JP2003105499A - Pearlitic rail having excellent toughness and ductility, and production method therefor - Google Patents
Pearlitic rail having excellent toughness and ductility, and production method thereforInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、レール鋼のパーラ
イトブロックサイズを微細化して靭性および延性の向上
を図った高強度レールおよびその製造方法に関するもの
である。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength rail in which pearlite block size of rail steel is miniaturized to improve toughness and ductility, and a method for manufacturing the same.
【０００２】[0002]
【従来の技術】鉄道輸送は輸送効率向上のための重積載
化、輸送迅速化のための高速化が進められており、レー
ルの特性に対する要求が厳しくなっている。重積載化は
急曲線区間におけるレール頭部の磨耗を促進し、レール
ＧＣ（ゲージコーナー）内部の応力集中部からの疲労損
傷を増加させることから、レール寿命が短くなってきて
いる。この重荷重鉄道でのレール短寿命化を改善するた
めに、耐磨耗性、耐内部疲労損傷性の優れた高強度レー
ル鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲線
区間ではこの高強度レールが広く普及しつつある。2. Description of the Related Art Rail transportation is under heavy load to improve transportation efficiency and speeding up to speed up transportation, and requirements for rail characteristics are becoming strict. Heavy loading accelerates wear of the rail head in a sharp curve section and increases fatigue damage from a stress concentration portion inside the rail GC (gauge corner), so that the rail life is becoming shorter. In order to improve the shortening of rail life in heavy-duty railway, technological development of high-strength rail steel with excellent wear resistance and internal fatigue damage resistance has been actively conducted. As a result, this high-strength rail is becoming widespread in curved sections.
【０００３】一方、寒冷地の鉄道では冬季にレールクラ
ック発生によるレール取替が集中しており、レール材の
靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になってい
る。また頭部の内部疲労損傷性の改善には、レール材の
靭性および延性を向上させることが重要である。レール
鋼に対する衝撃値規格としては、ロシアГｏｃｔ規格に
おいて、試験温度２０℃における２mmＵノッチ試験値と
して２５Ｊ／cm2 以上という例があり、それを達成する
ために、以下のような方法による靭性および延性改善が
図られている。
(1) 普通圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温度
で再加熱した後、加速冷却する方法。
(2) 制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した後、
レール頭部を加速冷却する方法。
(3) 制御圧延した後、パーライト変態前で低温度に再加
熱し、その後加速冷却する方法。On the other hand, rail replacement in the cold regions is concentrated due to the occurrence of rail cracks in winter, and improvement of the toughness of the rail material has become an issue necessary for extending the rail life. Further, to improve the internal fatigue damage of the head, it is important to improve the toughness and ductility of the rail material. As an impact value standard for rail steel, there is an example of a 2 mm U notch test value of 25 J / cm 2 or more at a test temperature of 20 ° C in the Russian Гoct standard, and in order to achieve that, toughness and ductility are measured by the following methods. Improvements are being made. (1) A method in which after normal rolling, the rail once cooled to room temperature is reheated at a low temperature and then accelerated cooling is performed. (2) After refining the austenite grains by controlled rolling,
A method of accelerated cooling of the rail head. (3) A method in which after controlled rolling, it is reheated to a low temperature before pearlite transformation and then accelerated cooling is performed.
【０００４】[0004]
【発明が解決しようとする課題】上記（１）の方法で
は、例えば特開昭５５−１２５３２１号公報に記載され
ているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下
の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化するこ
とによって大幅に靭性および延性を改善しようとするも
のである。しかし、低温度で加熱し、かつレール頭部内
部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時
間加熱する必要があり、この加熱処理により生産性を阻
害し製造コストを高める難点がある。In the above method (1), as described in, for example, JP-A-55-125321, reheating to a low temperature of 850 ° C. or lower, which is lower than the normal heating temperature, is carried out. However, the fineness of the austenite grains is intended to significantly improve the toughness and ductility. However, if heating at a low temperature and trying to deepen the heating to the inside of the rail head, it is necessary to lower the amount of heat input and heat for a long time, and this heat treatment hinders productivity and raises the manufacturing cost. .
【０００５】また上記（２）の方法は、例えば特開昭５
２−１３８４２７号公報および特開昭５２−１３８４２
８号公報に記載されているように、制御圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとす
るものである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧
延機の能力、あるいはレールの断面形状や長手方向の寸
法精度が容易に得られないという形状制御性の観点から
も問題を含んでいる。The method (2) is described in, for example, Japanese Patent Laid-Open No.
JP-A-2-138427 and JP-A-52-13842.
As described in Japanese Patent Publication No. 8, the fine graining of austenite grains by controlled rolling is intended to improve toughness and ductility. However, there are problems from the viewpoint of the ability of the rolling mill that requires a large rolling force, or the shape controllability that the rail cross-sectional shape and dimensional accuracy in the longitudinal direction cannot be easily obtained.
【０００６】さらに上記（３）の方法は、例えば特公平
４−４３７１号公報に記載されているように、８００℃
以下で５％以上の圧延を実施した後、再度７５０〜９０
０℃に加熱することによりオーステナイト粒を微細に
し、靭性および延性を改善しようとするものである。し
かし、この方法は圧延後に低温再加熱のための加熱炉を
必要とするため作業性、生産性、製造コスト等の問題が
ある。Further, the method (3) described above is, for example, as described in Japanese Patent Publication No. 4-4371, 800 ° C.
After rolling 5% or more below, again 750-90
By heating to 0 ° C., the austenite grains are made fine and the toughness and ductility are improved. However, since this method requires a heating furnace for low-temperature reheating after rolling, there are problems such as workability, productivity, and manufacturing cost.
【０００７】またレール鋼の靭性を改善する方法として
は、例えば特開平８−１０４９４６号公報、特開平８−
１０４９４７号公報および特開平８−１０９４３８号公
報に記載されているように、脱酸元素としてＭｇを添加
し、０．１〜１０μｍのＭｎＳの個数が１mm2 あたり６
００〜１２０００個存在する靭性・延性が優れたパーラ
イト系レールがあり、この方法により靭性および延性に
優れたレールの製造が可能となった。しかし、重荷重鉄
道ではなお一層の重積載化および高速化が検討されてお
り、さらに靭性および延性を改善することが要求されて
きている。As a method for improving the toughness of rail steel, for example, JP-A-8-104946 and JP-A-8-104946 are available.
As described in JP104947A and JP-A-8-109438, Mg is added as a deoxidizing element, and the number of MnS of 0.1 to 10 μm is 6 per 1 mm 2.
