JP5391711B2 - Heat treatment method for high carbon pearlitic rail - Google Patents
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Description
本発明は重荷重鉄道等で使用される高炭素パーライト系レールにおいて、高強度且つ延性に優れたパーライト系高炭素レールを安定的に得る熱処理方法に関するものである。 The present invention relates to a heat treatment method for stably obtaining a pearlite high carbon rail having high strength and excellent ductility in a high carbon pearlite rail used in heavy-duty railways and the like.
近年海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の効率をより一層高めるために、貨物の高積載化を強力に進めている。その結果、貨車の重量が大きくなり、急曲線のレールではゲージコーナー(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。更に、貨車から受ける荷重により、G.C.や頭頂部において塑性変形起因の表面損傷が多発するようになってきた。このような背景から、現状の共析炭素(0.8%C)鋼以上の耐摩耗性を有する高強度レールの開発が求められるようになってきた。 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 rail transport. As a result, the weight of the freight car increases, and the sharp corner rail cannot ensure sufficient wear resistance at the gauge corner (GC) part and the head side part, resulting in a problem that the rail life is reduced due to wear. . In addition, the G. C. In addition, surface damage due to plastic deformation has frequently occurred at the top of the head. Against this background, development of a high-strength rail having wear resistance higher than the current eutectoid carbon (0.8% C) steel has been demanded.
これらの問題を解決するため、下記に示すようなレールが開発された。
(1)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(特許文献1)。
(2)過共析鋼(C:0.85超〜1.20%)を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール(特許文献2)。
In order to solve these problems, the following rails have been developed.
(1) A rail excellent in wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in lamellae in a pearlite structure (Patent Document 1).
(2) 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 (Patent Document 2).
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加させ、パーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、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。 The characteristics of these rails are to increase the carbon content of the steel, increase the volume ratio of the cementite phase with excellent wear resistance in the pearlite lamellae, and further control the hardness to control the wear resistance of the pearlite structure. It was something to improve.
しかし、上記(1),(2)に示された発明レール鋼は、主にパーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。しかし上記レール鋼では、パーライト組織自体の硬度に上限があるため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、過酷な使用条件ではレール頭表部に表面損傷が発生する場合があった。 However, the invention rail steels shown in the above (1) and (2) mainly improve the wear resistance of the pearlite structure by increasing the volume ratio of the cementite phase with excellent wear resistance in the pearlite lamellae. Met. However, the above-mentioned rail steel has an upper limit on the hardness of the pearlite structure itself, so the resistance to damage caused by plastic deformation occurring at the rail head surface is weak. Damage could occur.
さらに、炭素量の高い過共析鋼を用いて、レール頭部の耐摩耗性と強度を向上させた下記に示すようなレールが開発された。
(3)過共析鋼(C:0.85超〜1.20%)にV、さらにはNを添加し、圧延後、オーステナイト域温度にあるレール頭部を加速冷却することにより、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させたレールおよびその製造方法(特許文献3)。
Furthermore, the following rails have been developed that use hypereutectoid steel with a high carbon content to improve the wear resistance and strength of the rail head.
(3) V and N are further added to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), and after rolling, the rail head at the austenite region temperature is accelerated and cooled, thereby providing wear resistance. And a method for manufacturing the same with improved fatigue resistance and internal fatigue damage resistance (Patent Document 3).
このレールの特徴は、過共析鋼にV、さらにはN を添加し、冷却速度が遅く、パーライト組織の高硬度が困難なレール頭部内部に、Vの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、レールの耐摩耗性と耐内部疲労損傷性大きく向上させるものであった。 The feature of this rail is that V, N 2 is added to hypereutectoid steel, and the carbide, nitride and carbonitride of V are added inside the rail head where the cooling rate is slow and the hardness of the pearlite structure is difficult. By precipitating, a more uniform hardness distribution was given from the rail head surface to the inside, and the wear resistance and internal fatigue damage resistance of the rail were greatly improved.
また上記(3)に示された発明レール鋼は、耐摩耗性に優れた過共析鋼(C:0.85超〜1.20%) に微量なV、さらにはN を添加し、主に冷却速度の遅いレール頭部内部にVの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させ、重荷重鉄道用レールの高寿命化に寄与するものであった。 The invention rail steel shown in (3) above is obtained by adding a trace amount of V and further N 2 to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) with excellent wear resistance. By precipitating V carbide, nitride, and carbonitride inside the rail head, which has a slow cooling rate, a more uniform hardness distribution is given from the rail head surface to the inside, and wear resistance and internal fatigue damage resistance are given. This contributes to the extension of the service life of heavy-duty railroad rails.
しかし、上記(3)に示されたレール鋼では、冷却速度の速いレール頭表部において析出物の生成が図れず、硬度が上昇しないため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、重荷重鉄道の過酷な使用条件では、レール頭表部に表面損傷が発生する場合があった。また熱処理時の加速冷却速度が速い場合は、レール頭表面と頭部内部の硬度差が過大となり、重荷重鉄道の過酷な使用条件ではレール頭部内部から疲労き裂が生成し、内部疲労損傷性が発生する場合があった。 However, in the rail steel shown in (3) above, precipitates cannot be generated at the rail head surface portion where the cooling rate is fast, and the hardness does not increase. Therefore, the damage caused by plastic deformation occurring at the rail head surface portion The surface damage to the head of the rail sometimes occurred under severe usage conditions of heavy-duty railways. Also, if the accelerated cooling rate during heat treatment is high, the difference in hardness between the rail head surface and the inside of the head becomes excessive, and fatigue cracks are generated from the inside of the rail head under the severe use conditions of heavy-duty railways, causing internal fatigue damage. There was a case that sex occurred.
このような背景から、過共析炭素含有のレール鋼において耐摩耗性を確保し、レール全断面において強度を増加させることで、レール頭表部において表面損傷の発生を防止し、同時に、レール頭部内部において疲労損傷の発生を防止するレールの製造方法の開発が求められていた。 Against this background, by ensuring wear resistance in the hypereutectoid carbon-containing rail steel and increasing the strength of the entire rail cross section, surface damage is prevented from occurring at the rail head surface, and at the same time There has been a demand for the development of a rail manufacturing method that prevents the occurrence of fatigue damage in the interior of the section.
本発明は、上記の現状を鑑みて考案されたもので、熱間圧延工程においてオーステナイト相にV系析出物(炭化物、窒化物、炭窒化物)を析出させて、熱処理までの圧延後のオーステナイト粒成長抑制により、安定的にパーライトブロックサイズの微細化を達成し、鋼レールの高炭素化に伴う延性低下を改善すると共に、冷却工程において、パーライト組織中のフェライト相にV系析出物を析出させて、強度の向上を図る熱処理方法を提供することを目的とするものである。 The present invention has been devised in view of the above-described present situation, and austenite after rolling until heat treatment is performed by precipitating a V-based precipitate (carbide, nitride, carbonitride) in the austenite phase in the hot rolling process. Suppress grain growth to achieve stable pearlite block size reduction, improve ductility reduction due to high carbon steel rails, and precipitate V-based precipitates in ferrite phase in pearlite structure during cooling process Thus, an object of the present invention is to provide a heat treatment method for improving the strength.
本発明の要旨は以下の通りである。
(1)質量%で、C:0.85〜1.40%、V:0.05〜0.50%、N:0.0060〜0.0300%、Si:0.10〜2.00%、Mn:0.10〜2.00%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる熱間圧延用鋼片を用いてレールを製造するに際して、熱間圧延工程における仕上圧延工程後、前記レールの頭部を頭部表面温度が700℃以上のオーステナイト域温度から、5〜30℃/secの冷却速度で加速冷却を施し、レール頭部の表面温度が550〜650℃に達した時点で加速冷却を停止し、引き続き550〜650℃の温度範囲内で5〜180sec保定することを特徴とする高炭素パーライト系レールの熱処理方法。
The gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.85 to 1.40%, V: 0.05 to 0.50 % , N: 0.0060 to 0.0300 % , Si: 0.10 to 2.00% , Mn: 0.10 to 2.00%, when manufacturing a rail using a steel strip for hot rolling consisting of the balance Fe and inevitable impurities, after the finish rolling step in the hot rolling step, the rail The head surface temperature is accelerated from an austenite region temperature of 700 ° C. or higher at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec, and accelerated when the rail head surface temperature reaches 550 to 650 ° C. A heat treatment method for a high-carbon pearlite rail, characterized in that cooling is stopped, and subsequently maintained for 5 to 180 seconds within a temperature range of 550 to 650 ° C.
