WO2008013300A1 - Procédé de fabrication d'un rail perlitique présentant une excellente résistance à l'usure et une excellente ductilité - Google Patents

Procédé de fabrication d'un rail perlitique présentant une excellente résistance à l'usure et une excellente ductilité Download PDF

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WO2008013300A1
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rolling
rail
ductility
head
wear resistance
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Masaharu Ueda
Kazunori Seki
Takuya Sato
Takeshi Yamamoto
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a rail used in heavy-duty railways, and more particularly to a method of manufacturing a pearlite rail for the purpose of simultaneously improving the wear resistance and ductility of a rail head. is there. Background art
  • High carbon content perlite steel has been used as a rail material for railways due to its excellent wear resistance.
  • the carbon content was so high that there was a problem when ductility was low and toughness was low.
  • the impact value at normal temperature in the JIS 3 U notch pi impact test Is about 1 to 18 J / cm 2 , and when such a rail is used in a low temperature region such as a cold region, there is a problem that a brittle smash is caused from a minute initial defect or a fatigue crack. there were.
  • the fine structure of the pearlite structure (perlite block size) is refined. Specifically, the austenite structure prior to pearlite transformation is refined and the pearlite structure is reduced. It is said that organization refinement is effective.
  • Austenite microstructures can be refined by reducing the rolling temperature during hot rolling, increasing the amount of reduction, and heat treatment by reheating at a low temperature after rolling to rails. There is a way.
  • as a method for refining the perlite structure there is a method of promoting perlite transformation from within austenite grains using transformation nuclei.
  • the following high carbon steel A method for manufacturing
  • the main feature of these production methods is that the microstructure of the high carbon steel is refined by utilizing the fact that the austenite grains of high-carbon steel are relatively low temperature and easy to recrystallize even with a small amount of rolling. Therefore, finely sized grains are obtained by continuous rolling under small pressure, improving the ductility and toughness of perlite steel.
  • JP-A-7-1 7 3 5 30 discloses that, in the finish rolling of steel rails containing high carbon steel, a high ductility rail can be obtained by rolling three or more consecutive passes at a predetermined time between passes. It is disclosed.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 1 — 2 3 4 2 3 8 in the finish rolling of a steel rail containing high carbon steel, rolling is performed continuously for two or more passes at a predetermined time between passes. It is disclosed that a high wear resistance and high toughness rail is obtained by performing accelerated cooling after rolling after rolling. Furthermore, in Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 2-2 2 6 9 15, in the finish rolling of steel rails containing high carbon steel, cooling is performed between passes, and after continuous rolling, after rolling It is disclosed that high wear resistance and high toughness rails can be obtained by accelerated cooling.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-1 2 7 4 5 3 discloses that rail steel containing 0.9% by weight or less of carbon is subjected to low-temperature rolling at a temperature of 800 ° C. or less. A method for manufacturing a rail having excellent ductility and toughness is disclosed.
  • the present invention has been devised in view of the above-mentioned problems, and its purpose is to stably and simultaneously improve the head wear resistance and ductility required for heavy-duty railroad rails. There is to make it.
  • the manufacturing method of the pearlite rail of the present invention controls the rolling temperature of the head surface, the cumulative reduction ratio of the head, and the reaction force ratio at the time of finish rolling, and then, by performing appropriate heat treatment,
  • the main point is to stably improve the ductility and wear resistance of the head.
  • the residual structure of the non-recrystallized austenite structure on the head surface immediately after rolling is controlled to achieve the refinement of the pearlite structure. Accelerated cooling is performed to ensure wear resistance.
  • Such a configuration of the present invention is as follows.
  • the rail head surface is 900 and below, and in the temperature range above the Ar 3 transformation point or the Ar em transformation point, the cumulative head area reduction is 20% or more, and a rolling mill
  • the same cumulative reduction in area and rolling Rolling is performed with the reaction force ratio, which is the value divided by the reaction force value at a temperature of 9500, set to 1. 25 or more, and then the surface of the rail head after finish rolling is cooled at a cooling rate of 2 to 30 °.
  • Figure 1 shows an example of the Fe—F e 3 C equilibrium state diagram for obtaining A r 3 and A r em (“Steel Materials”, edited by the Japan Institute of Metals).
  • Figure 2 shows the results of a rolling experiment using steel with a carbon content of 0.65 to 1.20%.
  • the reaction force ratio (rolling temperature 9 5 0
  • the figure shows the relationship between the value divided by the reaction force at ° C) and the residual ratio of the unrecrystallized austenite structure immediately after rolling.
  • FIG. 3 is a diagram showing names at the head cross-sectional surface positions of the rails manufactured by the rail manufacturing method of the present invention.
  • Fig. 4 is a diagram showing the specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 3 and 5.
  • FIG. 5 is a diagram showing the specimen collection positions in the abrasion tests shown in Tables 3 and 5.
  • Figure 6 shows an overview of the wear test.
  • Figure 7 shows the results of the head tension test for the rails manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Tables 2 and 3 and the rails manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Tables 4 and 5. It is the figure shown by the relationship of the elongation value.
  • FIG. 8 shows a table manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Tables 2 and 3.
  • FIG. 6 is a graph showing the results of a head wear test of a rail manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Tables 4 and 5 in relation to the amount of carbon and the amount of wear.
  • the present inventors performed hot rolling simulating rail rolling using high carbon steel (0.50 to 1.35%) with varying carbon content, and the rolling temperature and surface area were reduced.
  • the relationship between the rate and the behavior of austenite grains was investigated.
  • the carbon content is in the range of 0.65 to 1.20%
  • the initial austenite is obtained when the rolling temperature is 900 ° C or less and the range is higher than the Ar 3 transformation point or the A re em transformation point.
  • the inventors confirmed the behavior of the non-recrystallized austenite grains after rolling by experiments. As a result, it was confirmed that when the rolling temperature and the area reduction rate exceed a certain value, the unrecrystallized austenite structure recrystallizes during natural cooling after rolling and becomes fine austenite grains. Furthermore, the present inventors examined a method for stably improving the ductility by using fine austenite grains obtained from this non-recrystallized austenite structure. Laboratory rolling and heat treatment experiments were conducted, and ductility was evaluated by a tensile test.
  • the present inventors examined a heat treatment method immediately after rolling in order to improve ductility. As a result of conducting lab rolling and heat treatment experiments and evaluating ductility by tensile tests, in addition to normal natural cooling, after rolling, accelerated cooling is performed within a certain time after rolling. It was found that the coarsening of the austenite grains was suppressed and the ductility was greatly improved.
  • the present inventors searched for a method of directly using this non-recrystallized austenite structure in order to further improve the ductility.
  • a method of directly using this non-recrystallized austenite structure in order to further improve the ductility.
  • reaction force ratio the value divided by
  • the present inventors controlled the rail rolling temperature and the reaction force ratio during rolling to a certain value or higher when manufacturing a high-carbon steel slab by hot rolling as a rail. A certain amount of predetermined unrecrystallized austenite structure remains, and then heat treatment is performed within a certain period of time to refine the pearlite structure, thereby ensuring the duct head and wear resistance of the rail at the same time. I found out that I can do it. Next, the reason for limitation relating to the present invention will be described in detail.
  • C is an element effective in promoting pearlite transformation and ensuring wear resistance. If the C content is less than 0.65%, the minimum strength required for the rail cannot be maintained. On the other hand, if the C content exceeds 1.20%, in the production method of the present invention, a large amount of coarse pro-eutectoid cementite structure is formed after heat treatment and after natural cooling, and the wear resistance and ductility are reduced. . For this reason, the C content is limited to 0.65 to 1.20%. If the carbon content is 0.95% or more, the wear resistance is further improved and the service life of the rail is improved. Is expensive. In the conventional manufacturing method, grain growth is likely to occur due to high carbonization, and it is difficult to ensure ductility.
  • the advantage of high carbon can be effectively utilized. Therefore, the present invention is a particularly effective manufacturing method for providing a high carbon rail that improves the ductility that tends to be insufficient with rail steel having a carbon content of 0.95% or more, and has both wear resistance and ductility. is there.
  • S i is an essential component as a deoxidizer.
  • it is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening to the ferrite phase in the pearlite structure.
  • hypereutectoid steel it is an element that suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in ductility.
  • the amount of 31 is less than 0.05%, these effects cannot be expected sufficiently.
  • the Si amount exceeds 2.0%, a large amount of surface is formed during hot rolling, and weldability is deteriorated due to generation of oxides.
  • hardenability is significantly increased and a martensite structure is generated which is detrimental to the wear resistance and ductility of the rail. For this reason, the amount of 3 1 to 0.0 5 to 2. Limited to 0%.
  • M n is an element that increases the hardenability and refines the distance between the pearlite lamellas to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance.
  • 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.
  • the amount of Mn exceeds 2.0%, hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to wear resistance and ductility is easily generated. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.0%.
  • the chemical components of the steel strip for rail rolling are not particularly limited except for C, S i, and M n, but if necessary, C r: 0.05 to 2 0 0%, M o: 0. 0 1 to 0.5 0%, V: 0. 0 0 5 to 0.5 0 00%, N b: 0. 0 0 2 to 0. 0 5 0, B : 0. 0 0 0 1 to 0, 0 0 50 0%, C o: 0. 0 0 3 to 2. 0 0%, Cu: 0. 0 1 to: L. 0 0%, N i: 0 0 1 ⁇ : L. 0 0%, T i: 0. 0 0 5 0 ⁇ 0.