There are 001 to 12000 pearlite rails with excellent toughness and ductility, and this method made it possible to manufacture rails with excellent toughness and ductility. However, in heavy-duty railways, further heavy loading and higher speed are being studied, and further improvement in toughness and ductility has been demanded.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】パーライト組織は図１に
示すように、パーライトブロック、パーライトコロニー
から構成されている。パーライトブロックはフェライ
ト、セメンタイトの結晶方位が揃った領域をさす。パー
ライトコロニーは、セメンタイトとフェライトの層状組
織であるパーライトラメラの配向方向が揃っている領域
であり、複数個のパーライトコロニーによりパーライト
ブロックが構成されている。パーライト変態は通常、主
にオーステナイト粒界から開始する。このため、オース
テナイト粒が細かいほど、変態完了後のパーライト組織
は細かくなる。また、オーステナイト粒内に変態核とな
り得る介在物があれば、粒内からも変態が開始し、変態
完了後のパーライト組織は細かくなる。As shown in FIG. 1, a pearlite structure is composed of pearlite blocks and pearlite colonies. The pearlite block refers to a region where the crystal orientations of ferrite and cementite are aligned. The pearlite colony is a region in which the orientation directions of pearlite lamellae, which are a layered structure of cementite and ferrite, are aligned, and a pearlite block is composed of a plurality of pearlite colonies. The pearlite transformation usually begins primarily at the austenite grain boundaries. Therefore, the finer the austenite grains, the finer the pearlite structure after the transformation is completed. Further, if there are inclusions that can serve as transformation nuclei in the austenite grains, transformation also starts from within the grains, and the pearlite structure after transformation is fine.
【０００９】本発明者らはパーライト鋼の破壊において
は、亀裂の進展は結晶方位の揃ったパーライトブロック
単位で進み、その細粒化によって衝撃特性が改善される
と考え、パーライトブロックサイズと衝撃値の関係を把
握した。その結果、パーライトブロックサイズが５０μ
ｍ未満になると、２０Ｊ／cm2 以上の良好な衝撃特性が
得られることを知見した。In the fracture of pearlite steel, the inventors of the present invention think that the crack progresses in the unit of pearlite block having the uniform crystallographic orientation, and the grain refinement improves the impact characteristics, and the pearlite block size and impact value are considered. Understand the relationship. As a result, the perlite block size is 50μ.
It has been found that when it is less than m, good impact characteristics of 20 J / cm 2 or more can be obtained.
【００１０】具体的に、良好な衝撃試験値を得るため、
本発明は以下の構成からなる。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．５５〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｓ ：０．００２〜０．０５０％、
Ｖ ：０．００５〜１．００％、 Ｍｇ：０．０００４〜０．０２％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下
を含有し、少なくともレール頭部が実質パーライト組織
であって、直径が０．０１〜１０μｍ以下の下記〜
の介在物が、前記パーライト組織中の任意断面におい
て、１mm2 中に合計で５００〜２，０００，０００個存
在し、さらに、これら介在物を核として変態したパーラ
イトが存在し、パーライトブロックの平均粒径が５０μ
ｍ未満であることを特徴とする靭性および延性に優れた
パーライト系レール。
：Ｍｇ酸化物またはＭｇ−Ａｌ酸化物またはＭｇ硫化
物、
：単独に、またはを核としてＭｎＳを析出した介在
物、
：単独に、または、の上にＶ炭窒化物が析出した
介在物、
：〜にさらにＴｉＮを含有する介在物
（２） 質量％でさらに、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｎｉ：０．１〜４．０％、
Ｃｕ：０．１〜４．０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）に記載の靭性および延性に優れたパーライト系レ
ール。Specifically, in order to obtain a good impact test value,
The present invention has the following configurations. (1) Mass%, C: 0.55 to 1.20%, Si: 0.10 to 1.20%, Mn: 0.10 to 1.50%, S: 0.002 to 0.050% , V: 0.005-1.00%, Mg: 0.0004-0.02%, N: 0.0005-0.03%, Al: 0.05% or less, Ti: 0.05% or less At least the rail head has a substantially pearlite structure and has a diameter of 0.01 to 10 μm or less.
Of the inclusions of 500 to 2,000,000 in total in 1 mm 2 in an arbitrary cross section in the pearlite structure, and pearlite transformed with these inclusions as nuclei is present. 50μ particle size
A perlite rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by being less than m. : Mg oxide or Mg-Al oxide or Mg sulfide: alone or inclusions in which MnS is deposited with nuclei as: alone or inclusions in which V carbonitrides are deposited: Inclusions (2) containing TiN in addition to: further by mass%, Cr: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ni: 0.1 to 4.0%, Cu: 0.1 to 4.0%, B: 0.0001 to 0.005%, or one or more of the above (1). ) A pearlite rail with excellent toughness and ductility.
【００１１】（３） 前記（１）または（２）に記載の
成分からなる鋼材を１０００℃以上、１２００℃以下の
温度に加熱して熱間圧延することを特徴とする靭性およ
び延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
（４） 前記（１）または（２）に記載の成分からなる
鋼材を熱間圧延でレールに成形した後、熱延まま、ある
いは加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レー
ルの少なくとも頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/s
ecで加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優
れたパーライト系レールの製造方法。
（５） 前記（１）または（２）に記載の成分からなる
鋼材を１０００℃以上、１２００℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延でレールに形成した後、熱延まま、あるい
は加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レール
の少なくとも頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/sec
で加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優れ
たパーライト系レールの製造方法。(3) An excellent toughness and ductility, characterized in that a steel material composed of the component described in (1) or (2) above is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and hot-rolled. Manufacturing method of perlite rail. (4) After the steel material comprising the component described in (1) or (2) above is formed into a rail by hot rolling, it is brought to an austenite region temperature by hot rolling or by heating, and at least the head of the rail is 700 to 1 ~ 5 ℃ / s between 500 ℃
A method for manufacturing a pearlite rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by accelerated cooling with ec. (5) A steel material comprising the components described in (1) or (2) above is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and hot-rolled to form a rail, which is then hot-rolled or austenitic by heating. 1 to 5 ° C / sec between 700 to 500 ° C at least at the head of the rail
A method for producing a pearlite-based rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by accelerated cooling by means of.
【００１２】[0012]
【発明の実施の形態】本発明はＭｇ，Ｖ，Ｎ，Ｍｎ，
Ｓ，Ｔｉ，Ａｌを含有する介在物による、圧延加工後の
オーステナイト結晶粒の成長を抑えるピンニング効果に
より、微細なオーステナイト結晶粒を維持し、かつオー
ステナイト結晶粒内の上記介在物からの粒内変態によ
り、変態後のパーライト組織を微細化するものである。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention relates to Mg, V, N, Mn,
By the pinning effect of the inclusions containing S, Ti, and Al to suppress the growth of austenite crystal grains after rolling, fine austenite crystal grains are maintained and the intragranular transformation from the inclusions in the austenite crystal grains is performed. This refines the pearlite structure after transformation.