(2)前記保定の時間(th、sec)が、鋼片の炭素量(C、質量%)、V量(V、質量%)、N量(N、質量)、保定温度(Th、℃)からなる式1
H=710−60×log(104×C2)−20×log(103×V)−log(105×N)−2×105/Th・・・ (式1)
で示される値(H)に対し、
H−20<th<H+20
の範囲にあることを特徴とする(1)に記載の高炭素パーライト系レールの熱処理方法。
(2) The retention time (th, sec) is the carbon content (C, mass%), V content (V, mass%), N content (N, mass), and retention temperature (Th, ° C) of the steel slab. Formula 1 consisting of
H = 710-60 × log (10 4 × C 2) -20 × log (10 3 × V) -log (10 5 × N) -2 × 10 5 / Th ··· ( Equation 1)
For the value (H) indicated by
H-20 <th <H + 20
The method for heat-treating a high-carbon pearlite rail according to (1), wherein
(3)(1)〜(2)のいずれか1項において、質量%でさらに、Ti:0.005〜0.0500%、Nb:0.002〜0.050%、Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%、B :0.0001〜0.0050%、Co:0.10〜2.00%、Ni:0.01〜1.00%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする高炭素パーライト系レールの熱処理方法。
(3 ) In any one item of (1) to (2) , Ti: 0.005 to 0.0500%, Nb: 0.002 to 0.050%, Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01~0.50%, B: 0.0001~0.0050%, Co: 0.10~2.00%, Ni: 0.01~1.00%, of A heat treatment method for a high-carbon pearlite rail characterized by containing one or more kinds.
本発明によれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の高レールにおいて、V量、C量、N量を適正な範囲に収め、熱間圧延の仕上圧延工程においてオーステナイト中に微細なV系析出物(炭化物、窒化物、炭窒化物)を析出させて、オーステナイトの粒成長を抑制することにより、微細なパーライト組織が得られ、鋼レールの延性を改善し、更に、熱間圧延後の熱処理工程において、冷却を制御することで、フェライト中に更にV系析出物を析出させてフェライトの析出強化により強度を増加させることで、使用寿命の向上を図ることが可能である。 According to the present invention, in a high-rail with a high carbon-containing pearlite structure used in heavy-duty railways, the V amount, C amount, and N amount are within appropriate ranges, and in the finish rolling process of hot rolling, during austenite By precipitating fine V-based precipitates (carbide, nitride, carbonitride) and suppressing the grain growth of austenite, a fine pearlite structure can be obtained, improving the ductility of the steel rail, and heat By controlling cooling in the heat treatment process after hot rolling, it is possible to further improve the service life by precipitating V-based precipitates in ferrite and increasing the strength by precipitation strengthening of ferrite. .
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
(1)熱間圧延用鋼片の化学成分の限定理由
まず、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。以下、組成における質量%は単に%と記載する。
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Reasons for limiting the chemical composition of the steel strip for hot rolling First, the reason why the chemical composition of the rail steel is limited to the above claims will be described in detail. Hereinafter, the mass% in the composition is simply described as%.
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0.85%未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において必要とされる耐摩耗性が維持できない。また、C量が1.40%を超えると、本発明の製造方法を適用しても、粒成長が抑制できず、かつオーステナイト粒界上での初析セメンタイトの生成が顕著になり、さらに粗大なV炭化物を形成するため延性が低下する。このため、C量を0.85〜1.40%に限定した。 C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is less than 0.85%, the volume ratio of the cementite phase in the pearlite structure cannot be secured, and the wear resistance required in heavy-duty railways cannot be maintained. On the other hand, if the amount of C exceeds 1.40%, even if the production method of the present invention is applied, the grain growth cannot be suppressed, and the formation of proeutectoid cementite on the austenite grain boundary becomes remarkable, which is further coarse. The ductility is reduced because of the formation of a V carbide. For this reason, the amount of C was limited to 0.85 to 1.40%.
Vは、熱間圧延に際し、オーステナイト相中においてCやNと結合し、V炭化物、V窒化物、V炭窒化物を形成することで、最終圧延後に再結晶したオーステナイト相の粒界移動をピン止めし、オーステナイト粒成長を抑制することで、後の冷却工程でパーライト変態する際にパーライトブロック(パーライト組織中において、フェライトの結晶方位が同一の領域)が微細化され、レールの延性を向上させる。更に、オーステナイト相中で析出しなかった固溶Vは、熱間圧延後の熱処理工程において、パーライト組織中のフェライト相にV炭化物、V窒化物、V炭窒化物として析出し、フェライト相を析出強化させパーライト組織の硬度を向上させる。このためVはレールの硬度と延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、その効果は0.05%未満では期待できず、パーライト組織の延性の向上や強度の増加は認められない。また、0.50%を超えると、鋳造後の鋼片に粗大なV炭化物、V窒化物、V炭窒化物が生成し、熱間圧延時の再加熱工程において未固溶となるため、微細な析出物として再析出させることが出来なくなり、パーライト組織の延性の向上および強度の増加が達成できない。このため、V量を0.05〜0.50%に限定した。 In hot rolling, V combines with C and N in the austenite phase to form V carbide, V nitride, and V carbonitride, thereby pinning the grain boundary movement of the austenite phase recrystallized after final rolling. By stopping and suppressing the growth of austenite grains, the pearlite block (region where the crystal orientation of ferrite is the same in the pearlite structure) is refined during pearlite transformation in the subsequent cooling step, and the ductility of the rail is improved. . Further, the solid solution V that did not precipitate in the austenite phase is precipitated as V carbide, V nitride, and V carbonitride in the ferrite phase in the pearlite structure in the heat treatment step after hot rolling, and the ferrite phase is precipitated. Strengthen and improve the hardness of pearlite structure. For this reason, V is an element effective for improving the hardness and ductility of the rail. However, the effect cannot be expected at less than 0.05%, and an improvement in the ductility of the pearlite structure and an increase in strength are not recognized. On the other hand, if it exceeds 0.50%, coarse V carbide, V nitride and V carbonitride are produced in the cast steel slab, and become insoluble in the reheating process during hot rolling. As a result, the precipitate cannot be re-precipitated and the ductility of the pearlite structure cannot be improved and the strength cannot be increased. For this reason, the amount of V was limited to 0.05 to 0.50%.
Nは、熱間圧延に際し、オーステナイト相中においてVと結合することで、V窒化物あるいはV炭窒化物を形成し、最終圧延後に再結晶したオーステナイト相の粒界移動をピン止めし、オーステナイト粒成長を抑制することで、後の冷却工程でパーライト変態する際にパーライトブロック(パーライト組織中において、フェライトの結晶方位が同一の領域)が微細化され、レールの延性を向上させる。また、熱間圧延後の熱処理工程において、パーライト組織中のフェライト相において、Vと結合し、V窒化物、V炭窒化物として析出することでフェライト相を析出強化させ、パーライト組織の硬度を向上させる。しかし、0.0060%未満ではその効果が十分に期待できない。また、0.0300%を超えると粗大なV窒化物が生成してしまい、熱間圧延の再加熱工程において未固溶となるため、微細な析出物として再析出させることが出来なくなり、パーライト組織の延性の向上および強度の増加が達成できない。このためN量を0.0060〜0.0300%に限定した。 N is combined with V in the austenite phase during hot rolling to form V nitride or V carbonitride, pinning the grain boundary movement of the austenite phase recrystallized after final rolling, and austenite grains By suppressing the growth, the pearlite block (the region in which the crystal orientation of ferrite is the same in the pearlite structure) is refined during pearlite transformation in the subsequent cooling step, and the ductility of the rail is improved. Also, in the heat treatment process after hot rolling, in the ferrite phase in the pearlite structure, it combines with V and precipitates as V nitride and V carbonitride to precipitate and strengthen the ferrite phase and improve the hardness of the pearlite structure Let However, if it is less than 0.0060%, the effect cannot be expected sufficiently. Further, if it exceeds 0.0300%, coarse V nitride is generated and becomes insoluble in the reheating process of hot rolling, so it cannot be reprecipitated as a fine precipitate, and the pearlite structure An improvement in ductility and an increase in strength cannot be achieved. For this reason, N amount was limited to 0.0060-0.0300%.
