JP5267306B2 - High carbon steel rail manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、海外の貨物鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的とした高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a high carbon steel rail for the purpose of simultaneously improving the wear resistance and toughness of a head in a rail used in an overseas freight railway.
経済発展に伴い石炭などの天然資源の新たな開発が進められている。具体的にはこれまで未開であった自然環境の厳しい地域での採掘が進められている。これに伴い資源を輸送する海外の貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっている。
レールに対してはこれまで以上の耐摩耗性に加えて、寒冷地での靭性などが求められるようになってきた。このような背景から、現用の高強度レール以上の耐摩耗性と高い靭性を有したレールの開発が求められるようになってきた。
Along with economic development, new development of natural resources such as coal is underway. Specifically, mining is being carried out in areas that have been undeveloped until now and have severe natural environments. As a result, the track environment in overseas freight railroads that transport resources has become extremely severe.
For rails, in addition to wear resistance more than ever, toughness in cold regions has been demanded. Against this background, there has been a demand for the development of a rail having wear resistance and high toughness that is higher than that of current high-strength rails.
一般に、高靭性レールにはパーライト鋼レールが用いられているが、パーライト鋼の靭性を更に向上させるには、パーライト組織の微細化、具体的には、パーライト変態前のオーステナイト組織の細粒化やパーライトブロックサイズの微細化が有効であると言われている。オーステナイト組織の細粒化を達成するには、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、更にはレール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。また、パーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。 In general, pearlite steel rails are used for high toughness rails.To further improve the toughness of pearlite steels, refinement of pearlite structure, specifically, refinement of austenite structure before pearlite transformation, It is said that miniaturization of the pearlite block size is effective. In order to achieve the fine graining of the austenite structure, reduction of the rolling temperature during hot rolling, increase of the reduction amount, and heat treatment by low temperature reheating after rail rolling are performed. In order to refine the pearlite structure, pearlite transformation is promoted from the austenite grains using transformation nuclei.
しかし、レールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや、粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。 However, in the production of rails, from the viewpoint of securing formability during hot rolling, there are limits to the reduction in rolling temperature and the increase in rolling reduction, and sufficient austenite grain refinement cannot be achieved. In addition, pearlite transformation from austenite grains using transformation nuclei has problems such as difficulty in controlling the amount of transformation nuclei and instability of pearlite transformation from within grains, and a sufficient fineness of pearlite structure. Could not be achieved.
これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。しかし、近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、上記の低温再加熱熱処理時に、オーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題がある。また、再加熱であるため製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もある。 In order to drastically improve the toughness of pearlite structure rails due to these problems, a method is used in which pearlite transformation is performed by accelerated cooling and then the pearlite structure is refined by performing low-temperature reheating after rail rolling. I came. However, in recent years, the carbonization of rails has progressed to improve wear resistance, and coarse carbides remain undissolved in the austenite grains during the low-temperature reheating heat treatment described above, resulting in reduced ductility and toughness of the pearlite structure after accelerated cooling. There is a problem. Moreover, since it is reheating, there are also economical problems such as high production costs and low productivity.
そこで、圧延時成形性を確保し、圧延後のパーライト組織を微細化する高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、パーライト組織を微細化するため、高炭素鋼のオーステナイト粒が比較的低温で、かつ小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用して、小圧下の連続圧延によって整粒の微細粒を得、パーライト鋼の延性や靭性を向上させるものである（例えば特許文献１、２、３参照）。 Therefore, development of a method for producing a high carbon steel rail that ensures formability during rolling and refines the pearlite structure after rolling has been demanded. In order to solve this problem, a method for producing a high carbon steel rail as described below has been developed. The main feature of these rails is that, by refining the pearlite structure, the austenite grains of high-carbon steel are relatively low temperature and easily recrystallized even with a small reduction amount. The fine grain of sized particles is obtained, and the ductility and toughness of pearlite steel are improved (for example, refer to Patent Documents 1, 2, and 3).
特許文献１では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続３パス以上の圧延を行うことにより高延性レールを提供することが開示されている。
また特許文献２では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続２パス以上の圧延を行い、さらに連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供ことが開示されている。
さらに特許文献３では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供することが開示されている。
Patent Document 1 discloses providing a high ductility rail by rolling three or more consecutive passes in a predetermined time between passes in finish rolling of a steel rail containing high carbon steel.
Moreover, in patent document 2, in the finish rolling of the steel rail containing high carbon steel, rolling is performed continuously for two passes or more at a predetermined time between passes, and further, after performing continuous rolling, accelerated cooling is performed after rolling. It is disclosed to provide a wear resistant, high toughness rail.
Furthermore, Patent Document 3 provides a high wear resistance and high toughness rail by performing cooling between passes in finish rolling of a steel rail containing high carbon steel, performing continuous rolling, and then performing accelerated cooling after rolling. It is disclosed.
しかし、特許文献１〜３では、連続熱間圧延時の温度、圧延パス数やパス間時間の組合せにより、ある一定レベルのオーステナイト組織の微細化が図れ、若干の靭性の向上は認められるものの、その効果には限界がある。そこで、抜本的な靭性の向上を図る高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。
この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、レール頭部をオーステナイト域からＡ１線以下の温度範囲まで冷却し、その後、圧延や復熱を利用し、Ａ１線以上のオーステナイト域まで昇温し、さらに圧延等を施すことにより、オーステナイト組織を微細化し、パーライト鋼の延性や靭性を向上させている（例えば特許文献４、５、６参照）。
However, in Patent Documents 1 to 3, by combining the temperature during continuous hot rolling, the number of rolling passes and the time between passes, a certain level of austenite structure can be refined, and a slight improvement in toughness is recognized, The effect is limited. Accordingly, development of a method for producing a high carbon steel rail that drastically improves toughness has been demanded.
In order to solve this problem, a method for producing a high carbon steel rail as described below has been developed. The main feature of these rails is that the rail head is cooled from the austenite region to a temperature range below the A1 line, and then heated to the austenite region above the A1 line using rolling and recuperation, and further rolled, etc. Is used to refine the austenite structure and improve the ductility and toughness of the pearlite steel (see, for example, Patent Documents 4, 5, and 6).
特許文献４では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、復熱等を利用して昇温させてから仕上げ圧延を行うことにより延性の高い耐摩耗レールを提供するとしている。
特許文献５では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、パーライト変態させ、その後、昇温させてから仕上げ圧延を行うことにより延性の高い耐摩耗レールを提供するとしている。
特許文献６では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面をＡｒ１点以下まで急速冷却し、仕上げ圧延を行い、復熱によりＡｃ１点以上まで昇温し、その後、加速冷却することにより靭性を高めた耐表面損傷性の高いレールを提供するとしている。
特許文献７では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、パーライト変態させると同時に仕上げ圧延を行い、復熱によりオーステナイト域まで昇温し、その後、加速冷却することにより延性を高めた耐摩耗レールを提供するとしている。
しかし、特許文献４〜７では、抜本的なオーステナイト組織の微細化が図れるものの、いずれの方法においても、圧延温度が非常に低いことから、成形性確保が非常に困難である。また、低温圧延が前提であるため、圧延能力の確保が必須であり、新たな圧延機の導入等、設備投資が多大になるといった問題がある。
In Patent Document 4, in the finish rolling of a steel rail containing high carbon steel, the surface of the rail steel is rapidly cooled immediately after the rough rolling, and the temperature is raised by using recuperation and then the finish rolling is performed. It is supposed to provide high wear-resistant rails.
In Patent Document 5, in the finish rolling of a steel rail containing high carbon steel, the surface of the rail steel is rapidly cooled immediately after the rough rolling, pearlite transformation is performed, and then the temperature is raised and then the finish rolling is performed to achieve high ductility. The company will provide wear-resistant rails.
In Patent Document 6, in the finish rolling of steel rails containing high carbon steel, the surface of the rail steel is rapidly cooled to Ar1 point or less immediately after rough rolling, finish rolling is performed, and the temperature is raised to Ac1 point or more by reheating, After that, it is supposed to provide a rail having high surface damage resistance with enhanced toughness by accelerated cooling.