  • Cr is an element that contributes to high hardness (strength) by making the pearlite structure fine and improves wear resistance. However, the effect is small when the Cr amount is less than 0.05%. Further, if the Cr content exceeds 2.0%, a large amount of martensite structure that is harmful to wear resistance and ductility is generated, so the added amount is preferably 0.05 to 2.0%.
  • Mo is an element that contributes to high hardness (high strength) by making the perlite structure fine, and improves the hardness (strength) of the parlite structure.
  • the amount of 3 ⁇ 410 is less than 0.01%, the effect is small, and when the amount of Mo exceeds 0.50%, a martensite structure harmful to ductility is formed. 0. 1 to 0.5 0% is desirable
  • V is an element effective for forming nitrides and carbonitrides, improving ductility, and at the same time improving hardness (strength).
  • the V content is less than 0.05%, the effect cannot be expected sufficiently, and if the V content exceeds 0.5500%, coarse precipitates that start fatigue damage are generated. Therefore, the V addition amount is preferably from 0.05 to 0.5%.
  • Nb is an element that forms nitrides and carbonitrides, improves ductility, and at the same time improves hardness (strength). It is also an element that raises the temperature range of unrecrystallized austenite and stabilizes the unrecrystallized austenite structure. However, if the Nb content is less than 0.02%, the effect cannot be expected, and if the Nb content exceeds 0.050%, coarse precipitates that form the starting point of fatigue damage are generated. Therefore, the amount of Nb added is preferably 0.02 to 0.050%.
  • B is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and increases the life by miniaturizing the formation of the proeutectoid cement structure and making the hardness distribution of the head uniform. However, if the amount of B is less than 0.001%, the effect is not sufficient, and if the amount of B exceeds 0.005%, coarse precipitates are formed, so the amount of B added is 0 0 0 0 1 to 0. 0 0 5 0% is desirable That's right.
  • Co is an element that improves the hardness (strength) of the pearlite structure. Furthermore, on the wear surface of the rail head, the fine lamella structure of the pearlite structure directly below the rolling surface formed by contact with the wheel is further improved. It is an element that is further refined and improves wear resistance. However, the effect cannot be expected if the Co amount is less than 0.03%. If the Co amount exceeds 2.0%, spoiling damage will occur on the rolling surface. (The amount of 0 added is preferably 0.03 to 2.00%.
  • Cu is an element that improves the hardness (strength) of the parlite structure. However, the effect cannot be expected if the amount of 0 ⁇ 1 is less than 0.01%. In addition, when the Cu content exceeds 1.000%, a martensite structure that is harmful to wear resistance is generated, so (11 addition amount is preferably 0.01 to 1.0%.
  • N i 0.0 1 to: L. 0 0%
  • Ni is an element that aims to increase the hardness (high strength) of pile steel. However, if the amount of Ni is less than 0.01%, the effect is remarkably small. In addition, if the Ni content exceeds 1.0%, spalling damage occurs on the rolling surface. For this reason, the Ni addition amount is desirably 0.01 to 1.0%.
  • T i is an effective component for forming nitrides and carbonitrides, improving ductility, and at the same time improving hardness (strength). It is also an element that raises the temperature range of unrecrystallized austenite and stabilizes the unrecrystallized austenite structure. However, if the amount of Ding 1 is less than 0.0 0 5 0%, the effect is small. If the Ti amount exceeds 0.0 0 5 0 0%, Since coarse precipitates are generated and the ductility of the rail is greatly reduced, the amount of ⁇ i added is preferably 0.0 0 5 0 to 0.0 5 0 0%.
  • Mg is an element effective for reducing the austenite grains and the pearlite structure and improving the ductility of the pearlite structure. However, if the Mg content is less than 0.0 0 0 5%, the effect is weak. When the Mg content exceeds 0.020.0%, a coarse Mg oxide is formed and the ductility of the rail is reduced. Therefore, the Mg addition amount is 0.000 to 0.00. 2 0% is desirable.
  • Ca is an element that contributes to the generation of pearlite transformation and, as a result, is effective in improving the ductility of the pearlite structure.
  • the effect is weak when the Ca content is less than 0.0 0 0 5%.
  • € & amount exceeds 0.0 1 5 0%, coarse oxides of Ca are formed and the ductility of the rail is reduced, so ⁇ & addition amount is from 0.0. 0 0 0 to 0. 0 1 5 0% is desirable.
  • a 1 is an element effective for increasing the strength of the parlite structure and suppressing the formation of the proeutectoid cementite structure. However, if the amount of A 1 is less than 0.0 1 0%, the effect is weak. Also, if the amount of A 1 exceeds 1.00%, coarse alumina inclusions are generated and the ductility of the rail is lowered, so the amount of A 1 added is 0.01% to 1.00%. desirable.
  • Zr is an element that suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure formed in the segregation part. However, if the Zr content is less than 0.0 0 0 1%, a pro-eutectoid cementite structure is formed and the ductility of the rail is lowered. In addition, if the amount of Zr exceeds 0.200%, a large amount of coarse Zr inclusions are generated. In order to reduce the ductility of the rail, the addition amount of 2 1 "is preferably from 0.0 0 0 1 to 0.2 0 0 0%.
  • N is an element effective in increasing the ductility of the parlite structure and at the same time improving the hardness (strength).
  • the N content is less than 0.0 0 6 0%, the effect is weak.
  • the N content exceeds 0.0 2 0 0%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles are generated as the starting point of fatigue damage, so the N addition amount is 0.0 0 6 0 ⁇ 0. 0 2 0 0% is desirable.
  • N is contained as a maximum of about 0.005% as an impurity. Therefore, N must be intentionally added in order to keep the N content within the above range.
  • the steel strip for rail rolling having the above-described composition is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or an electric furnace, and the molten steel is ingoted, divided or Continuously forged.
  • the cumulative area reduction ratio of the head of the present invention cannot secure the reaction force ratio during rolling, and as a result, a sufficient amount The non-recrystallized austenite structure cannot be obtained, the pearlite structure after rolling and heat treatment is not refined, and the ductility is not improved.
  • the rolling temperature range on the rail head surface is below 90 ° C. ⁇ A r 3 transformation point or a range above the A r transformation point.
  • the finish rolling temperature is less than 8500 ° C
  • the reaction force ratio during rolling can be easily ensured, and a sufficient amount of non-recrystallized austenitic structure can be obtained. Therefore, it is desirable to control the finish rolling temperature to less than 85 ° C. to the A r 3 transformation point or more than the A r em transformation point.
  • the A r 3 transformation point and the A re em transformation point differ depending on the carbon content and alloy composition of the steel.
  • the "steel material" Japan Institute of Metals ed
  • Figure 1 shows an example of the phase diagram for the F e — F e 3 C system.
  • the A r 3 transformation point and the A r eB transformation point are preferably 20 to 30 ° C. lower than the A 3 line and the A eil line of the parallel phase diagram, respectively. .
  • a r 3 is in the range of about 70 to 70 ° C.
  • a r cn is in the range of about 70 to 80 ° C.
  • the cumulative reduction in area of the rail head is less than 20%, the amount of strain in the unrecrystallized austenite structure decreases, and the austenite structure after recrystallization is refined within the rolling temperature range of the present invention.
  • the austenite organization becomes coarse.
  • the pearlite structure was not generated from the deformation zone of the processed non-recrystallized austenite structure, As a result, the parrite structure becomes coarse and the ductility of the rail does not improve. For this reason, the cumulative area reduction of the rail head was limited to 20% or more.
  • Cumulative area reduction is the reduction ratio of the head section area after the final rolling pass to the head section area before the first rolling pass in finish rolling. Therefore, no matter what rolling pass exists during finish rolling, if the head cross-sectional shape of the first rolling pass and the final rolling pass are the same, the cumulative reduction in area will be the same.
  • the upper limit of the cumulative reduction in area of the rail head of finish rolling about 50% is practical to ensure the formability of the rail head and the dimensional system. Is the upper limit.
  • the number of rolling passes at the time of finish rolling and the time between rolling passes are not particularly limited, but recovery of strain in unrecrystallized austenite grains during rolling is suppressed, and natural cooling is performed.
  • the number of rolling passes is preferably 4 or less and the maximum time between rolling is 6 sec or less.
  • reaction force ratio during finish rolling is less than 1.25, a sufficient amount of non-recrystallized austenite structure cannot be obtained, the pearlite structure after heat treatment is not refined, and ductility is not improved.
  • the reaction force ratio during rolling was set to 1.25 or more.
  • Fig. 2 summarizes the results of rolling experiments using steel with a carbon content of 0.65 to 1.2%.
  • Figure 2 shows the relationship As shown in Fig. 3, when the reaction force ratio exceeds 1.25, the residual ratio of unrecrystallized austenite structure immediately after rolling exceeds 30%. As a result, the pearlite structure after heat treatment is refined and ductility is improved.
  • the residual ratio of the non-recrystallized austenite structure can be controlled, and the pearlite structure after heat treatment can be refined.