Siは、脱酸材として非常に有効な元素である。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の強度を向上させ、かつ過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、0.10%未満ではその効果が十分に期待できない。また、2.00%を超えるとフェライト相が著しく強化されるため、延性が低下し、レールの延性が向上しない。このためSi量は0.10〜2.00%が望ましい。 Si is a very effective element as a deoxidizing material. In addition, it is an element that improves the strength of the rail by solid solution strengthening in the ferrite phase in the pearlite structure, and suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in ductility in the hypereutectoid steel. However, if it is less than 0.10%, the effect cannot be expected sufficiently. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the ferrite phase is remarkably strengthened, so that the ductility is lowered and the ductility of the rail is not improved. For this reason, the amount of Si is desirably 0.10 to 2.00%.
Mnは焼き入れ性を高め、パーライト変態温度を低下させ、パーライトラメラ間隔を微細化することによりレールの高強度化を達成し、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。しかし0.10%未満ではこれらの効果が小さく、また、2.00%を超えると、焼入れ性が著しく増加し、延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなることや、偏析が助長され、偏析部にレールの延性に有害な初析セメンタイトが生成しやすくなり、延性が低下する。このためMn量は0.10〜2.00%が望ましい。 Mn is an element that improves the hardenability, lowers the pearlite transformation temperature, and refines the pearlite lamella spacing to increase the strength of the rail and at the same time suppresses the formation of a proeutectoid cementite structure. However, if it is less than 0.10%, these effects are small, and if it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure harmful to ductility is easily generated, and segregation is promoted. Pro-eutectoid cementite, which is harmful to the ductility of the rail, is easily generated in the segregated portion, and the ductility is lowered. For this reason, the amount of Mn is desirably 0.10 to 2.00%.
なお、本発明において、熱間圧延用鋼片の化学成分については、C、V、N、Si、Mn以外の成分は特に限定していないが、さらに必要に応じて、Ti:0.005〜0.0500%、Nb:0.002〜0.050%、Cr:0.05〜2.00%、Mo:0.01〜0.50%、B :0.0001〜0.0050%、Co:0.10〜2.00%、Cu:0.05〜1.00%、Ni:0.01〜1.00%、Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0150%、Zr:0.0001〜0.2000%の1種または2種以上を含有することができる。以下に上記成分範囲を限定した理由を述べる。
In the present invention, the chemical components of the steel strip for hot rolling are not particularly limited except for C, V, N, Si, and Mn. However, if necessary, Ti: 0.005 to 0.0500%, Nb: 0.002 to 0.050%, Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%, B: 0.0001 to 0.0050%, Co : 0.10 to 2.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%, Mg: 0.0005 to 0.0200%, Ca: 0.0005 to 0 0.150% , Zr: 0.0001 to 0.2000%, or one or more of them may be contained. The reason for limiting the component range will be described below.
Tiはオーステナイト中で窒化物や炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粒成長を抑制し、延性を向上させるのに有効な成分である。しかし、Ti量が0.0050%未満では、その効果が少ない。また、Ti量が0.0500%を超えると、粗大な析出物が生成して、レールの延性が大きく低下するので、Ti添加量は0.0050〜0.0500%が望ましい。 Ti is a component effective for forming nitrides and carbonitrides in austenite, suppressing austenite grain growth, and improving ductility. However, when the amount of Ti is less than 0.0050%, the effect is small. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.0500%, coarse precipitates are generated and the ductility of the rail is greatly reduced. Therefore, the Ti addition amount is preferably 0.0050 to 0.0500%.
Nbは、熱間圧延で析出したNb炭化物、Nb炭窒化物により、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、また、熱間圧延後の熱処理工程でパーライト組織のフェライト相中に析出したNb炭化物、Nb炭窒化物による析出強化により、パーライト組織の延性を高めると同時に、強度を向上させるのに有効な元素である。また、再加熱時に炭化物や炭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元素である。しかし、その効果は0.002%未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また、0.050%を超える添加すると、粗大なNb炭化物やNb窒化物が生成し、レール鋼の延性が低下する。このため、Nb量は0.002〜0.050%が望ましい。 Nb suppresses the grain growth of austenite grains after recrystallization by Nb carbide and Nb carbonitride precipitated by hot rolling, and also precipitates in the ferrite phase of pearlite structure in the heat treatment process after hot rolling. By precipitation strengthening with Nb carbide and Nb carbonitride, it is an element effective for enhancing the ductility of the pearlite structure and at the same time improving the strength. Further, it is an element that stably generates carbides and carbonitrides at the time of reheating and prevents softening of the heat affected zone of the weld joint. However, the effect cannot be expected at less than 0.002%, and no improvement in the hardness of the pearlite structure or improvement in ductility is observed. Moreover, when it adds exceeding 0.050%, coarse Nb carbide | carbonized_material and Nb nitride will produce | generate and the ductility of rail steel will fall. For this reason, the Nb content is desirably 0.002 to 0.050%.
Crは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度(強度)化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度(強度)を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素である。ただし、0.05%未満ではその効果が小さく、2.00%を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レール鋼の延性が低下する。このため、Cr量は0.05〜2.00%が望ましい。 Cr raises the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, refines the pearlite structure and contributes to higher hardness (strength), and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. It is an element that improves wear resistance. However, if it is less than 0.05%, the effect is small, and if excessive addition exceeding 2.00% is performed, the hardenability is remarkably increased, a large amount of martensite structure is formed, and the ductility of the rail steel is lowered. . For this reason, the Cr content is desirably 0.05 to 2.00%.
Moは、Cr同様パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にすることにより高硬度(強度)化に寄与し、パーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素である。ただし、0.01%未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、0.50%を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、レール鋼の延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このため、Mo添加量は0.01〜0.50%が望ましい。 Mo, like Cr, is an element that increases the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, refines the pearlite structure, thereby contributing to higher hardness (strength) and improving the hardness (strength) of the pearlite structure. However, if it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of a pearlite structure will fall remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to the ductility of rail steel. For this reason, the Mo addition amount is desirably 0.01 to 0.50%.
Bは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時に、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することにより、レールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、0.0001%未満ではその効果は十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、0.0050%を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、レール鋼の延性の靭性が大きく低下することから、B量は0.0001〜0.0050%が望ましい。 B forms iron boride at the prior austenite grain boundaries, refines the formation of proeutectoid cementite structure, and at the same time reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature and makes the head hardness distribution uniform. Therefore, it is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and extends the life, but if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the generation of proeutectoid cementite structure and the hardness distribution of the rail head are improved. unacceptable. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carboboride is formed at the prior austenite grain boundaries, and the ductility toughness of the rail steel is greatly reduced, so the B content is 0.0001 to 0.00. 0050% is desirable.
Coは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素であり、さらに、パーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素であるが、0.10%未満ではその効果が期待できない。また、2.00%を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が著しく低下してしまう。このため、Co量は0.10〜2.00%が望ましい。 Co is an element that dissolves in ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, and further increases the transformation energy of the pearlite to make the pearlite structure finer. Although it is an element that improves ductility, if less than 0.10%, the effect cannot be expected. Moreover, if added over 2.00%, the ductility of the ferrite phase in a pearlite structure will fall remarkably, and the ductility of a rail steel will fall remarkably. For this reason, the amount of Co is desirably 0.10 to 2.00%.
Cuは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度(強度)を向上させる元素であるが、0.05%未満ではその効果が期待できない。また、1.00%を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部の耐摩耗性やレール鋼の延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延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このため、Cu量は0.05〜1.00%が望ましい。 Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.05%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate a martensitic structure harmful | toxic to the abrasion resistance of a rail head, and the ductility of rail steel by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is significantly lowered, and the ductility of the rail steel is lowered. For this reason, the amount of Cu is desirably 0.05 to 1.00%.
