JP4272385B2

JP4272385B2 - Perlite rail with excellent wear resistance and ductility

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Publication number: JP4272385B2
Application number: JP2002104457A
Authority: JP
Inventors: 正治上田; 耕一内野; 克也岩野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-04-05
Filing date: 2002-04-05
Publication date: 2009-06-03
Anticipated expiration: 2022-04-05
Also published as: JP2003293086A

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頭部に要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、レール頭部の微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、延性の向上を図り、寒冷地におけるレール折損の発生を抑制す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】
このような背景から、主に、次のような耐摩耗性の向上を目指したレールの開発が進められた。
▲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/mm²（１２７４ＭＰａ）以上の高強度レールの製造法（特開昭５７−１９８２１６号公報）。
▲２▼過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４０１６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％）または、過共析炭素含有鋼（炭素量：０．８５超〜１．２０％）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、その目的とするところは、パーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、さらには、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、耐摩耗性を向上させるところにあった。
【０００５】
しかし、これらの高強度レールは、靭性が低いため、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。そこで、このような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▼共析鋼（Ｃ：０．６０〜０．８５％）を用いて、圧延によりパーライト組織の平均ブロック粒径を微細化し、延性や靭性を向上させたレール（特開平８−１０９４４０号公報）。
▲４▼過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、圧延によりパーライト組織の平均ブロック粒径を微細化し、延性や靭性を向上させたレール（特開平８−１０９４３９号公報）。
これらのレールの特徴は、パーライト組織の平均ブロック粒径を微細化することにより、パーライト組織の耐摩耗性と延性や靭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】
上記の▲３▼，▲４▼に示されたパーライト組織を呈する発明レールは、パーライト組織の平均ブロック粒径を微細化することにより、パーライト組織の延性や靭性を向上させ、レール折損等の破壊の発生を軽減することは可能である。しかし、氷点下まで気温が低下する寒冷地においては、レールの延・靭性が不足し、レール折損の発生を抑制することが困難であった。
また、この問題を解決するため、パーライト組織の平均的なブロック粒径をより一層微細化し、レールの延性や靭性を向上させる方法もあるが、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を十分に抑制することが困難であった。
【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頭部において、耐摩耗性を確保し、同時に、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生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、重荷重鉄道用のレール頭部に要求される耐摩耗性を向上させ、特に、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止す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。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ^２あたり２００個以上存在し、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の範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【００１０】
（２）上記（１）のレールが、質量％で、Ｃ：０．８５超〜１．４０％を含有することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【００１１】
（３）上記（１）または（２）のレールに、質量％でさらに、下記(1)〜(8)の成分の１以上を選択的に含有させることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
(1) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
(2) Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２
種、
(3) Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
(4) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種または２種、
(5) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(6) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
(7) Ａｌ：０．００８０〜１．００％、
(8) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％。
【００１３】
【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、レール折損の発生とパーライト組織の機械的特性の関係を整理した。その結果、車輪との接触により発生するレール頭部の荷重速度が比較的遅いため、レール頭部から発生する折損現象は、荷重速度の比較的早い衝撃試験による評価よりも、引張試験での延性と良い相関があることが確認された。
【００１４】
次に本発明者らは、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、延性とパーライト組織のブロックサイズの関係を再検証した。その結果、パーライト組織の平均的なブロック粒径が微細化するとパーライト組織の延性は向上する傾向を示すが、平均的なパーライトブロック粒径が非常に微細な領域では、単純に平均的なブロック粒径を微細化しても延性が十分に向上しないことが確認された。
【００１５】
そこで、本発明者らは、パーライト組織の平均的なブロック粒径が微細な領域において、パーライト組織の延性支配因子を検討した。その結果、パーライト組織の延性は、平均的なブロック粒径ではなく、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数との相関があり、ある一定面積の視野において、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒数をある一定値以上に制御することにより、パーライト組織の延性が大きく向上することを見出した。
【００１６】
これらの結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール頭部のある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、レール頭部の耐摩耗性と延性が同時に向上することを知見した。
すなわち、本発明は、高炭素含有の重荷重鉄道用レールにおいて、頭部の耐摩耗性を向上させ、同時に、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止することを目的としたものである。
【００１７】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）パーライトブロック粒径および粒数の規定
まず、粒数を規定するパーライトブロック粒径を１〜１５μｍの範囲に規定した理由について説明する。
粒径が１５μｍを超えるパーライトブロックは、微細なパーライト組織の延性向上には大きく寄与しないからである。また、粒径が１μｍ未満のパーライトブロックは、微細なパーライト組織の延性向上には寄与するが、その寄与度が小さい。このため、粒数を規定するパーライトブロック粒径を１〜１５μｍの範囲に限定した。
【００１８】
次に、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を被検面積０．２ｍｍ²あたり２００個以上に規定した理由を説明する。
