JP3769218B2

JP3769218B2 - Low segregation pearlite rail with excellent wear resistance and ductility

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Publication number: JP3769218B2
Application number: JP2001322220A
Authority: JP
Inventors: 正治上田; 隆諸星; 尚久本田; 公一郎松下
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-04-04
Filing date: 2001-10-19
Publication date: 2006-04-19
Anticipated expiration: 2021-10-19
Also published as: JP2002363702A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、偏析を軽減することにより、レール柱部の靱性低下を防止し、さらに、延性の向上を図ることを目的としたパーライト系レールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
海外の重荷重鉄道では、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、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】
しかしながら、最近の高強度化熱処理技術の進歩により、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▼ 頭部がソルバイト組織、または微細なパーライト組織の超大荷重用の熱処理レール（特公昭５４−２５４９０号公報）。
▲２▼ 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/mm²（１２７４ＭＰａ）以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
【０００４】
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、耐摩耗性を向上させるところにあった。
しかし、近年海外の重荷重鉄道ではより一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化を強力に進めており、特に急曲線のレールでは上記開発のレールを用いてもＧ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現状の共析炭素鋼の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められるようになってきた。
【０００５】
これらの問題を解決するため、本発明者らは下記に示すようなレールを開発した。
▲３▼ 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４０１６号公報）。
▲４▼ 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール（特開平８−２４６１００号公報）。
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、さらに硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記▲３▼、▲４▼に示したパーライト組織を呈する発明レールでは、高炭素化により耐摩耗性の向上が図れる。
しかし上記の発明レールは、現行の共析炭素含有の高強度レールよりも炭素量が高いため、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が濃化した偏析帯が形成されやすい。特に、図１の斜線部に示す圧延後のレール柱部では、偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が多量に生成し、特に柱部の靱性が大きく低下するといった問題があった。
また、高炭素化するとパーライト組織の延性が低下し、繰返し荷重を受けるレール頭部や底部において、疲労き裂や微小な初期欠陥が発生した場合、脆性破壊の発生する危険性が増加するといった問題があった。
【０００７】
このような背景から、高炭素含有のパーライト組織のレールにおいて、偏析を軽減し、柱部の靭性低下を防止し、同時に延性の低下を防止する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、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織のレールにおいて、偏析を軽減することにより、レール柱部の靭性低下を防止し、さらに延性の低下を防止することにより、脆性破壊の発生に対する危険性を低下させることを目的としたものである。
【０００８】
【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：０．８５超〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、Ｚｒ：０．００２１〜０．２０００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールであって、該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３０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物が、被検面積１００ｍｍ²あたり１４３５〜５０００個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
（２）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ²あたり７３〜２５００個存在させることができる。
（３）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ²あたり１４２〜２５００個存在させることができる。
（４）上記レールは、さらに、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ²あたり５００個以下とすることができる。
（５）上記レールは、さらに、前記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３０ｍｍの範囲が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織とすることができる。
（６）また、上記（５）のレールには、質量％でさらに、下記1)〜9)の成分を選択的に含有させることができる。
1) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｖ：０．００５〜０．５０％
の１種または２種、
2) Ｎ：０．００５０〜０．０５００％、
3) Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種、
4) Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、
5) Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
6) Ｃｏ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
7) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
8) Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種、
9) Ａｌ：０．０２５０〜３．００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【０００９】
【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、まず高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール柱部の偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する原因を調査した。その結果、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が濃化した偏析帯が形成され、これが熱間圧延後のレール柱部に残存し、主に柱部偏析帯の炭素濃度が増加することにより、初析セメンタイト組織が生成することが確認された。
そこで、本発明者らは、この鋳片中心部に生成する偏析帯の形成を防止する方法を検討した。その結果、鋼片の凝固組織を微細化することにより、鋳片中心部の偏析帯の形成が抑制され、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成が防止できることを確認した。
【００１０】
まず、本発明者らは鋼片の凝固組織を微細化する方法を検討した。その結果、溶鋼が凝固する際に凝固核となるものを添加し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが有効であることを確認した。
さらに本発明者らは、最適な凝固核を実験により検討した。その結果、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素（Ｃ＞０．９mass％）のレール鋼では、γ−Ｆｅとの格子整合性がよい凝固核が最も有効であり、その中でもＺｒの酸化物（ＺｒＯ₂）が極めて安定的に作用することを見いだした。
【００１１】
次に本発明者らは、高炭素化によるパーライト組織の延性の低下を防止する方法を検討した。パーライト組織の延性を向上させるには、パーライト組織中のフェライトの結晶方位が同じ領域であるパーライト組織のブロックサイズを微細化する方法が知られている。パーライト組織のブロックサイズを微細化する方法としては、オーステナイト域からのパーライト変態時の変態核を増す方法が有効であるが、この変態核として、凝固核として作用するＺｒの酸化物（ＺｒＯ₂）の利用を検討した。
【００１２】
ラボ圧延実験を行った結果、レール鋼片の再加熱時に溶融したＭｎＳが、その後の圧延冷却過程において、ある一定サイズの微細なＺｒの酸化物（ＺｒＯ₂）の表面に再生成し、ＺｒＯ₂を核とする微細なＭｎＳやＺｒＯ₂と微細なＭｎＳの複合体が生成し、ＭｎＳの周囲のＭｎの希薄帯の焼入れ性の低下により、パーライト組織の変態が促進され、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性が向上することを確認した。
【００１３】
さらに本発明者らは、高炭素のパーライト鋼において、偏析帯の形成を防止し、同時に延性の向上が可能な、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂を核とする微細なＭｎＳ介在物や、ＺｒＯ₂と微細なＭｎＳの複合体介在物の最適な大きさと生成量について検討した。その結果、ある被検面積において一定の大きさを有したＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の存在量、すなわちその数に最適な範囲があることが明らかとなった。
【００１４】
次に本発明者らは、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のパーライト組織の変態核としての機能を調査した。その結果、ＭｎＳの周囲のＭｎの希薄帯に加えて、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成している介在物は、ＴｉＣやＴｉＮがパーライト組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細化することが確認された。
また、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成している介在物についても、ＶＣやＶＮがパーライト組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細化することも確認された。
【００１５】
これらの検討に加え本発明者らは、Ｚｒの介在物を鋼中に分散させた場合のレールに対する有害性を確認した。レールの転動疲労試験を行った結果、Ｚｒの介在物が分散した鋼ではレール頭部内部から疲労損傷の発生し、レール使用寿命が低下することが確認された。そこでその原因を調査した結果、疲労損傷の起点部には、ＺｒＯ₂やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介在物が存在することが確認された。
【００１６】
次に本発明者らは、起点部に存在した粗大Ｚｒ系介在物の形態について調査した。その結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールでは、粗大Ｚｒ系介在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をしており、起点となった粗大Ｚｒ系介在物は、その長径がある一定長さを超えていることを確認した。
【００１７】
これらの知見に加えて本発明者らは、レール鋼中のＺｒ系介在物の大きさおよび量と内部疲労損傷の発生の関係を確認した。その結果、粗大Ｚｒ系介在物の長径がある一定長さを超えていても損傷は必しも発生せず、損傷の発生の有無は、ある被検面積におけるＺｒ系介在物の存在量、すなわちその数に支配されていることを見いだした。
これらの実験室的な検討結果から、レール頭部の疲労損傷を抑制するには、粗大Ｚｒ系介在物の大きさと数の制御が必要であることを確認した。
【００１８】
以上の結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ₂介在物のまたはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に納めることにより、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、耐摩耗性の向上に加えて、柱部の靭性低下を防止し、さらに、延性が向上することを知見した。さらに、ＺｒＯ₂やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介在物の大きさや数を制御することにより、耐内部疲労損傷性も向上することを知見した。
【００１９】
すなわち本発明は、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、さらに、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上を同時に達成することを目的としたものである。
【００２０】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レール中のＺｒＯ_２介在物またはＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の長径および総数の規定：
まず、長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２介在物またはＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の総数を、被検面積１００ｍｍ^２あたり１４３５〜５０００個の範囲に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ_２介在物またはＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり１４３５個未満になると、凝固核としての効果が減少し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が困難となる。さらに、変態核としての効果が減少し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向上が図れない。
また、ＺｒＯ_２介在物またはＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり５０００個を超えると、鋳造時において介在物に起因したヘゲ疵等が発生し、レールの表面疵の発生を誘発する。さらに、鋼の塑性変形能が低下し、パーライト組織の延性が低下する。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２介在物またはＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の総数を被検面積１００ｍｍ^２あたり１４３５〜５０００個に限定した。
【００２１】
次に、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の長径を、１〜１０μｍの範囲に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の長径が１μｍ未満になると、γ−Ｆｅの凝固核として働きが低下し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が困難となる。さらに、変態核としての働きが低下し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向上が図れない。また、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の長径が１０μｍを超えると、鋳造時に介在物を起点としたヘゲ疵が発生しやすく、レールの表面疵の発生を誘発する。このため、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の長径を１〜１０μｍの範囲に限定した。
【００２２】
（２）長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２介在物およびＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の個数の規定：
長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２介在物およびＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ^２あたり７３〜２５００個に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成すると、ＺｒＯ_２自体がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ_２からのパーライト変態が促進され、ＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性がさらに向上する。
【００２３】
しかし、ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり７３個未満になると、Ｔｉの炭化物や窒素物によるパーライト変態核としての作用が低下し、Ｔｉの炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり２５００個を超えると、硬質なＴｉＣやＴｉＮの密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２介在物およびＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物において、ＺｒＯ_２の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ^２あたり７３〜２５００個に限定した。
【００２４】
（３）長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ_２の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の個数の規定：
長径１〜１０μｍのＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ^２あたり１４２〜２５００個に限定した理由を説明する。
ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成すると、Ｖの炭化物や窒素物がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性がさらに向上する。
【００２５】
しかし、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり１４２個未満になると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーライト変態核としての作用が低下し、パーライト組織の延性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ^２あたり２５００個を超えると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果が飽和することや、析出物であるＶＣやＶＮの密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０ｍのＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物において、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ^２あたり１４２〜２５００個に限定した。
【００２６】
ここで、上記のＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の形態を図２（ａ）〜（ｃ）に模式的に示す。図２（ａ）はＺｒＯ₂介在物の例、図２（ｂ）はＺｒＯ₂を核にしたＭｎＳ介在物の例、図２（ｃ）はＺｒＯ₂とＭｎＳの複合体介在物の例である。ＺｒＯ₂含む介在物は様々な形態をとり得る。いずれのＺｒＯ₂を含む介在物においても働きには大きさ差は認められず、凝固核、パーライト組織の変態核としての十分な機能を有している。
【００２７】
また、図３（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物を形態を模式的に示したものである。
図３（ａ）はＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した例、図３（ｂ）はＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した例、図３（ｃ）はＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物において、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した例である。
Ｔｉ，Ｖの炭化物および窒化物は様々な生成形態をとり得る。いずれの生成形態においても働きには大きさ差は認められず、パーライト組織の変態核としての十分な機能を有している。また、本図には示していないが、Ｔｉの炭化物や窒素物はＺｒＯ₂介在物にも生成し、変態核として作用する場合もある。
【００２８】
（４）粗大Ｚｒ系介在物の大きさおよびその総数の規定：
まず、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μｍ超に限定した理由を説明する。
Ｚｒ系介在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をしている。内部疲労損傷の起点となったＺｒ系介在物を調査した結果、その長径が１０μｍ超であった。したがって、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μｍ超に限定した。
【００２９】
次に、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数を、被検面積１００ｍｍ²あたり５００個以下に限定した理由を説明する。
長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数が５００個を超えると、調査したほとんどのレールにおいて頭部内部から疲労損傷が発生しており、レールの使用寿命が著しく低下する。このため、被検面積１００ｍｍ²あたりの粗大Ｚｒ系介在物の総数を５００個以下に限定した。
【００３０】
ここで、上記の粗大ＺｒＯ₂系介在物の形態を図３（ａ）〜（ｂ）に模式的に示す。図３（ａ）はＺｒＯ₂の例、図３（ｂ）はＺｒＯ₂とＭｎＳの複合体の例である。粗大Ｚｒ系介在物とは、主に、単体の楕円状のＺｒＯ₂とＺｒＯ₂を核としたＭｎＳの複合体であり、ＺｒＯ₂やＭｎＳには、ＴｉやＶの炭化物および窒化物が生成する場合もある。
なお、これらのＺｒＯ₂、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物は、光学顕微鏡や走査型顕微鏡で大きさやその数を測定し、Ｘ線等による分析において、それぞれの介在物の詳細な形態を確認することが可能である。また、長径とは介在物の最大直径を示すものである。
【００３１】
また、これらのＺｒＯ₂、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の大きさやその数を上記限定範囲内に制御するには、▲１▼溶鋼中の酸素量をある一定の範囲内に収め、Ｚｒ系介在物の生成を抑制する。▲２▼精錬時に不活性ガス等で溶鋼をバブリングし、鋼中に生成した粗大なＺｒ系介在物をスラグ中に浮上させ除去する方法、これらの方法の組み合わせ技術を適用することが望ましい。
【００３２】
（５）ＺｒＯ₂介在物、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織の呈する範囲およびその硬さ：
まず、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパーライト組織が呈する範囲を、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３０ｍｍの範囲に限定した理由について説明する。
