JP4598265B2 - Perlite rail and its manufacturing method - Google Patents
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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、同時に耐内部疲労損傷性を向上させたパーライト系レールおよびその製造法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 以上の高強度レールの製造法（特開昭５７−１９８２１６公報）。
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的は、パーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、耐摩耗性を向上させることにあった。
【０００４】
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提案した。
(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ン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】
しかし、上記(3)、(4)に示された発明レールは、高炭素化により耐摩耗性の向上は図れるものの、鋼の成分系やレール頭部の熱処理製造条件によっては、比較的冷却速度の遅いレール頭部内部では、パーライト組織中に粗大な初析セメンタイト組織が生成して疲労損傷の起点となり、レール頭部の耐内部疲労損傷性が低下するといった問題があった。
【０００７】
また、これらの粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制するため、熱処理時のレール頭部の冷却速度を増加させることにより、その生成を抑制する方法も考えられるが、レール頭部のように断面積が大きい部位では、レール頭表面ではその効果が期待できるものの、内部ではその効果が全く期待できず、粗大な初析セメンタイト組織の生成を十分に抑制できないといった問題があった。
【０００８】
このような背景から、高炭素含有のパーライト鋼レールにおいて、粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制したレールおよびその製造方法の開発が望まれるようになった。
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鋼レールにおいて、耐摩耗性を向上させ、同時に粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制し、耐内部疲労損傷性を向上させることを目的としたものである。
【０００９】
【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、その要旨は次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜１．４０％、 Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｓｉ：１．００超〜３．００％、 Ａｌ：０．０７超〜３．００％
を含有し、さらに必要に応じて、
Ｃｒ：０．０５〜３．００％、 Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｖ ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするパーライト系レール。
（２）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であることを特徴とする前記(1)に記載のパーライト系レール。
（３）前記(1) に記載の成分を含有する鋼片をレール形状に熱間圧延した後、熱間圧延ままのＡｒ1 点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的でＡｃ1 点＋３０℃以上の温度に加熱された鋼レール頭部を、オーステナイト域温度から１〜３０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００〜５００℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、放冷することを特徴とするパーライト系レールの製造法。
【００１０】
【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、高炭素含有のパーライト鋼において、強度を増加させ、同時に粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制する添加元素を検討した。その結果、セメンタイト相に全く固溶しないＳｉを多量に添加すると、高強度化と初析セメンタイト組織の生成の抑制が同時に達成されることを知見した。
【００１１】
図１は、Ｓｉの添加量を変化させた高炭素含有鋼の連続冷却変態線図の一例である。図１に示すように、Ｓｉの添加量が増加すると、パーライト変態領域が長時間側へ移動し、焼入れ性の増加により高強度化が達成されると同時に、特にＳｉの添加量が１．０％を超えた領域では、初析セメンタイト組織の生成領域も長時間側へ移動し、冷却速度の遅い領域で初析セメンタイト組織が生成し難くなることが明らかとなった。
【００１２】
さらに本発明者らは、高炭素含有のパーライト鋼において、強度を増加させ、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制するための添加元素を検討した。その結果、Ｓｉと同様に、セメンタイト相に全く固溶しないＡｌを多量に添加すると、共析変態温度が高温側へ、さらに共析炭素濃度が高炭素側へそれぞれ移動し、パーライト変態時の過冷度の増加と相まって、高強度化と初析セメンタイト組織の生成の抑制が同時に達成されることを知見した。
【００１３】
次に本発明者らは、上記の実験結果を検証するため、Ｓｉの添加量を０〜３．０％まで変化させた高炭素含有鋼、Ａｌの添加量を０〜３．０％まで変化させた高炭素含有鋼をそれぞれ用いて、実レール形状の試験片の熱間圧延冷却実験を行い、それぞれの添加元素の最適成分範囲について検討を行った。
その結果、Ｓｉの添加量が１．０％を超える領域、またＡｌの添加量が０．０７％を超える領域では、比較的冷却速度の遅いレール頭部内部においても、疲労損傷の起点となりやすい粗大な初析セメンタイト組織が生成し難くなり、高炭素含有鋼においても、レール頭表部から内部まで高い強度を有するパーライト組織が得られ易いことを見出した。
【００１４】
さらに本発明者らは、これらの知見に加えて、上記発明レール鋼において、レール頭表部から内部まで高い強度を有するパーライト組織を得るためのレールの熱処理製造法について検討した。
実験の結果、高温度の熱を保有した鋼レールの頭部を、オーステナイト域温度からある一定範囲の温度域をある一定範囲の冷却速度で加速冷却することにより、レール頭表面から内部まで安定した高強度化が達成され、同時にＳｉやＡｌの添加効果と相まって、内部疲労損傷の起点となりやすい粗大な初析セメンタイト組織の生成も抑制できることが確認された。
【００１５】
以上の実験室での検討の結果、ＳｉやＡｌ添加量の最適化を図り、同時にレール熱処理製造時の冷却条件の適正化を行うことにより、レールの内部疲労損傷の起点となる粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制し、レール頭表部から内部まで高い強度を有したパーライト組織が得られるとこを知見した。
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鋼レールにおいて、耐摩耗性を向上させ、同時に粗大な初析セメンタイト組織の生成を抑制し、耐内部疲労損傷性を向上させることを目的としたものである。
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
請求項１〜６において、レール鋼の化学成分、パーライト組織の範囲と硬さ、および熱処理製造条件を上記請求の範囲に限定した理由について、詳細に説明する。
【００１７】
(1) レール鋼の化学成分
まず、本発明においてレール鋼の化学成分（成分量は質量％）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、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素であり、通常のレール鋼としてはＣ量０．６０〜０．８５％が添加されているが、Ｃ量０．８５％以下では耐摩耗性の向上を図るためのパーライト組織中のセメンタイト相の密度が確保できず、さらに、レール頭部内部に疲労損傷の起点となる粒界フェライトが生成し易くなり、レール寿命が低下する。
またＣ量が１．４０％を超えると、本発明の成分系では、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し、レールの靭性が低下し、内部疲労損傷が発生しやすくなることや、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、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。
【００１８】