  • the reaction force ratio is 1.40 or more
  • the residual ratio of non-recrystallized austenite structure can be 50% or more.
  • the reaction force ratio it is desirable to control the reaction force ratio by using a load detector (mouth cell) installed in an actual rolling mill.
  • a load detector mouth cell
  • the reaction force changes in the rail length direction, so it is desirable to control the average value as a representative value in the actual manufacturing process.
  • the residual ratio of the non-recrystallized austenite structure is not particularly limited, but to control the reaction force ratio and improve the duct head of the rail head, the residual ratio of the non-recrystallized austenite structure of the head It is desirable to secure 30% or more. Furthermore, if the residual ratio of the unrecrystallized austenite structure can be secured at 50% or more, the ductility can be sufficiently secured, so that it is difficult to ensure the ductility.
  • the high carbon steel of 0.95% or more is not recrystallized austenite. It is preferable to secure a residual ratio of the texture of 50% or more.
  • the upper limit of the residual ratio of non-recrystallized austenite structure is particularly important. However, about 70% is a practical upper limit in the range of temperature and area reduction ratio of the present invention.
  • the amount of non-recrystallized austenite structure immediately after rolling can be confirmed by cutting the short rail from the long rail and quenching immediately after the rail rolling. For example, a sample can be cut out from a hardened rail head, polished, and then etched with a mixed solution of sulfonic acid and picric acid to confirm the austenite structure. Note that the non-recrystallized austenite structure is flatter in the rolling direction and coarser than the recrystallized austenite structure, and therefore can be classified with an optical microscope.
  • the residual ratio of the unrecrystallized austenite structure can be calculated by approximating the recrystallized austenite structure to an ellipse, obtaining the area, and calculating the ratio from the ratio to the visual field area.
  • details of the measurement method are not particularly limited, it is desirable that the field magnification is 100 times and the number of fields is 5 or more.
  • the residual ratio of the non-recrystallized austenite structure in the head immediately after the end of rolling can be obtained by measuring the position of 6 mm deep from the head surface of the top 1 shown in FIG. Can be represented.
  • the cooling method until the start of accelerated cooling is not limited, natural cooling or slow cooling is desirable. This is because if natural cooling or slow cooling is performed after rolling, the unrecrystallized austenite structure immediately after rolling is recrystallized, and the refinement of austenite grains is promoted.
  • the natural cooling after rolling means that the steel is naturally cooled in the air without any heating and cooling treatment after rolling.
  • slow cooling is a range where the cooling rate is 2 ° C / sec or less. Means the case.
  • the time for starting the accelerated cooling after finishing rolling should not exceed 1550 sec.
  • accelerated cooling is started after 1550 sec, grain growth becomes remarkable, the recrystallized austenite structure from the unrecrystallized austenite structure becomes coarse, and the fine austenite structure is sufficient. As a result, the ductility may decrease. For this reason, it is desirable to limit the accelerated cooling start time to within 1550 sec after finish rolling.
  • the lower limit of the time from the end of finish rolling to the start of accelerated cooling in order to sufficiently generate a fine pearlite structure from the inside of the non-recrystallized austenitic structure. It is desirable to perform accelerated cooling immediately after rolling so that the strain in rolling does not recover. Therefore, the lower limit is practically about 0 to 10 sec after the end of rolling.
  • the range of the accelerated cooling rate on the rail head surface will be described. If this accelerated cooling rate is less than 2 ° CZ sec, the recrystallized austenite structure becomes coarse during cooling under the production conditions of the present invention, and the ductility is not improved. Also, the high hardness of the rail head cannot be achieved, and it becomes difficult to ensure the wear resistance of the rail head. In addition, depending on the steel composition, a pro-eutectoid cementite structure and a pro-eutectoid ferrite structure are generated, and the wear resistance and ductility of the rail head are reduced.
  • the temperature at which accelerated cooling of the rail head surface starts is not particularly limited, but it is substantially effective to suppress the formation of coarse cementite structure that is harmful to wear resistance and ferrite structure that is harmful to wear resistance.
  • the lower limit is the A r 3 transformation point or the A r cm transformation point.
  • the lower limit of the temperature at which accelerated cooling of the rail head is finished is not particularly limited. In order to prevent this, the lower limit is practically 400 ° C.
  • Figure 3 shows the names of the rail parts.
  • the rail head is a portion located above the horizontal line passing through point A when the lower surface of the head side portion 3 is extended as shown in FIG. This is a part including the head corner part 2 and the head side part 3.
  • the area reduction ratio during hot rolling can be calculated from the reduction ratio of the cross-sectional area of the shaded area.
  • the temperature of the rail head surface during rolling is controlled by controlling the temperature of the head surface of the top 1 and the head corner part 2, thereby controlling the reaction force ratio during rolling and non-recrystallized austenite grains.
  • the control of the rail can improve the ductility.
  • the accelerated cooling stop temperature should be representative of the entire rail head if the temperature is measured in the range of 3 mm deep from the surface of the top 1 and head corner 2 shown in Fig. 3 or from the head surface.
  • the refrigerant in the accelerated cooling is not particularly limited.
  • the air, mist, air It is desirable to perform the prescribed cooling on the outer surface of each part of the rail using a mixed refrigerant of mistake ⁇ .
  • the hardness of the rail head is not particularly limited, but it is desirable to ensure a hardness of H v 3 50 or more in order to ensure wear resistance in heavy-duty railways.
  • the metal structure of the head of the steel rail manufactured according to the present invention is preferably a partite structure, but depending on the selection of the component system and the accelerated cooling conditions, a small amount of proeutectoid in the part structure. Ferrite organization, pro-eutectoid cementite organization, and vein organization may be generated. However, even if these microstructures are generated in a small amount in the pearlite structure, the fatigue strength of the rail does not greatly affect the toughness, so the structure of the head of the steel rail manufactured by the present invention is as follows: It also includes a mix of some pro-eutectoid ferrite structures, pro-eutectoid cementite structures and bain's organizations. Example
  • Table 1 shows the chemical composition of the test rail steel.
  • Table 2 shows the rail manufacturing method of the present invention using the test rail steel shown in Table 1 (steel: A to J, 0, P).
  • Table 3 shows the finish rolling conditions, reaction ratio, head residual ratio of unrecrystallized austenite structure immediately after rolling, and heat treatment conditions.
  • Table 3 shows the rails manufactured under the conditions shown in Table 2.
  • Figure 6 shows the results of the wear test performed by the method shown in Fig. 6.
  • the unit of the numerical values in Figures 4 and 5 is mm.
  • 4 is a rail test piece
  • 5 is a mating material
  • 6 is a cooling nozzle.
  • the wear test was performed by the method shown in Fig. 6 after collecting test pieces from the position shown in Fig. 5.
  • Table 4 shows the finishing rolling conditions, reaction force ratio, and just after rolling using the test rail steel shown in Table 1 (steel: B to N) with the present invention rail manufacturing method and comparative rail manufacturing method.
  • Table 5 shows the residual ratio of the head of the non-recrystallized austenite structure and the heat treatment conditions.
  • Table 5 shows the microstructure, hardness, and hardness of the rail manufactured under the conditions in Table 4 at a position 2 mm below the rail head surface
  • the total elongation value of the tensile test conducted by collecting the test piece from the position shown in Fig. 5 and the result of the abrasion test conducted by the method shown in Fig. 6 taken from the position shown in Fig. 5 are shown.
  • the rails of the rail manufacturing method of the present invention are No. 1 to 19, 30, 3 1, 3 5 to 3 9 2 6, using rail steel within the limited component range of the present invention,
  • this is a pearlite rail manufactured under finish rolling and heat treatment conditions within the limited range of the present invention.
  • No. 30 and 31 are manufactured under conditions where the time from the end of rolling to the start of heat treatment is outside the preferred range. It is what.
  • No. 20 to 2 3 Rail manufactured using the rail steel outside the above-mentioned limited component range and the heat treatment conditions immediately after hot rolling within the above-mentioned limited range.
  • No. 2 4 to 29 Rail manufactured using rail steel in the above limited component range and finish rolling conditions outside the above limited range.
  • No. 3 2 to 3 4 Rails manufactured using rail steel in the above limited component range and heat treatment conditions outside the above limited range.
  • Figure 7 shows the head tension test of the rail manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Tables 2 and 3 (rail of the present invention) and the rail manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Tables 4 and 5 (comparative rail). The results show the relationship between carbon content and total elongation.
  • Figure 8 shows the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the head wear test results for the rails manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Tables 2 and 3 and the rails manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Tables 4 and 5. It is a thing.
  • Nishihara type abrasion testing machine see Fig. 6
  • Specimen shape Disc-shaped specimen (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
  • Specimen sampling position 2 mm below the rail head surface (see Fig. 5)
  • Test load 6 8 6 N (contact surface pressure 6 4 0 M Pa)
  • Cooling Forced cooling with compressed air (Flow rate: 100 0 ⁇ 1 i ⁇ ) Number of repetitions: ⁇ 100,000 times
  • the rails according to the present invention are compared with the rails according to the present invention (No. 4, 1 2) in addition to normal natural cooling, and thereafter
  • the coarsening of the recrystallized austenite grains is suppressed, so the ductility is greatly improved.