【００１３】レール鋼は、転炉、電気炉などで溶製す
る。その際にＭｇ，Ｖ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓを含有する鋼材で
は、まず溶鋼中に不可避的に存在するＯ，Ａｌとの反応
により、Ｍｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物ないしＭｇ硫化
物が晶出する。これらの介在物は、溶鋼を造塊あるいは
連続鋳造法により凝固させる際に、凝固前後から析出す
るＭｎＳの析出核となる。Ｍｇ−Ａｌ酸化物はＭｇＯ−
Ａｌ2 Ｏ3 スピネル構造となる場合が多い。Rail steel is melted in a converter, an electric furnace or the like. At that time, in the steel material containing Mg, V, N, Mn, and S, first, Mg oxide, Mg—Al oxide, or Mg sulfide is crystallized by a reaction with O and Al that are inevitably present in the molten steel. Put out. These inclusions become MnS precipitation nuclei that precipitate before and after solidification when the molten steel is solidified by ingot casting or continuous casting. Mg-Al oxide is MgO-
It often has an Al 2 O 3 spinel structure.
【００１４】また、完全に凝固した後の１０００℃付近
からはＶ炭窒化物の析出が始まる。その析出核にはＭｇ
酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物、Ｍｇ硫化物、および、これ
らを核として析出したＭｎＳがなる。その結果、Ｍｇ含
有介在物に直接もしくは順にＭｎＳ、Ｖ炭窒化物が析出
した複合析出物を生じる。ただし、介在物を観察する時
には析出核の部分が観察断面に必ずしも現れないため、
単独に析出したように見える場合もある。なお一部のＭ
ｎＳやＶ炭窒化物の析出核は、鋼中に不可避に含まれる
微量のＡｌ2 Ｏ3 、Ｔｉ2 Ｏ3 、ＣａＯ、ＣａＳ、Ｓｉ
Ｏ2 、ＭｎＯ2などになっていると考えられる。また、
これら複合介在物には鋼中に不可避的に混入している微
量のＴｉ，ＮによるＴｉＮを複合析出している場合もあ
る。Precipitation of V carbonitrides begins at around 1000 ° C. after completely solidifying. Mg as the precipitation nucleus
Oxides, Mg-Al oxides, Mg sulfides, and MnS deposited with these as nuclei are formed. As a result, a composite precipitate is produced in which MnS and V carbonitride are directly or sequentially deposited on the Mg-containing inclusions. However, when observing inclusions, the portion of the precipitation nuclei does not always appear in the observation cross section,
In some cases it may appear to have precipitated alone. Some M
The precipitation nuclei of nS and V carbonitrides are trace amounts of Al 2 O 3 , Ti 2 O 3 , CaO, CaS, and Si that are inevitably contained in the steel.
It is considered to be O 2 , MnO 2, or the like. Also,
In some cases, a small amount of TiN, which is inevitably mixed in steel, is compositely precipitated in these composite inclusions.
【００１５】次にレールの熱間圧延に際し、矩形断面、
丸断面の鋼材は加熱される。この加熱において１２００
℃以上になるとＶ炭窒化物、ＭｎＳの一部は再び母材中
に溶解する。高温に加熱された圧延素材は複数の圧延機
を通り、徐々にレール形状に成形され、最終的に９００
〜１１００℃程度でレール形状に仕上げられる。圧延で
導入される歪により、オーステナイト粒は再結晶により
微細になるが、それに引き続き起こる結晶粒成長により
再び粗大化する。すなわち、圧延機を通過するたびにオ
ーステナイト粒の微細化と粗大化を繰り返す。Next, during hot rolling of the rail, a rectangular cross section,
Steel material with a round cross section is heated. 1200 in this heating
When the temperature becomes higher than ℃, a part of V carbonitride and MnS are dissolved again in the base material. The rolled material heated to high temperature passes through multiple rolling mills and is gradually formed into a rail shape.
The rail shape is finished at about 1100 ° C. Due to the strain introduced by rolling, the austenite grains become finer by recrystallization, but become coarse again due to the subsequent grain growth. That is, the austenite grains are repeatedly refined and coarsened every time they pass through the rolling mill.
【００１６】この熱間圧延の途中もしくは圧延完了後の
冷却中に、一旦溶解したＭｎＳ、Ｖ炭窒化物が再析出す
る。またＶ炭窒化物は圧延による歪に誘起されて、オー
ステナイト粒内の変形帯に沿って微細に析出する場合が
ある。これら鋼中に析出した介在物は、オーステナイト
粒の圧延加工後の結晶粒成長の際に、粒界移動を抑制す
るピンニング効果により、微細に再結晶したオーステナ
イト組織を維持する働きを持つ。During the hot rolling or during the cooling after the rolling is completed, the once dissolved MnS and V carbonitrides are reprecipitated. Further, V carbonitride may be finely precipitated along the deformation zone in the austenite grains due to the strain induced by rolling. The inclusions precipitated in these steels have a function of maintaining a finely recrystallized austenite structure due to the pinning effect of suppressing grain boundary movement during the crystal grain growth of austenite grains after rolling.
【００１７】さらに温度が共析点以下に下がるとパーラ
イト変態が始まる。Ｖ炭窒化物はフェライトとの結晶格
子の整合性が良く、オーステナイト粒界に加えて粒内に
あるＶ炭窒化物が核となりフェライト変態が起きやすく
なる。フェライト変態が起きると隣接オーステナイト中
にセメンタイトが析出し、即座にパーライト変態に移行
する。粒界からの変態に加えて、粒内の介在物からのパ
ーライト変態により微細なパーライトが形成する。When the temperature further falls below the eutectoid point, pearlite transformation starts. V carbonitride has good crystal lattice matching with ferrite, and V carbonitride existing in the grains in addition to the austenite grain boundaries serves as nuclei to facilitate ferrite transformation. When the ferrite transformation occurs, cementite precipitates in the adjacent austenite and immediately shifts to the pearlite transformation. In addition to the transformation from the grain boundaries, fine pearlite is formed by the pearlite transformation from inclusions in the grains.
【００１８】以上、介在物のピンニング効果によりオー
ステナイト粒を細かくすること、さらにオーステナイト
粒内のＶ炭窒化物を含む介在物からの粒内変態により、
変態後のパーライトブロックサイズが微細になり、優れ
た靭性および延性を有するレール鋼を得ることができ
る。このような微細なパーライト組織は、車輪からの衝
撃的な負荷の加わり易いレールの頭部に少なくとも形成
されている必要がある。As described above, by making the austenite grains fine by the pinning effect of the inclusions and further by the intragranular transformation from the inclusions containing the V carbonitride in the austenite grains,
The pearlite block size after transformation becomes fine, and a rail steel having excellent toughness and ductility can be obtained. Such a fine pearlite structure needs to be formed at least on the head of the rail to which an impact load from the wheel is easily applied.