Ｍｎは、焼入れ性を高め、パーライト変態温度を低下させ、レール頭部の高硬度化を図り、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素であるが、０．１０％未満の含有量ではこれらの効果がほとんどなく、レール頭部に必要とされる硬さの確保が困難となる。また、２．００％を超えると焼入れ性が著しく増加し、マルテンサイト組が生成し易くなることや、偏析が助長され、偏析部にレールの靭性や疲労強度に有害な初析セメンタイト組織が生成し易くなるため、Ｍｎ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００１９】
Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相への固溶強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する元素であるが、１．００％以下では、初析セメンタイト組織の生成を抑制することが不十分となり、冷却速度の比較的遅いレール頭部内部に初析セメンタイト組織が生成し、内部疲労損傷が発生し易くなる。また３．００％を超えると、熱間圧延時に割れが多く生成し易くなり、溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下する。さらに、パーライト組織が脆化し、ころがり面において表面損傷が発生しやくなる。したがって、Ｓｉ量を１．００超〜３．００％に限定した。 なお、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、同時に熱間圧延時に割れの発生を抑制し、溶接性を確保するには、Ｓｉ添加量を１．２０〜２．００％の範囲とすることが最も望ましい。
【００２０】
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を抑制する元素であるが、０．０７０％以下では、初析セメンタイト組織の生成を抑制することが不十分となり、冷却速度の比較的遅いレール頭部内部に初析セメンタイト組織が生成し、内部疲労損傷が発生し易くなる。また、３．００％を超えると、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酸化物（Ａｌ２ Ｏ３ ）が生成し、疲労強度を低下させることや、溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０７超〜３．００％に限定した。
なお、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、同時に疲労損傷の起点となる粗大な酸化物（Ａｌ２ Ｏ３ ）の生成を抑制し、溶接性を確保するには、Ａｌ添加量を０．１０〜２．００％の範囲とすることが最も望ましい。
【００２１】
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度の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、レール溶接熱影響部での軟化や脆化を防止する目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｇの元素を必要に応じて添加する。
【００２２】
ここで、Ｃｒ，Ｍｏはパーライトの平衡変態点を上昇させ、パーライト組織の微細化により高強度化に寄与し、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り耐摩耗性の向上を図る。Ｖ，Ｎｂは独自の炭化物を形成し、析出硬化で強度を高め、さらに結晶粒の成長を抑制する作用によりオーステナイト粒を微細化させ、パーライト組織の強度や延性および靭性の向上を図る。
Ｍｇ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パーライト組織を微細化し、レール溶接継ぎ手部の脆化を防止すること、が主な添加目的である。
【００２３】
これら各成分の添加範囲とその限定理由を、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、０．０５％未満ではその効果が小さく、３．００％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靭性を低下させるため、Ｃｒ量を０．０５〜３．００％に限定した。
【００２４】
Ｍｏは、Ｃｒと同様に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、１．００％を超える過剰な添加を行うと、偏析が助長され、さらにパーライト変態速度が低下し、偏析部にマルテンサイト組織が生成してレールの靭性が低下するため、Ｍｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２５】
Ｖは、熱間圧延時の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化で強度を高め、さらに、高温度に加熱する熱処理が行われる際に、結晶粒の成長を抑制する作用によりオーステナイト粒を微細化させ、パーライト組織の強度や延性および靭性を向上させるのに有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果が十分に期待できず、０．５０％を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できないことから、Ｖ量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００２６】
Ｎｂは、Ｖと同様にＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化で強度を高め、さらに、高温度に加熱する熱処理が行われる際に、結晶粒の成長を抑制する作用によりオーステナイト粒を微細化させ、そのオーステナイト粒成長抑制効果はＶよりも高温度域（１２００℃近傍）まで作用し、パーライト組織の延性と靭性を改善する。その効果は、０．００２％未満では期待できず、また０．０５０％を超える過剰な添加を行ってもそれ以上の効果が期待できない。従って、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２７】
削除
【００２８】
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【００２９】
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【００３０】
削除
【００３１】
削除
【００３２】
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や靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０３００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成してレールの延性や靭性を劣化させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。
【００３３】
削除
【００３４】
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。
【００３５】
（２） パーライト組織の望ましい硬さおよびその範囲
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。
本発明の成分系では、硬さがＨｖ３２０未満になるとレールの摩耗が進行し、内部疲労損傷が発生し、重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性や耐内部疲労損傷性を確保することが困難となり、レールの使用寿命が著しく低下するため、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定した。
【００３６】
次に、硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織の呈する望ましい範囲を、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。
３０mm未満では、レール頭部に必要とされている耐摩耗性および耐内部疲労損傷性を確保することが困難となり、摩耗の進行や内部疲労損傷の発生により十分な寿命改善効果が得られないためである。
【００３７】
ここで、図２に本発明の耐摩耗性および耐内部疲労損傷性に優れた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Ｈｖ３２０以上のパーライト組織は少なくとも図中の斜線部分に配置されていれば、レール頭部に必要とされている耐摩耗性および耐内部疲労損傷性を確保することができ、レール使用寿命の向上が可能となる。
【００３８】
（３） 熱処理製造条件
請求項６において、レール製造時の加熱、冷却条件を上記のように限定した理由について詳細に説明する。
まず、レール頭部を冷却する前の温度条件であるが、所定の組織および硬度を得るためには、少なくともレール頭部を十分にオーステナイト化させる必要がある。その温度は、圧延直後のレール頭部においてはＡｒ1 点以上の温度域であり、また再加熱されたレール頭部ではＡｃ1 点＋３０℃以上の温度が必要である。 なお、温度の上限は特に規定しないが、あまり高温度にすると液相が現れ、オーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃が上限となる。
【００３９】
ここで、上記の「レール頭部」とは、図２に示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む図中の斜線部分である。以下に説明する冷却速度および温度は、前記の図２示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面から深さが２〜５mmの範囲で測定すれば、レール頭部の少なくとも深さ３０mmの範囲を代表させることができ、少なくとも図２に示す斜線部分の組織と硬さを制御することができる。