  • the rails of the present invention (No. 3 6, 3 8, 3 9) had a reaction force ratio of 1.40 or more during finish rolling, the residual ratio of non-recrystallized austenite structure was 50% or more. As a result, the ductility is greatly improved as compared with the other rails of the present invention (No. 3 5, 18 and 19). Also, as shown in Tables 1, 2, and 4, the present invention The rails (No. 1 to 1 9, 30, 31, 3 5 to 3 9) have C, S i, and M n added in comparison with the comparative rails ( ⁇ ⁇ 20 to 2 3) Since it falls within a certain range, it does not generate proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite structure, martensite structure, etc. that adversely affect the wear resistance and ductility of the rail. A light organization is generated.
  • the rails of the present invention are finished in comparison with the comparative rails ( ⁇ ⁇ 25 to 29). Since the rolling conditions are within a specific range, a fine pearlite structure is stably generated, and if the carbon content of the steel is the same, the rail The ductility of the head is improved. In addition, the rails of the present invention (No. 1 to 19 and 3 5 to 3 9) are finer than the comparative rails (No. 3 2 to 3 4) because the heat treatment conditions are within a specific range. When the pearlite structure is generated stably and the carbon content of the steel is the same, the ductility of the rail head is further improved. ⁇
  • the rails of the present invention are finished in comparison with the comparative rails (No. 24, 25). Since the rolling conditions are within a specific range, a fine pearlite structure is stably generated, and wear resistance is ensured.
  • the rails of the present invention (No.;! To 19, 9, 35 to 39) have heat treatment conditions within a specific range compared to the comparative rails (No. 3 2, 3 3). Generation of proeutectoid cement structure and martensite structure, which are detrimental to wear, is suppressed, and wear resistance is ensured.
  • the structure of the rail head used in the heavy-duty railway is controlled by controlling the steel composition, the finish rolling conditions, and the subsequent heat treatment conditions. Since it is possible to improve the wear resistance and ductility of the rail within the specified range, it has great applicability as a rail used in heavy-duty railways.

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Description

明 細 書 耐摩耗性および延性に優れたパ一ライ ト系レールの製造方法 技術分野
本発明は、 重荷重鉄道で使用されるレールの製造方法であって、 特に、 レール頭部の耐摩耗性と延性を同時に向上ざせることを目的 としたパーライ ト系レールの製造方法に関するものである。 背景技術
高炭素含有のパーライ ト鋼は、 その優れた耐摩耗性を利用するこ とにより鉄道用レール材料として使用されてきた。 しかしながら、 炭素含有量が非常に高いため、 延性ゃ靭性が低いといつた問題があ つた。
例えば、 J I S E 1 1 0 1 - 1 9 9 0に示されている炭素量 0. 6〜 0. 7 m a s s %の普通炭素鋼レールでは、 J I S 3号 Uノッ チシャルピ一衝撃試験での常温の衝撃値は 1 2〜 1 8 J / c m2 程 度であり、 このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合 、 微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壌を引き起こすといった問 題があった。
また、 近年、 レール鋼は耐摩耗性改善のため、 より一層の高炭素 化を進めており、 これにともない、 延性ゃ靭性がさらに低下すると いった問題があった。
一般に、 パーライ ト鋼の延性や靭性を向上させるには、 パ一ライ ト組織 （パーライ トブロックサイズ） の微細化、 具体的には、 パー ライ ト変態前のオーステナイ ト組織の細粒化及びパーライ ト組織の 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方法としては、 熱間圧延 の際に圧延温度を低減させる方法や圧下量を増加させる方法、 さら には、 レールに圧延した後に低温で再加熱する熱処理による方法が ある。 また、 パーライ ト組織の微細化を図る方法としては、 変態核 を利用したオーステナイ ト粒内からのパーライ ト変態の促進等の方 法がある。
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、 十分なォ 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つ た。
これらの諸問題から、 パーライ ト組織のレールに J3いて延性ゃ靭 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、 パ一ライ 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、 そ のようなレールで上記の低温再加熱熱処理を行うと、 オーステナイ ト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、 加速冷却後のパ一ライ ト組織の 延性ゃ靭性が低下するといつた問題が出てく るようになった。 また 、 この方法には、 再加熱であるため、 製造コス トが高く生産性も低 いという経済上の問題もあった。
以上のような理由から、 圧延時の成形性を確保し、 低温再加熱を 行わなくても圧延後のパーライ ト組織を微細化することができる高 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。
そこで、 この問題を解決するため、 次に示すような高炭素鋼レ一 ルの製造方法が開発された。 これらの製造方法は、 高炭素鋼のォー 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 いことを利用してパーライ ト組織を微細化する点を主な特徴とする もので、 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ている。
特開平 7 — 1 7 3 5 3 0号公報には、 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得ることが開示されている。
特開 2 0 0 1 — 2 3 4 2 3 8号公報には、 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 · 高靭性レールを得ることが開示されている。 さらに、 特開 2 0 0 2— 2 2 6 9 1 5号公報には、 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、 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 • 高靭性レールを得ることが開示されている。
しかし、 これらの特許文献の開示技術では、 鋼の炭素量、 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っては、 ォ ーステナイ ト組織の微細化が図れず、 パーライ ト組織が粗大化し、 延性ゃ靱性が向上しないといつた問題がある。
この外、 特開昭 6 2— 1 2 7 4 5 3号公報には、 0. 9 0重量％ 以下の炭素を含有するレール鋼を、 8 0 0 °C以下で低温圧延するこ とによって、 延性 · 靱性に優れたレールを製造する方法が開示され ている。