【００１９】一方、レール鋼に対する所要特性として高
靭性と共に、１０００ＭＰａ以上の高強度が要求される
場合には、圧延終了後、あるいは一度室温まで冷却した
後に、熱処理する目的でオーステナイト域温度まで再加
熱し、パーライト変態温度域である７００〜５００℃間
を加速冷却することが望ましい。On the other hand, when high toughness and high strength of 1000 MPa or more are required as required properties for rail steel, reheating to the austenite region temperature is carried out for the purpose of heat treatment after completion of rolling or once cooling to room temperature. However, it is desirable to perform accelerated cooling in the pearlite transformation temperature range of 700 to 500 ° C.
【００２０】加速冷却を行うと、平衡変態温度からの過
冷度が高まり、より低温でパーライト変態が起こる。過
冷度が高まると、パーライトのラメラ間隔が減少して強
度が増大するとともに、変態核の生成速度が増加するた
め、さらに変態核の増加がもたらされ、パーライト組織
のさらなる細粒化に寄与する結果、一層のレール鋼の靭
性向上を達成することができる。ただし、加速冷却時の
冷却速度が１℃/sec未満のときは必要強度を得ることが
できず、５℃/secを超える場合はマルテンサイトが生成
するため好ましくない。また、加速冷却の際に、水スプ
レイ、液体浸漬による冷却法を採用すると、鋼材表層に
膜沸騰現象を生じ、冷却むらを招き易いため、冷却媒体
は空気、あるいは空気−水ミストが望ましい。When accelerated cooling is performed, the degree of supercooling from the equilibrium transformation temperature increases, and pearlite transformation occurs at a lower temperature. When the degree of supercooling increases, the lamellar spacing of pearlite decreases, the strength increases, and the rate at which transformation nuclei form increases, which leads to an increase in transformation nuclei and contributes to further grain refinement of the pearlite structure. As a result, it is possible to further improve the toughness of the rail steel. However, if the cooling rate during accelerated cooling is less than 1 ° C / sec, the required strength cannot be obtained, and if it exceeds 5 ° C / sec, martensite is formed, which is not preferable. Further, if a cooling method by water spraying or liquid immersion is adopted during accelerated cooling, a film boiling phenomenon occurs in the surface layer of the steel material, and uneven cooling is likely to occur. Therefore, the cooling medium is preferably air or an air-water mist.
【００２１】また、圧延素材の再加熱温度を１２００℃
以下にとどめると、既に鋳造、冷却段階で鋼材中に析出
していたＶ炭窒化物の大半は溶解せず、圧延の最初から
存在する。その結果、Ｍｇ系介在物やＭｎＳに加え、多
数のＶ炭窒化物により、圧延初期段階から結晶粒成長が
抑制され、より微細なオーステナイト粒が得られる。し
かしながら、加熱温度が１０００℃を下まわると圧延時
の変形抵抗が高くなり、圧延機の能力あるいはレールの
断面形状や長手方向の寸法精度が容易に得られないとい
う形状制御性の問題が生じ、好ましくない。The reheating temperature of the rolled material is 1200 ° C.
If it is limited to the following, most of the V carbonitrides already precipitated in the steel material at the casting and cooling stages are not melted and exist from the beginning of rolling. As a result, in addition to Mg-based inclusions and MnS, a large number of V carbonitrides suppress crystal grain growth from the initial stage of rolling, and finer austenite grains are obtained. However, if the heating temperature is lower than 1000 ° C., the deformation resistance during rolling becomes high, and there arises a problem of shape controllability that the ability of the rolling mill or the cross-sectional shape of the rail and the dimensional accuracy in the longitudinal direction cannot be easily obtained. Not preferable.
【００２２】以下本発明のレール成分を限定した理由に
ついて述べる。成分の含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは、レール鋼における高強度化およびパーライト
組織生成のための必須元素である。０．５５％未満では
必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また
１．２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる
有害な初析セメンタイトを生成させるばかりか、レール
頭部熱処理層や溶接部の微小偏析部にマルテンサイトが
生成し、靭性・延性を著しく低下させるため好ましくな
い。The reasons for limiting the rail components of the present invention will be described below. The content of the components is% by mass. C: C is an essential element for strengthening the rail steel and generating a pearlite structure. If it is less than 0.55%, it is difficult to obtain the required high-strength pearlite structure, and if it exceeds 1.20%, not only harmful harmful proeutectoid cementite that embrittles the austenite grain boundaries is generated, but also a rail head heat treatment layer. Martensite is formed in the microsegregated portion of the welded portion or the welded portion, and the toughness and ductility are significantly reduced, which is not preferable.
【００２３】Ｓｉ：Ｓｉはパーライト組織中のフェライ
ト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、
若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満
ではその効果は少なく、１．２０％を超えると脆化をも
たらし溶接接合性も低下するため好ましくない。Si: Si not only contributes to strengthening by solid solution strengthening in the ferrite phase in the pearlite structure, but also
There is some effect of improving toughness and ductility. If it is less than 0.10%, its effect is small, and if it exceeds 1.20%, embrittlement is caused and weld bondability is deteriorated, which is not preferable.
【００２４】Ｍｎ：ＭｎはＣと同様にパーライト変態温
度を低下させ、焼入れ性を高めることによって高強度化
に寄与する元素である。またＳと結合してＭｎＳを析出
しピンニング粒子となる。しかし、０．１０％未満では
これらの効果が小さく、１．５０％を超えると偏析部に
マルテンサイト組織を生成させ易くするため好ましくな
い。Mn: Mn is an element that contributes to the strengthening by lowering the pearlite transformation temperature and enhancing the hardenability like C. Further, it bonds with S to precipitate MnS and become pinning particles. However, if it is less than 0.10%, these effects are small, and if it exceeds 1.50%, a martensite structure is likely to be generated in the segregated portion, which is not preferable.
【００２５】Ｓ：Ｓは一般に有害元素として知られてい
るが、本発明においてはＭｇ硫化物、ＭｎＳを生成する
ために必要な元素である。これら硫化物はＶ炭窒化物の
析出サイトとなる。これらの介在物はオーステナイト粒
の圧延後の粒成長抑制と、粒内変態の促進効果によりパ
ーライト変態後のパーライトブロックサイズを微細化さ
せる。しかし、Ｓが０．００２％未満では十分な数のＭ
ｇＳ，ＭｎＳを得ることができず、また０．０５０％を
超えると粗大なＭｎＳが生成し始め、靭性および延性を
著しく低下させるため好ましくない。S: S is generally known as a harmful element, but in the present invention, it is an element necessary for producing Mg sulfide and MnS. These sulfides serve as V carbonitride precipitation sites. These inclusions suppress the grain growth after rolling of austenite grains and reduce the pearlite block size after pearlite transformation by the effect of promoting intragranular transformation. However, if S is less than 0.002%, a sufficient number of M
gS and MnS cannot be obtained, and if it exceeds 0.050%, coarse MnS starts to be generated, and the toughness and ductility are significantly reduced, which is not preferable.