また、本明細書中で説明しているレール頭表部とは、図２に示す主に耐摩耗性の必要なレール頭頂部１および頭部コーナー部２の該頭部表面から１０〜１５mmの領域を指すものであり、レール頭部内部とは、主に耐内部疲労損傷性が必要な上記範囲よりさらに深い頭部表面から１５〜３０mmまでの領域を示すものである。
【００４０】
次に、レール頭部をオーステナイト域温度から７００〜５００℃までの間を１〜３０℃／sec の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度を上記の様に限定した理由について説明する。
７００℃を超える温度で加速冷却を停止すると、加速冷却直後にパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭部の硬さがＨｖ３２０未満となり、耐摩耗性が確保できないことや、加速冷却後にレール頭表部や頭部内部に初析セメンタイト組織が生成しやすく、レールの靭性や耐内部疲労損傷性を低下させるため、７００℃以下に限定した。また５００℃未満まで加速冷却を行うと、加速冷却後にレール内部からの十分な復熱が期待できず、レール頭部内部の偏析部等に加え、レールの靭性に有害なマルテンサイト組織が生成するため、５００℃以上に限定した。
【００４１】
また、レール頭部の加速冷却速度が１℃／sec 未満になると、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭部の硬さがＨｖ３２０未満となり、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難になることや、本成分系のようにＳｉやＡｌを十分に添加しても、比較的冷却速度の遅いレール頭部内部において、レールの内部疲労損傷の起点となる初析セメンタイト組織が生成するため、１℃／sec以上に限定した。
また、加速冷却速度が３０℃／secを超えると、加速冷却中にパーライト変態が終了せずに、レール頭表部にベイナイトやマルテサイト等の異常組織が生成し、レール頭部の耐摩耗性、靭性を低下させるため、加速冷却速度を１〜３０℃／secの範囲に限定した。強度の高いパーライト組織をレール頭表部から内部まで安定的に生成させるには、加速冷却速度は２〜２０℃／sec の範囲が最も望ましい。
【００４２】
なお、本加速冷却速度範囲は、冷却開始から終了までの平均的な冷却速度を限定するものであるが、加速冷却途中においてパーライト変態による発熱やレール内部からの自然復熱による一時的な温度上昇が発生することがある。しかし、加速冷却開始から終了までの平均的な冷却速度が上記範囲内であれば、本パーライト系レールの特性に大きな影響を及ぼさないため、本レールの加速冷却条件としては、冷却途中の一時的な温度上昇に伴う冷却速度の低下も含んでいる。
【００４３】
また、１〜３０℃／sec の冷却速度を得る方法としては、空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体およびこれらの組合わせにより、所定冷却速度を得ることが可能である。従って、Ｈｖ３２０以上のパーライト組織を呈した耐摩耗性に優れたレールを製造するには、レール頭部において、硬さの低いパーライト組織の生成を防止し、耐摩耗性、靭性、耐内部疲労損傷性に有害なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初析セメンタイト組織が生成しないように、空気や空気を主としミスト等を加えた冷媒を用いて、オーステナイト域温度から１〜３０℃／secの冷却速度で加速冷却し、該鋼レール頭表部の温度が７００〜５００℃に達した時点で加速冷却を停止することにより、レール頭表部から内部まで高硬度のパーライト組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００４４】
なお、加速冷却後の冷却は強制的な冷却は行わず、パーライト変態を完遂するまで放冷、すなわち自然冷却することが望ましい。なお、生産性向上等のためレールを強制的に冷却する際には、マルテンサイト組織などのレールの靭性を低下させる組織の生成を防止するため、パーライト変態が完遂してから冷却を行うことが望ましい。なお本発明の成分系において、レール頭部全体のパーライト変態がほぼ完了する温度は、レール頭表面の温度が３５０℃未満に冷却された状態である。
【００４５】
また、レールの金属組織としてはパーライト組織であることが望ましいが、成分系、熱処理条件および素材の偏析状態によっては、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およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成しても、レールの耐摩耗性、延性、靭性、耐内部疲労損傷性および強度に大きな影響を及ぼさないため、本発明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およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
【００４６】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１及び表２（表１の続き）に、本発明レール鋼の化学成分、頭部加速冷却条件、レール頭部幅中心部硬さ、および頭部ミクロ組織を示す。また表１及び表２（表１の続き）には、図３に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰返し後の摩耗量、図４に示す転動疲労試験結果も併記した。
また表３（表２）及び表４（表２の続き）に、比較レール鋼の化学成分、頭部加速冷却条件、レール頭部幅中心部硬さおよび頭部ミクロ組織を示す。また表２には、図３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摩耗量、図４に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００４７】
図５は、表１及び表２（表１の続き）に示す本発明レール鋼と、表３（表２）及び表４（表２の続き）に示す比較レール鋼（共析炭素含有鋼）の、摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較したものである。
図３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４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。
【００４８】
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（１１本） 符号Ａ１，Ｂ１，Ｄ１，Ｆ１，Ｇ１，Ｎ１，Ｏ１，Ｐ
１，Ｓ１，Ｕ１，Ｖ１
上記成分範囲で、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、硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織であることを特徴とする耐摩耗性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール。
・比較レール鋼（１４本） 符号Ａ２〜Ｎ２
符号Ａ２〜Ｃ２：共析炭素含有鋼による比較レール鋼（３本）。
符号Ｄ２，Ｅ２：ＣおよびＭｎの添加量が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール鋼（２本）。
符号Ｆ２〜Ｊ２：Ｓｉ，Ａｌの添加量が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール鋼（５本）。
符号Ｋ２〜Ｎ２：化学成分が上記請求範囲内で、熱処理製造条件が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール鋼（４本）。
【００４９】
摩耗試験条件は次のとおりとした。
試験機 ：西原式摩耗試験機（図３参照）
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６参照）
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
【００５０】
転動疲労試験の条件は次のとおりとした。
試験機：転動疲労試験機（図４参照）
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）
【００５１】
図５に示すように、本発明レール鋼は比較レール鋼と比べて炭素量を高めることにより、同一硬さにおいて摩耗量が少なく、耐摩耗性が大きく向上した。
また、表１，表２（表１の続き）の本発明レール鋼に示すように、ＣやＭｎの添加量を適切な範囲に納めることにより、表３（表２），表４（表２の続き）の比較レール鋼で確認されたような、レール頭表面に生成し易い耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織や、レール頭部内部に生成し易い内部疲労損傷の起点となる初析セメンタイト組織が生成することなく、高い硬度のパーライト組織が得られた。
【００５２】
さらに、表１，表２（表１の続き）の本発明レール鋼に示すように、ＳｉやＡｌの添加量を適切な範囲に納めることにより、表３（表２），表４（表２の続き）の比較レール鋼で確認されたような、レール頭部内部に生成し易い内部疲労損傷の起点となる初析セメンタイト組織や粗大な介在物が生成することなく、耐内部疲労損傷性を向上させることができた。