しかし、 この特許文献の開示技術では、 減面率 1 0 %以上という 限定がなされているだけのため、 圧下が不十分となる場合があり、 そのような場合、 特に、 延性ゃ靭性が低下し易く、 圧延中に粒成長 が起こり易い高炭素 （C> 0. 9 0 %) のレール鋼において、 必要 とされる靱性 · 延性を安定して確保することは困難であった。 発明の開示
このような背景から、 安定的にパーライ 卜組織の微細化を達成し 、 延性を向上させた耐摩耗性に優れたパーライ ト系レールの提供が 望まれるようになった。
本発明は、 上述した問題点に鑑み案出されたものであり、 その目 的とするところは、 重荷重鉄道のレールで要求される、 頭部の耐摩 耗性と延性を同時に安定して向上させることにある。
本発明のパーライ ト系レールの製造方法は、 仕上げ圧延時に頭部 表面の圧延温度、 頭部の累積圧下率、 及び反力比を制御し、 さらに 、 その後、 適切な熱処理を施すことにより、 レール頭部の延性と耐 摩耗性を安定的に向上させることを要旨としている。
具体的には、 レール頭部の延性を安定的に向上させるため、 圧延 直後の頭部表面の未再結晶オーステナイ ト組織の残留量を制御する ことによりパーライ ト組織の微細化を達成し、 さらに、 耐摩耗性を 確保するために加速冷却を行う。
そのような本発明の構成は下記のとおりである。
(A) 質量％で、 C : 0. 6 5〜 1， 2 0 %、 S i ： 0. 0 5〜 2. 0 0 %、 M n : 0. 0 5〜 2. 0 0 %を含有していて残部が F eおよび不可避的不純物からなるレール圧延用鋼片に対して、 少な く とも粗圧延及び仕上げ圧延を行うことにより耐摩耗性および延性 に優れたパーライ ト系レールを製造する方法であって、
前記仕上げ圧延において、 レール頭部表面が 9 0 0で以下〜 A r 3 変態点もしくは A r e m変態点以上の温度範囲で、 頭部の累積減面 率を 2 0 %以上、 かつ、 圧延機の反力値を同一累積減面率かつ圧延 温度 9 5 0ででの反力値で除した値である反力比を 1. 2 5以上と する圧延を行い、 その後、 仕上げ圧延後のレール頭部表面を、 冷却 速度 2〜 3 0 °CZsecで少なく とも 5 5 0 °Cまで加速冷却又は自然 放冷することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト 系レールの製造方法。
(B) 前記仕上げ圧延終了後、 1 5 0 sec以内に前記加速冷却を 開始することを特徴とする上記 （A) に記載の耐摩耗性および延性 に優れたパーライ ト系レールの製造方法。 図面の簡単な説明
図 1 は、 A r 3 、 A r emを求めるための F e— F e 3 C系平衡状 態図の一例を示した図である （ 「鉄鋼材料」 、 日本金属学会編） 。
図 2は、 炭素量 0. 6 5〜 1. 2 0 %の鋼を用いて圧延実験を行 つた結果を反力比 （圧延機の反力値を同一累積減面率の圧延温度 9 5 0 °Cの反力値で除した値） と圧延直後の未再結晶オーステナイ ト 組織の残留比率の関係で示した図である。
図 3は、 本発明のレール製造方法で製造したレールの頭部断面表 面位置での呼称を示した図である。
図 4は、 表 3、 5に示す引張試験における試験片採取位置を示し た図である。
図 5は、 表 3、 5に示す摩耗試験における試験片採取位置を示し た図である。
図 6は、 摩耗試験の概要を示した図である。
図 7は、 表 2、 3に示す本発明のレール製造方法で製造したレー ルと表 4、 5.に示す比較レール製造方法で製造したレールの頭部引 張試験の結果を炭素量と全伸び値の関係で示した図である。
図 8は、 表 2、 3に示す本発明のレール製造方法で製造したレ一 ルと表 4、 5に示す比較レール製造方法で製造したレールの頭部摩 '耗試験の結果を炭素量と摩耗量の関係で示した図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明を実施する形態として、 耐摩耗性および延性に優れ たパーライ ト系レールの製造方法につき、 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。
まず、 本発明者らは、 炭素量を変化させた高炭素鋼 （ 0 . 5 0〜 1 . 3 5 % ) を用いてレール圧延を模擬した熱間圧延を行い、 圧延 時の温度や減面率とオーステナイ ト粒の挙動の関係を調査した。 その結果、 炭素量が 0 . 6 5〜 1 . 2 0 %の範囲において、 圧延 温度が 9 0 0 °C以下かつ A r 3 変態点もしくは A r e m変態点以上の 範囲で、 初期のオーステナイ ト粒が再結晶した再結晶微細粒に加え て、 初期のオーステナイ ト粒が再結晶せずに残留した未再結晶ォー ステナイ ト粒 （扁平な粗大粒） が多量に現れることを確認した。 次に、 本発明者らは、 この圧延後の未再結晶オーステナイ ト粒の 挙動を実験により確認した。 その結果、 圧延時の温度や減面率があ る一定値を超えると、 圧延後の自然放冷中に未再結晶オーステナイ ト組織が再結晶し、 微細なオーステナイ ト粒になることを確認した さ らに、 本発明者らは、 この未再結晶オーステナイ ト組織から得 られる微細なオーステナイ ト粒を利用して、 延性を安定的に向上さ せる方法を検討した。 ラボ圧延および熱処理実験を行い、 引張試験 により延性を評価した。 その結果、 パ一ライ ト組織を微細化し、 安 定的に延性の向上を図るには、 圧延直後に生成する未再結晶オース テナイ ト組織の生成量を一定の範囲に収めることが有効であること を見出した。 これらの知見に加えて、 本発明者らは、 延性を向上させるため、 圧延直後の熱処理方法について検討した。 ラボ圧延および熱処理実 験を行い、 引張試験により延性を評価した結果、 圧延終了後、 通常 の自然放冷に加えて、 圧延終了後から一定の時間内に加速冷却を行 う ことにより、 再結晶したオーステナイ ト粒の粗大化が抑制され、 延性が大きく向上することを見出した。
さらに、 本発明者らは、 延性をさらに向上させるため、 この未再 結晶オーステナイ ト組織を直接的に利用する方法を探索した。 ラボ 圧延および熱処理実験を行い、 引張試験により延性を評価した結果 、 圧延終了後の自然放冷の時間を短く し、 未再結晶オーステナイ ト 組織が再結晶しない状態において、 加速冷却を行う ことにより、 未 再結晶オーステナイ ト組織の内部から微細なパーライ ト組織が多量 に生成し、 延性がより一層向上することを確認した。
次に、 本発明者らは、 微細なパーライ ト組織を生成させる未再結 晶オーステナイ ト組織の制御方法について検討した。 炭素量 0 . 6 5〜 1 . 2 0 %の鋼を用いて圧延実験を行い評価した結果、 圧延機 の反力値を同一累積減面率かつ圧延温度 9 5 0 °Cでの反力値で除し た値 （以降、 「反力比」 と略す） と圧延直後の未再結晶オーステナ ィ ト組織の生成量の関係には直線的な相関があることを見出し、 反 力比の制御により未再結晶オーステナイ ト組織の生成量を制御でき ることを確認した。
上記した知見から、 本発明者らは、 高炭素含有の鋼片をレールと して熱間圧延して製造する際に、 レール圧延温度、 圧延時の反力比 をある一定値以上に制御し、 所定の未再結晶オーステナイ ト組織を 一定量残留させ、 さらに、 その後、 一定の時間内に熱処理を行い、 パーライ ト組織を微細化することにより、 レール頭部の延性と耐摩 耗性を同時に確保できることを見出した。 次に、 本発明に関する限定理由について詳細に説明する。
( 1 ) レール圧延用鋼片の化学成分の限定理由
C ： 0. 6 5〜 1. 2 0 %
Cは、 パーライ ト変態を促進させて、 かつ、 耐摩耗性を確保する 上で有効な元素である。 C量が 0. 6 5 %未満では、 レールに要求 される最低限の強度ゃ耐摩耗性が維持できない。 また、 C量が 1. 2 0 %を超えると、 本発明の製造方法では、 熱処理後および自然放 冷後に粗大な初析セメンタイ ト組織が多量に生成し、 耐摩耗性ゃ延 性が低下する。 このため、 C量を 0. 6 5〜 1. 2 0 %に限定した なお、 炭素量を 0. 9 5 %以上にすると、 耐摩耗性がより一層向 上し、 レールの使用寿命の改善効果が高い。 また、 従来の製造方法 では、 高炭素化により粒成長が起こりやすく、 延性確保が困難であ るが、 本発明では、 高炭素の利点を有効に活用することができる。 したがって、 本発明は、 炭素含有量が 0. 9 5 %以上のレール鋼で 不足しがちな延性を向上させ、 耐摩耗性と延性を両立させた高炭素 レールの提供に特に有効な製造方法である。
S i ： 0. 0 5〜 2. 0 0 %
S i は、 脱酸材として必須の成分である。 また、 パーライ ド組織 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、 初析セメン夕 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、 3 1量が 0. 0 5 %未満では、 これらの効果が十分に期待でき ない。 また、 S i量が 2. 0 0 %を超えると、 熱間圧延時に表面疵 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延性に有害なマ ルテンサイ ト組織が生成する。 このため、 3 1量を 0. 0 5〜 2. 0 0 %に限定した。
M n ： 0. 0 5〜 2. 0 0 %
M n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、 M n量が 0. 0 5 %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 、 M n量が 2. 0 0 %を超えると、 焼入性が著しく増加し、 耐摩耗 性や延性に有害なマルテンサイ ト組織が生成し易くなる。 このため 、 M n量を 0. 0 5〜 2. 0 0 %に限定した。
なお、 本発明において、 レール圧延用鋼片の化学成分については 、 C、 S i 、 M n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、 C r : 0. 0 5〜 2. 0 0 %, M o ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %、 V ： 0. 0 0 5〜 0. 5 0 00%、 N b ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0、 B ： 0. 0 0 0 1〜 0 , 0 0 5 0 %、 C o ： 0. 0 0 3〜 2. 0 0 %、 C u ： 0. 0 1〜： L . 0 0 %、 N i : 0. 0 1〜： L . 0 0 %、 T i : 0. 0 0 5 0〜 0. 0 5 0 0 %、 M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 2 0 0 %、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 0、 A 1 : 0. 0 1 0〜 1. 0 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 0 0 %、 N ： 0. 0 0 6 0〜 0. 0 2 0 0 %の 1種または 2種以上を含有す ることが望ましい。 このような成分範囲が望ましいのは以下に示す 理由による。