【００２６】Ｍｇ：ＭｇはＭｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化
物、Ｍｇ硫化物を析出し、さらにこれらを核としてＭｎ
Ｓ、Ｖ炭窒化物の析出核となる。これらの介在物はオー
ステナイト粒の圧延後の粒成長抑制と、粒内変態の促進
効果によりパーライト変態後のパーライトブロックを微
細にする。しかし、０．０００４％未満ではパーライト
ブロックサイズ微細化がほとんど無く、０．０２％を超
えると粗大な介在物が生成し、靭性が著しく低下するた
め好ましくない。Mg: Mg precipitates Mg oxide, Mg-Al oxide, and Mg sulfide, and further, these are used as nuclei for Mn.
It serves as a precipitation nucleus for S and V carbonitrides. These inclusions suppress the grain growth after rolling the austenite grains and make the pearlite block fine after the pearlite transformation due to the effect of promoting the intragranular transformation. However, if it is less than 0.0004%, there is almost no refinement of the pearlite block size, and if it exceeds 0.02%, coarse inclusions are formed, and the toughness is significantly reduced, which is not preferable.
【００２７】Ｖ：ＶはＶ炭窒化物を析出するために必要
な元素である。Ｖ炭窒化物はオーステナイト結晶粒の成
長を抑制し、パーライト変態時に粒内変態核となる機能
により、パーライト変態後のパーライトブロックサイズ
を微細化させる。しかしＶが０．００５％未満ではこの
効果は弱く、１％を超えると粗大なＶ炭窒化物を生成し
靭性が低下するため好ましくない。V: V is an element necessary for precipitating V carbonitride. The V carbonitride suppresses the growth of austenite crystal grains, and has the function of becoming an intragranular transformation nucleus during the pearlite transformation, thereby reducing the pearlite block size after the pearlite transformation. However, if V is less than 0.005%, this effect is weak, and if it exceeds 1%, coarse V carbonitrides are formed and the toughness decreases, which is not preferable.
【００２８】Ｎ：ＮはＶ炭窒化物を析出するために必要
な元素であり、そのためには０．０００５％以上が必要
である。しかしＮが０．０３％を超えると粗大なＶ炭窒
化物が生成し、靭性が低下するため好ましくない。N: N is an element necessary for precipitating V carbonitride, and for this purpose, 0.0005% or more is necessary. However, if N exceeds 0.03%, coarse V carbonitrides are formed, and the toughness decreases, which is not preferable.
【００２９】Ｔｉ：Ｔｉは精錬時の造滓材や炉材などか
ら混入し不可避的に存在するが、Ｍｇ系介在物やそれを
核として微細に析出したＭｎＳ上にＴｉ窒化物として析
出すると、パーライト変態核となり、パーライトブロッ
クサイズを微細化する機能を持っている。この効果を狙
って意図的にＴｉを添加する場合には０．００１％以上
が必要である。しかしＴｉが０．０５％を超えると粗大
なＴｉ窒化物が生成し、靭性が低下するため好ましくな
い。Ti: Ti is inevitably present by mixing from slag material and furnace material at the time of refining, but when it is deposited as Ti nitride on Mg-based inclusions or MnS finely deposited with the inclusions as nuclei, It serves as a perlite transformation nucleus and has the function of making the perlite block size smaller. When Ti is intentionally added aiming at this effect, 0.001% or more is necessary. However, if Ti exceeds 0.05%, coarse Ti nitride is generated, and the toughness decreases, which is not preferable.
【００３０】Ａｌ：Ａｌは精錬時の脱酸剤あるいは炉材
から混入し、不可避的に存在するが、Ｍｇとスピネル構
造の酸化物を作り、これもＭｎＳやＶ炭窒化物の析出核
となる。ただし、０．０５％を超えると酸化物が粗大化
し、靭性の低下をもたらすこと、および重荷重鉄道で使
用された際に内部疲労起点となる危険性があるため、
０．０５％以下であることが望ましい。Al: Al is mixed in from the deoxidizing agent or the furnace material at the time of refining and inevitably exists, but it forms Mg and spinel structure oxides, which also serve as precipitation nuclei for MnS and V carbonitrides. . However, when the content exceeds 0.05%, the oxide becomes coarse, leading to a decrease in toughness, and there is a risk of becoming an internal fatigue starting point when used in heavy-duty railway,
It is preferably 0.05% or less.
【００３１】さらに本発明においては、上記成分の他に
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｂの１種または２種以
上の添加によって、フェライト地の靭性改善、レール圧
延素材の加熱時におけるオーステナイト粒の、あるいは
圧延時におけるオーステナイト粒の細粒化によって高靭
性を得ることができ、さらに冷却過程における加速冷却
との組み合わせによって、より高強度と同時に高靭性を
得ることができる。Further, in the present invention, addition of one or more of Cr, Mo, Nb, Ni, Cu and B in addition to the above-mentioned components improves the toughness of the ferrite material and austenite during heating of the rail rolling material. High toughness can be obtained by refining the grains or austenite grains during rolling, and by combining with accelerated cooling in the cooling process, higher strength and high toughness can be obtained at the same time.
【００３２】これらの化学成分を限定した理由を以下に
説明する。
Ｃｒ：Ｃｒはパーライト変態温度を低下させることによ
って高強度化に寄与するとともに、溶接継ぎ手部軟化防
止の観点で０．１％以上の含有が有効である。一方、
１．０％を超えて含有すると、強制冷却時に元素偏析部
のみでなく、過冷却傾向の強いレールの肩部にベイナイ
トやマルテンサイトが生成し靭性の低下をもたらすため
好ましくない。The reason why these chemical components are limited will be described below. Cr: Cr contributes to strengthening by lowering the pearlite transformation temperature, and it is effective to contain 0.1% or more from the viewpoint of preventing softening of the welded joint. on the other hand,
If the content exceeds 1.0%, bainite and martensite are generated not only in the element segregation portion but also in the shoulder portion of the rail having a strong tendency of supercooling during forced cooling, which is not preferable.