これに加えて、適切な熱処理冷却条件を選択することにより、表３（表２），表４（表２の続き）の比較レール鋼で確認されたような、耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織やベイナイト組織、内部疲労損傷の起点となる初析セメンタイト組織が生成することなく、高い硬度のパーライト組織をレール頭部内部まで安定的に生成させ、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させることができた。
【００５３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
上記ように本発明によれば、重荷重鉄道に好適な耐摩耗性および耐内部疲労損傷性に優れたレールを製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｓｉ添加量とパーライト変態領域の関係を示した図。
【図２】 レール頭部断面表面位置の呼称、および硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織の必要範囲を示した図。
【図３】 西原式摩耗試験機の概略図。
【図４】 転動疲労試験機の概要図。
【図５】 本発明レール鋼と比較レール鋼の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較した図。
【図６】 西原式摩耗試験機における試験片採取位置を示した図。
【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
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 present invention relates to a pearlite rail having improved wear resistance required for a heavy-duty rail, and at the same time, improved internal fatigue damage resistance, and a manufacturing method thereof.
[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 (high-hardness) rails with a fine pearlite structure using eutectoid carbon steel were invented, and rails in the curved section of heavy-duty railways Has dramatically improved lifespan.
(1) Heat-treated rail for super-heavy loads with a head having a sorbite structure or a fine pearlite structure (Japanese Patent Publication No. 54-25490).
(2) 130kgf / mm for accelerated cooling of the rail head after rolling or after reheating from austenite temperature between 850 and 500 ° C at 1 to 4 ° C / sec.2The manufacturing method of the above high-strength rail (Japanese Unexamined Patent Publication No. 57-198216).
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.
[0004]
However, in recent years, overseas heavy-duty railways have been aggressively working to increase the load of freight in order to further increase the efficiency of railway transportation. 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 proposed a rail as shown below.
(3) A rail having excellent wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure (Japanese Patent Laid-Open No. Hei 8-144016) Issue gazette).
(4) Using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure and at the same time controlling the hardness of the rail with excellent wear resistance (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 cementite phase in the pearlite lamella, and further controlling the hardness.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, although the invention rails shown in (3) and (4) above can improve wear resistance due to high carbon, the cooling rate is relatively high depending on the steel component system and the heat treatment manufacturing conditions of the rail head. In the interior of the rail head, which is slow, a coarse proeutectoid cementite structure is formed in the pearlite structure and becomes a starting point of fatigue damage, and the internal fatigue damage resistance of the rail head is reduced.
[0007]
In addition, in order to suppress the formation of these coarse pro-eutectoid cementite structures, a method of suppressing the generation by increasing the cooling rate of the rail head during heat treatment is also conceivable. In the area where the area is large, the effect can be expected on the surface of the rail head, but the effect cannot be expected at all, and the formation of coarse pro-eutectoid cementite structure cannot be sufficiently suppressed.
[0008]
Against this background, it has become desirable to develop a rail that suppresses the formation of a coarse pro-eutectoid cementite structure and a method for manufacturing the same in a pearlitic steel rail containing a high carbon content.
That is, the present invention improves wear resistance in high-carbon pearlite steel rails used in heavy-duty railways, and at the same time suppresses the formation of coarse pro-eutectoid cementite structures and improves internal fatigue damage resistance. It is aimed at.
[0009]
[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%, Mn: 0.10 to 2.00%,
Si: more than 1.00 to 3.00%, Al: more than 0.07 to 3.00%
ContainsAnd if necessary,
Cr: 0.05 to 3.00%, Mo: 0.01 to 1.00%,
V: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.050%,
Mg: 0.0005 to 0.0300%
1 type or 2 types or more, and the remainder consists of Fe and inevitable impuritiesPerliteRails.