被検面積０．２ｍｍ²あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数が２００個未満になると、微細なパーライト組織の延性向上が図れないからである。なお、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数には上限を設けないが、レールの製造時の圧延温度や熱処理時の冷却条件の制約から、実質的には、被検面積０．２ｍｍ²あたり１０００個が上限となる。
【００１９】
次に、被検面積０．２ｍｍ²あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を２００以上とした部位を、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に限定した理由を説明する。
レール頭部から発生する折損は、基本的にはレール頭表面を起点としている。このため、レール折損を防止するにはレール頭表部の延性、すなわち、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を増やす必要がある。実験により、レール頭表部の延性とレール頭表部パーライトブロックとの相関を調査した所、レール頭表部の延性は、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲のパーライトブロックサイズと相関があることがわかった。さらに、レール頭表面の延性との相関を調査した結果、この領域において、少なくとも一部に粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数が２００以上となる領域があれば、レール頭表面の延性が向上し、結果的にレール折損が抑制できることを確認した。本限定は上記のような調査結果に基づくものである。
【００２０】
ここで、パーライトブロックサイズの測定方法について述べる。パーライトブロックの測定方法には、▲１▼修正カーリングエッチ法、▲２▼エッチピット法、▲３▼ＳＥＭによる後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ：Electron Back-Scatter diffraction Pattern）法がある。今回の測定では、パーライトブロックサイズが微細であるため、▲１▼修正カーリングエッチ法、▲２▼エッチピット法ではその確認が困難であった。そこで、▲３▼後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）法を用いた。
【００２１】
以下に測定条件を記す。測定は▲３▼〜▲７▼の手順に従い、パーライトブロックの粒径測定を行い、被検面積０．２ｍｍ²あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数をカウントした。測定はそれぞれの観察位置で最低２視野以上行い、下記の手順に従い粒数をカウントし、その平均値を観察位置での代表粒数とした。
●パーライトブロックの測定条件
▲１▼ＳＥＭ：高分解能走査型顕微鏡
▲２▼測定前処理：機械加工面１μｍダイヤ研磨→電解研摩
▲３▼測定視野：４００×５００μｍ² （被検面積０．２ｍｍ² ）
▲４▼ＳＥＭビーム径：３０ｎｍ
▲５▼測定ステップ（間隔）：０．１〜０．９μｍ
▲６▼粒界認定：隣り合う測定ポイントにおいて、結晶方位差１５°以上
（大角粒界）をパーライトブロック粒界として認識させた。
▲７▼粒径測定：各パーライトブロック粒の面積を測定後、パーライトブロックを円形と仮定し、各結晶粒の半径を計算後、直径を算定し、その値をパーライトブロック粒径とした。
【００２２】
（２）鋼レールの化学成分
請求項１〜１０において、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６５％未満では、レール頭部のパーライト組織の硬度が確保できず、さらに、初析フェライト組織が生成し、耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。また、Ｃ量が１．４０％を超えると、レール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することやパーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、パーライト組織の延性が低下する。このため、Ｃ量を０．６５〜１．４０％に限定した。なお、耐摩耗性をより一層向上させるには、パーライト組織中のセメンタイト相の密度がさらに増加し、耐摩耗性の一層の向上が図れるＣ量０．８５％超とすることが望ましい。
【００２３】
Ｓｉは、脱酸剤として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶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。
【００２４】
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、耐摩耗性や靭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、偏析が助長され、高炭素鋼成分系（Ｃ＞０．８５％）では、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ため。このため、Ｍｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２５】
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、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒの元素を必要に応じて添加することができる。
【００２６】
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。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、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、パーライト鋼の硬度を向上させ、さらに、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
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、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靭性低下を防止する。Ｚｒは、ＺｒＯ_２介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、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ことが主な添加目的である。
【００２７】
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０５％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見られない。また、２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの靭性が低下する。このため、Ｃｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２８】
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。
【００２９】
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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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延性の改善は認められない。また、０．５００％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。このため、Ｖ量を０．００５〜０．５００％に限定した。
【００３０】
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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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延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。
【００３１】
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。
【００３２】
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であり、さらに、パーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また、２．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００３３】
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、０．０５％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、レールの延性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００３４】
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合で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、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３５】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性や靭性、これに加えて耐内部疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３６】
