricated rolling fatigue test results shown in FIG.
Table 2 shows the chemical composition, head microstructure, head hardness, and head accelerated cooling conditions of the comparative rail steel. Table 2 also shows the impact test results at the specimen collection position shown in FIG. 2 and the water-lubricated rolling fatigue test results shown in FIG.
[0050]
The configuration of the rail is as follows.
-Rail steel of the present invention (12 pieces) Codes A to L
Within the above component range, starting from the head corner and top surface of the steel rail, at least a depth of 20 mm is a pearlite structure having a hardness of Hv 250 to 350, and a 2 mmU notch in the portion. Charpy impact value is 25 J / cm at room temperature ² A heat-treated pearlite rail with excellent surface damage resistance and toughness characterized by the above.
-Comparison rail steel (12 pieces) Codes M to X
Reference signs M to P: Comparative rail steels (4 pieces) whose chemical components are outside the above claims.
Reference sign Q: A comparative rail steel (one piece) that is not heat-treated (naturally cooled) within the above-mentioned claims.
Reference signs R to W: Comparative rail steels (6 pieces) whose chemical components are within the above-mentioned claims and whose heat treatment production conditions are outside the above-mentioned claims.
Reference sign X: Comparative rail steel (1 piece) whose chemical composition is within the above-mentioned range and whose hardness at the top of the head is outside the above-mentioned range.
[0051]
Here, the drawings in this specification will be described. FIG. 1 shows the designation of the pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to the present invention at the head cross-sectional surface position and the area where surface damage resistance and toughness are required. FIG. 2 illustrates the specimen collection position in the impact test. FIG. 3 shows an outline of a water-lubricated rolling fatigue damage tester.
In FIG. 1, 1 is the top of the head and 2 is the corner of the head. In FIG. 3, 3 is a wheel test piece, 4 is a rail disk test piece, 5 is a motor (wheel side), 6 is a motor (rail side), and 7 is a water lubrication device.
[0052]
Various test conditions are as follows.
・ Impact test
Test piece: JIS No. 2 mm U-notch Charpy impact test piece
Specimen sampling position: Rail column (see Fig. 2)
Test temperature: Normal temperature (+ 20 ° C)
・ Water lubricated rolling fatigue damage test
Testing machine: Rolling fatigue testing machine (see Fig. 3)
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 section: 1/4 model of arc tread wheel)
Test load Radial load: 0.6 tons, Initial surface pressure: 650 MPa
Atmosphere: Drying + water lubrication (60cc / min)
Rotational speed: Drying; 100 rpm, water lubrication; 300 rpm
Number of repetitions: Dry until 0 to 5000 times, then damage to water and wear limit by water lubrication (If no damage occurs, the test is stopped at 2 million times).
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Table 2]

[0055]
【The invention's effect】
The rail steel of the present invention shown in Table 1 controls the initial hardness of the rail steel within a certain range by keeping the addition amount of C, Si, and Mn within an appropriate range and performing heat treatment, and also has a large impact value. Can be improved. Furthermore, the surface damage resistance and toughness of the rail are improved by preventing the formation of abnormal structures such as ferrite structure and martensite structure, as confirmed by the comparative rail steels shown in Table 2 (signs: MP). Can be made.
Moreover, compared with the comparative rail steel (code | symbol: Q-V) shown in Table 2, this invention rail steel shown in Table 1 gives the rail head the hardness of a rail head by performing the heat processing of suitable conditions, It is possible to improve the surface damage resistance and toughness by controlling the difference in the properties of the pearlite structure and the hardness of the top of the head, and preventing the formation of abnormal structures such as martensite structures.
As described above, according to the present invention, the surface damage resistance and the toughness can be improved at the same time in a pearlite rail used in a straight line or a gentle curve section of a passenger and a freight railway.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a view showing a region where a pearlite structure excellent in surface damage resistance and toughness is required at a head cross-sectional surface position of rail steel of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing a specimen collection position in an impact test.
FIG. 3 is a schematic view of a water-lubricated rolling fatigue damage testing machine.
[Explanation of symbols]
1: The top of the head
2: Head corner
3: Wheel test piece
4: Rail disk specimen
5: Motor (wheel side)
6: Motor (rail side)
7: Water lubrication equipment

Claims

% By mass
C: 0.50 to 0.75%,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.05-1.20%
Starting from the head corner portion and the top surface of the steel rail containing steel, a range of at least 20 mm in depth is a pearlite structure with a hardness of Hv 250 to 350, and the 2 mm U notch Charpy impact value of the portion at room temperature A heat-treated pearlitic rail excellent in surface damage resistance and toughness, characterized by being 25 J / cm ² or more.

The heat treatment excellent in surface damage resistance and toughness, characterized in that the difference in hardness between the 2 mm point below the surface of the top of the head and the 20 mm depth point is Hv ± 40 or less in the steel rail according to claim 1. Perlite rail.

In addition by mass%
Cr: 0.01 to 1.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
The heat-treated pearlite rail having excellent surface damage resistance and toughness according to claim 1, wherein the heat-treated pearlite rail has excellent surface damage resistance and toughness.

In addition by mass%
V: 0.005-0.30%,
Nb: 0.002 to 0.030%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 3, wherein one or two of the above are contained.

In addition by mass%
B: 0.0001 to 0.0050%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 4, characterized by comprising:

In addition by mass%
Co: 0.01-1.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 5, wherein one or two of the above are contained.

In addition by mass%
Ni: 0.01 to 1.00%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 6.

In addition by mass%
Ti: 0.0050 to 0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 7, characterized by containing one or more of the following.

In addition by mass%
Al: 0.004 to 1.00%
The heat-treated pearlite rail excellent in surface damage resistance and toughness according to any one of claims 1 to 8, comprising:

In manufacturing the steel rail according to any one of claims 1 to 9, the steel rail head at a temperature of Ar1 point or higher immediately after hot rolling, or a temperature of Ac1 point + 30 ° C or higher for the purpose of heat treatment. The steel rail head immediately after heating is allowed to cool naturally for 2 to 10 minutes, and then accelerated and cooled at a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./sec, so that the temperature of the steel rail head reaches 700 to 350 ° C. A method of manufacturing heat-treated pearlite rails with excellent surface damage resistance and toughness, characterized by stopping accelerated cooling when it reaches the limit and then allowing it to cool naturally.