Niは、Cu添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度(強度)化を図る元素である。しかし、0.01%未満では、その効果が著しく小さく、また、1.00%を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このため、Ni量は0.01〜1.00%が望ましい。 Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time, increases the hardness (strength) of pearlite steel by solid solution strengthening in ferrite. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkably small, and if added over 1.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, and the ductility of the rail steel is lowered. For this reason, the amount of Ni is desirably 0.01 to 1.00%.
Mgは、O、または、SやAl等と結合して微細な酸化物や硫化物を形成し、熱間圧延における鋼片の再加熱工程において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、MgO,MgSがMnSを微細に分散させ、MnSの周囲にMnの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、0.0005%未満ではその効果は弱く、0.0200%を超えて添加すると、Mgの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性を低下させる。このため、Mg量は0.0005〜0.0200%が望ましい。 Mg combines with O, S, Al, etc. to form fine oxides and sulfides, and suppresses the grain growth of the austenite grains in the reheating process of the steel slab in hot rolling. It is an element effective for miniaturization and improving the ductility of the pearlite structure. Furthermore, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the formation of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size, the ductility of the pearlite structure It is an effective element for improving However, if it is less than 0.0005%, the effect is weak, and if it exceeds 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated and the ductility of the rail steel is lowered. For this reason, the amount of Mg is desirably 0.0005 to 0.0200%.
Caは、Sとの結合力が強く、CaSとして硫化物を形成し、さらに、CaSがMnSを微細に分散させ、MnSの周囲にMnの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、0.0005%未満ではその効果は弱く、0.0150%を超えて添加すると、Caの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下するため、Ca量は0.0005〜0.0150%が望ましい。 Ca has a strong binding force with S and forms a sulfide as CaS. Further, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated and the ductility of the rail steel is lowered, so the Ca content is 0.0005 to 0.00. 0150% is desirable.
Zrは、介在物としてのZrO2がオーステナイトとの格子整合性が良いため、オーステナイト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、偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レール鋼の延性を低下させる。また、Zr量が0.2000%を超えると、粗大Zr系介在物が多量に生成して、レール鋼の延性が低下する。このため、Zr量は0.0001〜0.2000%が望ましい。 Since ZrO 2 as an inclusion has good lattice matching with austenite, Zr 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. It is an element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of one piece and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure formed in the 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, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregation part, and the ductility of the rail steel is reduced. On the other hand, if the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the ductility of the rail steel is lowered. For this reason, the amount of Zr is desirably 0.0001 to 0.2000%.
また、上記成分以外にレール鋼に含まれる元素として、PやSがある。
Pは、レール鋼の延性を劣化させる元素であり、0.035%を越えて含有すると、その影響が無視できなくなる。そのためPの含有量は0.035%以下が望ましい。好ましくは、0.020%以下である。
In addition to the above components, elements contained in the rail steel include P and S.
P is an element that deteriorates the ductility of the rail steel. If it exceeds 0.035%, its influence cannot be ignored. Therefore, the P content is preferably 0.035% or less. Preferably, it is 0.020% or less.
Sは、主として介在物(MnS等)の形態で鋼中に存在し、鋼の脆化(延性の低下)を引き起こす元素である。特に、S含有量が0.035%を超えると、脆性への悪影響を無視できなくなる。よって、Sの含有量は0.035%以下が望ましい。好ましくは、0.020%以下である。 S is an element that exists in steel mainly in the form of inclusions (MnS or the like) and causes embrittlement (decrease in ductility) of the steel. In particular, when the S content exceeds 0.035%, the adverse effect on brittleness cannot be ignored. Therefore, the S content is preferably 0.035% or less. Preferably, it is 0.020% or less.
次に、本発明の製造条件について詳細に述べる。
(1)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により、熱間圧延用鋼片を鋳造する。次に、熱間圧延用鋳片を所定の温度及び所定の保持時間で再加熱し、熱間圧延工程を施す。この熱間圧延工程は、粗圧延工程、中間圧延工程、仕上圧延工程からなり、仕上圧延工程は複数回のパス(圧延)が行われる工程であり、仕上圧延工程の最終1パスを仕上最終圧延という。
Next, the manufacturing conditions of the present invention will be described in detail.
(1) Rail steel composed of the above components is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or an electric furnace, and this molten steel is obtained by an ingot-and-bloom method or a continuous casting method. Casting steel strip for hot rolling. Next, the slab for hot rolling is reheated at a predetermined temperature and a predetermined holding time, and a hot rolling process is performed. This hot rolling process consists of a rough rolling process, an intermediate rolling process, and a finishing rolling process. The finishing rolling process is a process in which a plurality of passes (rolling) is performed, and the final rolling of the final rolling process is the final finishing rolling. That's it.
なお、本製造方法では熱間工程における、熱間圧延用鋼片の再加熱温度については特に限定していないが、最加熱温度が1,200℃以下であると、鋳造後の冷却中に析出した粗大なV系析出物が未固溶となり、オーステナイト粒成長のピンニングに必要な微細な析出物および、パーライト組織を強化するフェライト中に析出する微細なV系析出物を生成させることができなくなる。そのため、加熱温度は1,200℃以上が望ましく、さらに粗大なV系析出物を十分に鋼中に固溶させるため、1,200℃以上の保持時間が40分以上であることが望ましい。 In this production method, the reheating temperature of the hot-rolling steel slab in the hot process is not particularly limited, but if the maximum heating temperature is 1,200 ° C. or lower, precipitation occurs during cooling after casting. The coarse V-based precipitates become insoluble, and it becomes impossible to produce fine precipitates necessary for pinning of austenite grain growth and fine V-based precipitates precipitated in ferrite strengthening the pearlite structure. . Therefore, the heating temperature is desirably 1,200 ° C. or higher, and in order to sufficiently dissolve a coarse V-based precipitate in the steel, the retention time of 1,200 ° C. or higher is desirably 40 minutes or longer.
(2)仕上圧延工程の仕上最終圧延温度、加速冷却後の保定時間の限定理由
次に、請求項1において熱間圧延の際の仕上圧延後の冷却条件を限定した理由について詳細に説明する。
(2) Reason for limiting finishing final rolling temperature in finishing rolling process and holding time after accelerated cooling Next, the reason for limiting the cooling conditions after finishing rolling in hot rolling in claim 1 will be described in detail.
<加速冷却開始温度>
レール頭部表面の加速冷却速度開始温度が700℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、ラメラ間隔が粗大となってしまうため、レール頭部の高硬度化が図れず、耐摩耗性が確保できない。また、鋼の炭素量や合金成分によっては、初析セメンタイト組織が生成し、レール頭部表面の延性が低下する。このため、レール頭部表面の加速冷却速度開始温度を700℃以上とした。
<Accelerated cooling start temperature>
If the accelerated cooling rate start temperature on the rail head surface is less than 700 ° C, pearlite transformation starts before accelerated cooling and the lamellar spacing becomes coarse, so that the hardness of the rail head cannot be increased and wear resistance is increased. Cannot be secured. Moreover, depending on the carbon content and alloy composition of the steel, a pro-eutectoid cementite structure is generated, and the ductility of the rail head surface is reduced. For this reason, the accelerated cooling rate start temperature of the rail head surface is set to 700 ° C. or higher.
次に、加速冷却速度範囲、加速冷却停止温度範囲、加速冷却後の保定時間範囲を前記のように定めた理由について詳細に説明する。 Next, the reason why the accelerated cooling rate range, the accelerated cooling stop temperature range, and the retention time range after accelerated cooling are determined as described above will be described in detail.