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し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、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。
【００３７】
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。
【００３８】
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それぞれ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成の抑制により靭性低下を防止する元素であるが、０．００８０％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、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０．００８０〜１．００％に限定した。
【００３９】
Ｚｒは、ＺｒＯ_２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。しかし、Ｚｒ量が０．０００１％未満では、ＺｒＯ_２系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、初析セメンタイト組織の生成抑制の効果が低下する。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした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０．０００１〜０．２０００％に限定した。
【００４０】
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・分塊あるいは連続鋳造し、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加速冷却を施すことにより、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。
【００４１】
以上の製造方法において、レールの頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックを被検面積０．２ｍｍ²あたり２００個以上にする方法としては、上記の熱間圧延時の温度をできるだけ低温とし、さらに、圧延後できるだけ速やかに加速冷却を行うことで、圧延直後のオーステナイト粒成長を抑制し、かつ最終圧延の減面率を高くし、オーステナイト粒に高い歪みエネルギーを蓄積した状態で、加速冷却を行うようにすることが望ましい。好ましい熱間圧延、熱処理条件としては、最終圧延温度９８０℃以下、最終圧延減面率８％以上、加速冷却速度は８００〜５５０℃間を３℃/sec以上である。
【００４２】
また、熱処理する目的でレールを再加熱する場合は、歪みエネルギーの効果を用いることができないため、再加熱温度をできるだけ低くし、また加速冷却速度をより速くすることが望ましい。好ましい再加熱熱処理条件としては、再加熱温度１０００℃以下、加速冷却速度は８００〜５５０℃間を５℃/sec以上である。
【００４３】
（３）レール頭部の硬さとその範囲
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の範囲の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した理由について説明する。
本成分系では、硬さがＨｖ３００未満になると、寒冷地での使用においては、耐摩耗性の確保が困難となり、レールの使用寿命が低下する。また、硬さがＨｖ５００を超えると、耐摩耗性の著しい向上により、ころがり面に疲労ダメージが蓄積することや、集合組織が発達し、ダークスポット損傷等のころがり疲労損傷が発生し、耐表面損傷性が大きく損なわれる。このためパーライト組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した。
【００４４】
次に、硬さＨｖ３００〜５００の範囲を、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。
２０ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、寒冷地のレールに要求される耐摩耗性を必要とされている領域としては小さく、十分なレール使用寿命の確保が困難となるためである。また、硬さＨｖ３００〜５００の範囲が、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、レール使用寿命がさらに向上し、より望ましい。
【００４５】
ここで、図１に本発明の耐摩耗性および延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硬さＨｖ３００〜５００のパーライト組織が必要な領域を示す。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。硬さＨｖ３００〜５００の本成分系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、レールの耐摩耗性の確保が可能となる。
したがって、硬さ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。
【００４６】
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、レール柱部、頭表部、頭部内部のパーライト組織中に、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、これらの組織が若干量混入しても、本発明のパーライト系レールの耐摩耗性や延性には大きな悪影響を及ぼさない。
【００４７】
【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、圧延および熱処理条件、頭部ミクロ組織（頭表面下５ｍｍ）、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数および測定位置、レール頭部（頭表面下５ｍｍ）の硬さを示す。また、表１には図２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、引張試験結果も併記した。図２において、３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルを示す。
【００４８】
表２に比較レール鋼の化学成分、圧延および熱処理条件、頭部ミクロ組織（頭表面下５ｍｍ）、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数および測定位置、レール頭部（頭表面下５ｍｍ）の硬さを示す。また、表１には図２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、引張試験結果も併記した。
【００４９】
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
上記成分範囲内で、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ² あたり２００個以上存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
・比較レール鋼（１０本）符号Ｍ〜Ｖ
符号Ｍ〜Ｐ：Ｃ、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Ｑ〜Ｖ：上記成分範囲内で、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ²あたり２００個未満の比較レール鋼（６本）。
【００５０】
ここで、本明細書中の図について説明する。図１は本発明の耐摩耗性および延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摩耗性が必要とされる領域を示したものである。図２は西原式摩耗試験機の概略を示したものである。図中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３は表１と表２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４は表１と表２に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。
さらに、図５は表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示したもの、図６は表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）の引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
【００５１】
各種試験は次のとおりとした。
・頭部摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図２参照）
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ，厚さ：８ｍｍ）
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図３参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
【００５２】