この範囲が３０ｍｍ未満では、レール頭部の耐摩耗性や延性を必要とされている領域としては小さく、十分な耐摩耗性や延性の改善効果が得られないためである。また、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパーライト組織を呈する範囲が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として、深さ４０ｍｍ以上であれば、耐摩耗性や延性の改善効果がさらに増し、より望ましい。
【００３３】
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３０ｍｍの範囲のＺｒを含む上記介在物の長径や総数を制御したパーライト組織の硬さを、Ｈｖ３２０以上に限定した理由について説明する。
本成分系では硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの使用環境が過酷な場合はレール頭部の摩耗が著しく進行し、さらに、場合によっては塑性変形起因の表面損傷が発生する。さらに、粗大Ｚｒ系介在物の数を制御しても、レール頭部内部から疲労損傷が発生しやすくなり、重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性を十分に確保することが困難となるため、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定した。
【００３４】
ここで、図４に本発明のＺｒＯ₂介在物、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径や総数を制御したパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および耐摩耗性と延性が必要とされる領域を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コーナー部であり、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。上記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、レールの耐摩耗性や延性の改善が可能となる。
【００３５】
さらに、図中の斜線内のパーライト組織の硬さがＨｖ３２０以上であれば、特に、重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性を十分に確保することが可能となる。
したがって、ＺｒＯ₂介在物、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径や総数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。
【００３６】
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、上記のＺｒを含む介在物を添加したレールにおいても、レール柱部、頭表部、頭部内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、レールの耐摩耗性、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、耐摩耗性および延性に優れた低偏析性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。
【００３７】
（６）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。
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつセメンタイト相の密度を向上させ、耐摩耗性を確保する元素である。しかしＣ量が０．８５％以下では、パーライト組織中の初析フェライト組織が生成し、レールに必要とされている最低限の強度を確保することが困難となり、レールとしての効能を損なう。また、セメンタイト相の密度の向上により確耐摩耗性をより一層向上させ、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量を０．８５％超とする。またＣ量が１．４０％を超えると、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した鋼においても、レール柱部に加えて、頭表部や頭部内部のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下することや、頭部に内部疲労損傷が発生しやすくなる。さらに、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、レールに必要とされる延性を十分に確保できなくなるため、Ｃ量を０．８５超〜１．４０％に限定した。
【００３８】
Ｚｒは、ＺｒＯ₂介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レールの靭性に有害な初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。また、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物やＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成している介在物、さらに、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成している介在物がパーライト組織の変態核として作用し、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、延性を向上させる元素である。
【００３９】
しかし、Ｚｒ量が０．００２１％未満では、ある一定の大きさを有するＺｒＯ_２介在物の数が少なく、凝固組織の等軸晶化率が低下し、初析セメンタイト組織の生成によりレール柱部の靭性が低下する。また、ある一定の大きさを有するＺｒＯ_２介在物、ＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成しているＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の数が少なく、変態核として十分な作用を示さない。その結果、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、パーライト組織の延性が向上しない。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの延性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした内部疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このため、Ｚｒ量を０．００２１〜０．２０００％に限定した。
【００４０】
なお、ある一定の大きさを有するＺｒＯ_２介在物、ＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成しているＺｒＯ_２−ＭｎＳ系介在物の数を確保し、レールの延性の向上、偏析の低減を図り、さらに、粗大Ｚｒ系介在物の生成の抑制より、内部疲労損傷の発生を防止するには、Ｚｒ添加量０．００２１〜０．０１００％の範囲とすることが最も望ましい。
また、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量は高い方が望ましい。特に、Ｃ量を０．８５％超にすると、最もＺｒ系の介在物の効果が現れる。
【００４１】
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り、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制し、レールの硬度や靭性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待できず、硬度や靭性の向上が認められない。また、２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに、パーライト組織自体が脆化し、レールの延性が低下するばかりでなく、スポーリング等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、Ｓｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００４２】
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなることや、ある一定の大きさのＺｒＯ₂介在物の数を制御した鋼においても偏析が助長され、柱部などに初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。このためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００４３】
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の強化による耐摩耗性の向上、初析セメンタイト組織の生成抑制による靭性低下の防止、溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止、パーライト組織の延性や靭性の向上、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成の防止を図る目的で、Ｔｉ，Ｖ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌの元素を必要に応じて添加する。
【００４４】
ここで、Ｔｉは、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ₂がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さらに、レール溶接時にオーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。
【００４５】
Ｖは、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒化物がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性や靭性を向上させる。さらに、熱間圧延やその後の冷却課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、同時に、析出硬化によりパーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させる。また、再加熱時に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。
【００４６】
Ｎは、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーライト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの延性を向上させる。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し、耐摩耗性の向上を図る。Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課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、さらに析出硬化によりパーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また再加熱時に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。
【００４７】
またＢは、鉄炭ほう化物を生成し、初析セメンタイトの生成を抑制し、さらにパーライト変態を促進させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下の抑制と高寿命化を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉは、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図り、またレール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高める。Ｔｉは、レール溶接熱時にオーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。
【００４８】
Ｍｇ，Ｃａは、微細な酸化物や硫化物の生成させることにより、ＭｎＳを微細分散させ、パーライト変態の促進とパーライトブロックサイズの微細化により、レールの延性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動させ、パーライト組織の高硬度（強度）化と初析セメンタイトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靭性低下の防止を図ることが主な添加目的である。
【００４９】
それらの成分の個々について、以下に詳細に説明する。
Ｔｉは、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ₂がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さらに、溶接時の再加熱において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ＴｉＣやＴｉＮが生成して、レールの靭性が低下することや、硬質なＴｉの炭化物やＴｉの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＴｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００５０】
Ｖは、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒化物がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性や靭性を向上させる。さらに、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖの炭化物やＶの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、パーライト組織の延性を向上させ、同時に、熱間圧延時の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。
これに加えて、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、パーライト組織の延性や硬度の向上は認められない。また、０．５０％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。さらに、Ｖの炭化物やＶの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＶ量を０．００５〜０．５０％に限定した。
【００５１】
Ｎは、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーライト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの延性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、Ｖの窒化物の生成の促進が図れない。また０．０５０％を超えて添加すると、溶鋼中にブローホールなどの欠陥が生成して疲労損傷の起点となり、レール使用寿命を低下させる。このためＮ量を０．００５〜０．０５０％に限定した。
【００５２】
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、パーライト組織中のセメンタイト相を強化することによって耐摩耗性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、２．００％を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイト組織が多量に生成してレールの耐摩耗性や靭性を低下させるため、Ｃｒ量を０．０１〜２．００％に限定した。
【００５３】
Ｍｏは、Ｃｒ同様にパーライトの平衡変態点を上昇させ、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与し、耐摩耗性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、０．５０％を超える過剰な添加を行うと、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した鋼においても偏析が助長され、さらに、パーライト変態速度が低下し、柱部など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ため、Ｍｏ量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００５４】
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の炭化物やＮｂの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、同時に、熱間圧延時の冷却課程で生成したＮｂの炭化物、Ｎｂの窒化物による析出硬化でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。これに加えて、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０．０５０％を超える添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００５５】
Ｂは、鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイトの生成を抑制し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、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、粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００５６】
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２．００％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、レールの靭性向上が図れない。このためＣｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５７】
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、レールの延性が向上しない。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５８】
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Ｎｉ₃Ｔｉ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、レールの延性が向上しない。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５９】
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与する。その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。
しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０３００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。
【００６０】
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、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの延性、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。
【００６１】
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、同時に共析炭素濃度を高炭素側へそれぞれ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と、初析セメンタイト組織の生成抑制により、靭性低下を防止する元素であるが、０．０２５０％未満ではその効果が弱く、３．００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０２５０〜３．００％に限定した。
【００６２】
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熱処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーライト組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００６３】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１（表１−１）、表２（表１−２）に、本発明レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ₂の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の硬さを示す。
また同表には、図５に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００６４】
表３（表２−１）、表４（表２−２）に、比較レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ₂の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の硬さを示す。
また同表には、図５に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００６５】
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（１３本）符号Ｈ１〜Ｌ１，Ｎ１〜Ｕ１
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３０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物が、被検面積１００ｍｍ²あたり１０〜５０００個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
・比較レール鋼（１１本）符号Ａ２〜Ｋ２
符号Ａ２〜Ｄ２：Ｃ，Ｚｒ，ＳｉおよびＭｎの添加量が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｅ２〜Ｈ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面積１００ｍｍ²あたり、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｉ２〜Ｋ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面積１００ｍｍ²あたり、粗大Ｚｒ系介在物の総数が上記請求範囲外の比較レール鋼（３本）。
【００６６】
ここで、本明細書中の図について説明する。
図１は偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する領域を示したものである。図２（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の形態を模式的に示したものである。図３（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示したものである。また図４は、ＺｒＯ₂介在物、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示したものである。
【００６７】
また図５は、西原式摩耗試験機の概略を示したものである。図６は転動疲労試験機の概要を示したものである。図７は、表１（表１−１），表２（表１−２）と表３（表２−１），表４（表２−２）に示すミクロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を図示したものである。図８は、表１〜表４に示す摩耗試験における試験片採取位置を図示したものである。図９は、表１〜表４に示す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。
【００６８】
さらに図１０は、表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数と引張試験の全伸び値の関係を図示したもの。
図１１は表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の長径１〜１０μｍの、ＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を図示したものである。
図１２は表１，表２に示す本発明レール鋼の摩耗試験結果における炭素量０．８５ mass ％超のレール鋼の硬さと摩耗量の関係を示したものである。
なお、図５において、３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルである。また図６において、６はレール移動用スライダーであり、この上にレール７が設置される。１０はモーター９で回転する車輪８の左右の動きおよび荷重を制御する荷重負荷装置である。試験は左右に移動するレール７上を車輪８が転動する。
【００６９】
各種試験は次のとおりとした。