C r ： 0 . 0 5〜 2. 0 0 %
C rは、 パーライ ト組織を微細にして高硬度 （強度） 化に寄与し 、 耐摩耗性を向上させる元素である。 しかし、 C r量が 0. 0 5 % 未満ではその効果は小さい。 また、 C r量が 2. 0 0 %を超えると 、 耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイ ト組織が多量に生成するの で、 添加量は 0. 0 5〜 2. 0 0 %が望ましい。 P T/JP2007/064839
M o ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %
M oはパーライ ト組織を微細にすることにより高硬度 （高強度） 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。 しかし、 ¾10量が 0. 0 1 %未満ではその効果が小さく、 また 、 M o量が 0. 5 0 %を超えると、 延性に有害なマルテンサイ ト組 織が生成するので、 M o添加量は 0. 0 1〜 0. 5 0 %が望ましい
V : 0. 0 0 5〜 0. 5 0 0 %
Vは窒化物や炭窒化物を形成し、 延性を向上させ、 同時に、 硬度 (強度） を向上させるのに有効な元素である。 しかし、 V量が 0. 0 0 5 %未満ではその効果が十分に期待できず、 また、 V量が 0. 5 0 0 %を超えると、 疲労損傷の起点となる粗大な析出物が生成す るので、 V添加量は 0. 0 0 5〜 0. 5 0 0 %が望ましい。
N b ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0 %
N bは窒化物や炭窒化物を形成し、 延性を向上させ、 同時に、 硬 度 （強度） を向上させるのに有効な元素である。 また、 オーステナ ィ トの未再結晶の温度域を上昇させ、 未再結晶オーステナイ ト組織 を安定化させる元素である。 しかし、 N b量が 0. 0 0 2 %未満で はその効果が期待できず、 また、 N b量が 0. 0 5 0 %を超えると 、 疲労損傷の起点となる粗大な析出物が生成するので、 N b添加量 は 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0 %が望ましい。
B ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %
Bは初析セメン夕ィ ト組織の生成を微細化し、 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。 しかし、 B量が 0. 0 0 0 1 %未満ではその効果は 十分でなく、 また、 B量が 0. 0 0 5 0 %を超えると粗大な析出物 が生成するので、 B添加量は 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %が望ま しい。
C o ： 0. 0 0 3〜 2. 0 0 %
C oはパーライ ト組織の硬度 （強度） を向上させる元素であり、 さらに、 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 れるころがり面直下のパーライ ト組織の微細なラメラ構造をより一 層微細化し、 耐摩耗性を向上させる元素である。 しかし、 C o量が 0. 0 0 3 %未満ではその効果が期待できない。 また、 C o量が 2 . 0 0 %を超えると、 ころがり面にスポ一リング損傷が発生するの で、 （ 0添加量は 0. 0 0 3〜 2. 0 0 %が望ましい。
C u ： 0. 0 1〜 1. 0 0 %
C uはパーライ ト組織の硬度 （強度） を向上させる元素である。 しかし、 0 \1量が 0. 0 1 %未満ではその効果が期待できない。 ま た、 C u量が 1. 0 0 %を超えると、 耐摩耗性に有害なマルテンサ イ ト組織が生成することから、 （ 11添加量は 0. 0 1〜 1. 0 0 % が望ましい。
N i ： 0. 0 1〜： L . 0 0 %
N i はパ一ライ 卜鋼の高硬度 （高強度） 化を図る元素である。 し かし、 N i量が 0. 0 1 %未満ではその効果が著しく小さい。 また 、 N i 量が 1. 0 0 %を超えると、 ころがり面にスポーリング損傷 が発生する。 このため、 N i添加量は 0. 0 1〜 1. 0 0 %が望ま しい。
T i ： 0. 0 0 5 0〜 0. 0 5 0 0 %
T i は窒化物や炭窒化物を形成し、 延性を向上させ、 同時に、 硬 度 （強度） を向上させるのに有効な成分である。 また、 オーステナ ィ トの未再結晶の温度域を上昇させ、 未再結晶オーステナイ ト組織 を安定化させる元素である。 しかし、 丁 1量が 0. 0 0 5 0 %未満 ではその効果が少ない。 また、 T i量が 0. 0 5 0 0 %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、 τ i 添加量は 0. 0 0 5 0〜 0. 0 5 0 0 %が望ましい。
M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 2 0 0 %
M gはオーステナイ ト粒やパーライ ト組織の微細化を図り、 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。 しかし、 M g量が 0. 0 0 0 5 %未満ではその効果は弱い。 また、 M g量が 0 . 0 2 0 0 %を超えると、 M gの粗大酸化物が生成し、 レールの延 性低下させるため、 M g添加量は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 2 0 0 %が 望ましい。
C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 0 %
C aは、 パーライ ト変態の生成に寄与し、 その結果、 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、 C a量が 0. 0 0 0 5 %未満ではその効果は弱い。 また、 € &量が 0. 0 1 5 0 %を超えると、 C aの粗大酸化物が生成し、 レールの延性を低 下させるので、 〇 &添加量は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 5 0 %が望ま しい。
A 1 ： 0. 0 1 0〜 1. 0 0 %
A 1 はパーライ ト組織の高強度化と初析セメン夕ィ ト組織の生成 抑制に有効な元素である。 しかし、 A 1 量が 0. 0 1 0 %未満では その効果が弱い。 また、 八 1 量が 1. 0 0 %を超えると、 粗大なァ ルミナ系介在物が生成し、 レールの延性が低下するため、 A 1 添加 量は 0. 0 1 0〜 1. 0 0 %が望ましい。
Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 0 0 %
Z rは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、 Z r量が 0. 0 0 0 1 %以下では、 初析セメ ン夕イ ト組織が生成し、 レールの延性を低下させる。 また、 Z r量 が 0. 2 0 0 0 %を超えると、 粗大な Z r系介在物が多量に生成し 、 レールの延性が低下するため、 2 1"添加量は 0. 0 0 0 1〜 0. 2 0 0 0 %が望ましい。
N ： 0. 0 0 6 0〜 0. 0 2 0 0 %
Nはパーライ ト組織の延性を高めると同時に、 硬度 （強度） を向 上させるのに有効な元素である。 しかし、 N量が 0. 0 0 6 0 %未 満ではその効果は弱い。 また、 N量が 0. 0 2 0 0 %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 生成することから、 N添加量は 0. 0 0 6 0〜 0. 0 2 0 0 %が望 ましい。 なお、 レール鋼においては、 Nは不純物として最大 0. 0 0 5 0 %程度含まれる。 したがって、 N量を上記の範囲にするため には、 Nを意図的に添加する必要がある。
上記のような成分組成で構成されるレール圧延用鋼片は、 本発明 では、 転炉、 電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、 こ の溶鋼を造塊 ， 分塊あるいは連続銬造される。
( 2 ) 圧延温度範囲の限定理由
次に、 仕上げ圧延におけるレール頭部表面の圧延温度を、 請求の 範囲に記載した範囲に限定した理由について詳細に説明する。 なお 、 仕上げ圧延が行われる前には、 レール圧延用鋼片に対して粗圧延 及び中間圧延が行われる。
レール頭部表面温度が 9 0 0 °Cを超えた状態で圧延すると、 本発 明の頭部の累積減面率では、 圧延時の反力比が確保できず、 その結 果、 十分な量の未再結晶オーステナイ ト組織が得られず、 圧延およ び熱処理後のパーライ ト組織も微細化せず、 延性が向上しない。 ま た、 A r 3 変態点もしくは A r em変態点未満の温度域で圧延すると 、 未再結晶オーステナイ ト組織の周囲に、 フェライ ト組織や粗大な セメンタイ ト組織が生成し、 レールの耐摩耗性や延性が大きく低下 する。 このため、 レール頭部表面の圧延温度の範囲を 9 0 0 °C以下 〜 A r 3 変態点もしくは A r 変態点以上の範囲とした。
特に、 仕上げ圧延温度が 8 5 0 °C未満になると、 圧延時の反力比 が容易に確保でき、 十分な量の未再結晶オーステナイ ト組織が得ら れ、 圧延および熱処理後のパーライ ト組織も微細化し、 レールの延 性がさらに向上するので、 仕上げ圧延温度を 8 5 0 °C未満〜 A r 3 変態点もしくは A r em変態点以上に制御することが望ましい。