【００５３】
表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｐ）と比べて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納めることにより、レールの耐摩耗性や延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織、初析フェライト組織やマルテンサイト組織などは生成せず、耐表面損傷性は良好であった。
また、図５に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）と比べて、炭素量をある一定範囲内に納めることにより耐摩耗性は向上した。特に、炭素量０．８５％超の本発明レール鋼（符号：Ｅ〜Ｌ）は、炭素量０．８５％以下の本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｄ）と比べて、耐摩耗性はより一層向上した。
さらに、表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）と比べて、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックの数を制御することにより、レール頭部の延性が向上しており、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止することが可能となった。
【００５４】
【表１】

【００５５】
【表２】

【００５６】
【発明の効果】
以上ように本発明によれば、重荷重鉄道で使用されるパーライト組織の鋼レールにおいて、Ｃの添加量、さらには、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックの数を制御することにより、レール頭部の耐摩耗性、延性を向上させ、寒冷地で使用されるレールの耐摩耗性の向上とレール折損等の破壊の発生を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の耐摩耗性および延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摩耗性が必要とされる領域を示した図。
【図２】西原式摩耗試験機の概略を示した図。
【図３】表１と表２に示す摩耗試験における試験片採取位置を示した図。
【図４】表１と表２に示す引張試験における試験片採取位置を示した図。
【図５】表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示した図。
【図６】表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）の引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示した図。
【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[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention improves the wear resistance required for the rail head of heavy-duty railways, and at the same time, improves the ductility by controlling the number of fine pearlite block grains on the rail head, and in cold regions The present invention relates to a pearlite rail for the purpose of suppressing the occurrence of rail breakage.
[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]
Against this background, the development of rails aimed at improving wear resistance was promoted as follows.
(1) 130kgf / mm after rolling or accelerating and cooling the reheated rail head from austenite to 850-500 ° C at 1-4 ° C / sec²(1274 MPa) or more high-strength rail manufacturing method (Japanese Patent Laid-Open No. 57-198216).
{Circle around (2)} A hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and a rail with excellent wear resistance in which the cementite density in the lamellae in the pearlite structure is increased (JP-A-8-144016) Issue gazette).
[0004]
These rails are characterized by fine pearlite made of eutectoid carbon-containing steel (carbon content: 0.7 to 0.8%) or hypereutectoid carbon-containing steel (carbon content: more than 0.85 to 1.20%). The purpose of this high-strength rail is to reduce the lamella spacing in the pearlite structure, and to increase the density of the cemetite phase in the pearlite lamella to improve wear resistance. It was.
[0005]
However, since these high-strength rails have low toughness, there is a problem in that rail breakage is likely to occur due to defects in the rail head portion and low portion. In order to solve such problems, the present inventors have developed a rail as shown below.
(3) Rails using eutectoid steel (C: 0.60 to 0.85%) to reduce the average block particle size of the pearlite structure by rolling to improve ductility and toughness (Japanese Patent Laid-Open No. 8-109440) Publication).
(4) Rails using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and refined average block particle size of pearlite structure by rolling to improve ductility and toughness No. 109439).
The characteristics of these rails were to improve the wear resistance, ductility and toughness of the pearlite structure by refining the average block particle size of the pearlite structure.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
Invention rails exhibiting the pearlite structure shown in (3) and (4) above have improved the ductility and toughness of the pearlite structure by reducing the average block particle size of the pearlite structure, and breakage such as rail breakage It is possible to reduce the occurrence of. However, in cold regions where the temperature drops to below freezing, the rails have insufficient ductility and toughness, making it difficult to suppress the occurrence of rail breakage.
In addition, in order to solve this problem, there is a method to further refine the average block particle size of the pearlite structure and improve the ductility and toughness of the rail. It was difficult to suppress.
[0007]
Against this background, the development of a rail that ensures wear resistance and prevents the occurrence of breakage such as rail breakage in a cold region has been required at the head of a rail with a high carbon content pearlite structure. It was.
That is, the present invention aims to improve the wear resistance required for a rail head for heavy-duty railways, and in particular to prevent the occurrence of breakage such as rail breakage in a cold region.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
  The present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows..
[0009]
  (1) By mass%, C: 0.65-1.40%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.05-2.00%And the balance consists of Fe and inevitable impuritiesIn a steel rail exhibiting a pearlite structure, a pearlite block having a particle diameter of 1 to 15 μm is to be tested in an area of 0.2 mm at least in a range up to a depth of 10 mm starting from the head corner and the top surface.²More than 200 per oneThe hardness at least in the range of 20 mm in the range from Hv 300 to 500 starting from the head corner and the top surfaceA pearlitic rail with excellent wear resistance and ductility.
[0010]
  (2)the above(1)A pearlite rail excellent in wear resistance and ductility, characterized in that the rail contains C: more than 0.85 to 1.40% by mass%.
[0011]
  (3) Above (1)OrThe rail of (2) selectively contains one or more of the following components (1) to (8) in mass%.MakeA pearlitic rail with excellent wear resistance and ductility.
  (1) One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
  (2) V: 0.005 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.050%, 1 type or 2
      seed,
  (3) B: 0.0001 to 0.0050%,
  (4) Co: 0.10 to 2.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, 1 type or 2 types,
  (5) Ni: 0.01 to 1.00%
  (6) Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%,
      Ca: 0.0005 to 0.0150% of one or more,
  (7) Al: 0.0080 to 1.00%,
  (8) Zr: 0.0001 to 0.2000%.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
The inventors first organized the relationship between the occurrence of rail breakage and the mechanical properties of the pearlite structure. As a result, since the load speed of the rail head generated by contact with the wheel is relatively slow, the breakage phenomenon generated from the rail head is more ductile in the tensile test than evaluated by an impact test with a relatively high load speed. It was confirmed that there is a good correlation.
[0014]
Next, the inventors reexamined the relationship between ductility and block size of pearlite structure in a steel rail having a pearlite structure containing high carbon. As a result, when the average block particle size of the pearlite structure is reduced, the ductility of the pearlite structure tends to improve. However, in the region where the average pearlite block particle size is very fine, the average block particle size is simply reduced. It was confirmed that the ductility was not sufficiently improved even if the diameter was reduced.
[0015]