<加速冷却速度>
先ず、オーステナイト域温度から5〜30℃/secの冷却速度でレール頭部を加速冷却する理由について説明する。加速冷却速度が5℃/sec以下になると、成分系によっては加速冷却途中の高温度域で初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性や延性が低下することや、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が始まり、硬さの低いパーライト組織が生成し、高強度化が困難となるため、加速冷却速度の下限を5℃/secに限定した。また、加速冷却速度が30℃/secを超えると、空気およびミスト等のいずれの冷媒を用いても冷却速度が安定せず、冷却停止温度の制御が困難となり、過冷却によりレールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し易くなることや、本成分系においては冷却速度が30℃/sec以下であれば、初析セメンタイト組織の生成の防止が可能となり、十分に高温度域で生成する硬さの低いパーライト組織の生成が抑制できるため、加速冷却速度の上限を30℃/sec以下に限定した。
<Accelerated cooling rate>
First, the reason why the rail head is accelerated and cooled from the austenite temperature at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec will be described. When the accelerated cooling rate is 5 ° C / sec or less, depending on the component system, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the high temperature range during accelerated cooling, which reduces the toughness and ductility of the rail, and the high temperature range during accelerated cooling. Since the pearlite transformation started and a low-hardness pearlite structure was formed and it was difficult to increase the strength, the lower limit of the accelerated cooling rate was limited to 5 ° C./sec. If the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C / sec, the cooling rate will not be stable even if any refrigerant such as air or mist is used, and it will be difficult to control the cooling stop temperature. It is possible to prevent the formation of a pro-eutectoid cementite structure if the cooling rate is 30 ° C./sec or less in this component system, and a bainite structure that is harmful to the composition is easily generated. Since the generation of a pearlite structure having low hardness can be suppressed, the upper limit of the accelerated cooling rate is limited to 30 ° C./sec or less.
<加速冷却停止温度>
次に、レール頭部の温度が650〜550℃に達した時点で加速冷却を停止する理由について説明する。オーステナイト温度域から5℃/secの冷却速度で加速冷却し、レール温度が650℃を超える温度域で加速冷却を停止すると、その後の保定領域において硬さの低いパーライト組織が多く生成し、高強度化が困難となるため、加速冷却停止温度の上限を650℃以下に限定した。また、550℃未満の温度域で加速冷却を停止すると、その後の保定領域においてレールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し易くなるばかりでなく、フェライト中でのV系析出物の生成が抑制されるため、加速冷却停止温度の下限を550℃以上に限定した。
<Accelerated cooling stop temperature>
Next, the reason why the accelerated cooling is stopped when the rail head temperature reaches 650 to 550 ° C. will be described. When accelerated cooling is performed at a cooling rate of 5 ° C./sec from the austenite temperature range and the accelerated cooling is stopped at a temperature range where the rail temperature exceeds 650 ° C., a lot of low-hardness pearlite structures are generated in the subsequent holding region, resulting in high strength. Therefore, the upper limit of the accelerated cooling stop temperature is limited to 650 ° C. or less. Further, when accelerated cooling is stopped in a temperature range of less than 550 ° C., not only does the bainite structure harmful to the wear resistance of the rails easily form in the subsequent holding region, but also the formation of V-based precipitates in the ferrite. Therefore, the lower limit of the accelerated cooling stop temperature is limited to 550 ° C. or higher.
<加速冷却後の保定温度および保定時間>
次に、加速冷却後にレール頭部を550〜650℃の温度範囲内で5〜180secの保定を行う理由について説明する。保定時間が5sec未満になると、成分系や圧延後のオーステナイト粒度によっては、上記温度範囲内の保定中およびその後の放冷(自然冷却)中にパーライト変態が完全に終了せず、パーライト組織中にレールの靭性や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が生成するため、5sec以上に限定した。また、保定時間が180secを超えると、保定温度の選択よっては保定中に生成した高強度のパーライト組織中の、ラメラ状セメンタイトが部分的に分断し、球状化し始め、硬さが低下してしまうため、180sec以下に限定した。
<Retention temperature and retention time after accelerated cooling>
Next, the reason why the rail head is held for 5 to 180 seconds within the temperature range of 550 to 650 ° C. after accelerated cooling will be described. When the holding time is less than 5 seconds, depending on the component system and the austenite grain size after rolling, the pearlite transformation is not completely completed during the holding within the above temperature range and the subsequent cooling (natural cooling). Since a martensite structure and a bainite structure which are harmful to the toughness and wear resistance of the rail are generated, it is limited to 5 seconds or more. Also, if the holding time exceeds 180 sec, the lamellar cementite in the high-strength pearlite structure generated during the holding is partly divided and begins to spheroidize depending on the selection of the holding temperature, and the hardness decreases. Therefore, it was limited to 180 sec or less.
なお、この製造法においては、保定時間中にパーライト変態が完了する場合と、その後の放冷(自然冷却)中にパーライト変態が完全に終了する場合がある。したがって、この保定時間はパーライト変態が完全に終了する時間を示すものではない。保定中にパーライト変態が終了しなくても、復熱を含むあるいは含まない保定後の冷却過程で変態が終了するため、問題はない。 In this production method, the pearlite transformation may be completed during the holding time, or the pearlite transformation may be completely completed during the subsequent cooling (natural cooling). Therefore, this holding time does not indicate the time at which the pearlite transformation is completely completed. Even if the pearlite transformation does not end during the holding, there is no problem because the transformation ends in the cooling process after the holding including or not including the recuperation.
従って、レール頭部がパーライト組織を呈した高強度レールを製造するには、レールの靭性や延性に有害な初析セメンタイト組織の生成を防止し、さらに、加速冷却途中の高温度域において、硬さの低いパーライト組織の生成を抑制し、変態時にパーライト中のフェライト中に微細なV系析出物を生成させるため、レール頭部をオーステナイト域温度から5〜30℃/secの冷却速度で550〜650℃まで加速冷却し、さらに、550〜650℃の温度範囲内で5〜180secの保定する必要がある。 Therefore, in order to manufacture a high-strength rail having a pearlite structure on the rail head, it is possible to prevent the formation of a pro-eutectoid cementite structure that is detrimental to the toughness and ductility of the rail, and at a high temperature range during accelerated cooling. In order to suppress the formation of a low pearlite structure and generate fine V-based precipitates in the ferrite in the pearlite at the time of transformation, the rail head is set to 550 to 550 ° C./sec from the austenite temperature. It is necessary to perform accelerated cooling to 650 ° C. and to maintain for 5 to 180 seconds within a temperature range of 550 to 650 ° C.
なお、本保定領域では、550〜650℃の温度範囲内において、保定温度が低い程、即ちパーライト変態温度が低い程ラメラ間隔が微細化し、高硬度化を達成できるため、できるだけ低い温度で恒温保定することが望ましいが、冷媒の選択やその制御方法によっては、不規則な温度変化を生じることがある。しかし、保定温度が550〜650℃の温度範囲内であれば、いずれの温度においてもフェライト中に微細なV析出物が分散した十分な硬さを有するパーライト組織が得られる。したがって、本熱処理では保定中の不規則な温度変化の発生も含んでいる。 In this holding region, within the temperature range of 550 to 650 ° C., the lower the holding temperature, that is, the lower the pearlite transformation temperature, the finer the lamella interval and the higher hardness can be achieved. However, depending on the choice of refrigerant and its control method, irregular temperature changes may occur. However, if the retention temperature is in the temperature range of 550 to 650 ° C., a pearlite structure having sufficient hardness in which fine V precipitates are dispersed in ferrite can be obtained at any temperature. Therefore, this heat treatment includes the occurrence of irregular temperature changes during holding.
また、本製造方法によって製造されたレールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには、加速冷却条件の選択によっては、レール柱部、頭表部、頭部内部、底部のパーライト組織中に、微量な初析フェライト組織、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。だが、これらの組織が混入しても、レール頭部内部の靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、靭性に優れたパーライト系レールの組織としては、面積率で2%程度までは初析フェライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織含んでもかまわない。 The metal structure of the head of the rail manufactured by this manufacturing method is preferably a pearlite structure, but depending on the component system and the accelerated cooling conditions, the rail column, head surface, head A trace amount of pro-eutectoid ferrite structure, bainite structure and martensite structure may be mixed in the pearlite structure at the inside and bottom. However, even if these structures are mixed, the toughness inside the rail head will not be adversely affected. Therefore, the pearlite rail structure with excellent toughness has a proeutectoid ferrite structure up to about 2% in area ratio. In addition, a bainite structure and a martensite structure may be included.