【００７０】
・柱部衝撃試験
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９参照）
試験温度：常温（＋２０℃）
・転動疲労試験
試験機：転動疲労試験機（図６参照）
試験片形状
レール：１３６ポンドレール×２ｍ
車輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）
荷重条件（重荷重鉄道再現）
ラジアル荷重：１４７０００Ｎ（１５トン）
スラスト荷重：９８００Ｎ（１トン）
潤滑条件
ドライ＋油（間欠給油）
【００７１】
【表１】

【００７２】
【表２】

【００７３】
【表３】

【００７４】
【表４】

【００７５】
【発明の効果】
表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ａ２〜Ｃ２）と比べて、Ｃ，Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納めることにより、レールの靭性や延性さらには耐摩耗性に悪影響を与える初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織などを生成させず、パーライト組織とすることができる。
また図１０に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数を制御することや、さらにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）と比べて、レール頭部の全伸び値が向上している。
【００７６】
さらに図１１に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数と制御することや、さらにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）で確認されたように、レール柱部の初析セメンタイト組織生成を抑え、レール柱部の衝撃値が向上している。
これらに加えて、表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ｉ２〜Ｋ２）と比べて、粗大ＺｒＯ₂系の介在物の生成量を抑制することにより、内部疲労損傷性の発生を防止することができる。また図１２に示すように、本発明レール鋼は、Ｃ量を０．８５mass％超とすることにより、耐摩耗性がより一層向上する。
【００７７】
このように本発明によれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、さらに、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上を同時に達成する。従って、レール柱部の偏析を軽減し、同時に延性の低下を防止することにより、レール柱部の靭性低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危険性を低下させる。
【図面の簡単な説明】
【図１】偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する領域を示す図。
【図２】ＺｒＯ₂介在物またはＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ₂介在物の例、（ｂ）はＺｒＯ₂を核にしたＭｎＳ介在物の例、（ｃ）はＺｒＯ₂とＭｎＳの複合介在物の例である。
【図３】ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ、Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒化物が生成した例、（ｂ）はＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例、（ｃ）はＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ₂の表層にＴｉの炭化物や窒化物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例である。
【図４】ＺｒＯ₂介在物、ＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示す図。
【図５】西原式摩耗試験機の概略を示す図。
【図６】転動疲労試験機の概要を示す図。
【図７】ミクロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を示す図。
【図８】摩耗試験における試験片採取位置を示す図。
【図９】表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取位置を示す図。
【図１０】本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数と引張試験の全伸び値の関係を示す図。
【図１１】本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ₂介在物およびＺｒＯ₂−ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を示す図。
【図１２】本発明レール鋼の摩耗試験結果における炭素量０．８５ mass ％超のレール鋼の硬さと摩耗量の関係を示す図。
【符号の説明】
１：頭頂部２：頭部コーナー部
３：レール試験片４：相手材
５：冷却用ノズル６：レール移動用スライダー
７：レール８：車輪
９：モーター１０：荷重負荷装置[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The purpose of the present invention is to improve the wear resistance required for rails of heavy-duty railways, and at the same time, prevent segregation and thereby prevent the deterioration of the toughness of the rail pillars, and further improve the ductility. It relates to the pearlite rail.
[0002]
[Prior art]
In overseas heavy-duty railways, as a means of improving the efficiency of railway transportation, the train speed is increased and the train load is increased. Such an increase in the efficiency of rail transportation means that the rail use environment becomes severe, and further improvements in rail materials have been required. Specifically, for rails laid in 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]
However, with the recent advancement of high-strength heat treatment technology, the following high-strength (hardness) rails with a fine pearlite structure using eutectoid carbon steel were invented, and the rails in the curved section of heavy-duty railways Has dramatically improved lifespan.
(1) Heat-treated rail for super-heavy loads with a sorbite structure on the head or a fine pearlite structure (Japanese Patent Publication No. 54-25490).
(2) 130kgf / mm after the end of rolling or 130kgf / mm, where the reheated rail head is cooled at a speed of 1-4 ° C / sec between 850 and 500 ° C from austenite temperature²(1274 MPa) High strength rail manufacturing method (Japanese Patent Publication No. 63-23244).
[0004]
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, It was to improve the wear resistance.
However, in recent years, overseas heavy-duty railroads have been making efforts to increase the load of freight in order to further increase the efficiency of rail transport. C. As a result, the wear resistance of the head portion and the head side portion cannot be sufficiently ensured, and the deterioration of the rail life due to wear has been a problem. Against this background, there has been a demand for the development of a rail having wear resistance higher than that of the current high eutectoid carbon steel high-strength rail.
[0005]
In order to solve these problems, the present inventors have developed a rail as shown below.
{Circle around (3)} A hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) is used to increase the cementite density in the lamellae in the pearlite structure and to improve the wear resistance of the rail (JP-A-8-144016) Issue gazette).
(4) Rail with excellent wear resistance that uses hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) to increase cementite density in lamellae in pearlite structure and at the same time control hardness (JP-A-8-246100).
The characteristics of these rails were to improve the wear resistance of the pearlite structure by increasing the carbon content of the steel, increasing the density of the cemetite phase in the pearlite lamella, and further controlling the hardness.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The invention rails exhibiting the pearlite structure shown in the above (3) and (4) can improve wear resistance due to high carbon.
However, since the above-mentioned rails of the invention have a higher carbon content than current high-eutectoid carbon-containing high-strength rails, a segregation zone enriched with carbon and alloy elements is easily formed at the center of the slab at the casting stage of molten steel. . In particular, in the rail column portion after rolling shown in the hatched portion in FIG. 1, a large amount of proeutectoid cementite structure is formed along the segregation zone, and in particular, the toughness of the column portion is greatly reduced.
In addition, when carbon is increased, the ductility of the pearlite structure decreases, and the risk of brittle fracture increases when fatigue cracks or minute initial defects occur in the rail head or bottom subjected to repeated loads. was there.
[0007]
Against this background, there has been a demand for the development of rails that reduce segregation and prevent columnar toughness degradation and at the same time prevent ductility degradation in rails with a high carbon content pearlite structure.
That is, the present invention is a brittle rail by reducing segregation in the rail of a high carbon content pearlite structure used in heavy-duty railways, thereby preventing a decrease in the toughness of the rail column part, and further preventing a decrease in ductility. The purpose is to reduce the danger to the occurrence of destruction.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
  The present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows. (1) In mass%,
    C: more than 0.85 to 1.40%,Si: 0.05 to 2.00%,
    Mn: 0.05-2.00%    Zr: 0.0021 to 0.2000%,
ContainsAnd the balance consists of Fe and inevitable impuritiesA steel rail having a pearlite structure in a range of at least a depth of 30 mm from the head corner portion and the top surface of the steel rail as a starting point, and a major axis 1 in a cross section in the rolling direction of the portion exhibiting the pearlite structure. 10 μm ZrO₂Inclusions or ZrO₂-MnS inclusions have a test area of 100 mm²A low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility, characterized in that there are 1435 to 5000 per unit.
(2) The rail is further made of ZrO having a major axis of 1 to 10 μm.₂Inclusions or ZrO₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂The surface layer of Ti has carbides and nitrides of Ti, the test area is 100 mm²There may be 73-2500 per one.
(3) The rail is further made of ZrO having a major axis of 1 to 10 μm.₂-Among the MnS-based inclusions, those having V carbide and nitride on the surface layer of MnS have a test area of 100 mm.²There may be 142-2500 per one.
(4) In the rail, the total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis of more than 10 μm has a test area of 100 mm.²The number can be 500 or less.
(5) The rail may further have a pearlite structure having a hardness of at least 30 mm in depth and having a hardness of Hv320 or more starting from the head corner and top surface of the steel rail.
(6) Also, (5), The following components 1) to 9) can be selectively contained in mass%.
  1) Ti: 0.0050 to 0.0500%, V: 0.005 to 0.50%
    One or two of
  2) N: 0.0050 to 0.0500%,
  3) Cr: 0.01-2.00%, Mo: 0.01-0.50%
    One or two of
  4) Nb: 0.002 to 0.050%,
  5) B: 0.0001 to 0.0050%,
  6) Co: 0.01-2.00%, Cu: 0.01-1.00%
    One or two of
  7) Ni: 0.01-1.00%,
  8) Mg: 0.0005 to 0.0300%,
      Ca: 0.0005 to 0.0150%
    One or two of
  9) Al: 0.0250 to 3.00%,
  And the balance consists of Fe and inevitable impurities.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
The inventors first investigated the cause of the formation of a pro-eutectoid cementite structure along the segregation zone of the rail column in a steel rail with a high carbon content pearlite structure. As a result, at the molten steel casting stage, a segregation band in which carbon and alloy elements are concentrated is formed at the center of the slab, and this remains in the rail column after hot rolling, mainly the carbon concentration in the column segregation zone. It was confirmed that a pro-eutectoid cementite structure was formed by increasing.
Therefore, the present inventors have studied a method for preventing the formation of a segregation zone generated at the center of the slab. As a result, it was confirmed that by forming a solidified structure of the steel slab, the formation of a segregation zone at the center of the slab is suppressed, and the formation of a pro-eutectoid cementite structure that is harmful to the toughness of the rail can be prevented.
[0010]
First, the present inventors examined a method for refining the solidified structure of a steel slab. As a result, it was confirmed that it was effective to increase the equiaxed crystallization rate of the solidified structure by adding what becomes a solidification nucleus when the molten steel solidifies.