【００３３】Ｍｏ：Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制
し、パーライトブロックサイズを微細化することから靭
性向上に有効な元素である。さらにＭｏは加速冷却時に
レール内部において、表面層のパーライト変態に伴う発
熱に連動した高温での変態誘起を防止し、レール内部の
高強度化に寄与して強度を高める。しかし、０．０１％
未満では上記の効果は少なく、また、０．５０％を超え
る含有量ではパーライト変態速度が低下し、パーライト
組織中にベイナイトやマルテンサイトを生成させ靭性低
下をもたらすため好ましくない。Mo: Mo is an element effective in improving the toughness because it suppresses the transformation rate of pearlite and refines the pearlite block size. Further, Mo prevents transformation induction at high temperature in conjunction with heat generation due to pearlite transformation of the surface layer inside the rail during accelerated cooling, and contributes to strengthening the inside of the rail to enhance the strength. However, 0.01%
If it is less than 0.5%, the above effect is small, and if it exceeds 0.50%, the pearlite transformation rate decreases, and bainite or martensite is generated in the pearlite structure, resulting in a decrease in toughness, which is not preferable.
【００３４】Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱するこ
とによって、Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト粒成長を
抑制し細粒化に寄与する。または高温加熱・低温仕上げ
圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化
し、加速冷却後に得られるパーライトブロックを微細に
する。この効果を得るためには、Ｎｂは０．００１％以
上必要であるが、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭化
物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物の生成によって靭性が低
下するため好ましくない。Nb: Nb is heated at a low temperature during hot rolling, whereby carbonitrides of Nb suppress austenite grain growth and contribute to grain refinement. Alternatively, the austenite grains after hot rolling are refined by high temperature heating / low temperature finish rolling, and the pearlite blocks obtained after accelerated cooling are made fine. To obtain this effect, Nb needs to be 0.001% or more, but if it exceeds 0.05%, the toughness is lowered due to the formation of coarse Nb carbide, Nb nitride, and Nb carbonitride, which is not preferable. .
【００３５】Ｎｉ：Ｎｉはフェライト中に固溶し、フェ
ライトの靭性を向上させるのに有効な元素である。ただ
し、Ｎｉが０．１％未満の場合にはその効果が極めて少
なく、また４．０％を超えて含有してもその効果は飽和
する。Ni: Ni is a solid solution in ferrite and is an element effective for improving the toughness of ferrite. However, when the Ni content is less than 0.1%, the effect is extremely small, and even when the Ni content exceeds 4.0%, the effect is saturated.
【００３６】Ｃｕ：ＣｕはＮｉと同様にフェライト中に
固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素
である。ただし、Ｃｕが０．１％未満の場合にはその効
果が極めて少なく、また４．０％を超えて含有してもそ
の効果は飽和する。Cu: Cu, like Ni, forms a solid solution in ferrite and is an element effective for improving the toughness of ferrite. However, when Cu is less than 0.1%, the effect is extremely small, and when it is contained in excess of 4.0%, the effect is saturated.
【００３７】Ｂ：Ｂは微量添加においてもオーステナイ
ト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を
著しく改善する元素である。この効果を得るためには、
Ｂは０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を
超えるとＢの炭窒化物が生成し、靭性が著しく低下する
ため好ましくない。B: B is an element which segregates at the austenite grain boundaries even when added in a small amount and delays the transformation to remarkably improve the hardenability. To get this effect,
B is required to be 0.0001% or more, and if it exceeds 0.0050%, carbonitrides of B are formed and the toughness is remarkably reduced, which is not preferable.
【００３８】またＰは、鋼中に不可避的に含有される元
素であるが、Ｐが０．０３％を超えるとパーライト中の
フェライト層が脆化して衝撃特性を低下することから、
０．０３％以下であることが望ましい。Further, P is an element inevitably contained in the steel, but if P exceeds 0.03%, the ferrite layer in pearlite becomes brittle and the impact properties deteriorate.
It is preferably 0.03% or less.
【００３９】同様にＯは、溶鋼中に不可避的に存在する
元素であるが、Ｏが０．０２％以上になると粗大な介在
物が生じて靭性の低下をもたらすため好ましくない。Similarly, O is an element that is unavoidably present in the molten steel, but if O is 0.02% or more, coarse inclusions are formed and the toughness is reduced, which is not preferable.
【００４０】次に、介在物の直径を０．０１〜１０μｍ
に、介在物の個数を任意断面１mm2中において５００〜
２，０００，０００個に限定した理由を述べる。介在物
の構成元素の含有率が同じであれば、介在物のサイズは
小さいほど個数は多くなり、隣り合う粒子間の距離が狭
まり、粒界移動を抑制するピンニング効果は大きくな
る。しかしながら直径０．０１μｍ未満の介在物を確認
することは、通常は困難である。一方、直径が１０μｍ
超では、衝撃荷重負荷時に破壊の起点となり衝撃値を低
下させてしまうため好ましくない。Next, the diameter of the inclusions is 0.01 to 10 μm.
In addition, the number of inclusions is 500-in an arbitrary cross section of 1 mm 2 .
The reason why the number is limited to 2,000,000 will be described. If the content ratio of the constituent elements of the inclusions is the same, the smaller the size of the inclusions, the larger the number, the narrower the distance between adjacent particles, and the greater the pinning effect of suppressing grain boundary movement. However, it is usually difficult to identify inclusions with a diameter of less than 0.01 μm. On the other hand, the diameter is 10 μm
If it exceeds the above value, it becomes a starting point of fracture when an impact load is applied, and the impact value is lowered, which is not preferable.
【００４１】また介在物の個数は、１mm2 中に５００個
未満の場合、介在物粒子間の距離が大きく、オーステナ
イト粒界の移動を抑制する効果が小さい。また、２，０
００，０００個を超える場合は素地の靭性が低下するこ
とから、１mm2 中のＭｇ系介在物の個数を５００〜２，
０００，０００個に限定した。When the number of inclusions is less than 500 in 1 mm 2 , the distance between the inclusion particles is large and the effect of suppressing the movement of austenite grain boundaries is small. Also, 2,0
If the number of Mg-based inclusions exceeds 100,000, the toughness of the base material decreases, so the number of Mg-based inclusions in 1 mm 2 is 500 to 2,
Limited to, 000,000.
【００４２】[0042]
【実施例】次に、本発明により製造した高靭性を有する
高強度レールの製造実施例について述べる。表１はレー
ル鋼成分を示す。また、表２にレール製造時の素材の再
加熱温度、および圧延後の熱処理有無を示す。表３は加
熱温度１２５０℃と１１５０℃の加速冷却処理材の、任
意の断面に存在する直径０．０１〜１０μｍの上記介在
物の個数、圧延後の変態途中の６００℃で焼き入れてオ
ーステナイト−パーライト変態状況を凍結して測定した
オーステナイト粒径、粒内パーライト変態の多寡の観察
結果を示す。EXAMPLES Next, examples of production of high strength rails having high toughness produced according to the present invention will be described. Table 1 shows rail steel components. Further, Table 2 shows the reheating temperature of the raw material at the time of manufacturing the rail and the presence or absence of heat treatment after rolling. Table 3 shows the number of the above-mentioned inclusions having a diameter of 0.01 to 10 μm existing in an arbitrary cross section of the accelerated cooling treated materials having heating temperatures of 1250 ° C. and 1150 ° C., quenching at 600 ° C. during transformation after rolling, and austenite- The observation results of the austenite grain size measured by freezing the pearlite transformation state and the amount of intragranular pearlite transformation are shown.