本製造方法では、700℃以上のオーステナイト領域から加速冷却を施す際の冷媒については特に限定していないが、所定の冷却速度を確保するため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて加速冷却を施すことが望ましい。 In the present manufacturing method, the refrigerant for performing accelerated cooling from the austenite region of 700 ° C. or higher is not particularly limited, but air, mist, a mixed refrigerant of air and mist is used to ensure a predetermined cooling rate. It is desirable to perform accelerated cooling.
また、700℃以上のオーステナイト領域から550〜650℃まで、加速冷却を施した後の等温保定工程での冷却媒体としては、パーライト変態時の大量の発熱を抑制するため、水および水とエアーの混合気体の間欠噴射による制御冷却、あるいは油、熱湯、ポリマー+水、ソルトバスへの浸漬等を行い、変態発熱を抑えることが望ましい。なお、保定中の温度バラツキは±20℃以内に収めることが好ましい。さらに好ましくは±10℃以内である。 Also, as a cooling medium in the isothermal holding process after accelerated cooling from the austenite region of 700 ° C. or higher to 550 to 650 ° C., in order to suppress a large amount of heat generation during pearlite transformation, It is desirable to suppress transformation heat generation by performing controlled cooling by intermittent injection of a mixed gas, or immersion in oil, hot water, polymer + water, salt bath, or the like. In addition, it is preferable to keep the temperature variation during holding within ± 20 ° C. More preferably, it is within ± 10 ° C.
ここで、硬度の低いパーライトが発生してレール硬さが低くなることを防ぐため、保定終了後に復熱のある場合は保定上限温度である650℃を超えないことが望ましい。また、保定中にパーライト変態が完遂する場合には、パーライト組織の焼き戻しによる硬さ低下を抑える目的から、水等の冷媒を用いてレールをできるだけ早く常温域まで冷却することが望ましい。 Here, in order to prevent pearlite having low hardness from being generated and lowering the rail hardness, it is desirable not to exceed the retention upper limit temperature of 650 ° C. when recuperation occurs after the completion of the retention. Further, when the pearlite transformation is completed during the holding, it is desirable to cool the rail to the room temperature as quickly as possible using a refrigerant such as water for the purpose of suppressing the decrease in hardness due to the tempering of the pearlite structure.
(3)加速冷却後の保定時間の限定理由
請求項2において加速冷却後の保定時間(th)の範囲を、鋼片の炭素量(C、質量%)、V量(V、質量%)、N量(N、質量%)、保定温度(Th、℃)からなる式1で算定される値(H)に対し、H−20<th<H+20に限定した理由について詳細に説明する。
(3) Reason for limitation of holding time after accelerated cooling The range of holding time (th) after accelerated cooling in claim 2 is defined as the carbon amount (C, mass%), V amount (V, mass%) of the steel slab, The reason for limiting to H−20 <th <H + 20 with respect to the value (H) calculated by Formula 1 consisting of the N amount (N, mass%) and the holding temperature (Th, ° C.) will be described in detail.
まず、本発明者らはC量が1.0質量%、V量が0.20質量%、N量が0.0085質量%の鋼インゴットを熱間圧延試験に供し、仕上圧延を同一条件で行い、仕上圧延後オーステナイト領域である720℃から550〜650℃の温度まで10℃/secの冷却速度で加速冷却を施し、60secの等温保持を行った。 First, the present inventors used a steel ingot having a C content of 1.0 mass%, a V content of 0.20 mass%, and an N content of 0.0085 mass% in a hot rolling test, and finish rolling under the same conditions. After finishing rolling, accelerated cooling was performed at a cooling rate of 10 ° C./sec from a temperature of 720 ° C. to 550 ° C. to 650 ° C., which is an austenite region, and 60 sec isothermal holding was performed.
図1に試験結果を等温保持温度とフェライト相中に析出したV量の関係で整理した図を示す。60secの等温保定の結果、等温保持温度が550〜575℃の場合、他の等温保持温度よりもフェライト相中のV系析出物量が一層多かった。それぞれの温度において保定時間を延長させると、フェライト中のV系析出物の量が増加した。以上のことから、700℃以上のオーステナイト領域から550〜650℃の温度までの加速冷却後の保定において、各温度における保定時間には最適範囲が存在することを確認した。 FIG. 1 shows a diagram in which the test results are arranged according to the relationship between the isothermal holding temperature and the amount of V deposited in the ferrite phase. As a result of isothermal holding for 60 sec, when the isothermal holding temperature was 550 to 575 ° C., the amount of V-based precipitates in the ferrite phase was higher than other isothermal holding temperatures. When the holding time was extended at each temperature, the amount of V-based precipitates in the ferrite increased. From the above, it was confirmed that there is an optimum range for the holding time at each temperature in the holding after accelerated cooling from the austenite region of 700 ° C. or higher to the temperature of 550 to 650 ° C.
また、V量を0.15質量%、N量を0.0120質量%とし、C量を0.9〜1.2質量%に変化させた鋼インゴットを熱間圧延試験に供し、仕上圧延を同一条件で行い、仕上圧延後オーステナイト領域である720℃から580℃まで20℃/secの冷却速度で加速冷却を施し、その温度で50secの等温保持を行った。 In addition, a steel ingot having a V content of 0.15 mass%, an N content of 0.0120 mass%, and a C content changed to 0.9 to 1.2 mass% is subjected to a hot rolling test, and finish rolling is performed. Under the same conditions, accelerated cooling was performed at a cooling rate of 20 ° C./sec from 720 ° C. to 580 ° C., which is an austenite region after finish rolling, and isothermal holding for 50 sec was performed at that temperature.
図2に試験結果をC量とフェライト相中に析出したV量の関係で整理した図を示す。同じ保定温度でも、C量の上昇に伴いパーライト組織中のフェライト相に析出したV系析出物の量が増加する、即ち析出が促進することを知見した。同様の傾向はC量、N量を固定してV量を変化させた場合、あるいはC量、V量を固定し、N量を変化させた場合においてもV量、N量の増加に伴いフェライト相中へのV系析出物の生成が促進した。 FIG. 2 shows a diagram in which the test results are arranged by the relationship between the C content and the V content precipitated in the ferrite phase. It has been found that even at the same holding temperature, the amount of V-based precipitates precipitated in the ferrite phase in the pearlite structure increases as the amount of C increases, that is, the precipitation is accelerated. The same tendency is observed when the C amount and N amount are fixed and the V amount is changed, or when the C amount and V amount are fixed and the N amount is changed, the ferrite increases as the V amount and N amount increase. Formation of V-based precipitates in the phase was promoted.
以上の結果より、仕上圧延後に700℃以上のオーステナイト領域から5〜30℃/secの冷却速度で550〜650℃まで加速冷却を施し、その後の550〜650℃の範囲での等温保定により、パーライト組織中のフェライト相にV系析出物を析出させる際、C量、V量、N量に応じた最適な等温保定時間の範囲が存在することを確認した。 From the above results, after finish rolling, accelerated cooling from an austenite region of 700 ° C. or higher to 550 to 650 ° C. at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec, followed by isothermal holding in the range of 550 to 650 ° C. When V-based precipitates were precipitated in the ferrite phase in the structure, it was confirmed that there was an optimal isothermal holding time range according to the C content, V content, and N content.
そこで、本発明者らは、安定的にパーライト組織中のフェライト相を強化するための適切なV系析出物の分散状態を確保するため、C量、V量、N量と保定温度と最適な保定時間の関係を実験データに基づき解析を行った。その結果、最適な仕上最終圧延温度、保持時間にはある範囲があることを見出した。 Therefore, the present inventors have ensured an appropriate dispersion state of the V-based precipitates for stably strengthening the ferrite phase in the pearlite structure, so that the optimum amount of C, V, N and holding temperature are optimal. The relationship between retention time was analyzed based on experimental data. As a result, it was found that there is a certain range in the final finishing rolling temperature and holding time.