なお、 A r 3 変態点及び A r em変態点は鋼の炭素量や合金成分に よりそれぞれ異なる。 A r 3 変態点及び A r e m変態点を正確に求め るには、 再加熱冷却実験などにより、 直接変態点を測定することが 最も好ましい。 しかし、 実測することは必ずしも容易ではないので 、 炭素量のみを基準に、 「鉄鋼材料」 （日本金属学会編） などに掲 載されている、 F e— F e 3 C系の平衡状態図から読み取ることに より簡便に求めてもよい。 図 1 に F e — F e 3 C系の状態図の一例 を示す。
本発明の成分系における A r 3 変態点及び A r eB変態点は、 それ ぞれ平行状態図の A 3 線及び Aeil線よりも 2 0〜 3 0 °C低めの値と することが好ましい。 本発明の炭素量の範囲では、 A r 3 は、 7 0 0 から 7 4 0 °C程度、 A r cnは、 7 0 0 °Cから 8 6 0 °C程度の範 囲となる。
( 3 ) 頭部の累積減面率の限定理由
次に、 仕上げ圧延のレール頭部の累積減面率を、 請求の範囲に記 載した範囲に限定した理由について詳細に説明する。
レール頭部の累積減面率が 2 0 %未満になると、 未再結晶オース テナイ ト組織中の歪み量が低下し、 本発明の圧延温度範囲では、 再 結晶後のオーステナイ ト組織が微細化せず、 オーステナイ ト組織が 粗大化する。 また、 その後の熱処理において、 加工された未再結晶 オーステナイ ト組織の変形帯からパーライ ト組織が生成せず、 結果 として、 パーライ ト組織が粗大化し、 レールの延性が向上しない。 このため、 レール頭部の累積減面率を 2 0 %以上に限定した。
ここで、 レール頭部の累積減面率について説明する。
累積減面率は仕上げ圧延における最初の圧延パス前の頭部断面の 面積に対する最終の圧延パス後の頭部断面の面積の減少率である。 したがって、 仕上げ圧延途中に如何なる圧延パスが存在しょうとも 、 最初の圧延パスと最終の圧延パスの頭部断面形状が同一の場合、 累積減面率は同一となる。
なお、 仕上げ圧延のレール頭部の累積減面率の上限値については 特に限定をしていないが、 レール頭部の成形性を確保し、 寸法制度 を確保するには 5 0 %程度が実質的に上限となる。
また、 本発明では、 仕上げ圧延時の圧延パス数や圧延パス間時間 については特に限定していないが、 圧延途中における未再結晶ォー ステナイ ト粒内の歪みの回復を抑制し、 自然放冷および熱処理後に 微細なパーライ ト組織を得るには、 圧延パス数は 4以下、 圧延の最 大パス間時間は 6 s ec以下が望ましい。
( 4 ) 仕上げ圧延時の反力比の限定理由
次に、 仕上げ圧延時の反力比を、 上記請求の範囲に記載した範囲 に限定した理由について詳細に説明する。
仕上げ圧延時の反力比が 1 . 2 5未満になると、 十分な量の未再 結晶オーステナイ ト組織が得られず、 熱処理後のパーライ ト組織も 微細化せず、 延性が向上しないため、 仕上げ圧延時の反力比を 1 . 2 5以上とした。
図 2は炭素量 0 . 6 5〜 1 . 2 0 %の鋼を用いて圧延実験を行つ た結果を整理したものである。 圧延機の反力値を同一累積減面率か つ圧延温度 9 5 0 °Cでの反力値で除した値、 すなわち、 反力比と圧 延直後の未再結晶オーステナイ ト組織の残留比率の関係には、 図 2 に示すように直線的な相関があり、 反力比が 1 . 2 5 を超えると、 圧延直後の未再結晶オーステナイ ト組織の残留比率が 3 0 %を超え る。 この結果、 熱処理後のパーライ ト組織が微細化し、 延性が向上 する。
このため、 この反力比を新たな指標とすることにより、 未再結晶 オーステナイ ト組織の残留比率を制御し、 熱処理後のパーライ ト組 織が微細化できる。 特に反力比を 1 . 4 0以上とすると、 未再結晶 オーステナイ ト組織の残留比率で 5 0 %以上とすることができる。 このような効果は、 高炭素化により粒成長が起こりやすく、 延性確 保が困難である炭素量 0 . 9 5 %以上の高炭素鋼では特に顕著に表 れる。
なお、 本発明においては、 この反力比の制御は、 実際の圧延機に 設置されている荷重検出機 (口一ドセル) などを用いて制御するこ とが望ましい。 レール圧延では反力はレール長さ方向で変化するた め、 実際の製造工程では平均値を代表値として制御することが望ま しい。
また、 反力比については上限を定めていないが、 本発明の圧延温 度、 頭部の累積減面率の範囲では 1 . 6 0程度が実質的な上限とな る。
未再結晶オーステナィ ト組織の残留比率については特に限定をし ていないが、 反力比を制御し、 レール頭部の延性を向上させるには 、 頭部の未再結晶オーステナイ ト組織の残留比率を 3 0 %以上確保 することが望ましい。 さらに、 未再結晶オーステナイ ト組織の残留 比率を 5 0 %以上確保できれば、 延性が十分に確保できるので、 延 性確保が困難である 0 . 9 5 %以上の高炭素鋼では未再結晶オース テナイ ト組織の残留比率を 5 0 %以上確保するのが好ましい。 また 、 未再結晶オーステナイ ト組織の残留比率の上限については特に言 及しないが、 本発明の温度や減面率の範囲では 7 0 %程度が実質的 な上限となる。
また、 圧延直後の未再結晶オーステナイ ト組織の生成量は、 レー ル圧延直後に長尺レールから短尺レールを切断し、 焼入れを行うこ とにより確認が可能である。 例えば焼入れを行ったレール頭部から サンプルを切り出し、 研摩後、 スルホン酸とピクリ ン酸の混合溶液 でエッチングし、 オーステナイ ト組織を確認することができる。 な お、 未再結晶オーステナイ ト組織は、 再結晶オーステナイ ト組織と 比較して、 圧延方向に扁平で、 かつ、 粗大であることから、 光学顕 微鏡で分類が可能である。
未再結晶オーステナイ ト組織の残留比率の算定は、 再結晶オース テナイ ト組織を楕円に近似し、 面積を求め、 視野面積との割合から 比率を算定することができる。 測定方法の詳細については特に限定 しないが、 視野倍率は 1 0 0倍、 視野数は 5以上が望ましい。
なお、 圧延終了直後の頭部における未再結晶オーステナイ ト組織 の残留比率は、 例えば図 3に示す頭頂部 1 の頭部表面から深さ 6 m mの位置を測定すれば、 レール頭部の表面全体を代表させることが できる。
( 5 ) 仕上げ圧延後の熱処理条件の限定理由
まず、 仕上げ圧延後のレール頭部表面の熱処理条件の限定理由に ついて詳細に説明する。
加速冷却開始するまでの冷却方法については限定していないが自 然放冷や緩冷却が望ましい。 圧延後に自然放冷や緩冷却を行うと、 圧延直後の未再結晶オーステナイ ト組織が再結晶し、 オーステナイ 卜粒の微細化が促進するからである。 なお、 圧延後自然放冷とは、 圧延後、 一切の加熱および冷却処理を行わず、 大気中で自然に冷却 することである。 また、 緩冷却とは冷却速度が 2 °C /s e c以下の範囲 である場合を意味する。
次に、 圧延後残留した未再結晶オーステナイ ト組織から得られる 微細なオーステナイ ト粒を利用して、 延性を安定的に向上させるた めに行う熱処理条件について、 請求の範囲に記載したように限定し た理由を説明する。
仕上げ圧延終了後、 加速冷却を開始する時期は、 1 5 0 s e cを超 えないようにすることが望ましい。 1 5 0 s e cを超えてから加速冷 却を開始すると、 粒成長が顕著となり、 未再結晶オーステナイ ト組 織からの再結晶したォ一ステナイ ト組織が粗大化し、 微細なオース テナイ ト組織が十分に得られず、 その結果、 延性が低下する場合が ある。 このため、 加速冷却開始時期を仕上げ圧延後 1 5 0 s e c以内 に限定することが望ましい。
なお、 仕上げ圧延が終了してから加速冷却開始までの時間の下限 値については特に限定をしていないが、 未再結晶オーステナイ ト組 織の内部から微細なパーライ ト組織を十分に生成させるには、 圧延 での歪みが回復しないように、 圧延直後に加速冷却を行うことが望 ましい。 したがって、 圧延終了後 0〜 1 0 s e c程度が実質的には下 限となる。
次に、 レール頭部表面の加速冷却速度の範囲について説明する。 この加速冷却速度が 2 °C Z s e c未満では、 本発明の製造条件では 、 再結晶したォ一ステナイ ト組織が冷却中に粗大化し、 延性が向上 しない。 また、 レール頭部の高硬度が図れず、 レール頭部の耐摩耗 性の確保が困難となる。 さらに、 鋼の成分によっては、 初析セメン タイ ト組織や初析フェライ ト組織が生成し、 レールの頭部の耐摩耗 性や延性が低下する。 また、 加速冷却速度が 3 0 °C Z s e cを超える と、 本発明の製造条件では、 マルテンサイ ト組織が生成し、 レール 頭部の延性ゃ靭性が大きく低下する。 このため、 レール頭部の加速 9 冷却速度の範囲を 2〜 3 0で s ecの範囲に限定した。
最後に、 レール頭部表面の加速冷却温度の範囲について説明する 。 5 5 0 °Cを超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、 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、 パーライ ト組織 が粗大化し、 レール頭部の延性も低下する。 このため、 少なく とも 5 5 0 °Cまで加速冷却を行うことを限定した。
なお、 レール頭部表面の加速冷却を開始する温度は特に限定して ないが、 耐摩耗性に有害なフェライ ト組織ゃ靭性に有害な粗大なセ メンタイ ト組織の生成を抑制するため、 実質的に A r 3 変態点もし くは A r c m変態点が下限となる。
また、 レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定し てないが、 レール頭部の硬度を確保し、 かつ、 頭部内部の偏析部等 に生成しやすいマルテンサイ ト組織の生成を防止するには、 実質的 に 4 0 0 °Cが下限となる。
ここで、 レールの部位について説明する。
図 3はレール部位の呼称を示したものである。 本発明においてレ ール頭部とは、 図 3に示すように、 頭側部 3の下面を延長した場合 に互いに交わる点 Aを通る水平線より上部に位置する部分であり、 頭頂部 1、 頭部コーナー部 2および頭側部 3 を含む部分である。 熱 間圧延時の減面率は、 斜線で示す部分の断面積の減少率から算定す ることができる。 また、 圧延時のレール頭部表面の温度は、 頭頂部 1および頭部コーナ一部 2の頭部表面の温度を制御することにより 、 圧延時の反力比の制御、 未再結晶オーステナイ ト粒の制御が図れ 、 レールの延性を向上させることができる。