(2)SaidThe range of at least a depth of 30 mm starting from the head corner and the top surface of the steel rail is a pearlite structure having a hardness of Hv320 or more, as described in (1) abovePerliteRails.
(3) After the steel slab containing the component described in (1) above is hot-rolled into a rail shape, the steel rail head at a temperature higher than the Ar1 point as it is hot-rolled, or Ac1 point +30 for the purpose of heat treatment When the steel rail head heated to a temperature of ℃ or higher is accelerated and cooled from the austenite temperature at a cooling rate of 1 to 30 ° C / sec, and the temperature of the steel rail head reaches 700 to 500 ° C. Accelerated cooling is stopped and then allowed to coolPerliteOf manufacturing rails.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
The present inventors have examined an additive element that increases the strength and suppresses the formation of a coarse pro-eutectoid cementite structure in a high carbon-containing pearlite steel. As a result, it has been found that, when a large amount of Si that does not dissolve at all in the cementite phase is added, an increase in strength and a suppression of the formation of a proeutectoid cementite structure can be achieved simultaneously.
[0011]
FIG. 1 is an example of a continuous cooling transformation diagram of a high carbon content steel in which the addition amount of Si is changed. As shown in FIG. 1, when the amount of Si added increases, the pearlite transformation region moves to the long time side, and at the same time, an increase in hardenability is achieved, and at the same time, particularly the amount of Si added is 1.0. In the region exceeding 50%, the formation region of the pro-eutectoid cementite structure also moved to the long time side, and it became clear that the pro-eutectoid cementite structure was difficult to form in the region where the cooling rate was slow.
[0012]
Furthermore, the present inventors examined an additive element for increasing the strength and suppressing the formation of a pro-eutectoid cementite structure in a high carbon content pearlite steel. As a result, as with Si, when a large amount of Al that does not dissolve at all in the cementite phase is added, the eutectoid transformation temperature moves to the higher temperature side and the eutectoid carbon concentration moves to the higher carbon side, respectively. In combination with the increase in coldness, it was found that the strengthening and suppression of the formation of proeutectoid cementite structure were achieved at the same time.
[0013]
Next, in order to verify the above experimental results, the present inventors changed the addition amount of Si to a high carbon content steel in which the addition amount of Si was changed from 0 to 3.0%, and the addition amount of Al was changed to 0 to 3.0%. Using each of the high-carbon steels made, the hot-rolling cooling experiment of the actual rail-shaped test piece was conducted, and the optimum component range of each additive element was examined.
As a result, in regions where the amount of addition of Si exceeds 1.0% and in the region where the amount of addition of Al exceeds 0.07%, fatigue damage is likely to start even inside the rail head where the cooling rate is relatively slow. It was found that a coarse pro-eutectoid cementite structure is difficult to form, and even in a high carbon content steel, a pearlite structure having high strength from the rail head surface to the inside is easily obtained.
[0014]
Furthermore, in addition to these findings, the present inventors examined a heat treatment manufacturing method of the rail for obtaining a pearlite structure having high strength from the rail head surface to the inside in the above-described rail steel.
As a result of the experiment, the head of the steel rail that held high-temperature heat was accelerated from the austenite temperature to a certain temperature range at a certain range of cooling speed, and stabilized from the rail head surface to the inside. It was confirmed that high strength was achieved and, at the same time, coupled with the effect of addition of Si and Al, it was possible to suppress the formation of a coarse pro-eutectoid cementite structure that tends to be the starting point of internal fatigue damage.
[0015]
As a result of the above laboratory studies, by optimizing the amount of Si and Al added and at the same time optimizing the cooling conditions during rail heat treatment production, coarse initial analysis that becomes the starting point of internal fatigue damage of the rail It was found that a pearlite structure having high strength from the rail head surface to the inside can be obtained by suppressing the formation of cementite structure.
That is, the present invention improves wear resistance in high-carbon pearlite steel rails used in heavy-duty railways, and at the same time suppresses the formation of coarse pro-eutectoid cementite structures and improves internal fatigue damage resistance. It is aimed at.
[0016]
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
Claim 1~ 6The reason why the chemical composition of the rail steel, the range and hardness of the pearlite structure, and the heat treatment production conditions are limited to the above claims will be described in detail.
[0017]
(1) Chemical composition of rail steel
First, the reason why the chemical components (component amount is mass%) of the rail steel in the present invention is limited as described above.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and secures wear resistance. As a normal rail steel, C content of 0.60 to 0.85% is added. % Or less, the density of the cementite phase in the pearlite structure to improve wear resistance cannot be secured, and moreover, grain boundary ferrite that tends to cause fatigue damage is easily generated inside the rail head, and the rail life is shortened. descend.
When the C content exceeds 1.40%, in the component system of the present invention, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the pearlite structure in the surface of the rail head or in the head, the toughness of the rail is reduced, and internal fatigue damage is caused. 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%. .
[0018]
Mn is an element that enhances hardenability, lowers the pearlite transformation temperature, increases the hardness of the rail head, and at the same time suppresses the formation of pro-eutectoid cementite structure, but these contents are less than 0.10%. There is almost no effect, and it is difficult to secure the hardness required for the rail head. If the content exceeds 2.00%, the hardenability increases remarkably, the martensite group is easily formed, segregation is promoted, and a pro-eutectoid cementite structure harmful to the toughness and fatigue strength of the rail is generated in the segregated part. Therefore, the amount of Mn is limited to 0.10 to 2.00%.