Furthermore, the present inventors examined the optimal solidification nucleus by experiment. As a result, in high-carbon (C> 0.9 mass%) rail steel in which γ-Fe is a solidified primary crystal, solidified nuclei with good lattice matching with γ-Fe are most effective, and among these, oxidation of Zr Thing (ZrO₂) Was found to work very stably.
[0011]
Next, the present inventors examined a method for preventing a decrease in ductility of the pearlite structure due to high carbonization. In order to improve the ductility of the pearlite structure, a method of refining the block size of the pearlite structure in which the crystal orientation of ferrite in the pearlite structure is the same region is known. As a method for reducing the block size of the pearlite structure, a method of increasing the number of transformation nuclei at the time of pearlite transformation from the austenite region is effective. As this transformation nucleus, an oxide of Zr (ZrO) acting as a solidification nucleus₂) Was considered.
[0012]
As a result of the laboratory rolling experiment, MnS melted during the reheating of the rail steel slab was converted into a fine Zr oxide (ZrO) having a certain size in the subsequent rolling cooling process.₂) On the surface of ZrO₂Fine MnS and ZrO₂And a fine MnS complex is formed, and the transformation of the pearlite structure is promoted due to the decrease in the hardenability of the Mn dilute zone around the MnS, and the ductility is improved by the refinement of the block size of the pearlite structure. confirmed.
[0013]
Furthermore, the present inventors have found that in high carbon pearlite steel, ZrO prevents segregation zone formation and at the same time improves ductility.₂Inclusions or ZrO₂Fine MnS inclusions with ZrO as the core, ZrO₂The optimum size and amount of complex inclusions of fine and MnS were investigated. As a result, ZrO having a certain size in a certain test area.₂Inclusions or ZrO₂It became clear that there is an optimum range for the abundance, that is, the number of -MnS inclusions.
[0014]
Next, the inventors have made ZrO₂Inclusions or ZrO₂-The function of the pearlite structure of MnS inclusions as a transformation nucleus was investigated. As a result, in addition to the thin Mn strip around MnS, ZrO₂Inclusions or ZrO₂-ZrO of MnS inclusions₂In the inclusions in which Ti carbides and nitrogens are formed on the surface layer of TiR, since TiC and TiN act as transformation nuclei of the pearlite structure, ZrO₂It was confirmed that the pearlite block size was further refined by the promotion of the pearlite transformation, coupled with the action of the transformation nucleus due to the MnS dilute band due to the formation of the -MnS inclusions.
ZrO₂-For inclusions in which V carbide or nitrogen is generated on the surface layer of MnS of MnS-based inclusions, since VC and VN act as transformation nuclei of pearlite structure, ZrO₂It was also confirmed that the pearlite block size was further refined by the promotion of pearlite transformation, coupled with the action of transformation nuclei due to the MnS dilute band due to the formation of -MnS inclusions.
[0015]
In addition to these studies, the present inventors have confirmed the harmfulness to the rail when Zr inclusions are dispersed in steel. As a result of the rolling fatigue test of the rail, it was confirmed that in the steel in which the inclusions of Zr were dispersed, fatigue damage occurred from the inside of the rail head and the service life of the rail was reduced. Therefore, as a result of investigating the cause, ZrO₂It was also confirmed that there were coarse Zr-based inclusions of MnS with these as nuclei.
[0016]
Next, the inventors investigated the form of coarse Zr-based inclusions present at the starting point. As a result, in the steel rail having a pearlite structure containing a high carbon content, the coarse Zr-based inclusion has an elliptical or rectangular shape in the cross section in the rolling direction, and the coarse Zr-based inclusion as a starting point has a major axis. It was confirmed that the length exceeded a certain length.
[0017]
In addition to these findings, the present inventors confirmed the relationship between the size and amount of Zr-based inclusions in the rail steel and the occurrence of internal fatigue damage. As a result, damage does not necessarily occur even if the major axis of the coarse Zr-based inclusion exceeds a certain length, and the presence or absence of the occurrence of damage is the abundance of Zr-based inclusion in a certain test area, that is, I found that it was controlled by that number.
From these laboratory investigation results, it was confirmed that control of the size and number of coarse Zr-based inclusions was necessary to suppress fatigue damage of the rail head.
[0018]
As a result, in a steel rail with a high carbon content pearlite structure, ZrO of a certain size is obtained.₂Inclusions or ZrO₂-By keeping the number of MnS inclusions within a certain range, the generation of proeutectoid cementite structure of the column part due to segregation is prevented, the block size of the pearlite structure is refined, and in addition to the improvement of wear resistance, It has been found that toughness is prevented and ductility is improved. Furthermore, ZrO₂It has also been found that by controlling the size and number of coarse Zr-based inclusions of MnS having this as a nucleus, the internal fatigue damage resistance is also improved.
[0019]
That is, the present invention relates to a high-carbon pearlite steel rail used in heavy-duty railways.₂Inclusions or ZrO₂-Controlling the number of MnS inclusions within a certain range prevents the formation of proeutectoid cementite structure in the column due to segregation, and further refines the block size of the pearlite structure to prevent deterioration in column toughness. The purpose is to simultaneously improve the ductility of the organization.
[0020]
  Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
  (1) ZrO in steel rail₂Inclusions or ZrO₂-Definition of major axis and total number of MnS inclusions:
  First, ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions or ZrO₂-The total number of MnS inclusions, the test area 100 mm²Per1435The reason for limiting to the range of ˜5000 will be described.
  ZrO₂Inclusions or ZrO₂-The total number of MnS inclusions is 100 mm test area²Per1435When the number is less than 1, the effect as solidification nuclei is reduced, and it is difficult to increase the equiaxed crystallization rate of the solidified structure. As a result, the formation of segregation zones is not suppressed, and it is difficult to prevent the formation of proeutectoid cementite structures that are harmful to the toughness of the rail. Furthermore, the effect as a transformation nucleus decreases, the block size of the pearlite structure is not miniaturized, and the ductility cannot be improved.
  ZrO₂Inclusions or ZrO₂-The total number of MnS inclusions is 100 mm test area²If the number exceeds 5,000 per unit, bald wrinkles or the like due to inclusions occur during casting, and the occurrence of surface flaws on the rail is induced. Further, the plastic deformability of the steel is lowered, and the ductility of the pearlite structure is lowered. For this reason, ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions or ZrO₂-The total number of MnS inclusions is 100 mm²Per1435Limited to ~ 5000.
[0021]
Next, ZrO₂Inclusions or ZrO₂The reason why the major axis of the -MnS inclusions is limited to the range of 1 to 10 m will be described.
ZrO₂Inclusions or ZrO₂When the major axis of the —MnS inclusion is less than 1 μm, the function as a solidification nucleus of γ-Fe is lowered, and it is difficult to increase the equiaxed crystallization rate of the solidified structure. As a result, the formation of segregation zones is not suppressed, and it is difficult to prevent the formation of proeutectoid cementite structures that are harmful to the toughness of the rail. Further, the function as a transformation nucleus is lowered, the block size of the pearlite structure is not miniaturized, and the ductility cannot be improved. ZrO₂Inclusions or ZrO₂-If the major axis of the MnS inclusions exceeds 10 µm, heald wrinkles starting from the inclusions are likely to occur during casting, which induces the generation of surface flaws on the rail. For this reason, ZrO₂Inclusions or ZrO₂-The major axis of the MnS inclusions was limited to a range of 1 to 10 m.
[0022]
  (2) ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions and ZrO₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂Specification of the number of inclusions having Ti carbide and nitride on the surface layer:
  ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions and ZrO₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂A surface area of Ti carbide and nitride with a test area of 100 mm²Per73The reason for limiting to 2,500 will be described.
  ZrO₂When Ti carbide or nitrogen is formed on the surface layer of ZrO,₂Itself acts as a transformation nucleus of pearlite structure, ZrO₂Pearlite transformation is promoted from ZrO₂-Ductility is further improved by refinement of the block size of the pearlite structure coupled with the action of transformation nuclei due to the MnS dilute band due to the formation of MnS inclusions.
[0023]
  However, ZrO₂The total number of inclusions in which Ti carbide and nitrogen were formed on the surface layer of the test area was 100 mm²Per73When the number is less than 1, the action as a pearlite transformation nucleus due to Ti carbide and nitrogen is reduced, and the effect of improving the ductility of the pearlite structure due to Ti carbide and nitrogen is hardly observed. ZrO₂The total number of inclusions produced by Ti carbide and nitrogen on the surface layer of the test area is 100 mm²If the number exceeds 2500, the density of hard TiC or TiN increases, the ductility of the pearlite structure itself decreases, and the ductility cannot be improved. For this reason, ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions and ZrO₂-In MnS inclusions, ZrO₂The total number of inclusions containing Ti carbide and nitride on the surface layer of the test area 100 mm²Per73Limited to 2,500.
[0024]
  (3) ZrO with a major axis of 1-10 μm₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂Of the number of inclusions having V carbides and nitrides on the surface layer:
  ZrO with a major axis of 1-10 μm₂-Among the MnS-based inclusions, those having V carbides and nitrides on the surface of MnS have a test area of 100 mm.²Per142The reason for limiting to 2,500 will be described.