In Patent Document 7, in the finish rolling of a steel rail containing high carbon steel, the surface of the rail steel is rapidly cooled immediately after the rough rolling, the pearlite transformation is performed simultaneously with the finish rolling, the temperature is raised to the austenite region by recuperation, After that, it is supposed to provide a wear-resistant rail with enhanced ductility by accelerated cooling.
However, in Patent Documents 4 to 7, although the fundamental austenite structure can be refined, the rolling temperature is very low in any of the methods, so it is very difficult to ensure formability. Moreover, since low temperature rolling is a premise, it is essential to secure rolling capacity, and there is a problem that capital investment becomes large, such as introduction of a new rolling mill.
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの耐摩耗性を向上させ、同時に靭性を向上させた高炭素鋼レールの製造方法の提供が望まれるようになった。
そこで本発明は、上述した問題点に鑑み創出したものであり、その目的とするところは、海外の貨物鉄道のレールで要求される頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的としたものである。
From such a background, it has been desired to provide a method for producing a high carbon steel rail that improves the wear resistance of the steel rail containing high carbon steel and at the same time improves the toughness.
Therefore, the present invention was created in view of the above-described problems, and the object of the present invention is to simultaneously improve the wear resistance and toughness of the head required for rails of overseas freight railroads. It is a thing.
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．６０〜１．２０％、 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レール圧延用鋼片を粗圧延、中間圧延、引き続いて仕上げ圧延を行い、Ａ3またはＡｃｍ線〜１０００℃の温度を有したレール頭部表面を、冷却速度２〜２０℃／ｓｅｃで４５０〜６８０℃まで急冷し、その後、Ａ3またはＡｃｍ線〜９５０℃の温度域まで昇温速度２〜５０℃/secで温度上昇させ、その後、当該温度範囲内で１．０ｓｅｃ〜９００ｓｅｃ保持し、さらにその後、冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで４５０〜６５０℃まで加速冷却することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
In order to solve the above problems, the present invention is summarized as follows.
(1) In mass%,
C: 0.60 to 1.20%, Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
A rail rolling steel slab comprising Fe and inevitable impurities in the balance, rough rolling, intermediate rolling, and subsequent finish rolling, and the rail head surface having a temperature of A3 or Acm line to 1000 ° C, Rapid cooling to 450 to 680 ° C. at a cooling rate of 2 to 20 ° C./sec, then increasing the temperature to a temperature range of A 3 or Acm line to 950 ° C. at a temperature rising rate of 2 to 50 ° C./sec, and then within the temperature range At a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec, followed by accelerated cooling to 450 to 650 ° C. at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec.
（２）前記（１）記載の熱処理における、最初の加速冷却後の昇温において、保持時間：ｔを下記式１あるいは式２で示す条件範囲内で行うことを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
（ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
ここで、Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａ3：オーステナイト化下限温度
（ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ
＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）・・・・式２
ここで、Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａｃｍ：オーステナイト化下限温度
(2) In the heat treatment described in (1) above, in the temperature increase after the first accelerated cooling, the holding time: t is performed within the condition range represented by the following formula 1 or formula 2; Production method.
(A) C: In the case of steel containing 0.60 to 0.85%,
tmin <t <tmax
tmin = 3000 / (TA3), tmax = 25000 / (TA3) .. Formula 1
Here, A3 (° C.) = 877-190 (% C) +50 (% Si) −25 (% Mn)
T (° C.): average value of holding temperature after temperature rise
A3: Lower austenitizing temperature (b) C: In the case of steel containing more than 0.85 to 1.20%,
tmin <t <tmax
tmin = 10000 / (T-Acm), tmax
= 30000 / (T-Acm) ... Formula 2
Here, Acm (° C.) = 375 + 400 (% C) +20 (% Si) −10 (% Mn)
T (° C.): average value of holding temperature after temperature rise
Acm: Austenitization lower limit temperature
（３）また、上記（１）〜（２）のレールには、質量％でさらに、下記（ａ）〜（ｋ）の成分を選択的に含有させることができる。
（ａ）Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
（ｂ）Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または
２種、
（ｃ）Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
（ｄ）Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
（ｅ）Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
（ｆ）Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
（ｇ）Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
（ｈ）Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％の１種または２種、
（ｉ）Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％、
（ｊ）Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
（ｋ）Ｎ ：０．００６０〜０．０２００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
(3) Moreover, the following (a)-(k) component can be selectively contained in the rail of said (1)-(2) further by the mass%.
(A) One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
(B) V: 0.005 to 0.50%, Nb: one or two of 0.002 to 0.050%,
(C) Co: 0.01 to 1.00%,
(D) B: 0.0001 to 0.0050%,
(E) Cu: 0.01 to 1.00%,
(F) Ni: 0.01-1.00%,
(G) Ti: 0.0050 to 0.0500%,
(H) one or two of Ca: 0.0005 to 0.0200%, Mg: 0.0005 to 0.0200%,
(I) Zr: 0.0001 to 0.0100%
(J) Al: 0.0100 to 1.00%,
(K) N: 0.0060 to 0.0200%,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities.
本発明によれば、高炭素含有のレール鋼片において、仕上げ圧延後にレール頭部表面を加速冷却し、その後、オーステナイト域まで昇温・保持し、さらに加速冷却することにより、海外の貨物鉄道で使用されるレール靭性を向上させ、使用寿命を向上させることが可能となる。 According to the present invention, in rail steel slabs with high carbon content, the rail head surface is accelerated and cooled after finish rolling, and then heated and held up to the austenite region, and further accelerated and cooled. It is possible to improve the toughness of the rail used and to improve the service life.
以下に本発明を実施する形態として、高炭素鋼レールの製造方法につき、詳細に説明する。成分組成は質量％であり、以下、単に％と記載する。
まず、本発明者らは、熱間圧延に頼らず熱処理のみでオーステナイト組織を微細化する方法を検討した。高炭素レール鋼を用いて、様々な熱処理パターンを模擬したラボ実験を行い、オーステナイト粒の調査を行った。その結果、一旦、変態させた後にオーステナイト変態させることで微細粒が得られることを確認した。さらに、変態組織とオーステナイト粒の関係を調査した結果、前組織を微細な層状のフェライトとセメンタイト（炭化物）からなるパーライト組織とすることにより、オーステナイト粒が最も微細化することを確認した。
Hereinafter, as an embodiment for carrying out the present invention, a method for producing a high carbon steel rail will be described in detail. The component composition is mass%, and is simply referred to as% hereinafter.
First, the present inventors examined a method for refining the austenite structure only by heat treatment without relying on hot rolling. Using high carbon rail steel, laboratory experiments simulating various heat treatment patterns were conducted to investigate austenite grains. As a result, it was confirmed that fine grains were obtained by transforming austenite after transformation. Furthermore, as a result of investigating the relationship between the transformation structure and austenite grains, it was confirmed that the austenite grains were most refined by making the previous structure a pearlite structure composed of fine layered ferrite and cementite (carbide).
さらに、微細粒が得られた熱処理条件においてオーステナイト組織の調査を行った。その結果、微細粒のオーステナイト組織では、パーライト組織中のセメンタイト相が数ｎｍレベルの微細な炭化物となり、粒界に存在しており、この微細な炭化物のピンニングによりオーステナイト組織が微細化していることが明らかとなった。
そこで、オーステナイト粒をピンニングする微細な炭化物を安定的に生成させる熱処理方法の検討を行った。ラボ圧延熱処理実験により、パーライト変態後の昇温速度、昇温後の保持温度と保持時間の関係を詳細に解析した。
Furthermore, the austenite structure was investigated under the heat treatment conditions in which fine grains were obtained. As a result, in the fine-grained austenite structure, the cementite phase in the pearlite structure becomes a fine carbide of several nanometers and exists at the grain boundary, and the austenite structure is refined by the pinning of this fine carbide. It became clear.
Then, the heat processing method which produces | generates the fine carbide | carbonized_material which pines austenite grain stably was examined. In the laboratory rolling heat treatment experiment, the relationship between the heating rate after pearlite transformation and the holding temperature and holding time after heating was analyzed in detail.
まず、炭化物のサイズと昇温速度の関係を検討した。その結果、昇温速度が大きくなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。一方、昇温速度が小さくなると、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解が進み、微細な炭化物の存在量が減少する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。 First, the relationship between the carbide size and the heating rate was examined. As a result, when the heating rate increases, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved and the carbides become coarse. On the other hand, when the rate of temperature increase is reduced, the dissolution of the cementite phase in the pearlite structure proceeds, and the abundance of fine carbides decreases. As a result, it was confirmed that the abundance of fine carbides was reduced and it was difficult to pin austenite grains.