[0019]
Si is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening in the ferrite phase in the pearlite structure, and at the same time suppresses the formation of proeutectoid cementite structure, but is 1.00% or less. Then, it becomes insufficient to suppress the formation of pro-eutectoid cementite structure, and pro-eutectoid cementite structure is generated inside the rail head where the cooling rate is relatively slow, and internal fatigue damage is likely to occur. On the other hand, if it exceeds 3.00%, many cracks are likely to be generated during hot rolling, oxides are generated during welding, and weldability is remarkably lowered. Furthermore, the pearlite structure becomes brittle and surface damage is likely to occur on the rolling surface. Therefore, the amount of Si is limited to more than 1.00 to 3.00%. In order to suppress the formation of pro-eutectoid cementite structure and simultaneously suppress the occurrence of cracks during hot rolling and ensure weldability, the Si content should be in the range of 1.20 to 2.00%. Most desirable.
[0020]
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 suppresses the increase in the strength of the pearlite structure and the formation of the proeutectoid cementite structure. If it is 0.070% or less, it is insufficient to suppress the formation of pro-eutectoid cementite structure, and the pro-eutectoid cementite structure is generated inside the rail head having a relatively slow cooling rate, and internal fatigue damage is likely to occur. On the other hand, if it exceeds 3.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and a coarse oxide (Al2O3) To reduce fatigue strength, and oxides are generated during welding to significantly reduce weldability. Therefore, the Al content is limited to more than 0.07 to 3.00%.
In addition, the generation of proeutectoid cementite structure is suppressed, and at the same time, a coarse oxide (Al2O3) To suppress weld formation and ensure weldability, the Al addition amount is most preferably in the range of 0.10 to 2.00%.
[0021]
In addition, the rail manufactured with the above component composition is made of Cr, Mo, for the purpose of improving the strength of the pearlite structure, improving the ductility and toughness of the pearlite structure, and softening and embrittlement in the heat affected zone of the rail weld. V, Nb, MgAdd elements as needed.
[0022]
Here, Cr and Mo increase the equilibrium transformation point of pearlite, contribute to the increase in strength by making the pearlite structure finer, and at the same time improve the wear resistance by strengthening the cementite phase in the pearlite structure. V and Nb form unique carbides, increase the strength by precipitation hardening, further refine the austenite grains by suppressing the growth of crystal grains, and improve the strength, ductility and toughness of the pearlite structure..
Mg isThe main purpose of addition is to refine the pearlite structure of the heat-affected zone that is heated to the austenite region during rail welding heat and to prevent embrittlement of the rail weld joint.
[0023]
The addition range of each of these components and the reason for limitation 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 high strength, and at the same time improves the wear resistance by strengthening the cementite phase in the pearlite structure. If it is less than 0.05%, the effect is small. If excessive addition exceeding 3.00% is performed, a large amount of martensite structure is generated and the toughness of the rail is lowered, so that the Cr amount is 0.05-3. Limited to 00%.
[0024]
Mo, like Cr, is an element that increases the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, contributes to higher strength by making the pearlite structure finer, and improves wear resistance. The effect is small, and excessive addition exceeding 1.00% promotes segregation, further lowers the pearlite transformation rate, generates a martensite structure in the segregation part, and lowers the toughness of the rail. The amount was limited to 0.01-1.00%.
[0025]
V increases the strength by precipitation hardening with V carbide and V nitride generated in the cooling process during hot rolling, and further suppresses the growth of crystal grains when heat treatment is performed at a high temperature. It is an effective element to refine the austenite grains and improve the strength, ductility and toughness of the pearlite structure. However, if it is less than 0.01%, the effect cannot be fully expected, and it is added in excess of 0.50%. However, since no further effect can be expected, the V amount is limited to 0.01 to 0.50%.
[0026]
Nb, like V, increases strength by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride, and further refines austenite grains by suppressing the growth of crystal grains when heat treatment is performed at a high temperature. The austenite grain growth inhibitory effect acts up to a temperature range higher than V (around 1200 ° C.), improving the ductility and toughness of the pearlite structure. The effect cannot be expected if it is less than 0.002%, and no further effect can be expected even if excessive addition exceeding 0.050% is performed. Therefore, the Nb content is limited to 0.002 to 0.050%.
[0027]
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[0028]
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[0029]
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[0030]
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[0031]
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[0032]
Mg combines with O, S, Al, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, and ductile pearlite structure And is an effective element for improving toughness. Further, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the generation of pearlite transformation, and as a result, the pearlite block size is reduced, thereby reducing the ductility of the pearlite structure. It is an effective element for improving toughness. 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 deteriorates the ductility and toughness of the rail. Limited to 0.0300%.
[0033]
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[0034]
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.
[0035]
(2) Desirable hardness of pearlite structure and its range
The reason why the hardness of the pearlite structure is limited to Hv320 or more will be described.
In the component system of the present invention, when the hardness is less than Hv320, the wear of the rail proceeds, internal fatigue damage occurs, and it is possible to ensure the wear resistance and internal fatigue damage resistance required in heavy-duty railways. Since it becomes difficult and the service life of the rail is significantly reduced, the hardness of the pearlite structure is limited to Hv320 or more.
[0036]
Next, the reason why the desirable range exhibited by the pearlite structure having a hardness of Hv320 or higher is limited to a depth range of 30 mm starting from the head surface at the head corner and the top of the head will be described.
If it is less than 30 mm, it is difficult to ensure the wear resistance and internal fatigue damage resistance required for the rail head, and sufficient life improvement effects cannot be obtained due to the progress of wear and the occurrence of internal fatigue damage. It is.
[0037]
Here, FIG. 2 shows the names and the areas where wear resistance is required at the head cross-sectional surface position of the rail excellent in wear resistance and internal fatigue damage resistance of the present invention.
In the rail head portion, 1 is a top portion, 2 is a head corner portion, and one of the
If a pearlite structure with a hardness of Hv320 or higher is arranged at least in the shaded area in the figure, the wear resistance and internal fatigue damage resistance required for the rail head can be secured, and the rail service life Improvement is possible.