仕上圧延後、700℃以上のオーステナイト領域から5〜30℃/secの冷却速度で550〜650℃まで加速冷却を施し、その後の等温保定において、保定時間(th、sec)が、鋼片の炭素量(C、質量%)、V量(V、質量%)、N量(N、質量)、保定温度(Th、℃)からなる式1
H=710−60×log(104×C2)−20×log(103×V)−log(105×N)−2×105/Th・・・ (式1)
で示される値(H)に対し、
H−20<th<H+20
の範囲にあれば、パーライト組織中のフェライト相にV系析出物が多量に生成し、パーライト組織を安定的に強化できる。
After finish rolling, accelerated cooling is performed from the austenite region of 700 ° C. or higher to 550 to 650 ° C. at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec. In the subsequent isothermal holding, the holding time (th, sec) is the carbon of the steel slab. Formula 1 consisting of quantity (C, mass%), V quantity (V, mass%), N quantity (N, mass), and holding temperature (Th, ° C.)
H = 710-60 × log (10 4 × C 2) -20 × log (10 3 × V) -log (10 5 × N) -2 × 10 5 / Th ··· ( Equation 1)
For the value (H) indicated by
H-20 <th <H + 20
If it is in the range, a large amount of V-based precipitates are generated in the ferrite phase in the pearlite structure, and the pearlite structure can be strengthened stably.
ここで、保定時間(th)がH−20よりも短いと、V系析出物の個数が少なく、パーライト組織中のフェライト相の強化が十分に達成できない。一方、H+20よりも長いとV系析出物の個数が過剰となり、フェライト相が著しく強化されてしまい、延性が低下する。そのため、保持時間の範囲をH−20<th<H+20の範囲に限定した。 Here, if the retention time (th) is shorter than H-20, the number of V-based precipitates is small, and the strengthening of the ferrite phase in the pearlite structure cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if it is longer than H + 20, the number of V-based precipitates becomes excessive, the ferrite phase is remarkably strengthened, and the ductility is lowered. Therefore, the range of the holding time is limited to the range of H-20 <th <H + 20.
さらに、本発明者らは、前記請求項の製造条件範囲で、加速冷却および等温保定を行ったレールのパーライト組織中のフェライト相におけるV系析出物の分散状況を調査した。その結果、最適な条件で冷却され、パーライト組織中のフェライト相を強化された鋼レールから検出された析出物は、平均粒子径1nm〜100nmであり、その個数は1μm2あたり10〜1,000個の範囲にあった。 Further, the present inventors investigated the dispersion state of V-based precipitates in the ferrite phase in the pearlite structure of the rail subjected to accelerated cooling and isothermal holding within the range of the manufacturing conditions of the above claims. As a result, the precipitates detected from the steel rail cooled under optimum conditions and strengthened with the ferrite phase in the pearlite structure have an average particle diameter of 1 nm to 100 nm, and the number thereof is 10 to 1,000 per 1 μm 2. Was in the range.
析出物は任意断面より薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率50,000〜500,000の倍率で観察した。析出物の粒径は、観察により個々の析出物の面積を求め、その面積に相当する円の直径を用いた。析出物は20視野の観察を行い、所定の直径に該当する析出物の数をカウントし、これを所定の視野面積に相当する数に換算した。各レール鋼の代表値はこれら20視野の平均値とした。 For the precipitate, a thin film was collected from an arbitrary cross section, observed using a transmission electron microscope, and observed at a magnification of 50,000 to 500,000. As the particle size of the precipitate, the area of each precipitate was obtained by observation, and the diameter of a circle corresponding to the area was used. The precipitates were observed in 20 fields of view, the number of precipitates corresponding to a predetermined diameter was counted, and this was converted into a number corresponding to a predetermined field area. The representative value of each rail steel was the average value of these 20 fields of view.
また観察の際、V系析出物が炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかであるかはTEMに付属のエネルギー分散型X線分光法装置(EDX)による組成分析と、TEMによる電子線回折像の結晶構造解析などによって行われる。 At the time of observation, whether the V-based precipitate is carbide, nitride, or carbonitride is determined by composition analysis using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX) attached to TEM and electron diffraction by TEM. This is done by analyzing the crystal structure of the image.
また、本発明では、仕上圧延工程において、断面減少率は特に限定していないが、仕上圧延の際の断面減少率が5%未満では、V系析出物の生成を促進させるだけの十分な量の転位をオーステナイト中に導入することが出来ず、析出物の生成が促進されない。また、断面減少率が30%以上であると加工発熱が大きくなり、V系析出物の生成に最適な温度域から逸脱してしまうため、結果としてオーステナイト粒成長が抑制できない。このため仕上圧延の際の断面減少率は5〜30%の範囲であることが好ましい。 In the present invention, the cross-section reduction rate is not particularly limited in the finish rolling step, but if the cross-section reduction rate during finish rolling is less than 5%, it is a sufficient amount to promote the formation of V-based precipitates. Cannot be introduced into austenite, and the formation of precipitates is not promoted. Further, when the cross-section reduction rate is 30% or more, the processing heat generation becomes large and deviates from the optimum temperature range for the generation of V-based precipitates. As a result, austenite grain growth cannot be suppressed. For this reason, it is preferable that the cross-sectional reduction rate in the finish rolling is in the range of 5 to 30%.
さらに、本発明者らは、上記請求項の製造条件範囲で、仕上圧延を行ったレールのオーステナイト中におけるV系析出物の分散状況を調査した。その結果、最適な条件で圧延され、オーステナイト粒成長を著しく抑制した鋼レールから検出された析出物は、平均粒子径10nm〜100nmであり、その個数は1mm2あたり50,000〜500,000個の範囲にあった。 Furthermore, the present inventors investigated the dispersion | distribution condition of the V type precipitate in the austenite of the rail which performed finish rolling in the manufacturing-condition range of the said claim. As a result, the precipitates detected from the steel rail rolled under optimum conditions and significantly suppressed austenite grain growth have an average particle diameter of 10 nm to 100 nm, and the number thereof is 50,000 to 500,000 per mm 2. Was in the range.
析出物はオーステナイト領域から、水焼入れを施した鋼レールの任意の場所から抽出レプリカ試料、あるいは薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて観察し、倍率10,000〜100,000の倍率で観察した。析出物のサイズはV系析出物の平均粒子径を測定することで求めた。V系析出物が真球状に近い場合は、V系析出物と等しい球の直径を粒子径としたが、真球状ではなく、楕円体、直方体と言った形状の析出物の粒子径は、長径(長辺)と短径(短辺)の平均値とした。析出物は20視野の観察を行い、所定の直径に該当する析出物の数をカウントし、これを所定の視野面積に相当する数に換算した。各レール鋼の代表値はこれら20視野の平均値とした。 Precipitates are extracted from an austenite region, an extracted replica sample or a thin film sample is taken from an arbitrary place on a steel rail subjected to water quenching, and observed using a transmission electron microscope. The magnification is 10,000 to 100,000. Observed at. The size of the precipitate was determined by measuring the average particle size of the V-based precipitate. When the V-type precipitate is nearly spherical, the diameter of the sphere equal to the V-type precipitate is defined as the particle diameter. However, the particle diameter of the precipitate having a shape such as an ellipsoid or a rectangular parallelepiped is not a long diameter. The average value of (long side) and short diameter (short side) was used. The precipitates were observed in 20 fields of view, the number of precipitates corresponding to a predetermined diameter was counted, and this was converted into a number corresponding to a predetermined field area. The representative value of each rail steel was the average value of these 20 fields of view.
また観察の際、V系析出物が炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかであるかはTEMに付属のエネルギー分散型X線分光法装置(EDX)による組成分析と、TEMによる電子線回折像の結晶構造解析などによって行われる。 At the time of observation, whether the V-based precipitate is carbide, nitride, or carbonitride is determined by composition analysis using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX) attached to TEM and electron diffraction by TEM. This is done by analyzing the crystal structure of the image.
なお、本製造方法ではレール頭部の硬さについては特に限定していないが、重荷重鉄道において耐摩耗性を確保するには、Hv350以上の硬さを確保することが望ましい。 In the present manufacturing method, the hardness of the rail head is not particularly limited, but it is desirable to ensure a hardness of Hv 350 or higher in order to ensure wear resistance in heavy-duty railways.