Therefore, the present inventors examined the ductility controlling factor of the pearlite structure in the region where the average block particle size of the pearlite structure is fine. As a result, the ductility of the pearlite structure is not an average block particle size but a correlation with the number of fine pearlite block particles having a certain particle size. It has been found that the ductility of the pearlite structure is greatly improved by controlling the number of fine pearlite block grains having a certain value or more.
[0016]
As a result, in steel rails with a high carbon content pearlite structure, by controlling the number of fine pearlite block grains with a certain grain size in the rail head, the wear resistance and ductility of the rail head are simultaneously achieved. It was found that it improved.
That is, the present invention improves the wear resistance of the head in a heavy-duty railway rail having a high carbon content, and at the same time, controls the number of fine pearlite block grains having a certain grain size. The purpose is to prevent the occurrence of destruction such as rail breakage in the ground.
[0017]
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Regulation of pearlite block particle size and number of particles
First, the reason why the pearlite block particle size defining the number of particles is specified in the range of 1 to 15 μm will be described.
This is because a pearlite block having a particle size of more than 15 μm does not greatly contribute to improving the ductility of a fine pearlite structure. A pearlite block having a particle size of less than 1 μm contributes to improving the ductility of a fine pearlite structure, but its contribution is small. For this reason, the pearlite block particle diameter which prescribes | regulates the number of grains was limited to the range of 1-15 micrometers.
[0018]
Next, the number of particles of pearlite block having a particle size of 1 to 15 μm is determined as a test area of 0.2 mm.²The reason why the number is defined as 200 or more will be explained.
Test area 0.2mm²This is because when the number of pearlite blocks having a per particle size of 1 to 15 μm is less than 200, the ductility of a fine pearlite structure cannot be improved. In addition, although there is no upper limit to the number of pearlite blocks having a particle size of 1 to 15 μm, due to restrictions on rolling temperature at the time of manufacturing the rail and cooling conditions at the time of heat treatment, the test area is substantially 0.2 mm.²1000 is the upper limit.
[0019]
Next, test area 0.2mm²The reason why the part where the number of grains of perlite blocks having a per particle size of 1 to 15 μm is 200 or more is limited to at least a part of the range up to a depth of 10 mm starting from the head corner and the top surface is described. .
The breakage generated from the rail head basically starts from the rail head surface. For this reason, in order to prevent rail breakage, it is necessary to increase the ductility of the rail head surface, that is, the number of pearlite blocks having a particle size of 1 to 15 μm. As a result of investigating the correlation between the rail head surface ductility and the rail head surface pearlite block by experiment, the rail head surface ductility correlates with the pearlite block size in the range up to 10 mm depth from the top surface of the head. I found out that Furthermore, as a result of investigating the correlation with the ductility of the rail head surface, if there is a region where the number of pearlite blocks having a particle size of 1 to 15 μm is 200 or more in this region, the ductility of the rail head surface As a result, it was confirmed that rail breakage can be suppressed. This limitation is based on the above survey results.
[0020]
Here, a method for measuring the pearlite block size will be described. There are (1) a modified curling etch method, (2) an etch pit method, and (3) a backscattered electron diffraction (EBSP) method using SEM. In this measurement, since the pearlite block size is fine, it was difficult to confirm by (1) modified curling etch method and (2) etch pit method. Therefore, (3) backscattered electron diffraction (EBSP) method was used.
[0021]
The measurement conditions are described below. Measure the particle size of the pearlite block according to the procedures of (3) to (7), and the test area is 0.2 mm.²The number of perlite blocks having a per particle size of 1 to 15 μm was counted. The measurement was performed at least two fields of view at each observation position, the number of grains was counted according to the following procedure, and the average value was taken as the representative number of grains at the observation position.
● Perlite block measurement conditions
(1) SEM: High resolution scanning microscope
(2) Measurement pretreatment: machined surface 1 μm diamond polishing → electrolytic polishing
(3) Field of view: 400 × 500μm²   (Test area 0.2mm² )
(4) SEM beam diameter: 30 nm
(5) Measurement step (interval): 0.1 to 0.9 μm
(6) Grain boundary recognition: Crystal orientation difference of 15 ° or more at adjacent measurement points
(Large-angle grain boundaries) were recognized as pearlite block grain boundaries.
(7) Particle size measurement: After measuring the area of each pearlite block grain, the pearlite block was assumed to be circular, the radius of each crystal grain was calculated, the diameter was calculated, and the value was taken as the pearlite block grain size.
[0022]
(2) Steel rail chemical composition
  Claims 1 to10The reason why the chemical composition of the rail steel is limited to the above claims will be described in detail.
  C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. C amount is 0.65%Less thanIn this case, the hardness of the pearlite structure of the rail head cannot be ensured, and further, a pro-eutectoid ferrite structure is formed, wear resistance is reduced, and the service life of the rail is reduced. Moreover, when the C content exceeds 1.40%, the proeutectoid cementite structure is formed in the pearlite structure in the rail head surface or in the head, the density of the cementite phase in the pearlite structure increases, and the pearlite structure Ductility decreases. For this reason, the amount of C was limited to 0.65 to 1.40%. In order to further improve the wear resistance, it is desirable that the C content exceeds 0.85%, which can further increase the density of the cementite phase in the pearlite structure and further improve the wear resistance.
[0023]
Si is an essential component as a deoxidizer. In addition, it 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 is an element that 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. Furthermore, 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%.
[0024]
Mn is an element that enhances the hardenability and refines the pearlite lamella spacing, thereby ensuring the hardness of the pearlite structure and improving the wear resistance. However, when the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, a martensite structure that is harmful to wear resistance and toughness is easily generated, segregation is promoted, and a high carbon steel component system (C> 0.85%), a pro-eutectoid cementite structure is generated in the column portion and the toughness of the rail decreases. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
[0025]
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, Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, An element of Zr can be added as necessary.
[0026]