  When V carbide or nitrogen is generated on the surface layer of MnS, V carbide or nitrogen acts as a transformation nucleus of the pearlite structure, and ZrO₂-Coupled with the action of transformation nuclei due to MnS dilute bands due to the formation of MnS inclusions, ductility is further improved by miniaturizing the block size of the pearlite structure.
[0025]
  However, the total number of inclusions in which V carbides and nitrogens are formed on the surface layer of MnS is 100 mm.²Per142When the number is less than 1, the action of V carbides and nitrogen as pearlite transformation nuclei is reduced, and the effect of improving the ductility of the pearlite structure is hardly observed. In addition, the total number of inclusions in which V carbides and nitrogens are generated on the surface layer of MnS is the test area 100 mm.²If the number of perlite exceeds 2500, the effect of improving the ductility of the pearlite structure due to the carbide and nitrogen of V is saturated, the density of the precipitates VC and VN increases, the ductility of the pearlite structure itself decreases, and the ductility Improvement cannot be achieved. For this reason, ZrO with a major axis of 1 to 10 m₂-In the MnS inclusions, the total number of inclusions having V carbides and nitrides on the surface layer of MnS is the test area 100 mm²Per142Limited to 2,500.
[0026]
Here, the above ZrO₂Inclusions or ZrO₂The form of the —MnS inclusion is schematically shown in FIGS. FIG. 2 (a) shows ZrO.₂An example of inclusions, FIG. 2 (b) shows ZrO.₂FIG. 2 (c) shows an example of an MnS inclusion having a core of ZrO.₂It is an example of the complex inclusion of MnS. ZrO₂Inclusions containing can take a variety of forms. Any ZrO₂Even in the inclusions containing, there is no difference in function, and it has a sufficient function as a solidification nucleus and a transformation nucleus of a pearlite structure.
[0027]
3 (a) to 3 (c) show ZrO.₂-In a MnS type inclusion, the form of the inclusion which Ti, V carbide | carbonized_material and nitride produced | generated is shown typically.
FIG. 3 (a) shows ZrO.₂FIG. 3B shows an example in which V carbide and nitrogen are generated on the surface layer of MnS, and FIG. 3C shows ZrO.₂-In MnS inclusions, ZrO₂In this example, Ti carbide and nitrogen are generated on the surface layer, and V carbide and nitrogen are generated on the surface layer of MnS.
Ti, V carbides and nitrides can take various forms. In any of the generation forms, there is no difference in the function, and it has a sufficient function as a transformation nucleus of a pearlite structure. Although not shown in the figure, Ti carbide and nitrogen are ZrO.₂It may also form in inclusions and act as a transformation nucleus.
[0028]
(4) Definition of size and total number of coarse Zr-based inclusions:
First, the reason why the major axis of the coarse Zr-based inclusion is limited to more than 10 μm will be described.
The Zr-based inclusion has an elliptical or rectangular shape in the cross section in the rolling direction. As a result of investigating the Zr-based inclusion that became the starting point of internal fatigue damage, the major axis was more than 10 μm. Therefore, the major axis of coarse Zr inclusions is limited to more than 10 μm.
[0029]
Next, the total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis of more than 10 μm is determined as a test area of 100 mm.²The reason why the number is limited to 500 or less will be described.
When the total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis exceeding 10 μm exceeds 500, fatigue damage has occurred from the inside of the head in most of the investigated rails, and the service life of the rails is significantly reduced. Therefore, the test area is 100mm²The total number of coarse Zr-based inclusions per unit was limited to 500 or less.
[0030]
Here, the coarse ZrO₂The form of the system inclusion is schematically shown in FIGS. FIG. 3 (a) shows ZrO.₂FIG. 3B shows an example of ZrO.₂It is an example of the composite of MnS. Coarse Zr-based inclusions are mainly single ellipsoidal ZrO.₂And ZrO₂Is a complex of MnS with a core of ZrO₂In addition, Ti and V carbides and nitrides may be formed in MnS.
These ZrO₂, ZrO₂-The size and number of MnS inclusions or coarse Zr inclusions can be measured with an optical microscope or a scanning microscope, and the detailed form of each inclusion can be confirmed in analysis using X-rays or the like. is there. The major axis indicates the maximum diameter of inclusions.
[0031]
These ZrO₂, ZrO₂In order to control the size and number of MnS inclusions or coarse Zr inclusions within the above limited range, (1) the amount of oxygen in the molten steel is kept within a certain range, and Zr inclusions are generated. Suppress. (2) It is desirable to apply a method of bubbling molten steel with an inert gas or the like during refining and floating coarse Zr-based inclusions generated in the steel in a slag, and a combination of these methods.
[0032]
(5) ZrO₂Inclusion, ZrO₂-Range exhibited by the pearlite structure defining the major axis and total number of MnS inclusions or coarse Zr inclusions and the hardness thereof:
First, the reason why the range of the pearlite structure in which the long diameter and the total number of the inclusions including Zr are controlled is limited to a range of 30 mm in depth from the head surface of the head corner and the top of the head will be described. .
If this range is less than 30 mm, the area where the wear resistance and ductility of the rail head are required is small, and a sufficient effect of improving wear resistance and ductility cannot be obtained. In addition, if the range of the pearlite structure in which the major axis and total number of inclusions containing Zr are controlled is 40 mm or more from the head surface of the head corner portion and the top of the head, the wear resistance It is more desirable because the effect of improving ductility is further increased.
[0033]
Next, the reason why the hardness of the pearlite structure in which the long diameter and the total number of the inclusions including Zr in the range of a depth of 30 mm starting from the head surface of the head corner and the top of the head are controlled is limited to Hv320 or more Will be described.
In this component system, when the hardness is less than Hv320, the wear of the rail head is remarkably advanced when the use environment of the rail is severe, and further, the surface damage due to plastic deformation occurs depending on the case. Furthermore, even if the number of coarse Zr inclusions is controlled, fatigue damage is likely to occur from the inside of the rail head. Therefore, the hardness of the pearlite structure is limited to Hv320 or more.
[0034]
Here, FIG. 4 shows ZrO of the present invention.₂Inclusion, ZrO₂-Indicates the name of the pearlite rail in which the major axis and total number of MnS inclusions or coarse Zr inclusions are controlled, and the region where wear resistance and ductility are required. In the rail head portion, 1 is a top portion, 2 is a head corner portion, and one of the head corner portions 2 is a gauge corner (GC) portion that mainly contacts a wheel. If the pearlite structure is disposed at least within the oblique lines in the figure, the wear resistance and ductility of the rail can be improved.
[0035]
Furthermore, if the hardness of the pearlite structure in the oblique line in the figure is Hv320 or more, particularly ensure sufficient wear resistance, surface damage resistance, and internal fatigue damage resistance required in heavy-duty railways. Is possible.
Therefore, ZrO₂Inclusion, ZrO₂-The pearlite structure in which the major axis and total number of MnS inclusions or coarse Zr inclusions are controlled is preferably arranged in the vicinity of the rail head surface where the wheel and the rail are in contact with each other, and the other parts are other than the pearlite structure. It may be a metal structure.
[0036]
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, even in the rail added with inclusions containing Zr, a very small amount of pro-eutectoid ferrite structure in the pearlite structure in the rail column part, head surface part, and head part , Proeutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure may be mixed. However, even if these structures are mixed in, it does not have a significant adverse effect on the wear resistance, toughness, internal fatigue damage resistance, etc. of the rail. As such, some of the pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure, and martensite structure are included.
[0037]
  (6) Chemical composition of steel rail:
  First, the reason why the chemical components of the steel rail are limited as described above in the present invention will be described.
  C is an element that promotes pearlite transformation, improves the density of the cementite phase, and ensures wear resistance. But the amount of C is0.85% or lessIn this case, a pro-eutectoid ferrite structure in the pearlite structure is generated, and it becomes difficult to secure the minimum strength required for the rail, and the effectiveness as the rail is impaired. In order to further improve the positive wear resistance by increasing the density of the cementite phase and to maximize the effects of Zr-based inclusions such as improved ductility and improved column segregation zone, the C content should be 0.85. More than%TheIn addition, when the C content exceeds 1.40%, in the steel in which the number of inclusions of a certain size of Zr is controlled, in addition to the rail column part, in the head surface part and the pearlite structure inside the head part A pro-eutectoid cementite structure is formed, and the toughness of the rail is lowered and internal fatigue damage is likely to occur in the head. Furthermore, since the density of the cementite phase in the pearlite structure increases and the ductility required for the rail cannot be sufficiently secured, the C content is limited to more than 0.85 to 1.40%.
[0038]
Zr is ZrO₂Since the inclusion has good lattice matching with γ-Fe, γ-Fe becomes the solidification nucleus of the high carbon rail steel which is the primary crystal of solidification, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure, thereby It is an element that suppresses the formation of segregation zones and suppresses the formation of pro-eutectoid cementite structures that are harmful to rail toughness. ZrO₂-MnS inclusions and ZrO₂-Inclusions in which V carbide or nitrogen is generated on the surface layer of MnS of MnS inclusions, and ZrO₂Inclusions or ZrO₂-ZrO of MnS inclusions₂The inclusions in which Ti carbides and nitrogens are formed on the surface layer act as transformation nuclei of the pearlite structure, refine the block size of the pearlite structure, and improve the ductility.