[0038]
(3) Heat treatment manufacturing conditions
Claim6Now, the reason why the heating and cooling conditions at the time of manufacturing the rail are limited as described above will be described in detail.
First, regarding the temperature condition before cooling the rail head, at least the rail head needs to be sufficiently austenitic to obtain a predetermined structure and hardness. The temperature of the rail head immediately after rolling is in the temperature range of the Ar1 point or higher, and the reheated rail head requires a temperature of Ac1 point + 30 ° C. or higher. The upper limit of the temperature is not particularly specified, but if the temperature is too high, a liquid phase appears and the austenite phase becomes unstable, so the temperature is essentially 1350 ° C.
[0039]
Here, the above-mentioned “rail head” is a hatched portion in the drawing including the rail top (symbol: 1) and the head corner part (symbol: 2) shown in FIG. The cooling rate and temperature described below can be measured within a range of 2 to 5 mm in depth from the head surface of the rail top (symbol: 1) and head corner (symbol: 2) shown in FIG. A range of at least 30 mm in depth of the rail head can be represented, and at least the structure and hardness of the shaded portion shown in FIG. 2 can be controlled.
Further, the rail head surface portion described in the present specification is 10 to 15 mm from the head surface of the rail head portion 1 and the
[0040]
Next, the reason why the accelerated cooling stop temperature is limited as described above in the method of accelerating and cooling the rail head from the austenite region temperature to 700 to 500 ° C. at a cooling rate of 1 to 30 ° C./sec will be described. .
When accelerated cooling is stopped at a temperature exceeding 700 ° C., pearlite transformation starts immediately after accelerated cooling, a lot of pearlite structure with low hardness is generated, the hardness of the rail head becomes less than Hv320, and wear resistance cannot be ensured. In addition, since it is easy to form a pro-eutectoid cementite structure in the rail head surface and the inside of the head after accelerated cooling, and to reduce the toughness and internal fatigue damage resistance of the rail, the temperature is limited to 700 ° C. or lower. Also, if accelerated cooling to below 500 ° C, sufficient recuperation from the inside of the rail cannot be expected after accelerated cooling, and a martensite structure that is harmful to the toughness of the rail is generated in addition to the segregated portion inside the rail head. Therefore, it was limited to 500 ° C. or higher.
[0041]
In addition, when the accelerated cooling rate of the rail head is less than 1 ° C / sec, pearlite transformation starts in the high temperature range during accelerated cooling, and a lot of pearlite structure with low hardness is generated. It becomes less than Hv320 and it becomes difficult to ensure the wear resistance of the rail head, and even if Si or Al is sufficiently added as in this component system, the rail head has a relatively slow cooling rate. In order to produce a pro-eutectoid cementite structure which becomes the starting point of internal fatigue damage, the temperature was limited to 1 ° C./sec or more.
Also, if the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C / sec, the pearlite transformation does not finish during accelerated cooling, and abnormal structures such as bainite and martensite are generated on the rail head surface, resulting in wear resistance of the rail head. In order to reduce toughness, the accelerated cooling rate was limited to a range of 1 to 30 ° C./sec. In order to stably generate a high-strength pearlite structure from the rail head surface to the inside, the accelerated cooling rate is most preferably in the range of 2 to 20 ° C./sec.
[0042]
This accelerated cooling rate range limits the average cooling rate from the start to the end of cooling, but during the accelerated cooling, the temperature rises temporarily due to heat generated by pearlite transformation and natural recuperation from the inside of the rail. May occur. However, if the average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling is within the above range, the pearlite rail characteristics will not be significantly affected. It also includes a decrease in the cooling rate with a rise in temperature.
[0043]
As a method of obtaining a cooling rate of 1 to 30 ° C./sec, a predetermined cooling rate can be obtained by using a cooling medium mainly composed of air or air and added with mist or the like and a combination thereof. Therefore, in order to produce a rail having a pearlite structure of Hv320 or higher and excellent in wear resistance, it is possible to prevent the formation of a pearlite structure having a low hardness in the rail head, and wear resistance, toughness, internal fatigue damage resistance. Cooling rate of 1-30 ° C / sec from the austenite temperature using a refrigerant mainly composed of air or air to prevent formation of bainite structure, martensite structure and proeutectoid cementite structure which are harmful to the properties. , Accelerated cooling is stopped, and when the temperature of the steel rail head surface reaches 700 to 500 ° C., the accelerated cooling is stopped to stably generate a pearlite structure having high hardness from the rail head surface to the inside. Is possible.
[0044]
In addition, it is desirable that the cooling after the accelerated cooling is not forcibly cooled but is allowed to cool, that is, naturally cool until the pearlite transformation is completed. Note that when the rail is forcibly cooled to improve productivity, cooling should be performed after completion of the pearlite transformation in order to prevent formation of a structure that reduces the toughness of the rail such as martensite structure. desirable. In the component system of the present invention, the temperature at which the pearlite transformation of the entire rail head is almost completed is a state in which the temperature of the rail head surface is cooled to less than 350 ° C.
[0045]
In addition, it is desirable that the metal structure of the rail is a pearlite structure. There are things to do. However, even if a small amount of these structures are formed in the pearlite structure, it does not significantly affect the wear resistance, ductility, toughness, internal fatigue damage resistance and strength of the rail. Includes a mixture of some pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure and bainite structure.
[0046]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
Tables 1 and 2 (continuation of Table 1) show chemical components, head accelerated cooling conditions, rail head width center hardness, and head microstructure of the rail steel of the present invention. Tables 1 and 2 (continuation of Table 1) also show the amount of wear after 700,000 repetitions in the Nishihara type abrasion test under the forced cooling condition shown in FIG. 3, and the rolling fatigue test result shown in FIG. did.