  Here, Cr and Mo raise the equilibrium transformation point of pearlite and ensure the hardness of the pearlite structure mainly by refining the pearlite lamella spacing. V and Nb suppress the growth of austenite grains by carbides and nitrides generated by hot rolling and the subsequent cooling process, and further improve the ductility and hardness of the pearlite structure by precipitation hardening. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented. B reduces the cooling rate dependency 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 prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, and at the same time improves the hardness of pearlite steel and further prevents softening of the heat affected zone of the weld joint.
  Ti refines the structure of the heat-affected zone and prevents embrittlement of the weld joint. Mg and Ca make austenite grains finer during rail rolling, and at the same time, promote pearlite transformation and improve the ductility of the pearlite structure. Al moves the eutectoid transformation temperature to the higher temperature side, and simultaneously moves the eutectoid carbon concentration to the higher carbon side, strengthens the pearlite structure and suppresses the formation of proeutectoid cementite, improves the wear resistance and lowers the toughness of the rail.PreventTo do. Zr is ZrO₂Inclusions become the solidification nuclei of high-carbon rail steel and increase the equiaxed crystallization rate of the solidified structure, thereby suppressing the formation of segregation zones in the center of the slab and the formation of proeutectoid cementite structure that is harmful to the toughness of the rail The main purpose of addition is to suppress the above.
[0027]
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 0.05%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen. Moreover, when excessive addition exceeding 2.00% is performed, hardenability will increase, a martensitic structure will produce | generate in large quantities, and the toughness of a rail will fall. For this reason, the Cr content is limited to 0.05 to 2.00%.
[0028]
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%.
[0029]
V is a V carbide or V nitride produced by a cooling process after hot rolling by refining austenite grains due to the pinning effect of V carbide or V nitride when heat treatment is performed at a high temperature. It is an element that is effective for improving the ductility by increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening. In the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, it is an element effective in generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range and preventing softening of the weld joint heat affected zone. is there. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and an improvement in the hardness and ductility of the pearlite structure is not recognized. Further, if added over 0.500%, coarse V carbides and V nitrides are generated, and the toughness of the rail and the internal fatigue damage resistance are lowered. For this reason, the amount of V was limited to 0.005 to 0.500%.
[0030]
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 further Nb produced 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 carbide and Nb nitride. 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 prevented from being softened. 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 ductility is observed. Further, if added over 0.050%, coarse Nb carbide or Nb nitride is 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%.
[0031]
B forms iron boride, suppresses the formation of proeutectoid cementite, and at the same time reduces the dependency of the pearlite transformation temperature on the cooling rate, makes the head hardness distribution uniform, and prevents the toughness of the rail from being lowered. However, if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the hardness distribution of the rail head is not improved. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carbon borides are formed, and ductility, toughness, and internal fatigue damage resistance are greatly reduced. Limited to .0050%.
[0032]
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 ductility, if less than 0.10%, the effect cannot be expected. Further, if added over 2.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Co was limited to 0.10 to 2.00%.
[0033]
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 0.05%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to toughness by remarkable hardenability improvement. Further, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, and the ductility of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.05 to 1.00%.
[0034]
Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time, increases the hardness (strength) of pearlite steel by solid solution strengthening in ferrite. Furthermore, in the weld heat affected zone, Ni is combined with Ti._ThreeAn intermetallic compound of Ti precipitates finely 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 ferrite phase As a result, the ductility of the rail significantly decreases, spalling damage occurs on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail decreases. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
[0035]
By utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding are not dissolved, the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region is refined and brittleness of the welded joint is achieved. It is an effective ingredient for preventing oxidization. However, if less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbides and Ti nitrides are formed, and the ductility and toughness of the rail, in addition to the internal resistance Since the fatigue damage is greatly reduced, the Ti content is limited to 0.0050 to 0.050%.
[0036]
Mg combines with O, S, Al, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, It is an effective element for improving the ductility of the steel. Furthermore, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the formation of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size, the ductility of the pearlite structure It is an effective element for improving 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 the internal fatigue damage resistance are lowered. The amount was limited to 0.0005-0.0200%.
[0037]
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 content 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. The amount was limited to 0.0005 to 0.0150%.
[0038]
  Al is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously the eutectoid carbon concentration to the high carbon side, and prevents toughness degradation by increasing the strength of the pearlite structure and suppressing the formation of the proeutectoid cementite structure. 0.0080%Less thanThen, its effect is weak, and if added over 1.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions that become the starting point of fatigue damage are generated, the toughness of the rail, In addition, internal fatigue damage resistance is reduced. Moreover, since an oxide was produced at the time of welding and weldability was remarkably lowered, the Al content was limited to 0.0080 to 1.00%.
[0039]
  Zr is ZrO₂ Since the inclusions have good lattice matching with γ-Fe, γ-Fe becomes the solidification nucleus of the high-carbon rail steel that is the primary crystal of solidification, and by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidification structure, It is an element that suppresses the formation of segregation zones and suppresses the formation of pro-eutectoid cementite structures that are harmful to the toughness of the rail. However, the amount of Zr is 0.0001%Less thanThen, ZrO₂The number of system inclusions is small, and it does not show sufficient action as a solidification nucleus. As a result, the effect of suppressing the formation of proeutectoid cementite structure decreases. Also, if the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the toughness 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 was limited to 0.0001 to 0.2000%.