[0039]
  However, the amount of Zr is0.0021Less than%, ZrO having a certain size₂The number of inclusions is small, the equiaxed crystallization rate of the solidified structure is lowered, and the toughness of the rail column part is lowered by the formation of a proeutectoid cementite structure. Also, ZrO having a certain size₂Inclusion, ZrO₂-MnS inclusions, ZrO in which the various precipitates are generated₂-The number of MnS-based inclusions is small, and it does not exhibit a sufficient effect as a transformation nucleus. As a result, the block size of the pearlite structure is not miniaturized, and the ductility of the pearlite structure is not improved. Also, if the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the ductility of the rail is reduced, and internal fatigue damage starting from coarse Zr-based inclusions is likely to occur. The service life of the rail is reduced. For this reason, the amount of Zr is0.0021Limited to ˜0.2000%.
[0040]
  It should be noted that ZrO having a certain size₂Inclusion, ZrO₂-MnS inclusions, ZrO in which the various precipitates are generated₂-To ensure the number of MnS inclusions, improve the ductility of the rail, reduce segregation, and prevent the occurrence of internal fatigue damage by suppressing the formation of coarse Zr inclusions,0.0021It is most desirable to be in the range of ˜0.0100%.
  In order to maximize the effects of Zr-based inclusions such as improvement of ductility and improvement of columnar segregation zone, a higher C content is desirable. In particular, when the amount of C exceeds 0.85%, the effect of the Zr-based inclusion appears most.
[0041]
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. At the same time, it suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and improves the hardness and toughness of the rail. is there. However, if it is less than 0.05%, the effect cannot be expected sufficiently, and improvement in hardness and toughness is not recognized. On the other hand, if it exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability deteriorates due to generation of oxides. Further, the pearlite structure itself becomes brittle and not only the ductility of the rail is lowered, but also surface damage such as spalling occurs, and the service life of the rail is lowered. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 2.00%.
[0042]
Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance. However, if the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to wear resistance and ductility is likely to be formed.₂Segregation is also promoted in the steel in which the number of inclusions is controlled, and a pro-eutectoid cementite structure is generated in the column portion and the toughness of the rail is lowered. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
[0043]
In addition, the rail manufactured with the above component composition improves wear resistance by strengthening the pearlite structure, prevents toughness reduction by suppressing the formation of proeutectoid cementite structure, prevents softening and embrittlement of the heat affected zone of the weld, For the purpose of improving the ductility and toughness of the pearlite structure, strengthening the pearlite structure and preventing the formation of proeutectoid cementite, Ti, V, N, Cr, Mo, Nb, B, Co, Cu, Ni, Mg, Ca, Al element is added if necessary.
[0044]
Here, Ti is ZrO.₂Ti carbide and nitride are formed on the surface layer of ZrO.₂Acts as a transformation core of the pearlite structure, thereby reducing the block size of the pearlite structure and improving the ductility of the rail. Furthermore, the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region during rail welding is refined to prevent the welded joint from becoming brittle.
[0045]
V is ZrO₂-V carbide and nitride are formed on the surface layer of MnS of MnS inclusions, and V carbide and nitride act as transformation nuclei of pearlite structure, thereby reducing the block size of pearlite structure, Improve ductility and toughness. Furthermore, the growth of austenite grains is suppressed by carbides and nitrides generated by hot rolling and the subsequent cooling process, and at the same time, the hardness of the pearlite structure is increased by precipitation hardening, and the ductility and hardness of the pearlite structure are improved. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented.
[0046]
N is ZrO₂-In the MnS surface layer of MnS inclusions, the formation of V nitride is promoted, the block size of the pearlite structure is further refined, and the ductility of the rail is improved. Cr and Mo increase the equilibrium transformation point of pearlite and ensure the hardness of the pearlite structure mainly by refining the pearlite lamella spacing, thereby improving wear resistance. Nb suppresses the growth of austenite grains by carbide or nitride generated in the hot rolling or subsequent cooling process, further increases the hardness of the pearlite structure by precipitation hardening, and improves the toughness and hardness of the pearlite structure. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and the welded joint heat-affected zone is prevented from being softened.
[0047]
Moreover, B produces | generates an iron boride, suppresses generation | occurrence | production of pro-eutectoid cementite, further promotes pearlite transformation, makes the hardness distribution of a head uniform, and aims at suppression of the toughness fall of a rail, and lifetime improvement. Co and Cu are intended to improve wear resistance mainly by solid solution strengthening of base ferrite. Ni improves wear resistance mainly by solid solution strengthening of the base ferrite, and increases the softening resistance of the heat-affected zone during rail welding heat. Ti refines the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region during rail welding heat, and prevents embrittlement of the weld joint.
[0048]
Mg and Ca generate fine oxides and sulfides to finely disperse MnS and improve the ductility of the rail by promoting pearlite transformation and miniaturizing the pearlite block size. Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously moves the eutectoid carbon concentration to the high carbon side, suppresses the increase in the hardness (strength) of the pearlite structure and the formation of proeutectoid cementite, and improves the wear resistance of the rail. The main purpose of addition is to improve and prevent toughness reduction.
[0049]
Each of these components is described in detail below.
Ti is ZrO₂Ti carbide and nitride are formed on the surface layer of ZrO.₂Acts as a transformation core of the pearlite structure, thereby reducing the block size of the pearlite structure and improving the ductility of the rail. Furthermore, by utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride do not dissolve during reheating during welding, the structure of the heat affected zone heated to the austenite region is refined to prevent embrittlement of the welded joint. It is an effective ingredient to do. However, if the amount is less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse TiC and TiN are generated, and the toughness of the rail is reduced, and hard Ti carbide and Ti The density of the nitride increases, the ductility of the pearlite structure itself decreases, and the ductility cannot be improved. For this reason, the amount of Ti was limited to 0.0050 to 0.050%.
[0050]
V is ZrO₂-V carbide and nitride are formed on the surface layer of MnS of MnS inclusions, and V carbide and nitride act as transformation nuclei of pearlite structure, thereby reducing the block size of pearlite structure, Improve ductility and toughness. Furthermore, when heat treatment is performed at a high temperature, the pinning effect of V carbide and V nitride refines the austenite grains and improves the ductility of the pearlite structure, and at the same time, the cooling process during hot rolling Is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with V carbides and V nitrides generated in, and improving the ductility and hardness of the pearlite structure.
In addition, in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, V carbide and V nitride are generated in a relatively high temperature range, and effective in preventing the softening of the weld joint heat affected zone. Element. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and no improvement in the ductility and hardness of the pearlite structure is observed. Further, if added over 0.50%, coarse V carbides and V nitrides are formed, and the toughness and internal fatigue damage resistance of the rails are lowered. Furthermore, the density of V carbide and V nitride increases, the ductility of the pearlite structure itself decreases, and the ductility cannot be improved. Therefore, the V amount is limited to 0.005 to 0.50%.
[0051]
N is ZrO₂-An element that promotes the formation of V nitride in the surface layer of MnS of MnS inclusions, further refines the block size of the pearlite structure, and improves the ductility of the rail. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be expected sufficiently, and the formation of V nitride cannot be promoted. Moreover, when it adds exceeding 0.050%, defects, such as a blowhole, will produce | generate in molten steel, and it will become a starting point of fatigue damage, and will reduce the service life of a rail. For this reason, the N content is limited to 0.005 to 0.050%.
[0052]
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 improves the wear resistance by strengthening the cementite phase in the pearlite structure. However, if it is less than 0.01%, the effect is small, and if excessive addition exceeding 2.00% is performed, a large amount of martensite structure is formed and the wear resistance and toughness of the rail are reduced. Was limited to 0.01 to 2.00%.
[0053]
Mo, like Cr, is an element that raises the equilibrium transformation point of pearlite and makes the pearlite lamella spacing finer, thereby contributing to higher hardness (strength) of the pearlite structure and improving wear resistance. The effect is small at less than .01%, and excessive addition exceeding 0.50% promotes segregation even in steels with a certain number of Zr inclusions in a certain size controlled, and further pearlite transformation. Since the speed is lowered and a martensite structure is generated in the column portion and the toughness of the rail is lowered, the amount of Mo is limited to 0.01 to 0.50%.