次に、炭化物のサイズと保持温度の関係を検討した。その結果、保持温度が高くなると、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解進み、微細な炭化物の存在量が大きく減少する。一方、保持温度が低くなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。 Next, the relationship between carbide size and holding temperature was examined. As a result, when the holding temperature is increased, the cementite phase in the pearlite structure is dissolved and the amount of fine carbides is greatly reduced. On the other hand, when the holding temperature is lowered, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved and the carbide becomes coarse. As a result, it was confirmed that the abundance of fine carbides was reduced and it was difficult to pin austenite grains.
さらに、炭化物のサイズと保持時間の関係を検討した。その結果、保持時間が長くなると、パーライト組織中の微細な炭化物の存在量が大きく減少し、さらに、部分的に炭化物の粗大化が発生する。一方、保持時間が短くなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。 Furthermore, the relationship between carbide size and retention time was investigated. As a result, when the holding time is lengthened, the abundance of fine carbides in the pearlite structure is greatly reduced, and further coarsening of the carbides occurs partially. On the other hand, when the holding time is shortened, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved and the carbides become coarse. As a result, it was confirmed that the abundance of fine carbides was reduced and it was difficult to pin austenite grains.
これらの結果から、微細な炭化物を残存させ、オーステナイト組織を微細化するには、パーライト変態後の昇温速度、昇温後の保持温度、保持時間にある一定の範囲が存在することを確認した。
さらに、この微細な炭化物の生成量を制御し、衝撃値を安定的に向上させる方法を検討した。まず、パーライト変態後の昇温後の保持温度と保持時間（ｔ）を変化させたラボ圧延熱処理実験を行い、昇温後の保持温度と保持時間と衝撃値との関係を詳細に解析した。
From these results, it was confirmed that there is a certain range in the heating rate after pearlite transformation, the holding temperature after heating, and the holding time in order to leave fine carbides and refine the austenite structure. .
Furthermore, a method for controlling the amount of fine carbides generated and stably improving the impact value was investigated. First, a lab rolling heat treatment experiment was performed in which the holding temperature and the holding time (t) after the temperature increase after the pearlite transformation were changed, and the relationship between the holding temperature after the temperature rising, the holding time, and the impact value was analyzed in detail.
まず、ラボ実験により、鋼の化学成分と完全にオーステナイト化する温度であるＡ3またはＡｃｍ温度との関係を調査した。その結果、Ａ3またはＡｃｍ温度は、鋼の成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎとよい相関があり、鋼の化学成分との関数で求められることが確認された。
さらに、この解析で求めたＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差、保持時間（ｔ）と衝撃試験の衝撃値の関係を重相関により解析した。その結果、保持時間（ｔ）をＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差を変数とする関数とし、その上限（ｔｍｉｎ）、下限（ｔｍａｘ）を下記に示す関数の値の範囲で熱処理を行うと衝撃値が安定的に向上することを見出した。
First, the relationship between the chemical composition of steel and the A3 or Acm temperature, which is the temperature at which it is completely austenitized, was investigated by laboratory experiments. As a result, it was confirmed that the A3 or Acm temperature had a good correlation with C, Si, and Mn, which are steel components, and was obtained as a function of the chemical components of steel.
Further, the relationship between the A3 or Acm temperature obtained in this analysis and the average value (T) of the holding temperature after the temperature rise, and the relationship between the holding time (t) and the impact value of the impact test were analyzed by multiple correlation. As a result, the holding time (t) is a function with the difference between the A3 or Acm temperature and the average value (T) of the holding temperature after the temperature rise as variables, and the upper limit (tmin) and lower limit (tmax) are shown below. It was found that the impact value was stably improved when heat treatment was performed within the range of the function value.
図１に、Ｃ量０．７５％、Ｓｉ量０．２５％、Ｍｎ量０．８０％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を、昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係で示す。なお、Ａ3温度、昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）は下記の値を用いた。保持時間（ｔ）を下記に示した式で算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの範囲内に納めることにより衝撃値が安定的に向上することが確認された。
Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）：７２７℃
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値：８００℃
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）：４１．１ｓｅｃ
ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）：３４２．５ｓｅｃ
FIG. 1 shows the results of a rolling heat treatment experiment using steel composed of 0.75% C, 0.25% Si, 0.80% Mn and the balance Fe and inevitable impurities. The relationship between the holding time (t) and the impact value is shown. In addition, the following value was used for the average value (T) of A3 temperature and the holding temperature after temperature rising. It was confirmed that the impact value was stably improved by keeping the holding time (t) within the range of tmin and tmax calculated by the following formula.
A3 (° C.) = 877-190 (% C) +50 (% Si) −25 (% Mn): 727 ° C.
T (° C.): Average holding temperature after temperature rise: 800 ° C.
tmin = 3000 / (T−A3): 41.1 sec
tmax = 25000 / (T-A3): 342.5 sec
図２に、Ｃ量１．００％、Ｓｉ量０．５０％、Ｍｎ量０．７０％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係で示す。なお、Ａｃｍ温度、昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）は下記の値を用いた。保持時間（ｔ）を下記に示した式で算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの範囲内に納めることにより衝撃値が安定的に向上することが確認された。
Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）：７７８℃
Ｔ（℃）昇温後の保持温度の平均値：９００℃
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）：８２ｓｅｃ
ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）：２４６ｓｅｃ
FIG. 2 shows the results of a rolling heat treatment experiment using steel composed of 1.00% C, 0.50% Si, 0.70% Mn, and the balance Fe and inevitable impurities. The relationship between the holding time (t) and the impact value is shown. In addition, the following value was used for the average value (T) of Acm temperature and the holding temperature after temperature rising. It was confirmed that the impact value was stably improved by keeping the holding time (t) within the range of tmin and tmax calculated by the following formula.
Acm (° C.) = 375 + 400 (% C) +20 (% Si) −10 (% Mn): 778 ° C.
Average value of holding temperature after T (° C) temperature rise: 900 ° C
tmin = 10000 / (T-Acm): 82 sec
tmax = 30000 / (T-Acm): 246 sec
さらに本発明者らは、熱処理条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、昇温後のある保持温度に一定時間保持された鋼レールの頭部を、ある一定の冷却速度である温度域まで冷却することで微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や靭性が確実に向上することを確認した。 Furthermore, in addition to the examination of the heat treatment conditions, the present inventors examined a heat treatment method for stably obtaining a fine pearlite structure after rolling. As a result, a fine pearlite structure can be obtained by cooling the steel rail head, which has been maintained at a certain holding temperature after the temperature rise, to a temperature range at a certain cooling rate, and the resistance of the rail head can be improved. It was confirmed that the wear and toughness were improved.
（１）化学成分の限定理由
本発明において、レール鋼の化学成分を特許請求の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、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満になると、熱処理後のレール頭部に初析フェライト組織が生成し、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性を確保することが困難となる。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、昇温後のＡｃｍ温度以上の保持において、粗大な初析セメンタイト組織が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、靭性の向上が図れない。さらに、熱処理後のレール頭部に初析セメンタイト組織が生成し、靭性が大きく低下する。このため、Ｃ添加量を０．６０〜１．２０％に限定した。なお、耐摩耗性低下させず、靭性を確保するには、Ｃ添加量は０．７０〜１．００％の範囲とすることが望ましい。
(1) Reasons for limiting chemical components In the present invention, the reasons for limiting the chemical components of rail steel to the scope of claims will be described in detail.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. When the C content is less than 0.60%, a pro-eutectoid ferrite structure is generated in the rail head after the heat treatment, and it becomes difficult to ensure the minimum strength and wear resistance required for the rail. On the other hand, if the C content exceeds 1.20%, the coarse pro-eutectoid cementite structure remains undissolved and the carbides become coarse in holding at the Acm temperature or higher after the temperature rise. As a result, the abundance of fine carbides decreases, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness cannot be improved. Furthermore, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the rail head after the heat treatment, and the toughness is greatly reduced. For this reason, C addition amount was limited to 0.60 to 1.20%. In addition, in order to ensure toughness without reducing the wear resistance, the C addition amount is desirably in the range of 0.70 to 1.00%.