[0040]
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, and further hot-rolled. After being manufactured as a rail. Next, the pearlite structure with high hardness is formed on the rail head by accelerating cooling the rail head that has been hot-rolled at a high temperature or the rail head that has been reheated to a high temperature for the purpose of heat treatment. It can be generated stably.
[0041]
In the above manufacturing method, a pearlite block having a particle diameter of 1 to 15 μm is applied to at least a part of a range up to a depth of 10 mm starting from the head corner portion and the top surface of the rail.²As a method of making 200 or more per unit, the temperature during the hot rolling is set as low as possible, and further, accelerated cooling is performed as soon as possible after rolling, thereby suppressing austenite grain growth immediately after rolling and final rolling. It is desirable to perform accelerated cooling in a state in which the surface area reduction ratio is increased and high strain energy is accumulated in the austenite grains. As preferable hot rolling and heat treatment conditions, the final rolling temperature is 980 ° C. or lower, the final rolling reduction in area is 8% or higher, and the accelerated cooling rate is 800 ° C. to 550 ° C. at 3 ° C./sec or higher.
[0042]
Further, when the rail is reheated for the purpose of heat treatment, the effect of strain energy cannot be used. Therefore, it is desirable to make the reheating temperature as low as possible and to increase the accelerated cooling rate. As preferable reheating heat treatment conditions, the reheating temperature is 1000 ° C. or less, and the accelerated cooling rate is 800 ° C. to 550 ° C. and 5 ° C./sec or more.
[0043]
(3) Hardness of rail head and its range
The reason why the hardness in the range of 20 mm depth is limited to the range of Hv 300 to 500 starting from the head surface at the head corner and the top will be described.
In this component system, when the hardness is less than Hv300, it is difficult to ensure wear resistance when used in cold regions, and the service life of the rail is reduced. Also, if the hardness exceeds Hv500, wear resistance is significantly improved, fatigue damage accumulates on the rolling surface, texture develops, rolling spot damage such as dark spot damage occurs, and surface damage resistance The properties are greatly impaired. For this reason, the hardness of the pearlite structure | tissue was limited to the range of Hv300-500.
[0044]
Next, the reason why the range of the hardness Hv 300 to 500 is limited to a range of 20 mm in depth starting from the head surface of the head corner and the top of the head will be described.
If it is less than 20 mm, considering the service life of the rail, it is difficult to secure a sufficient service life of the rail because the area required for the wear resistance required for the rail in a cold region is small. Moreover, if the range of hardness Hv300-500 is the depth of 30 mm or more from the head surface of the head corner part and the top of the head, the service life of the rail is further improved, which is more desirable.
[0045]
Here, FIG. 1 shows a region where a pearlite structure having a hardness of Hv 300 to 500 and a designation at the head cross-sectional surface position of the pearlite rail excellent in wear resistance and ductility of the present invention is shown. 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 of this component system having a hardness of Hv 300 to 500 is disposed at least within the oblique lines in the figure, it is possible to ensure the wear resistance of the rail.
Therefore, the pearlite structure whose hardness is 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.
[0046]
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, pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure may be mixed in the pearlite structure in the rail column, head surface, and head. There is. However, even if a small amount of these structures is mixed, the wear resistance and ductility of the pearlite rail of the present invention are not greatly adversely affected.
[0047]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition, rolling and heat treatment conditions of the rail steel of the present invention, the head microstructure (5 mm below the head surface), the number and measurement positions of pearlite blocks having a particle size of 1 to 15 μm, the rail head (under the head surface). 5 mm). Table 1 also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 repetitions in the Nishihara type abrasion test under the forced cooling condition shown in FIG. In FIG. 2, 3 is a rail test piece, 4 is a mating member, and 5 is a cooling nozzle.
[0048]
Table 2 shows the chemical composition of the comparative rail steel, rolling and heat treatment conditions, head microstructure (5 mm below the head surface), the number of grains of pearlite block having a particle size of 1 to 15 μm and measurement position, rail head (5 mm below the head surface). ). Table 1 also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 repetitions in the Nishihara type abrasion test under the forced cooling condition shown in FIG.
[0049]
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, a pearlite block having a particle diameter of 1 to 15 μm is inspected at an area of 0.2 mm in at least part of a range up to a depth of 10 mm starting from the head corner and the top surface.² A pearlite rail with excellent wear resistance and ductility, characterized by the presence of 200 or more per.
-Comparison rail steel (10 pieces) Codes M to V
Reference signs M to P: Comparative rail steels (4) in which the addition amount of C, Si and Mn is outside the above-mentioned claims.
Symbols Q to V: Within the above component range, a pearlite block having a particle diameter of 1 to 15 μm is inspected at an area of 0.2 mm in at least part of a range up to a depth of 10 mm starting from the head corner and the top surface.²Less than 200 comparison rail steels per piece (six).
[0050]
Here, the drawings in this specification will be described. FIG. 1 shows the designation of the head cross-sectional surface position of the pearlitic rail excellent in wear resistance and ductility of the present invention and the area where wear resistance is required. FIG. 2 shows an outline of the Nishihara type abrasion tester. In the figure, 3 is a rail test piece, 4 is a mating member, and 5 is a cooling nozzle. FIG. 3 illustrates the specimen collection position in the abrasion test shown in Tables 1 and 2. FIG. 4 illustrates test specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 1 and 2.
Further, FIG. 5 shows the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the wear test results of the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: A to L) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: M to N). FIG. 6 shows the relationship between the amount of carbon and the total elongation in the tensile test results of the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: A to L) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: Q to V). It is a thing.
[0051]
The various tests were as follows.
・ Head wear test
Testing machine: Nishihara type abrasion testing machine (see Fig. 2)
Test piece shape: Disc-shaped test piece (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface (see Fig. 3)
Test load: 686 N (contact surface pressure 640 MPa)
Slip rate: 20%
Opponent material: Pearlite steel (Hv380)
Atmosphere: In the air
Cooling: Forced cooling with compressed air (flow rate: 100 Nl / min)
Number of repetitions: 700,000 times
[0052]