[0054]
Nb, like V, is refined by the pinning effect of Nb carbide or Nb nitride when heat treatment is performed at a high temperature, and at the same time, it is generated in the cooling process during hot rolling. It is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with the Nb carbide and Nb nitride, and improving the ductility and hardness of the pearlite structure. In addition, 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 the weld joint heat-affected zone is softened. It is an element that is effective in preventing. 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. Further, if it exceeds 0.050%, coarse Nb carbides and Nb nitrides are generated, and the toughness of the rail and the internal fatigue damage resistance are reduced. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.050%.
[0055]
B forms a borohydride, suppresses the formation of proeutectoid cementite, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, makes the hardness distribution of the head uniform, prevents the toughness of the rail from being lowered, Although it is an element that extends the life, if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and no improvement is observed in the hardness distribution of the rail head. Moreover, if added over 0.0050%, coarse iron carbon borides are generated, and ductility, toughness, and internal fatigue damage resistance are greatly reduced, so the B content is 0.0001 to 0.0050. %.
[0056]
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 toughness, if less than 0.01%, its effect cannot be expected. If it exceeds 2.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, the impact value is lowered, and the toughness of the rail cannot be improved. Therefore, the Co content is limited to 0.01 to 1.00%.
[0057]
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. Furthermore, the ductility of the ferrite phase is significantly reduced, and the ductility of the rail is not improved. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
[0058]
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._ThreeTi 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 Is significantly reduced and the ductility of the rail is not improved. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
[0059]
Mg combines with O, S, Al, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, and expands pearlite structure It is an effective element for improving Furthermore, MgO and MgS finely disperse MnS and form a Mn dilute strip around MnS, contributing to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure by reducing the pearlite block size.
However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0300%, a coarse oxide of Mg is generated, and the ductility of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. It was limited to 0.0005 to 0.0300%.
[0060]
Ca has a strong binding force with S and forms a sulfide as CaS. Further, 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 ductility of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, and the ductility of the rail and further resistance to internal fatigue damage are lowered. Was limited to 0.0005 to 0.0150%.
[0061]
Al is an essential component as a deoxidizing material. It is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously the eutectoid carbon concentration to the high carbon side, and prevents toughness reduction by increasing the strength of the pearlite structure and suppressing the formation of the proeutectoid cementite structure. Although it is an element, if less than 0.0250%, the effect is weak, and if added over 3.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions that become the starting point of fatigue damage are present. As a result, the ductility of the rail, and further the internal fatigue damage resistance is lowered. In addition, since oxides are generated during welding and weldability is significantly reduced, the Al content is limited to 0.0250 to 3.00%.
[0062]
Rail steel composed of the above components is melted in a commonly used melting furnace such as a converter, electric furnace, etc., and this molten steel is ingot-bundled, continuously cast, or hot. It is manufactured as a rail after rolling.
Next, heat treatment is applied to the hot rolled rail that holds high-temperature heat or the rail head that has been reheated to a high temperature for the purpose of heat treatment, thereby stabilizing the hard pearlite structure on the rail head. Can be generated automatically.
[0063]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
In Table 1 (Table 1-1) and Table 2 (Table 1-2), the chemical composition, microstructure (head, column) of the present rail steel, ZrO having a major axis of 1 to 10 μm.₂Inclusions or ZrO₂-Total number of MnS inclusions, ZrO having a major axis of 1 to 10 µm₂Inclusions and ZrO₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂The total number of inclusions containing Ti carbide and nitride on the surface layer of ZrO having a major axis of 1 to 10 μm₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂The total number of inclusions having carbides and nitrides of V, the total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis exceeding 10 μm, and the hardness of the rail head are shown.
The table also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 iterations in the Nishihara-type wear test under the forced cooling condition shown in FIG. 5, the total elongation value of the head tensile test result, the column impact test As a result, the rolling fatigue test results shown in FIG. 6 are also shown.
[0064]
In Table 3 (Table 2-1) and Table 4 (Table 2-2), the chemical composition of comparative rail steel, microstructure (head, column), ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions or ZrO₂-Total number of MnS inclusions, ZrO having a major axis of 1 to 10 µm₂Inclusions and ZrO₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂The total number of inclusions containing Ti carbide and nitride on the surface layer of ZrO having a major axis of 1 to 10 μm₂-Of the MnS inclusions, ZrO₂The total number of inclusions having carbides and nitrides of V, the total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis exceeding 10 μm, and the hardness of the rail head are shown.
The table also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 iterations in the Nishihara-type wear test under the forced cooling condition shown in FIG. 5, the total elongation value of the head tensile test result, the column impact test As a result, the rolling fatigue test results shown in FIG. 6 are also shown.
[0065]
  The configuration of the rail is as follows.
・ Invention rail steel (13Book) signH1-L1, N1~ U1
  Within the above component range, starting from the head corner portion and the top surface of the steel rail, at least a range of 30 mm in depth is a pearlite structure, and in the rolling direction cross section of the portion exhibiting the pearlite structure, the major axis 1 10 μm ZrO₂Inclusions or ZrO₂-MnS inclusions have a test area of 100 mm²A low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility, characterized by the presence of 10 to 5000 per unit.
-Comparison rail steel (11 pieces) Codes A2 to K2
  Reference signs A2 to D2: Comparative rail steels (4 pieces) in which the addition amounts of C, Zr, Si and Mn are outside the above claims.
  Reference symbols E2 to H2: The chemical components are within the above-mentioned claims, and the test area is 100 mm.²ZrO with a major axis of 1-10 μm₂Inclusions or ZrO₂-Comparison rail steel (4 pieces) in which the total number of MnS inclusions is outside the above-mentioned claims.
  Symbols I2 to K2: Chemical components within the above-mentioned claims, test area 100 mm²On the other hand, the total number of coarse Zr-based inclusions is a comparative rail steel (three pieces) outside the above claims.
[0066]
Here, the drawings in this specification will be described.
FIG. 1 shows a region where a pro-eutectoid cementite structure is generated along the segregation zone. 2 (a)-(c) show ZrO₂Inclusions or ZrO₂-The type | mold of a MnS type inclusion is shown typically. 3 (a) to 3 (c) show ZrO₂-In a -MnS type inclusion, the form of the inclusion which the carbide | carbonized_material and nitride of Ti and V produced | generated is shown typically. FIG. 4 shows ZrO.₂Inclusion, ZrO₂-The area | region where the pearlite structure | tissue which prescribed | regulated the major axis and total number of the MnS type inclusion or the coarse Zr type inclusion is shown is shown.
[0067]
FIG. 5 shows an outline of the Nishihara type abrasion tester. FIG. 6 shows an outline of a rolling fatigue tester. FIG. 7 shows the microstructure observation position and head hardness shown in Table 1 (Table 1-1), Table 2 (Table 1-2), Table 3 (Table 2-1), and Table 4 (Table 2-2). The measurement position and the tensile test position are illustrated. FIG. 8 illustrates the specimen collection position in the wear test shown in Tables 1 to 4. FIG. 9 illustrates test specimen collection positions in the impact tests shown in Tables 1 to 4.
[0068]
  Further, FIG. 10 shows the present invention rail steels shown in Tables 1 and 2 (reference numerals:H1~L1) And ZrO having a major axis of 1 to 10 μm of the comparative rail steels (reference symbols: F2 to H2) shown in Tables 3 and 4₂Inclusions and ZrO₂-The relationship between the total number of MnS inclusions and the total elongation value of the tensile test.
  FIG. 11 shows the rail steel of the present invention shown in Tables 1 and 2 (reference:H1~L1ZrO having a major axis of 1 to 10 μm of the comparative rail steel (sign: F2 to H2) shown in Tables 3 and 4₂Inclusions and ZrO₂The figure shows the relationship between the total number of MnS inclusions and the impact value of the column impact test.
  FIG. 12 shows the results of the wear test of the rail steel of the present invention shown in Tables 1 and 2.Carbon content 0.85 mass % Of rail steel hardnessAnd the amount of wear.
  In FIG. 5, 3 is a rail test piece, 4 is a mating member, and 5 is a cooling nozzle. In FIG. 6, reference numeral 6 denotes a rail moving slider, on which a rail 7 is installed. Reference numeral 10 denotes a load loading device that controls the left and right movement and load of the wheel 8 rotated by the motor 9. In the test, the wheel 8 rolls on the rail 7 moving left and right.
[0069]
The various tests were as follows.