Ｓｉは、脱酸材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る。さらに、過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、靭性の低下を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ量が０．０５％未満ではこれらの効果が十分ではなく、過共析鋼では初析セメンタイト組織が生成し、靭性が低下する。またＳｉ量が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、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このため、Ｓｉ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成を防止するには、Ｓｉ添加量は０．３０〜１．００％の範囲とすることが望ましい。 Si is an essential component as a deoxidizing material. Moreover, it is an element which raises the hardness (strength) of a rail head by the solid solution strengthening to the ferrite phase in a pearlite structure | tissue. Furthermore, in hypereutectoid steel, it is an element that suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in toughness. However, if the amount of Si is less than 0.05%, these effects are not sufficient, and in hypereutectoid steel, a proeutectoid cementite structure is formed and toughness is reduced. On the other hand, if the amount of Si exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability deteriorates due to generation of oxides. Furthermore, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to the wear resistance and toughness of the rail is generated. For this reason, Si addition amount was limited to 0.05 to 2.00%. In addition, in order to ensure intensity | strength and to prevent the production | generation of a martensitic structure, it is desirable to make Si addition amount into the range of 0.30-1.00%.
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、Ｍｎ量が０．０５％未満では、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、Ｍｎ量が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。このため、Ｍｎ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成を防止するには、Ｍｎ添加量は０．４０〜１．２０％の範囲とすることが望ましい。 Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance. However, if the amount of Mn is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. Moreover, when the amount of Mn exceeds 2.00%, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to abrasion resistance and toughness. For this reason, Mn addition amount was limited to 0.05 to 2.00%. In addition, in order to ensure intensity | strength and to prevent the production | generation of a martensitic structure, it is desirable to make Mn addition amount into the range of 0.40-1.20%.
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎの元素を必要に応じて添加する。 In addition, the rail manufactured with the above component composition improves the hardness (strengthening) of the pearlite structure, improves the wear resistance, improves the toughness, prevents softening of the heat affected zone, and distributes the cross-sectional hardness distribution inside the rail head. In order to control the above, elements of Cr, Mo, V, Nb, Co, B, Cu, Ni, Ti, Ca, Mg, Zr, Al, and N are added as necessary.
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、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。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。Ｃｕは、フェライト組織や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。 Here, Cr and Mo increase the pearlite equilibrium transformation point, 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 toughness 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. Co refines the lamellar structure and ferrite grain size of the wear surface and improves the wear resistance of the pearlite structure. B reduces the cooling rate dependency of the pearlite transformation temperature and makes the hardness distribution of the rail head uniform. Cu dissolves in the ferrite in the ferrite structure or pearlite structure, and increases the hardness of the pearlite structure.
Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｃａ、Ｍｇは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時に、パーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ｚｒは、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、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することによりパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させることが主な添加目的である。 Ni improves the toughness and hardness of the ferrite structure and pearlite structure, and at the same time, 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. Ca and Mg reduce the austenite grains during rail rolling, and at the same time, promote pearlite transformation and improve the toughness of the pearlite structure. Zr suppresses the formation of a segregation zone at the center of the slab by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidified structure, and refines the thickness of the pro-eutectoid cementite structure. Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and increases the hardness of the pearlite structure. N is mainly added to promote pearlite transformation by segregating at austenite grain boundaries and to improve toughness by reducing the pearlite block size.
これらの成分の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織や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、Ｃｒ量が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全く見られなくなる。また、Ｃｒ量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生成し、頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。
なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成やスポーリング損傷を防止するには、Ｃｒ添加量は０．４０〜１．２０％の範囲とすることが望ましい。
The reasons for limiting these components will be described in detail below.
Cr increases the equilibrium transformation temperature, and as a result, refines the ferrite structure and pearlite structure to contribute to higher hardness (strength), and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. However, when the Cr content is less than 0.05%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, if excessive addition exceeding Cr content of 2.00% is performed, the hardenability increases, a martensite structure is generated, and the sprig damage starting from the martensite structure occurs at the head corner or the top of the head. , Surface damage resistance is reduced. For this reason, Cr addition amount was limited to 0.05 to 2.00%.
In addition, in order to ensure strength and prevent the formation of martensite structure and spalling damage, the Cr addition amount is desirably in the range of 0.40 to 1.20%.
Ｍｏは、Ｃｒと同様に平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織や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、硬度（強度）を向上させる元素であるが、Ｍｏ量が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、Ｍｏ量が０．５０％を超える過剰な添加を行うと、変態速度が著しく低下し、頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。
なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成やスポーリング損傷を防止するには、Ｍｏ添加量は０．０２〜０．１５％の範囲とすることが望ましい。
Mo, like Cr, is an element that increases the equilibrium transformation temperature and, as a result, contributes to higher hardness (strength) by making the ferrite structure and pearlite structure finer, and improves hardness (strength). If the amount 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. In addition, when the Mo amount exceeds 0.50%, the transformation rate is remarkably reduced, and sprig damage starting from the martensite structure occurs at the head corner and the top of the head, resulting in surface damage resistance. Decreases. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
In addition, in order to ensure intensity | strength and to prevent the generation | occurrence | production of a martensite structure | tissue and a spalling damage, it is desirable to make Mo addition amount into the range of 0.02-0.15%.
Ｖは、通常の熱間圧延や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窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高める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、Ｖ量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。またＶ量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｖ添加量を０．００５〜０．５０％に限定した。
なお、強度や靭性を確保し、溶接継ぎ手性能を向上させ、スポーリング損傷を防止するには、Ｖ添加量は０．０１〜０．０５％の範囲とすることが望ましい。
V is effective for improving the toughness of the pearlite structure by refining the austenite grains by the pinning effect by precipitation of V carbides and V nitrides when normal hot rolling or heat treatment at a high temperature is performed. Element. Furthermore, it is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with V carbides and V nitrides generated in the cooling process after hot rolling. In addition, it is an element effective in preventing V softening of the weld joint heat affected zone by generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range in the heat affected zone reheated to a temperature range below Ac1 point. is there.
However, if the V content is less than 0.005%, these effects cannot be sufficiently expected, and an improvement in the toughness and hardness (strength) of the pearlite structure is not recognized. If the V content exceeds 0.50%, precipitation and hardening of V carbides and nitrides will be excessive, the toughness of the pearlite structure will be reduced, and sprig damage will occur at the head corner and top, resulting in surface damage resistance. Sex is reduced. For this reason, V addition amount was limited to 0.005-0.50%.
In addition, in order to ensure strength and toughness, improve weld joint performance, and prevent spalling damage, the V addition amount is desirably in the range of 0.01 to 0.05%.
Ｎｂは、Ｖと同様に、通常の熱間圧延や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窒化物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めるのに有効な元素である。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、Ｎｂ量が０．００２％未満ではこれらの効果が期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。また、Ｎｂ量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
なお、強度や靭性を確保し、溶接継ぎ手性能を向上させ、スポーリング損傷を防止するには、Ｎｂ添加量は０．０１〜０．０２％の範囲とすることが望ましい。
Nb, like V, refines austenite grains by the pinning effect of Nb carbide or Nb nitride and improves the toughness of the pearlite structure when normal hot rolling or heat treatment heated to a high temperature is performed. Is an effective element. Furthermore, it is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. Furthermore, it is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling.
Moreover, 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, these effects cannot be expected when the Nb content is less than 0.002%, and no improvement in the toughness and hardness (strength) of the pearlite structure is observed. If the Nb content exceeds 0.050%, the precipitation hardening of Nb carbides and nitrides becomes excessive, the toughness of the pearlite structure decreases, and the sprig damage occurs at the head corners and the top of the head. Damage is reduced. For this reason, the amount of Nb added is limited to 0.002 to 0.050%.
In order to secure strength and toughness, improve weld joint performance, and prevent spalling damage, the Nb addition amount is desirably in the range of 0.01 to 0.02%.