Table 3 (Table 2) and Table 4 (continuation of Table 2) show the chemical composition of comparative rail steel, head accelerated cooling conditions, railHead widthCenter hardness and head microstructure are shown. Table 2 also shows the amount of wear after 700,000 repetitions in the Nishihara type abrasion test under the forced cooling condition shown in FIG. 3, and the rolling fatigue test result shown in FIG.
[0047]
FIG. 5 shows the present invention rail steel shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1), and comparative rail steel (eutectoid carbon-containing steel) shown in Table 3 (Table 2) and Table 4 (continuation of Table 2). The results of the wear test are compared in terms of the relationship between hardness and the amount of wear.
In FIG. 3, 3 is a rail test piece, 4 is a mating member, and 5 is a cooling nozzle. In FIG. 4, 6 is a rail moving slider, on which a
[0048]
The configuration of the rail is as follows.
・ Invention rail steel (11Book) A1, B1, D1, F1, G1, N1, O1, P
1, S1, U1, V1
Wear resistance and internal fatigue damage resistance, characterized in that at least 30 mm in depth is a pearlite structure having a hardness of Hv320 or more starting from the corners of the head of the steel rail and the surface of the top of the head in the above component range. Perlite rail excellent in
・ Comparison rail steel (14 pieces) Code A2 to N2
Code | symbol A2-C2: Comparative rail steel (three pieces) by eutectoid carbon containing steel.
Reference rails D2, E2: Comparative rail steels (2 steels) made of hypereutectoid carbon-containing steel whose added amounts of C and Mn are outside the above claims.
Reference signs F2 to J2: Comparative rail steels (5) made of hypereutectoid carbon-containing steel in which the addition amount of Si and Al is outside the above claims.
Reference symbols K2 to N2: Comparative rail steels (4) made of hypereutectoid carbon-containing steel whose chemical components are within the above-mentioned claims and whose heat treatment production conditions are outside the above-mentioned claims.
[0049]
The wear test conditions were as follows.
Testing machine: Nishihara type abrasion testing machine (see Fig. 3)
Specimen shape: Disc-shaped specimen (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface (see Fig. 6)
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
[0050]
The conditions for the rolling fatigue test were as follows.
Testing machine: Rolling fatigue testing machine (see Fig. 4)
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)
[0051]
As shown in FIG. 5, the rail steel of the present invention has an increased amount of carbon compared to the comparative rail steel, so that the amount of wear is small and the wear resistance is greatly improved at the same hardness.
In addition, as shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1) of the rail steel of the present invention, by adding the amount of C and Mn within an appropriate range, Table 3 (Table 2), Table 4 (Table 2) (Continued from the previous section) As observed in rail steel, the martensite structure that tends to be generated on the rail head surface, which is harmful to wear resistance, and the primary cementite that is the starting point of internal fatigue damage that is easily generated inside the rail head A pearlite structure with high hardness was obtained without formation of a structure.
[0052]
Further, as shown in the rail steels of the present invention in Tables 1 and 2 (continuation of Table 1), by adding Si and Al in an appropriate range, Table 3 (Table 2), Table 4 (Table 2) (Continued in the previous section) Internal fatigue damage resistance without the formation of pro-eutectoid cementite structure and coarse inclusions, which are the starting points of internal fatigue damage that can easily be generated inside the rail head, as confirmed with rail steel. I was able to improve.
In addition to this, by selecting appropriate heat treatment cooling conditions, martensite harmful to wear resistance, as confirmed in the comparative rail steels in Table 3 (Table 2) and Table 4 (continuation of Table 2) Without generating the structure, bainite structure, and the pro-eutectoid cementite structure that is the starting point of internal fatigue damage, the pearlite structure with high hardness is stably generated to the inside of the rail head, improving the wear resistance and internal fatigue damage resistance. I was able to.
[0053]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a rail excellent in wear resistance and internal fatigue damage resistance suitable for heavy-duty railways can be manufactured.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the amount of Si added and a pearlite transformation region.
FIG. 2 is a view showing a designation of a rail head cross-sectional surface position and a necessary range of a pearlite structure having a hardness of Hv320 or more.
FIG. 3 is a schematic view of a Nishihara type abrasion tester.
FIG. 4 is a schematic diagram of a rolling fatigue testing machine.
FIG. 5 is a diagram comparing the results of wear tests of the rail steel of the present invention and comparative rail steel in relation to hardness and the amount of wear.
FIG. 6 is a view showing a specimen collection position in the Nishihara type abrasion tester.
[Explanation of symbols]
1: The top of the head
2: Head corner
3: Rail test piece
4: Counterpart material
5: Cooling nozzle
6: Slider for rail movement
7: Rail
8: Wheel
9: Motor
10: Load application device
Claims (6)
Ｃ ：０．８５超〜１．４０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｓｉ：１．００超〜３．００％、
Ａｌ：０．０７超〜３．００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするパーライト系レール。% By mass
C: more than 0.85 to 1.40%,
Mn: 0.10~2.00%,
Si: more than 1.00 to 3.00%,
Al: more than 0.07 to 3.00%
A pearlite rail characterized by containing Fe and the balance consisting of Fe and inevitable impurities.
Ｃｒ：０．０５〜３．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載のパーライト系レール。In addition by mass%
Cr: 0.05 to 3.00%,
Mo: 0.01 to 1.00%
The pearlite rail according to claim 1, comprising one or two of the following.
Ｖ ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のパーライト系レール。In addition by mass%
V: 0.01 to 0.50%,
Nb: 0.002 to 0.050%
The pearlite rail according to claim 1 or 2, comprising one or two of the following.
Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のパーライト系レール。In addition by mass%
Mg: 0.0005 to 0.0300%
Pearlitic rail according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it contains.
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