[0070]
・ Column impact test
Test piece: JIS No. 2 mm U-notch Charpy impact test piece
Specimen sampling position: Rail column (see Fig. 9)
Test temperature: Normal temperature (+ 20 ° C)
・ Rolling fatigue test
Testing machine: Rolling fatigue testing machine (see Fig. 6)
Specimen shape
Rail: 136lb rail x 2m
Wheel: AAR type (diameter 920mm)
Load conditions (reproduction of heavy-duty railway)
Radial load: 147000N (15 tons)
Thrust load: 9800N (1 ton)
Lubrication conditions
Dry + oil (intermittent lubrication)
[0071]
[Table 1]

[0072]
[Table 2]

[0073]
[Table 3]

[0074]
[Table 4]

[0075]
【The invention's effect】
  As shown in Tables 1 to 4, the present invention rail steel (reference:H1~L1) Has an adverse effect on the toughness, ductility and wear resistance of the rail by keeping the added amount of C, Zr, Si, Mn within a certain range compared to the comparative rail steel (sign: A2 to C2). A pearlite structure can be formed without generating the pro-eutectoid cementite structure or martensite structure to be given.
  Moreover, as shown in FIG. 10, this invention rail steel (code | symbol:H1~L1) Is ZrO compared to the comparative rail steel (reference: F2 to H2).₂Inclusions and ZrO₂-Controlling the total number of MnS inclusions, and further controlling the number of carbides and nitrogens of V and carbides and nitrogens of Ti, compared with the comparative rail steel (code: E2-H2), rail head The total elongation value of is improved.
[0076]
  Furthermore, as shown in FIG. 11, this invention rail steel (code | symbol:H1~L1) Is ZrO compared to the comparative rail steel (sign: F2-H2).₂Inclusions and ZrO₂-As controlled by the total number of MnS inclusions, and further by controlling the number of carbides and nitrogens of V, and carbides and nitrogens of Ti, as confirmed in the comparative rail steel (symbol: E2-H2), The generation of proeutectoid cementite structure in the rail column is suppressed, and the impact value of the rail column is improved.
  In addition to these, as shown in Tables 1 to 4, the present invention rail steel (symbol:H1~L1) Is a coarser ZrO compared to the comparative rail steel (symbol: I2 to K2)₂By suppressing the amount of inclusions in the system, internal fatigue damage can be prevented from occurring. In addition, as shown in FIG. 12, the rail steel of the present invention is further improved in wear resistance by making the C content more than 0.85 mass%.
[0077]
As described above, according to the present invention, in a steel rail having a high carbon content pearlite structure used in heavy-duty railways, ZrO having a certain size is used.₂Inclusions or ZrO₂-By controlling the number of MnS inclusions within a certain range, the block size of the pearlite structure is refined, and further, the formation of proeutectoid cementite structure of the column part due to segregation is prevented, and the toughness deterioration of the column part is prevented. At the same time, increase the ductility of the organization. Therefore, the segregation of the rail column part is reduced, and at the same time, the ductility is prevented from lowering, thereby preventing the toughness of the rail column part from being lowered and the risk of occurrence of brittle fracture of the rail is reduced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing a region where a pro-eutectoid cementite structure is generated along a segregation zone.
FIG. 2 ZrO₂Inclusions or ZrO₂FIG. 2 is a diagram schematically showing the form of a —MnS inclusion, in which (a) is ZrO.₂Examples of inclusions, (b) is ZrO₂Examples of MnS inclusions with nuclei as the core, (c) is ZrO₂It is an example of the composite inclusion of MnS.
FIG. 3 ZrO₂-In a MnS type inclusion, the figure which shows typically the form of the inclusion which the carbide | carbonized_material and nitride of Ti and V produced | generated, (a) is ZrO₂An example in which Ti carbide or nitride is formed on the surface layer of (b) is ZrO.₂-Example in which V carbide or nitride is formed on the surface layer of MnS of MnS inclusions, (c) is ZrO₂-ZrO of MnS inclusions₂In this example, Ti carbides and nitrides are formed on the surface layer, and V carbides and nitrides are formed on the MnS surface layer.
FIG. 4 ZrO₂Inclusion, ZrO₂-The figure which shows the area | region where the pearlite structure | tissue which prescribed | regulated the major axis and the total number of the MnS type inclusion or the coarse Zr type inclusion was required.
FIG. 5 is a diagram showing an outline of a Nishihara type abrasion tester.
FIG. 6 is a diagram showing an outline of a rolling fatigue testing machine.
FIG. 7 is a view showing a microstructure observation position, a head hardness measurement position, and a tensile test position.
FIG. 8 is a diagram showing a specimen collection position in an abrasion test.
FIG. 9 is a diagram showing test piece collection positions in the impact tests shown in Tables 1 to 4.
FIG. 10: Rail steel of the present invention (sign:H1~L1) And comparative rail steel (symbol: F2 to H2), ZrO having a major axis of 1 to 10 μm₂Inclusions and ZrO₂-The figure which shows the relationship between the total number of MnS type inclusions, and the total elongation value of a tension test.
[Fig. 11] Rail steel of the present invention (sign:H1~L1) And comparative rail steel (symbol: F2 to H2), ZrO having a major axis of 1 to 10 μm₂Inclusions and ZrO₂-The figure which shows the relationship between the total number of MnS type inclusions, and the impact value of a column part impact test.
[Fig. 12] Rail of the present inventionSteelCarbon content in wear test results0.85 mass % Of rail steel hardnessThe figure which shows the relationship between a wear amount.
[Explanation of symbols]
1: Head part 2: Head corner part
3: Rail test piece 4: Counterpart material
5: Nozzle for cooling 6: Slider for rail movement
7: Rail 8: Wheel
9: Motor 10: Load application device

Claims

% By mass
C: more than 0.85 to 1.40%,
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05-2.00%
Zr: 0.0021 to 0.2000%,
A steel rail composed of Fe and unavoidable impurities, wherein the steel rail has a pearlite structure at a depth of at least 30 mm from the head corner and the top surface of the steel rail, and Abrasion resistance characterized by the presence of 1435 to 5000 ZrO ₂ inclusions or ZrO ₂ —MnS inclusions having a major axis of 1 to 10 μm per 100 mm ^{2 of the} test area in the rolling direction cross section of the part exhibiting a pearlite structure Low segregation pearlite rail with excellent ductility.

Among ZrO ₂ inclusions or ZrO ₂ —MnS inclusions having a major axis of 1 to 10 μm, the total number of inclusions having Ti carbide and nitride on the surface layer of ZrO ₂ is 73 to 2500 per 100 mm ^{2 of the} test area. The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 1.

Among ZrO ₂ —MnS inclusions having a major axis of 1 to 10 μm, the total number of inclusions having V carbides and nitrides on the surface layer of MnS is 142 to 2500 per 100 mm ^{2 of the} test area. The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 1 or 2.

The total number of coarse Zr-based inclusions having a major axis of more than 10 µm is 500 or less per 100 mm ^{2 of the} test area, and is excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 1 to 3. Low segregation perlite rail.

5. The pearlite structure having a depth of at least 30 mm starting from the head corner portion and the top surface of the steel rail as a starting point is a pearlite structure having a hardness of Hv320 or more. Low segregation pearlite rail with excellent wear resistance and ductility.

In mass%,
Ti: 0.0050-0.0500%,
V: 0.005-0.500%
The low segregation pearlite rail excellent in abrasion resistance and ductility according to claim 5 , comprising one or two of the following.

In mass%,
N: 0.0050 to 0.0500%
The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 5 or 6 characterized by comprising:

In mass%,
Cr: 0.01 to 2.00%
Mo: 0.01 to 0.50%
The low segregation pearlite rail excellent in abrasion resistance and ductility according to any one of claims 5 to 7 , characterized in that one or two of the above are contained.

In mass%,
Nb: 0.002 to 0.050%
The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 5 to 8 .

In mass%,
B: 0.0001 to 0.0050%
The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 5 to 9 .

In mass%,
Co: 0.01-2.00%
Cu: 0.01 to 1.00%
The low segregation pearlite rail excellent in abrasion resistance and ductility according to any one of claims 5 to 10 , characterized by containing one or two of the following.

In mass%,
Ni: 0.01 to 1.00%
The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 5 to 11 .

In mass%,
Mg: 0.0005 to 0.0300%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
The low segregation pearlite rail excellent in abrasion resistance and ductility according to any one of claims 5 to 12 , characterized by containing one or two of the following.

In addition by mass%
Al: 0.0250 to 3.00%
The low segregation pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 5 to 13 .