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レール頭部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐摩耗性を向上させる元素である。Ｃｏ量が０．０１％未満では、フェライト組織の微細化が図れず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、Ｃｏ量が１．００％を超えて添加しても、上記の効果が飽和し、添加量に応じたフェライト組織の微細化が図れない。また、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、Ｃｏ添加量を０．０１〜１．００％に限定した。
なお、耐摩耗性を向上させ、経済性を確保するには、Ｃｏ添加量は０．０５〜０．５０％の範囲とすることが望ましい。
Co is an element that dissolves in the ferrite phase in the pearlite structure, further refines the fine ferrite structure formed by contact with the wheel on the wear surface of the rail head, and improves the wear resistance. If the Co content is less than 0.01%, the ferrite structure cannot be refined, and the effect of improving the wear resistance cannot be expected. Further, even if the Co content exceeds 1.00%, the above effect is saturated, and the ferrite structure cannot be refined according to the addition amount. In addition, the economic efficiency decreases due to the increase in the alloy addition cost. For this reason, Co addition amount was limited to 0.01 to 1.00%.
In order to improve wear resistance and ensure economic efficiency, the amount of Co added is desirably in the range of 0.05 to 0.50%.
Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化する元素であるが、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。またＢ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
なお、内部硬度を向上させ、靭性低下を抑制するには、Ｂ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。
B forms an iron boride (Fe 23 (CB) 6 ) at the austenite grain boundary, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature due to the effect of pearlite transformation, and is more uniform from the head surface to the inside. It is an element that imparts a hardness distribution to the rail and extends the life of the rail. However, if the B content is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and no improvement is observed in the hardness distribution of the rail head. On the other hand, when the amount of B exceeds 0.0050%, a coarse borohydride is formed, resulting in a decrease in toughness. For this reason, B addition amount was limited to 0.0001 to 0.0050%.
In addition, in order to improve internal hardness and suppress a toughness fall, it is desirable to make B addition amount into 0.0010 to 0.0030% of range.
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗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、パーライト組織中のフェライト相の靭性が著しく低下し、レールの靭性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.01%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue harmful | toxic to abrasion resistance by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the toughness of the ferrite phase in the pearlite structure is significantly lowered, and the toughness of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｎｉは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度（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。また、Ｃｕ添加鋼において粒界の脆化を抑制する元素である。しかし、Ｎｉ量が０．０１％未満ではこれらの効果が著しく小さく、またＮｉ量が１．００％を超えると、パーライト組織の靭性が著しく低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜１．００％に限定した。 Ni is an element that improves the toughness of the pearlite structure and at the same time increases the hardness (strength) by solid solution strengthening. Further, in the weld heat affected zone, Ni 3 Ti intermetallic compound is finely precipitated in combination with Ti, and is an element that suppresses softening by precipitation strengthening. Moreover, it is an element which suppresses the embrittlement of a grain boundary in Cu addition steel. However, when the Ni content is less than 0.01%, these effects are remarkably small. When the Ni content exceeds 1.00%, the toughness of the pearlite structure is remarkably reduced, and the sprig damage is caused at the head corner and the top of the head. Occurs and the surface damage resistance is reduced. For this reason, Ni addition amount was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｔｉは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＴｉ炭化物、Ｔｉ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）を高めるのに有効な元素である。また、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、Ｔｉ量が０．００５０％未満ではこれらの効果が少なく、Ｔｉ量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｔｉ添加量を０．００５０〜０．０５００％に限定した。
Ti is effective for improving the toughness of pearlite structure by refining austenite grains due to the pinning effect when Ti carbide or Ti nitride precipitates during normal hot rolling or heat treatment at high temperatures. Element. Furthermore, it is an element effective for increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Ti carbide and Ti nitride generated in the cooling process after hot rolling. In addition, by utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding do not dissolve, the structure of the heat affected zone heated to the austenite region is refined and the weld joint becomes brittle. It is an effective ingredient to prevent
However, when the Ti content is less than 0.0050%, these effects are small, and when the Ti content exceeds 0.0500%, coarse Ti carbides and Ti nitrides are generated, and at the same time, the toughness of the rail decreases. Fatigue damage occurs from coarse precipitates. For this reason, Ti addition amount was limited to 0.0050-0.0500%.
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｃａは脱酸・脱硫元素であり、添加によりＣａの酸化物と硫化物が集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となり、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する元素である。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、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０．０００５〜０．０２００％に限定した。 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 element effective for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. Ca is a deoxidizing / desulfurizing element. When added, Ca oxide and sulfide form an aggregate (CaO-CaS), which forms a nucleus of Mn sulfide inclusions, and Mn sulfide after rolling. It is an element that suppresses stretching of system inclusions. However, if it is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Ca is generated, and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are reduced. The amount was limited to 0.0005-0.0200%.
Ｍｇは、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にフェライトやセメンタイトの核を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐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。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｍｇ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。
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 element effective for improving the toughness of the steel. Furthermore, MgS finely disperses MnS, forms ferrite and cementite nuclei around MnS, contributes to the formation of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size, toughness of pearlite structure It is an effective element to improve. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated and the toughness of the rail and further the fatigue damage resistance are lowered. It was limited to 0.0005 to 0.0200%.
In addition, in order to improve toughness and suppress the occurrence of fatigue damage, it is desirable that the amount of Mg added is in the range of 0.0010 to 0.0030%.
Ｚｒは、ＺｒＯ２介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成するマルテンサイトや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、ＺｒＯ２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、偏析部にマルテンサイトや初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。また、Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、粗大な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０．０００１〜０．０１００％に限定した。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｚｒ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。
Zr has a good lattice matching with γ-Fe because ZrO 2 inclusions have a good lattice matching with γ-Fe, so that γ-Fe becomes a solidification nucleus of high-carbon rail steel that is a solidification primary crystal and increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure. An element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of a slab and suppresses the formation of martensite and a proeutectoid cementite structure generated in a rail segregation part. However, if the amount of Zr is less than 0.0001%, the number of ZrO 2 -based inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, martensite and a pro-eutectoid cementite structure are generated in the segregated portion, and the toughness of the rail is lowered. Also, if the amount of Zr exceeds 0.0100%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the toughness of the rail is lowered, and 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 0.0100%.
In addition, in order to improve toughness and to suppress the occurrence of fatigue damage, it is desirable that the amount of Zr added is in the range of 0.0010 to 0.0030%.
Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素である。しかし、Ａｌ量が０．０１００％未満ではその効果が弱い。またＡｌ量が１．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。さらに、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添加量を０．０１００〜１．００％に限定した。 Al is an essential component as a deoxidizing material. Moreover, it is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and is an element that contributes to increasing the hardness (strength) of the pearlite structure. However, when the Al content is less than 0.0100%, the effect is weak. Also, if the Al content exceeds 1.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, coarse alumina inclusions are generated, the toughness of the rail is lowered, and fatigue damage occurs from the coarse precipitates. To do. Furthermore, since oxides are generated during welding and weldability is remarkably reduced, the amount of Al added is limited to 0.0100 to 1.00%.
Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのフェライトやパーライト変態を促進させ、主にパーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させるのに有効な元素である。また、ＶやＡｌと同時に添加することで、ＶＮやＡｌＮの析出を促進させ、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、ＶＮやＡｌＮのピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００６０％未満ではこれらの効果が弱い。Ｎ量が０．０２００％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気泡が生成し、レール頭部内部に疲労損傷が発生する。このため、Ｎ添加量を０．００６０〜０．０２００％に限定した。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｎ添加量は０．００８０〜０．０１５０％の範囲とすることが望ましい。
N is an element effective in improving toughness by promoting segregation at the austenite grain boundary to promote ferrite and pearlite transformation from the austenite grain boundary and mainly reducing the pearlite block size. Also, by adding simultaneously with V and Al, the precipitation of VN and AlN is promoted, and when a normal hot rolling or heat treatment is performed at a high temperature, the austenite grains are made fine by the pinning effect of VN or AlN. It is an element effective for improving the toughness of the pearlite structure. However, when the N content is less than 0.0060%, these effects are weak. When the N content exceeds 0.0200%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles that become the starting point of fatigue damage are generated, and fatigue damage occurs inside the rail head. For this reason, N addition amount was limited to 0.0060-0.0200%.
In addition, in order to improve toughness and to suppress the occurrence of fatigue damage, the amount of N added is desirably in the range of 0.0080 to 0.0150%.