【００４３】介在物の粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥ
Ｍ）もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、任意
の断面において１，０００〜５０，０００倍の倍率で個
々の介在物の面積を求め、その面積に相当する直径を用
いた。また介在物の個数は２０視野において測定し、こ
の２０視野が正規分布に従うとして平均を出し、この１
視野の面積での個数から面積１mm2 に換算したときの値
を用いた。The particle size of the inclusions is determined by scanning electron microscope (SE
M) or a transmission electron microscope (TEM), the area of each inclusion was determined at a magnification of 1,000 to 50,000 times in any cross section, and the diameter corresponding to the area was used. The number of inclusions is measured in 20 fields of view, and the 20 fields of view follow the normal distribution and are averaged.
The value obtained by converting the number in the area of the visual field into the area of 1 mm 2 was used.
【００４４】表３から明らかなように、本発明鋼ではＭ
ｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物、Ｍｇ硫化物、ＭｎＳ、Ｖ
炭窒化物などの介在物が微細に分散し、圧延後の結晶粒
成長を抑制する結果、オーステナイト粒が細かくなって
おり、しかもオーステナイト粒内からのパーライト変態
が多数起こっている。また、加熱温度を下げた本発明例
Ａ３〜Ｆ３は、加熱段階でＶ炭窒化物のほとんどが溶解
していないため、圧延の初期からピンニング効果があ
り、オーステナイト粒がさらに細かくなることが確認さ
れた。As is clear from Table 3, in the steel of the present invention, M
g oxide, Mg-Al oxide, Mg sulfide, MnS, V
As a result of inclusions such as carbonitrides being finely dispersed and suppressing the growth of crystal grains after rolling, the austenite grains are fine, and many pearlite transformations occur within the austenite grains. In addition, it was confirmed that in Examples A3 to F3 of the present invention in which the heating temperature was lowered, since most of the V carbonitrides were not dissolved in the heating stage, there was a pinning effect from the beginning of rolling and the austenite grains became finer. It was
【００４５】表４に、圧延ままと強度を一定にするため
に、それぞれの鋼種につき圧延後の７００℃〜５００℃
間の冷却速度を１〜５℃/sの範囲で変化させたレール鋼
の、パーライトブロックサイズ、引張試験強度、伸びお
よび２mmＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での
衝撃値測定結果を示す。シャルピー試験片はレール頭頂
面下３mmから長手方向に採取し、ノッチ位置は頭頂面側
とした。ノッチ深さは２mmであるので、ノッチ底の位置
はレール頭頂面下５mmに相当する。In Table 4, in order to keep the strength as it is as rolled, 700 ° C. to 500 ° C. after rolling for each steel type.
The pearlite block size, the tensile test strength, the elongation, and the impact value measurement result at + 20 ° C. in the 2 mm U-notch Charpy test of the rail steel with the cooling rate changed in the range of 1 to 5 ° C./s are shown. The Charpy test piece was sampled in the longitudinal direction from 3 mm below the rail crown surface, and the notch position was on the crown surface side. Since the notch depth is 2 mm, the position of the notch bottom corresponds to 5 mm below the rail top surface.
【００４６】パーライトブロックサイズの測定は、電解
研磨した試料表面上を直径１μｍに絞った電子線を１μ
ｍピッチで１mm×１mmの範囲でスキャンし、電子線回折
パターンが同じで、同一結晶粒と判断される領域を識別
していくＥＢＳＰ法を用い、この画像から平均パーライ
トブロックサイズを求めた。その際に、測定点間に結晶
方位のずれが５゜以上ある場合に結晶粒界が存在すると
いう測定条件とした。The pearlite block size was measured by measuring the surface of the electrolytically polished sample with an electron beam of 1 μm that was squeezed to a diameter of 1 μm.
The average pearlite block size was obtained from this image by using the EBSP method in which a region having the same electron beam diffraction pattern and judged to be the same crystal grain was identified by scanning in a range of 1 mm × 1 mm at m pitches. At that time, the measurement condition was that a grain boundary existed when the deviation of the crystal orientation between the measurement points was 5 ° or more.
【００４７】本発明例は介在物が微細に分散して、オー
ステナイト粒が微細化し、さらに介在物を核として粒内
変態が多数起きて、パーライトブロックサイズが５０μ
ｍ未満に微細になることが確認された。特に加熱温度を
下げた場合には、さらにオーステナイト粒径が細かくな
ることにより、より微細なパーライト組織が得られ、衝
撃値、延性値ともに向上した。In the example of the present invention, inclusions are finely dispersed, austenite grains are refined, and a large number of intragranular transformations occur with the inclusions as nuclei, and the pearlite block size is 50 μm.
It was confirmed that the fineness was less than m. In particular, when the heating temperature was lowered, the austenite grain size became finer, so that a finer pearlite structure was obtained, and both the impact value and the ductility value were improved.
【００４８】ロシアのГｏｃｔ規格では、高強度熱処理
レールの＋２０℃での衝撃値は２５Ｊ／cm2 以上を要求
している。本発明のＭｇ，Ｖ，Ｎ添加鋼は加工後のオー
ステナイト粒成長抑制、オーステナイト粒内からのパー
ライト粒内変態でパーライトブロックサイズが５０μｍ
未満の微細組織になり、比較例に比べ衝撃値が向上して
いる。特に加速冷却を行った熱処理有りの場合、Гｏｃ
ｔ規格を満足する結果が得られている。熱処理無しの場
合にもГｏｃｔ規格までは達しないものの、比較例に比
べ衝撃値は明らかに向上している。また、加熱温度を１
１５０℃とした場合、さらに衝撃特性は向上した。According to the Russian oct standard, the impact value of the high-strength heat-treated rail at + 20 ° C. is required to be 25 J / cm 2 or more. The Mg, V, N-added steel of the present invention suppresses the growth of austenite grains after processing, and has a pearlite block size of 50 μm due to the transformation of austenite grains into pearlite grains
The microstructure is less than less, and the impact value is improved as compared with the comparative example. Especially in the case of heat treatment with accelerated cooling,
The result satisfying the t standard is obtained. Even without the heat treatment, the impact value is clearly improved as compared with the comparative example, although it does not reach the Γoct standard. Also, the heating temperature is 1
When the temperature was 150 ° C, the impact properties were further improved.