[0053]
As shown in Tables 1 and 2, the rail steel of the present invention (symbol: A to L) has a C, Si, and Mn addition amount within a certain range as compared with the comparative rail steel (symbol: MP). Thus, no pro-eutectoid cementite structure, pro-eutectoid ferrite structure, martensite structure, etc. that adversely affect the wear resistance and ductility of the rail were generated, and the surface damage resistance was good.
In addition, as shown in FIG. 5, the rail steel of the present invention (symbol: A to L) is more resistant to wear by keeping the carbon content within a certain range as compared with the comparative rail steel (symbol: M to N). Improved. In particular, the rail steel of the present invention having a carbon content of more than 0.85% (symbol: E to L) has a higher wear resistance than the rail steel of the present invention having a carbon content of 0.85% or less (symbol: AD). Improved further.
Furthermore, as shown in Tables 1 and 2, the rail steel of the present invention (symbol: A to L) has a number of pearlite blocks having a particle diameter of 1 to 15 μm, compared with the comparative rail steel (symbol: Q to V). By controlling, the duct head has improved ductility, and it has become possible to prevent the occurrence of breakage such as rail breakage in cold regions.
[0054]
[Table 1]

[0055]
[Table 2]

[0056]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, in the steel rail having a pearlite structure used in heavy-duty railways, the amount of C added, and further, the number of pearlite blocks having a particle diameter of 1 to 15 μm is controlled to control the rail head. It is possible to improve the wear resistance and ductility of the rail, to improve the wear resistance of the rail used in cold regions and to prevent the occurrence of breakage such as breakage of the rail.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a diagram showing a name and a region where wear resistance is required at a head cross-sectional surface position of a pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to the present invention.
FIG. 2 is a view showing an outline of a Nishihara type abrasion tester.
FIG. 3 is a view showing a specimen collection position in the abrasion test shown in Tables 1 and 2.
FIG. 4 is a diagram showing test piece collection positions in the tensile tests shown in Tables 1 and 2.
5 is a graph showing the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the wear test results of the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: A to L) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: M to N). .
6 shows the relationship between the amount of carbon and the total elongation in the tensile test results of the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: A to L) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: Q to V). Figure.
[Explanation of symbols]
1: The top of the head
2: Head corner
3: Rail test piece
4: Counterpart material
5: Cooling nozzle

Claims

Perlite containing, by mass%, C: 0.65 to 1.40%, Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, with the balance being Fe and inevitable impurities in the steel rail exhibits a tissue, head corner portion, at least a portion of the range of the top of the head surface to a depth of 10mm starting, pearlite block grain diameter 1~15μm is inspection area 0.2 mm ² per 200 or more A pearlite rail excellent in wear resistance and ductility, characterized by having a hardness of at least a depth of 20 mm in a range of Hv 300 to 500 starting from a head corner and a top surface .

By mass%, C: 0.85 abrasion resistance and excellent pearlitic rail ductility according to claim 1, characterized in that it contains super ～1.40%.

In mass%, further, Cr: 0.05~2.00%, Mo: excellent wear resistance and ductility according to claim 1 or 2, characterized in that it contains 0.01% to 0.50% Perlite rail.

In mass%, further, V: 0.005~0.50%, Nb: 0.002~0.050% a characterized in that it contains claim 1 abrasion according to any one of the 3 Perlite rails with excellent properties and ductility.

In mass%, further, B: 0.0001 to 0.0050% antiwear and excellent pearlitic rail ductility according to any one of claims 1 to 4, characterized in that it contains.

In mass%, further, Co: 0.10 to 2.00%, Cu: any of claims 1-5, characterized in that it contains one or two of 0.05 to 1.00% 1 A pearlite rail excellent in wear resistance and ductility as described in the section.

In mass%, further, Ni: 0.01 to 1.00% pearlitic rail having excellent wear resistance and ductility according to any one of claims 1 to 6, characterized in that it contains.

In addition, it may contain at least one of Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%, and Ca: 0.0005 to 0.0150%. The pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to any one of claims 1 to 7 .

In mass%, furthermore, Al: from 0.0080 to 1.00% pearlitic rail having excellent wear resistance and ductility according to any one of claims 1-8, characterized in that it contains.

The wear resistance according to any one of claims 1 to 9 , further comprising, in mass%, Zr: 0.0001 to 0.2000%, the balance being Fe and inevitable impurities. Perlite rail with excellent ductility.