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（粗圧延、中間圧延、仕上圧延を含む）を経てレールとして製造される。 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 through rolling (including rough rolling, intermediate rolling, and finish rolling).
（２）熱処理条件の限定理由
（Ａ）仕上げ圧延後の冷却開始温度：
まず、仕上げ圧延後の冷却開始温度の限定理由について説明する。
仕上げ圧延後の冷却開始温度がＡ3またはＡｃｍ線温度未満では、冷却開始前に初析セメンタイト組織や初析フェライト組織が生成し、冷却後に十分なパーライト組織が得られない。このため、冷却後の昇温において微細な炭化物が生成せず、オーステナイト粒が微細化せず、レールの頭部の延性が向上しない。また、仕上げ圧延後の冷却開始温度が１０００℃を超えると、冷却速度の選択によっては、冷却後にベイナイト組織が生成し、冷却後の昇温において微細な炭化物が生成せず、オーステナイト粒が微細化せず、レールの頭部の延性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却開始温度をＡ3またはＡｃｍ線〜１０００℃の範囲に限定した。
(2) Reason for limitation of heat treatment conditions (A) Cooling start temperature after finish rolling:
First, the reason for limiting the cooling start temperature after finish rolling will be described.
When the cooling start temperature after finish rolling is lower than the A3 or Acm line temperature, a pro-eutectoid cementite structure and a pro-eutectoid ferrite structure are formed before the start of cooling, and a sufficient pearlite structure cannot be obtained after cooling. For this reason, fine carbides are not generated in the temperature rise after cooling, austenite grains are not refined, and ductility of the head of the rail is not improved. In addition, when the cooling start temperature after finish rolling exceeds 1000 ° C., depending on the cooling rate, a bainite structure is generated after cooling, fine carbides are not generated at the temperature rise after cooling, and austenite grains are refined The ductility of the rail head is not improved. For this reason, the cooling start temperature after finish rolling was limited to the range of A3 or Acm line to 1000 ° C.
なお、仕上げ圧延および冷却後の頭部金属組織は、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、パーライト組織中に面積率で１０％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、その後の熱処理において大きな悪影響を及ぼさないため、仕上げ圧延および冷却後のパーライト組織としては、１０％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。言い換えれば、仕上げ圧延および冷却後の頭部金属組織は９０％以上がパーライト組織であることが望ましい。 The head metal structure after finish rolling and cooling is desirably a pearlite structure as described above. However, depending on the component system of the rail and the heat treatment production method, a trace amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure with an area ratio of 10% or less may be mixed in the pearlite structure. However, even if these structures are mixed, since there is no significant adverse effect in the subsequent heat treatment, as a pearlite structure after finish rolling and cooling, a small amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite of 10% or less It includes a mix of organizations and martensite organizations. In other words, 90% or more of the head metal structure after finish rolling and cooling is desirably a pearlite structure.
（Ｂ）仕上げ圧延後の冷却速度および冷却停止温度：
次に、仕上げ圧延後の冷却速度および冷却停止条件の限定理由について説明する。
仕上げ圧延後の冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満では、成分系によっては、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、昇温後の熱処理において、セメンタイト相が解け残り、オーオーステナイト粒の微細化が図れず、レールの頭部の延性が向上しない。また、加速冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えると、本成分系では、パーライト組織中にマルテンサイト組織が生成し、昇温後の熱処理において微細な炭化物が生成せず、レール頭部の靭性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却速度を２〜２０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。
(B) Cooling rate and cooling stop temperature after finish rolling:
Next, the reason for limiting the cooling rate and the cooling stop condition after finish rolling will be described.
When the cooling rate after finish rolling is less than 2 ° C./sec, depending on the component system, a coarse proeutectoid cementite structure is generated in the pearlite structure, and the cementite phase remains undissolved in the heat treatment after the temperature rise, and the austenite grains Miniaturization cannot be achieved and the ductility of the head of the rail is not improved. When the accelerated cooling rate exceeds 20 ° C./sec, in this component system, a martensite structure is generated in the pearlite structure, fine carbides are not generated in the heat treatment after the temperature rise, and the toughness of the rail head is increased. Does not improve. For this reason, the cooling rate after finish rolling was limited to a range of 2 to 20 ° C./sec.
次に、冷却停止温度の範囲について説明する。
冷却停止温度が６８０℃を超えると、冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。この結果、温度上昇により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、昇温後の熱処理において、セメンタイト相が解け残り、オーステナイト粒の微細化が図れず、レールの頭部の延性が向上しない。また、冷却停止温度が４５０℃未満になると、パーライト組織中にベイナイトやマルテンサイト組織が生成し、昇温後の熱処理において微細な炭化物が生成せず、レール頭部の靭性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却停止温度を４５０〜６８０℃の範囲に限定した。
Next, the range of the cooling stop temperature will be described.
When the cooling stop temperature exceeds 680 ° C., excessive recuperation occurs from the inside of the rail after the cooling is completed. As a result, a coarse proeutectoid cementite structure is formed in the pearlite structure due to the temperature rise, and the cementite phase remains undissolved in the heat treatment after the temperature rise, the austenite grains cannot be refined, and the duct head is improved in ductility. do not do. When the cooling stop temperature is less than 450 ° C., a bainite or martensite structure is generated in the pearlite structure, fine carbides are not generated in the heat treatment after the temperature rise, and the toughness of the rail head is not improved. For this reason, the cooling stop temperature after finish rolling was limited to the range of 450 to 680 ° C.
（Ｃ）冷却後の昇温速度：
次に、冷却後の昇温速度の限定理由について説明する。
昇温速度が２℃／ｓｅｃ未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解が進み、微細な炭化物の存在量が減少する。この結果、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また、昇温速度が５０℃／ｓｅｃを超えると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、冷却後の昇温速度を２〜５０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。
(C) Temperature increase rate after cooling:
Next, the reason for limiting the heating rate after cooling will be described.
When the rate of temperature increase is less than 2 ° C./sec, dissolution of the cementite phase in the pearlite structure proceeds and the abundance of fine carbides decreases. As a result, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. On the other hand, if the rate of temperature rise exceeds 50 ° C./sec, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved, the carbides become coarse, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. For this reason, the temperature increase rate after cooling was limited to the range of 2 to 50 ° C./sec.
（Ｄ）昇温後の保定温度：
次に、昇温後の保定温度の限定理由について説明する。
昇温温度がＡ3またはＡｃｍ線未満では、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また昇温温度が９５０℃を超えると、成分系によってはパーライト組織中のセメンタイト相の溶解が促進する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、昇温後の保定温度をＡ3またはＡｃｍ線〜９５０℃の範囲に限定した。
なお、昇温後の保定においては若干の温度の変動が生じる。この場合、保持時の平均的な温度が上記限定の温度範囲内であれば、オーステナイト粒の微細化が達成され、レール頭部の靭性が向上する。また、後述の昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）の１式、２式の算定においては、靭性を向上させるため、保持時の平均的な温度で算定する。
(D) Holding temperature after temperature rise:
Next, the reason for limiting the retention temperature after the temperature rise will be described.
If the temperature rise is lower than the A3 or Acm line, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved, the carbides become coarse, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. When the temperature rise exceeds 950 ° C., dissolution of the cementite phase in the pearlite structure is accelerated depending on the component system. As a result, the abundance of fine carbides decreases, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. For this reason, the retention temperature after temperature rise was limited to the range of A3 or Acm line to 950 ° C.
Note that slight temperature fluctuations occur in the retention after the temperature rise. In this case, if the average temperature at the time of holding is within the above-mentioned limited temperature range, the austenite grains are refined and the toughness of the rail head is improved. Moreover, in the calculation of the first and second formulas of the upper limit (tmax) and the lower limit (tmin) of the holding time (t), which will be described later, in order to improve toughness, the calculation is performed at an average temperature during holding. .
（Ｅ）昇温後の保定時の保定時間：
次に、昇温後の保定時間の限定理由について説明する。
保持時間が１ｓｅｃ未満では、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また保持時間が９００ｓｅｃを超えると、成分系によってはパーライト組織中のセメンタイト相の溶解が促進する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、昇温後の保定時間を１〜９００ｓｅｃの範囲に限定した。
(E) Holding time during holding after temperature rise:
Next, the reason for limiting the retention time after the temperature rise will be described.