さらに、 上記に説明した圧延後の熱処理における加速冷却速度、 加速冷却停止温度は、 図 3 に示す頭頂部 1および頭部コーナ一部 2 の表面、 若しくは、 頭部表面から深さ 3 m m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、 耐摩耗性や延性に優れた微細なパーラ ィ ト組織を得ることができる。
本発明では、 加速冷却における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、 エア一、 ミス ト、 エア一とミス 卜の混合 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。
また、 本発明では、 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、 H v 3 5 0 以上の硬さを確保することが望ましい。
本発明によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパ一ライ 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、 パーライ ト組織中に微量な初析フェライ ト組織 、 初析セメンタイ ト組織およびべィナイ ト組織が生成することがあ る。 しかし、 パーライ ト組織中にこれらの組織が微量に.生成しても レールの疲労強度ゃ靭性に大きな影響をおよぼさないため、 本発明 によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、 若干の初析フ エライ ト組織、 初析セメンタイ ト組織およびべィナイ ト組織の混在 も含んでいる。 実施例
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は、 表 1に示す供試 レール鋼 （鋼 ： A〜 J 、 0、 P ) を用いて、 本発明レール製造方法 で製造する際の、 仕上げ圧延条件、 反力比、 圧延直後の未再結晶ォ ーステナイ ト組織の頭部残留比率、 熱処理条件を示し、 表 3には、 表 2の条件で製造されたレールにおける、 レール頭表面下 2 m m位 置のミクロ組織、 硬さ、 図 4に示す位置から試験片を採取して行つ た引張試験の全伸び値、 図 5に示す位置から試験片を採取し、 図 6 に示す方法で行った摩耗試験の結果を示す。 なお図 4， 5における 数値の単位は m mである。 また、 図 6 において 4はレール試験片、 5は相手材、 6は冷却用ノズルである。
07064839 表 1
Figure imgf000024_0001
注 ： 残部は不可避的不純物および Feである
方製造法本発ル方明製造法レ— 表 2
Figure imgf000025_0001
表 3 (表 2のつづき）
Figure imgf000026_0001
* 1 ：引張試験は、 図 4に示す位置から試験片を採取した。
* 2 ：摩耗試験は、 図 5に示す位置から試験片を採取し、 図 6に示す方法で行った。 表 4は、 表 1 に示す供試レール鋼 （鋼 ： B〜N ) を用いて、 本発 明レール製造方法及び比較レール製造方法で製造する際の、 仕上げ 圧延条件、 反力比、 圧延直後の未再結晶オーステナイ ト組織の頭部 残留比率、 熱処理条件を示し、 表 5には、 表 4の条件で製造された レールにおける、 レール頭表面下 2 m m位置のミクロ組織、 硬さ、 図 4に示す位置から試験片を採取して行った引張試験の全伸び値、 図 5に示す位置から試験片を採取し、 図 6に示す方法で行った摩耗 試験の結果を示す。
064839 表 4
Figure imgf000028_0001
表 5 (表 4のつづき）
Figure imgf000029_0001
* 1 ： 引張試験は、 図 4 に示す位置か ら試験片を採取した。
* 2 : 摩耗試験は、 図 5 に示す位置から試験片を探取し、 図 6 に示す方法で行った。 この実施例において、
( 1 ) 本発明レール製造方法のレールは、 No. 1 〜 1 9 、 3 0 、 3 1 、 3 5 〜 3 9の 2 6本であり、 本発明の限定成分範囲内のレール 鋼を用い、 かつ、 本発明の限定範囲内の仕上げ圧延、 熱処理条件で 製造したパーライ ト系レールである。 なお、 No. 3 0 、 3 1 は、 圧 延終了から熱処理開始までの時間が、 好ましい範囲外の条件で製造 したものである。
( 2 ) 比較レール製造方法のレールは、 No. 2 0〜 2 9、 3 2〜 3 4の 1 3本であり、 その内訳は次のとおりである。
No. 2 0〜 2 3 ： 上記限定成分範囲外のレール鋼を用い、 上記限 定範囲内の熱間圧延直後の熱処理条件で製造したレール。
No. 2 4〜 2 9 ： 上記限定成分範囲内のレール鋼を用い、 上記限 定範囲外の仕上げ圧延条件で製造したレール。
No. 3 2〜 3 4 ： 上記限定成分範囲内のレール鋼を用い、 上記限 定範囲外の熱処理条件で製造したレール。
図 7は表 2、 3に示す本発明レール製造方法で製造したレール （ 本発明レール） と表 4、 5に示す比較レール製造方法で製造したレ ール （比較例レール） の頭部引張試験の結果を炭素量と全伸び値の 関係を示したものである。 図 8は表 2、 3に示す本発明レール製造 方法で製造したレールと表 4、 5に示す比較レール製造方法で製造 したレールの頭部摩耗試験の結果を炭素量と摩耗量の関係を示した ものである。
なお、 各種試験条件は下記のとおりである。
1. 頭部引張試験
試験機 ： 万能小型引張試験機
試験片形状 ： J I S 4号相似
平行部長さ ： 3 0 mm、 平行部直径 ： 6 mm、 伸び測定評点 間距離 ： 2 5 mm
試験片採取位置 ： レール頭部表面下 6 mm (図 4参照）
引張速度 ： 1 0 mm/m i n、 試験温度 ： 常温 （ 2 0 °C ) 2. 摩耗試験
試験機 ： 西原式摩耗試験機 （図 6参照）
試験片形状 ： 円盤状試験片 （外径 ： 3 0 mm、 厚さ ： 8 mm) 試験片採取位置 ： レール頭部表面下 2 mm (図 5参照）
試験荷重 ： 6 8 6 N (接触面圧 6 4 0 M P a)
すべり率 ： 2 0 %
相手材 ： パーライ ト鋼 （H v 3 8 0 )
雰囲気 ： 大気中
冷却 ： 圧搾空気による強制冷却 （流量 ： 1 0 0 Ν 1 i η ) 繰返し回数 ： Ί 0万回
表 3 に示すように、 本発明レール （No. 5、 1 3 ) は、 本発明レ —ル （No. 4、 1 2 ) と比べて、 通常の自然放冷に加えて、 その後 に一定の時間内で加速冷却を行うことにより、 再結晶したォ一ステ ナイ ト粒の粗大化が抑制されているため、 延性が大きく向上してい る。
さらに、 本発明レール （No. 3 6、 3 8、 3 9 ) は、 仕上げ圧延 時の反力比を 1. 4 0以上としたため、 未再結晶オーステナイ ト組 織の残留比率を 5 0 %以上確保でき、 その結果、 他の本発明レール (No. 3 5、 1 8、 1 9 ) と比べても、 延性が大きく向上している また、 表 1、 2、 4に示すように、 本発明レール （No. 1〜 1 9 、 3 0、 3 1、 3 5〜 3 9 ) は、 比較レール （Νο· 2 0〜 2 3 ) と 比べて、 C、 S i 、 M nの添加量がある一定範囲内に納まっている ため、 レールの耐摩耗性や延性に悪影響を与える初析フェライ ト、 初析セメンタイ ト組織、 マルテンサイ ト組織などが生成せず、 耐摩 耗性ゃ延性に優れたパ一ライ ト組織が生成している。
また、 表 2〜 5、 図 7 に示すように、 本発明レール （No. 1〜 1 9、 3 5〜 3 9 ) は、 比較レール （Νο· 2 5〜 2 9 ) と比べて、 仕 上げ圧延条件を特定範囲内に納めているため、 微細なパーライ ト組 織が安定的に生成しており、 鋼の炭素量を同一とした場合、 レール 頭部の延性が向上している。 また、 本発明レール （No. 1〜 1 9、 3 5〜 3 9 ) は、 比較レール （No. 3 2〜 3 4 ) と比べて、 熱処理 条件が特定範囲内に納まっているため、 微細なパーライ ト組織を安 定的に生成しており、 鋼の炭素量を同一とした場合、 レール頭部の 延性がさらに向上している。 ·
さらに、 表 2〜 5、 図 8に示したように、 本発明レール （No. 1 〜 1 9、 3 5〜 3 9 ) は、 比較レール （No. 2 4、 2 5 ) と比べて 、 仕上げ圧延条件を特定範囲内に納めているため、 微細なパーライ ト組織が安定的に生成しており、 耐摩耗性が確保されている。 また 、 本発明レール （No. ；!〜 1 9、 3 5〜 3 9 ) は、 比較レール （No. 3 2、 3 3 ) と比べて、 熱処理条件を特定範囲内に納めているため 、 耐摩耗性に有害な初析セメン夕ィ ト組織やマルテンサイ ト組織の 生成が抑制され、 耐摩耗性が確保されている。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 レールの製造において、 鋼の成分、 仕上げ圧延 条件、 さらには、 その後の熱処理条件を制御することにより、 重荷 重鉄道に使用されるレールの頭部の組織を制御し、 硬度を所定の範 囲に収め、 レールの耐摩耗性と延性を向上させることが可能となる ので、 重荷重鉄道で使用されるレールとしての大きな利用可能性を 有する。

Claims

1. 質量％で、 C : 0. 6 5〜： L . 2 0 %、 S i ： 0. 0 5〜 2 . 0 0 %、 M n : 0. 0 5〜 2. 0 0 %を含有していて残部が F e および不可避的不純物からなるレール圧延用鋼片に対して、 少なく とも粗圧延及び仕上げ圧請延を行うことにより耐摩耗性および延性に 優れたパ一ライ ト系レールを製造する方法であって、
前記仕上げ圧延において、 レール頭部表面が 9 0 0 °C以下〜 A r の
3 変態点もしくは A r em変態点以上の温度範囲で、 頭部の累積減面 率を 2 0 %以上、 かつ、 圧延機の反力値を同一累積減面率かつ圧延 温度 9 5 0 °Cでの反力値で除した値である囲反力比を 1. 2 5以上と する圧延を行い、 その後、 仕上げ圧延後のレール頭部表面を、 冷却 速度 2〜 3 0 °C/secで少なく とも 5 5 0 °Cまで加速冷却又は自然 放冷することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト 系レールの製造方法。
2. 前記仕上げ圧延終了後、 1 5 0 sec以内に前記加速冷却を開 始することを特徴とする請求の範囲 1 に記載の耐摩耗性および延性 に優れたパーライ ト系レールの製造方法。
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