次に、本発明の実施例について説明する。
表1に実施例に用いたレールの化学成分を示す。
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical components of the rails used in the examples.
なお、レールの構成は以下のとおりである。
(1)本発明鋼レール(11本)
符号A〜H、K〜M:C、V、N、Si、Mnの添加量が上記請求範囲内の鋼レール。
(2)比較鋼レール(10本)
符号a〜j: C、V、N、Si、Mnの添加量が上記請求範囲外の鋼レール。
The configuration of the rail is as follows.
(1) Invention steel rail ( 11 )
Reference signs A to H, K to M: Steel rails in which the addition amounts of C, V, N, Si, and Mn are within the above-mentioned claims.
(2) Comparison steel rail (10 pieces)
Symbols a to j: Steel rails in which the addition amount of C, V, N, Si, and Mn is outside the above-mentioned claims.
実施例では引張試験により全伸び、ビッカース硬度により硬度、光学顕微鏡を用いてミクロ組織を調査した。各試験条件を以下に示す。 In Examples, the total elongation was examined by a tensile test, the hardness was examined by Vickers hardness, and the microstructure was examined using an optical microscope. Each test condition is shown below.
(3) 頭部引張試験
試験機:万能小型引張試験機
試験片形状:JIS4号相似
試験片採取位置:頭表面より6mm下
平行部長さ:25mm、平行部直径:6mm、伸び測定評点間距離: 21mm
引張速度:10mm/min、試験温度: 常温(20℃)
評価基準:全伸びが8.2%以上
(3) Head tensile tester: Universal small tensile tester Test piece shape: JIS No. 4 similar test piece Collection position: 6 mm below the head surface Parallel part length: 25 mm, parallel part diameter: 6 mm, distance between elongation measurement scores: 21mm
Tensile speed: 10 mm / min, test temperature: normal temperature (20 ° C.)
Evaluation criteria: Total elongation is 8.2% or more
(4)ビッカース硬度試験
測定位置:レール頭頂面下2mm
荷重:30kgf
負荷時間:15sec
評価基準:硬度が420Hv以上
(4) Vickers hardness test Measurement position: 2 mm below the rail top surface
Load: 30kgf
Load time: 15 sec
Evaluation criteria: Hardness is 420 Hv or more
(5)ミクロ組織
ミクロ組織現出液:3%ナイタール溶液
腐食時間:10sec
評価基準:レール頭部がパーライト組織であること(面積率で2%以内のマルテンサイト、ベイナイト、初析フェライト、初析セメンタイトは許容する)
(5) Microstructure Microstructure appearing liquid: 3% nital solution Corrosion time: 10 sec
Evaluation criteria: Rail head has pearlite structure (martensite, bainite, pro-eutectoid ferrite and pro-eutectoid cementite within 2% in area ratio are allowed)
表2に本発明鋼レール4本(符号B、E、H)と比較鋼レール10本(符号a〜j)の成分の熱間圧延用鋼片を用いて、熱間圧延の仕上圧延工程の仕上最終圧延を950℃で行い、熱間圧延後は720℃から12℃/secで570℃まで加速冷却を施し、その温度で100sec等温保持したレールのミクロ組織および、引張試験により得られた全伸び、ビッカース硬度試験により得られた硬度を示す。本発明の範囲内の製造範囲で製造しても、レールの化学成分が限定した範囲外であると、初析セメンタイトやマルテンサイトの生成による延性の低下、あるいは望ましい析出状態が得られず、延性の低下や高硬度化が達成されないことが確認された。 Table 2 shows hot rolling steel slabs composed of four steel rails according to the present invention (reference symbols B, E, H) and ten comparative steel rails (reference symbols a to j). Finishing final rolling is performed at 950 ° C. After hot rolling, accelerated cooling from 720 ° C. to 570 ° C. at 12 ° C./sec is performed, and the microstructure of the rail that is isothermally maintained at that temperature for 100 sec and all obtained by the tensile test Elongation, hardness obtained by Vickers hardness test. Even if it is manufactured in the manufacturing range within the scope of the present invention, if the chemical composition of the rail is outside the limited range, ductility is not reduced due to the formation of pro-eutectoid cementite or martensite, or a desirable precipitation state is not obtained, and ductility It was confirmed that the decrease in hardness and the increase in hardness were not achieved.
表3に本発明鋼レール(A、B、C、D、G、K、M)を用いて請求項1に示した製造条件範囲内で製造したレールおよび製造条件範囲外のレールの引張試験の結果得られた全伸び、ビッカース硬度試験により得られた硬度を示す。前記製造条件範囲内で製造されたレールはV系析出物の析出強化により、レールの硬度が上昇した。一方、前記製造条件範囲外で製造されたレールは前記の製造条件の詳細な説明で示したように、初析セメンタイトやマルテンサイトの生成による延性の低下、ラメラ間隔が粗大な低硬度パーライトやベイナイトの生成による硬度の低下が認められた。 Table 3 shows the tensile test of the rail manufactured within the manufacturing condition range shown in claim 1 using the steel rail of the present invention (A, B, C, D, G, K, M) and the rail outside the manufacturing condition range. The total elongation obtained and the hardness obtained by the Vickers hardness test are shown. The rail manufactured within the manufacturing condition range has increased in hardness due to precipitation strengthening of V-based precipitates. On the other hand, as shown in the detailed description of the manufacturing conditions described above, the rails manufactured outside the manufacturing condition range have reduced ductility due to the formation of proeutectoid cementite and martensite, and low-hardness pearlite and bainite with coarse lamella spacing. A decrease in hardness due to the formation of was observed.
表4に本発明鋼レール(B、C、F、G、K)を用いて、仕上圧延後、760℃のオーステナイト領域から、冷却速度8℃/secで570〜620℃まで加速冷却を施した後、その温度で等温保持をする工程において、請求項2に示した製造条件範囲内(本発明レール製造方法2)あるいは製造条件範囲外(本発明レール製造方法)で製造した場合のレールの全伸びビッカース硬度を示す。等温保定時間(th)を前記請求項2の1式でレールのC量、V量、N量、等温保定温度から求められるH値に対し、H−20<th<H+20の範囲に収めた場合、等温保定時間を前記範囲外とした場合よりも高い硬度が得られた。本製造方法符号F、GはthがH+20を越えた場合(符号F、G)と比較して高い延性が得られた。
In Table 4, the steel rails (B, C, F, G , K ) of the present invention were used, and after finish rolling, accelerated cooling was performed from the 760 ° C austenite region to 570-620 ° C at a cooling rate of 8 ° C / sec. Thereafter, in the step of isothermal holding at that temperature, all the rails when manufactured within the manufacturing condition range shown in claim 2 (the rail manufacturing method 2 of the present invention) or outside the manufacturing condition range (the rail manufacturing method of the present invention) Elongation Vickers hardness is shown. When the isothermal holding time (th) is within the range of H-20 <th <H + 20 with respect to the H value obtained from the C amount, V amount, N amount, and isothermal holding temperature of the rail in the set of claim 2 A higher hardness was obtained than when the isothermal holding time was out of the above range. In this production method codes F and G, high ductility was obtained as compared with the case where th exceeded H + 20 (codes F and G).
Claims (3)
H=710−60×log(104×C2)−20×log(103×V)−log(105×N)−2×105/Th・・・ (式1)
で示される値(H)に対し、
H−20<th<H+20
の範囲にあることを特徴とする請求項1に記載の高炭素パーライト系レールの熱処理方法。 A formula in which the holding time (th, sec) is composed of carbon amount (C, mass%), V amount (V, mass%), N amount (N, mass), and holding temperature (Th, ° C.) of the steel slab. 1
H = 710-60 × log (10 4 × C 2) -20 × log (10 3 × V) -log (105 × N) -2 × 10 5 / Th ··· ( Equation 1)
For the value (H) indicated by
H-20 <th <H + 20
The heat treatment method for a high-carbon pearlite rail according to claim 1, wherein
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