When the holding time is less than 1 sec, the cementite phase in the pearlite structure remains undissolved, the carbides become coarse, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. When the holding time exceeds 900 sec, dissolution of the cementite phase in the pearlite structure is accelerated depending on the component system. As a result, the abundance of fine carbides decreases, it becomes difficult to pin the austenite grains, and the toughness of the rail head is not improved. For this reason, the retention time after temperature rising was limited to the range of 1 to 900 seconds.
（Ｆ）昇温保定後の加速冷却速度：
次に、昇温保定後の加速冷却速度の限定理由について説明する。
加速冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／ｓｅｃを超えると、成分系によっては、マルテンサイト組織が生成し、レール頭部の耐摩耗性や靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を５〜３０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。
(F) Accelerated cooling rate after temperature rise is maintained:
Next, the reason for limiting the accelerated cooling rate after the temperature rise is maintained will be described.
If the accelerated cooling rate is less than 5 ° C./sec, high hardness of the rail head cannot be achieved, and it becomes difficult to ensure wear resistance. Further, in high carbon steel, a pro-eutectoid cementite structure is formed, and the toughness of the head of the rail is lowered. When the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C./sec, a martensite structure is generated depending on the component system, and the wear resistance and toughness of the rail head are greatly reduced. For this reason, the range of the accelerated cooling rate of the rail head is limited to the range of 5 to 30 ° C./sec.
（Ｇ）昇温保定後の加速冷却停止温度：
次に、昇温保定後の加速冷却停止温度の限定理由について説明する。
加速冷却停止温度が６５０℃を超えると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。この結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。また、加速冷却停止温度が４５０℃未満になると、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、頭部の耐摩耗性や靭性が著しく低下する。このため、加速冷却停止温度の範囲を４５０〜６５０℃の範囲に限定した。
(G) Accelerated cooling stop temperature after temperature increase is maintained:
Next, the reason for limiting the accelerated cooling stop temperature after the temperature increase is maintained will be described.
If the accelerated cooling stop temperature exceeds 650 ° C., excessive recuperation occurs from the inside of the rail after the accelerated cooling is completed. As a result, the pearlite transformation temperature rises due to the temperature rise, the pearlite structure cannot have a high hardness, and the wear resistance cannot be ensured. On the other hand, when the accelerated cooling stop temperature is less than 450 ° C., a bainite structure or a martensite structure is generated, and the wear resistance and toughness of the head are significantly reduced. For this reason, the range of the accelerated cooling stop temperature is limited to a range of 450 to 650 ° C.
（３）昇温後の保持時間（ｔ）の式による限定理由
（Ａ）鋼の化学成分とＡ3またはＡｃｍ線温度の関係：
鋼の化学成分とＡ3またはＡｃｍ線温度を下記の式のように決めた理由を説明する。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を変化させた鋼を用いて、ラボでの加熱冷却実験を行い、オーステナイト化する温度（Ａ3またはＡｃｍ線温度）と化学成分の関係を調査した。その結果、Ａ3またはＡｃｍ温度は鋼の成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎとよい相関があることが確認された。さらにこの結果をベースに、化学成分とオーステナイト化する温度（Ａ3またはＡｃｍ線温度）の関係を重相関により求め、下記に示すＡ3またはＡｃｍ温度と鋼の成分の相関式を見出した。
(3) Reason for limitation by the formula of holding time (t) after temperature increase (A) Relationship between chemical composition of steel and A3 or Acm line temperature:
The reason why the chemical composition of steel and the A3 or Acm line temperature are determined as shown in the following formula will be described.
Using steel with varying amounts of C, Si and Mn, a laboratory heating and cooling experiment was conducted to investigate the relationship between the austenitizing temperature (A3 or Acm line temperature) and the chemical composition. As a result, it was confirmed that the A3 or Acm temperature had a good correlation with C, Si and Mn which are steel components. Further, based on this result, the relationship between the chemical component and the austenitizing temperature (A3 or Acm line temperature) was determined by multiple correlation, and the following correlation equation between the A3 or Acm temperature and the steel component was found.
なお、Ａ3とＡｃｍ温度の使い分けは、一般的には鋼の共析炭素量を基準にして使い分ける。本成分系では炭素量０．８５％がほぼ共析炭素量に相当することがラボ実験で確認された。したがって、下記の式は炭素量０．８５％以下の場合はＡ3温度、炭素量０．８５％超の場合はＡｃｍ温度を適用する。
Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）
The A3 and Acm temperatures are generally used based on the amount of eutectoid carbon in the steel. In this component system, it was confirmed by a laboratory experiment that the carbon content of 0.85% substantially corresponds to the eutectoid carbon content. Therefore, the following formula applies the A3 temperature when the carbon content is 0.85% or less, and the Acm temperature when the carbon content exceeds 0.85%.
A3 (° C.) = 877-190 (% C) +50 (% Si) −25 (% Mn)
Acm (° C.) = 375 + 400 (% C) +20 (% Si) −10 (% Mn)
（Ｂ）昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）：
昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）を下記の式のように決めた理由を説明する。
ラボ加熱冷却実験において、保持温度、保持時間（ｔ）、衝撃試験の衝撃値の関係を重相関により解析した。その結果、保持温度を関数とする保持時間（ｔ）とラボ圧延板の衝撃値にはよい相関があることが確認された。さらに実験を積み重ね、重相関を用いて昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）、保持時間（ｔ）、衝撃値の関係を整理した。
その結果、上記で示したＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差で表せる保持時間（ｔ）の上限（ｔｍｉｎ）、下限（ｔｍａｘ）の範囲内で熱処理を行うと衝撃値が安定的に向上することを見出した。
（ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
（ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）
・・式２
(B) Upper limit (tmax) and lower limit (tmin) of holding time (t) after temperature rise:
The reason why the upper limit (tmax) and the lower limit (tmin) of the holding time (t) after the temperature rise is determined as in the following equation will be described.
In the laboratory heating / cooling experiment, the relationship between the holding temperature, the holding time (t), and the impact value of the impact test was analyzed by multiple correlation. As a result, it was confirmed that there is a good correlation between the holding time (t) as a function of the holding temperature and the impact value of the laboratory rolled sheet. Furthermore, experiments were repeated, and the relationship between the average value (T) of the holding temperature after the temperature rise, the holding time (t), and the impact value was arranged using the multiple correlation.
As a result, the heat treatment is performed within the upper limit (tmin) and lower limit (tmax) of the holding time (t) expressed by the difference between the A3 or Acm temperature shown above and the average value (T) of the holding temperature after the temperature rise. It was found that the impact value improved stably when it was done.
(A) C: In the case of 0.60 to 0.85% steel,
tmin <t <tmax
tmin = 3000 / (TA3), tmax = 25000 / (TA3) .. Formula 1
(B) In the case of C: more than 0.85 to 1.20% steel,
tmin <t <tmax
tmin = 10000 / (T-Acm), tmax = 30000 / (T-Acm)
..Formula 2
ここで、レールの部位について説明する。図３は本発明のレール製造方法で製造したレール部位の頭部断面表面位置での呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図３に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。熱処理時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面または頭部表面から深さ５ｍｍの範囲で測温すれば、レール頭部の全体を代表させることができ、この部分の温度や冷却速度を制御することにより、耐摩耗性に優れた靭性の高いパーライト組織を得ることができる。 Here, the part of the rail will be described. FIG. 3 shows the designation of the rail portion manufactured by the rail manufacturing method of the present invention at the head cross-sectional surface position. The “rail head” is a portion including the top (code: 1) and the head corner (code: 2) shown in FIG. The rail head surface temperature during heat treatment can be determined by measuring the temperature at a depth of 5 mm from the head surface or the head surface at the top (code: 1) and head corner (code: 2). By controlling the temperature and cooling rate of this part, it is possible to obtain a pearlite structure with excellent wear resistance and high toughness.
本製造方法では、特に冷媒については限定していないが、所定の冷却速度を確保し、レール各部位において、冷却条件の制御を確実に行うため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて、レール各部位の外表面に所定の冷却を行うことが望ましい。 In this manufacturing method, the refrigerant is not particularly limited, but air, mist, a mixed refrigerant of air and mist is used in order to ensure a predetermined cooling rate and to reliably control the cooling conditions at each part of the rail. Thus, it is desirable to perform predetermined cooling on the outer surface of each part of the rail.
また、本発明レールの頭部金属組織は、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、パーライト組織中に面積率で５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、レール頭部の耐摩耗性および靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの組織としては、５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。
言い換えれば、本発明レールの頭部金属組織は、９５％以上がパーライト組織であれば良く、耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭部金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。なお、表１及び表２におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは５％以下の量を意味し、パーライト組織以外の組織において微量と記載していないのは５％超の量を意味する。
The head 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 production method, a trace amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure with an area ratio of 5% or less may be mixed in the pearlite structure. However, even if these structures are mixed, there is no significant adverse effect on the wear resistance and toughness of the rail head, so a pearlite rail structure having excellent wear resistance and toughness is a trace amount of 5% or less. Also included is a pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure, and martensite structure.
In other words, 95% or more of the head metal structure of the rail of the present invention may be a pearlite structure. In order to sufficiently secure wear resistance and toughness, 98% or more of the head metal structure is a pearlite structure. It is desirable to do. In Tables 1 and 2, the amount of 5% or less in the column of microstructure in the column means the amount of 5% or less, and the amount not exceeding 5% in the tissue other than the pearlite structure. means.
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に供試レール鋼の化学成分を示す。
表２に表１に記載したレール鋼を用いて本発明のレール製造方法で製造した結果を示す。表２には、化学成分から算定した各鋼のＡ3温度、Ａｃｍ温度、仕上げ圧延後の冷却条件（冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度）、昇温時の熱処理条件（昇温速度、昇温時の保持温度の平均：Ｔ、保持時間：ｔ）、昇温後の冷却速度（冷却速度、冷却停止温度）、式１、式２から算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの値を示す。さらに、レール頭部のミクロ組織、硬度、図４に示す位置から試験片を採取し、図５に示す方法で行った摩耗試験の結果、図６に示す位置から試験片を採取して行った衝撃試験の結果も併記した。
表３に、表１に記載の鋼を表２のＢ２１の条件で製造した結果を示す。
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition of the test rail steel.
Table 2 shows the results of manufacturing the rail steel described in Table 1 using the rail manufacturing method of the present invention. Table 2 shows the A3 temperature, Acm temperature, cooling conditions after finish rolling (cooling start temperature, cooling rate, cooling stop temperature), and heat treatment conditions during heating (temperature increase rate, The average holding temperature at the time of warming: T, the holding time: t), the cooling rate after the temperature rise (cooling rate, cooling stop temperature), and the values of tmin and tmax calculated from Equations 1 and 2 are shown. Further, the test piece was taken from the microstructure and hardness of the rail head, the position shown in FIG. 4, and as a result of the wear test conducted by the method shown in FIG. 5, the test piece was taken from the position shown in FIG. The impact test results are also shown.
Table 3 shows the results of manufacturing the steel described in Table 1 under the conditions of B21 in Table 2.
また、各種試験条件は下記のとおりである。
（１）頭部摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
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４参照）
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
（２）頭部衝撃試験
試験機：衝撃試験機
試験片形状：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図６参照）
試験温度：常温（２０℃）
Various test conditions are as follows.
(1) Head wear test tester: Nishihara type wear tester (see Fig. 5)
Test piece shape: disk-shaped test piece (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface (see Fig. 4)
Test load: 686 N (contact surface pressure 640 MPa)
Slip rate: 20%
Opposite 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 (2) Head impact test Tester: Impact tester Test piece shape: JIS No. 2 mm U notch Test piece sampling position: 2 mm below the rail head surface (see FIG. 6)
Test temperature: Normal temperature (20 ° C)
（３）本発明レール（６９本）
符号Ａ１〜Ａ３９：化学成分が本発明範囲内のレール。
符号Ｂ１〜Ｂ３０：化学成分および熱処理製造方法が本発明範囲内のレール。
（４）比較レール（２２本）
符号ａ１〜ａ６：化学成分が本願発明範囲外のレール。
符号ｂ１〜ｂ１６：熱処理製造方法が本願発明範囲外のレール。
(3) Invention rail (69)
Reference signs A1 to A39: rails whose chemical components are within the scope of the present invention.
Symbols B1 to B30: Rails whose chemical components and heat treatment production method are within the scope of the present invention.
(4) Comparison rail (22)
Symbols a1 to a6: rails whose chemical components are outside the scope of the present invention.
Reference symbols b1 to b16: rails whose heat treatment manufacturing method is outside the scope of the present invention.
表３に示すように、本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ３９）は、比較レール鋼（符号ａ１〜ａ６）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を限定範囲内に収めることにより、耐摩耗性や靭性に悪影響する初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を生成させることなく、ある一定の硬さのある微細なパーライト組織を得ることが可能となり、レールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。 As shown in Table 3, the rail steels of the present invention (reference symbols A1 to A39) are compared with the comparative rail steels (reference symbols a1 to a6) by keeping the chemical components of steel C, Si, and Mn within a limited range. It is possible to obtain a fine pearlite structure with a certain hardness without generating a pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, and martensite structure that adversely affect wear resistance and toughness, and wear resistance of the rail Property and toughness can be improved.
表２、図７、図８に示すように、本発明レール（符号Ｂ１〜Ｂ３０）は、比較レール（ｂ１〜ｂ１６）と比べて、仕上げ圧延後の冷却条件（冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度）、昇温時の熱処理条件（昇温速度、昇温時の保持温度の平均：Ｔ、保持時間：ｔ）、昇温後の冷却速度（冷却速度、冷却停止温度）を一定範囲内に納めることにより、オーステナイト粒を微細化し、ある一定の硬さのある微細なパーライト組織を得ることが可能となり、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。
また、表２、図９示すように、本発明レール（符号Ｂ２６〜Ｂ３０）は、本発明レール（符号Ｂ１７〜Ｂ２５）と比べて、昇温時の保持時間：ｔを式１、式２から算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの値の範囲内にすることにより、いずれの炭素量においてもレールの靭性をさらに向上させることができる。
As shown in Table 2, FIG. 7 and FIG. 8, the rails of the present invention (reference numerals B1 to B30) are compared with the comparative rails (b1 to b16) in cooling conditions after finishing rolling (cooling start temperature, cooling rate, cooling). Stop temperature), heat treatment conditions during temperature increase (temperature increase rate, holding temperature average during temperature increase: T, holding time: t), cooling rate after cooling (cooling rate, cooling stop temperature) within a certain range Therefore, it becomes possible to refine the austenite grains and obtain a fine pearlite structure with a certain hardness, and to improve the wear resistance and toughness of the rail at any carbon content.
Further, as shown in Table 2 and FIG. 9, the rails of the present invention (reference numerals B26 to B30) are compared with the rails of the present invention (reference numerals B17 to B25). By making it within the range of the calculated values of tmin and tmax, the toughness of the rail can be further improved at any carbon content.
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
1: top part 2: head corner part 3: rail test piece 4: mating material 5: nozzle for cooling
Claims (13)
（ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
ここで、Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａ3：オーステナイト化下限温度
（ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）
・・式２
ここで、Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａｃｍ：オーステナイト化下限温度 The method for producing a high carbon steel rail, wherein the holding time: t is performed within a condition range represented by the following formula 1 or formula 2 in the temperature rise after the first accelerated cooling in the heat treatment of claim 1.
(A) C: In the case of steel containing 0.60 to 0.85%,
tmin <t <tmax
tmin = 3000 / (TA3), tmax = 25000 / (TA3) .. Formula 1
Here, A3 (° C.) = 877-190 (% C) +50 (% Si) −25 (% Mn)
T (° C.): average value of holding temperature after temperature rise
A3: Lower austenitizing temperature (b) C: In the case of steel containing more than 0.85 to 1.20%,
tmin <t <tmax
tmin = 10000 / (T-Acm), tmax = 30000 / (T-Acm)
..Formula 2
Here, Acm (° C.) = 375 + 400 (% C) +20 (% Si) −10 (% Mn)
T (° C.): average value of holding temperature after temperature rise
Acm: Austenitization lower limit temperature
The method for producing a high carbon steel rail according to any one of claims 1 to 12, further comprising N: 0.0060 to 0.0200% by mass%.
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