【００４９】引張試験は、レール頭部ゲージコーナー内
部１０mm深さから平行部直径６mm、平行部長さ３０mmの
試験片を採取して、試験温度２０℃で行った。この結
果、本発明鋼は従来鋼に比べて十分にパーライトブロッ
クサイズ微細化により延性値であるＥｌ、ＲＡが改善し
た。The tensile test was carried out at a test temperature of 20 ° C. by taking a test piece having a parallel part diameter of 6 mm and a parallel part length of 30 mm from a depth of 10 mm inside the rail head gauge corner. As a result, the steels of the present invention have sufficiently improved ductility values El and RA due to the refinement of the pearlite block size as compared with the conventional steels.
【００５０】[0050]
【表１】 [Table 1]
【００５１】[0051]
【表２】 [Table 2]
【００５２】[0052]
【表３】 [Table 3]
【００５３】[0053]
【表４】 [Table 4]
【００５４】[0054]
【発明の効果】以上から、本発明により各種介在物が圧
延後の微細な再結晶粒の粒成長を抑え、微細なオーステ
ナイト組織を維持し、さらにオーステナイト粒内からの
変態により変態後のパーライトブロックサイズが５０μ
ｍ未満に微細化する。さらに、加速冷却によりパーライ
トブロックサイズは細粒化し、安定して２５Ｊ／cm2 以
上の衝撃値を得ることができる。すなわち、本発明によ
り靭性および延性に優れたパーライト系レールが得られ
る。As described above, according to the present invention, various inclusions suppress the grain growth of fine recrystallized grains after rolling, maintain a fine austenite structure, and further, the pearlite block after transformation by transformation from within the austenite grains. Size is 50μ
Refine to less than m. Further, the accelerated cooling makes the pearlite block size finer and a stable impact value of 25 J / cm 2 or more can be obtained. That is, according to the present invention, a pearlite rail having excellent toughness and ductility can be obtained.
【図１】パーライトブロックとパーライトコロニーから
なるパーライト組織の説明図である。FIG. 1 is an explanatory diagram of a pearlite structure composed of pearlite blocks and pearlite colonies.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54 // Ｅ０１Ｂ 5/02 Ｅ０１Ｂ 5/02 Ｂ２１Ｂ 108:02 Ｂ２１Ｂ 108:02 Ｆターム(参考） 4E002 AC06 BD07 BD08 4K032 AA01 AA02 AA05 AA06 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 BA00 CA02 CD02 4K042 AA04 BA02 CA02 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA06 DE03 DE06 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. 7 Identification code FI theme code (reference) C22C 38/54 C22C 38/54 // E01B 5/02 E01B 5/02 B21B 108: 02 B21B 108: 02 F Terms (reference) 4E002 AC06 BD07 BD08 4K032 AA01 AA02 AA05 AA06 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 BA00 CA02 CD02 4K042 AA04 BA02 CA02 CA05 CA06 CA12 CA12 CA12 CA08
Claims (5)
であって、直径が０．０１〜１０μｍ以下の下記〜
の介在物が、前記パーライト組織中の任意断面におい
て、１mm2 中に合計で５００〜２，０００，０００個存
在し、さらに、これら介在物を核として変態したパーラ
イトが存在し、パーライトブロックの平均粒径が５０μ
ｍ未満であることを特徴とする靭性および延性に優れた
パーライト系レール。 ：Ｍｇ酸化物またはＭｇ−Ａｌ酸化物またはＭｇ硫化
物、 ：単独に、またはを核としてＭｎＳを析出した介在
物、 ：単独に、または、の上にＶ炭窒化物が析出した
介在物、 ：〜にさらにＴｉＮを含有する介在物1. In mass%, C: 0.55 to 1.20%, Si: 0.10 to 1.20%, Mn: 0.10 to 1.50%, S: 0.002 to 0. 050%, V: 0.005-1.00%, Mg: 0.0004-0.02%, N: 0.0005-0.03%, Al: 0.05% or less, Ti: 0.05% At least the rail head has a substantially pearlite structure and has a diameter of 0.01 to 10 μm or less
Of the inclusions of 500 to 2,000,000 in total in 1 mm 2 in an arbitrary cross section in the pearlite structure, and pearlite transformed with these inclusions as nuclei is present. 50μ particle size
A perlite rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by being less than m. : Mg oxide or Mg-Al oxide or Mg sulfide: alone or inclusions in which MnS is deposited with nuclei as: alone or inclusions in which V carbonitrides are deposited: Inclusions containing TiN in addition to
項１に記載の靭性および延性に優れたパーライト系レー
ル。2. Further, in mass%, Cr: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ni: 0.1 to 4 0.0%, Cu: 0.1-4.0%, B: 0.0001-0.005%, 1 type (s) or 2 or more types are contained, The toughness and ductility of Claim 1 characterized by the above-mentioned. Excellent perlite rail.
鋼材を１０００℃以上、１２００℃以下の温度に加熱し
て熱間圧延することを特徴とする靭性および延性に優れ
たパーライト系レールの製造方法。3. A pearlite rail having excellent toughness and ductility, which is characterized in that a steel material comprising the components according to claim 1 or 2 is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and hot-rolled. Production method.
鋼材を熱間圧延でレールに成形した後、熱延まま、ある
いは加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レー
ルの少なくとも頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/s
ecで加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優
れたパーライト系レールの製造方法。4. A steel material comprising the components according to claim 1 or 2 is formed into a rail by hot rolling and then hot rolled or heated to an austenite region temperature, and at least the head of the rail is 700 to 500. Between 1 and 5 ℃ / s
A method for manufacturing a pearlite rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by accelerated cooling with ec.
鋼材を１０００℃以上、１２００℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延でレールに形成した後、熱延まま、あるい
は加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レール
の少なくとも頭部を７００〜５００℃間を１〜５℃/sec
で加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優れ
たパーライト系レールの製造方法。5. A steel material comprising the components according to claim 1 or 2 is heated to a temperature of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, hot-rolled to form a rail, and then hot-rolled or by heating to an austenite region. 1 to 5 ° C / sec between 700 to 500 ° C for at least the head of the rail
A method for producing a pearlite-based rail having excellent toughness and ductility, which is characterized by accelerated cooling by means of.
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003085149A1 (en) * | 2002-04-05 | 2003-10-16 | Nippon Steel Corporation | Pealite based rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof |
| JP2010174284A (en) * | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Jfe Steel Corp | Wear-resisting steel |
| WO2010150448A1 (en) * | 2009-06-26 | 2010-12-29 | 新日本製鐵株式会社 | Pearlite–based high-carbon steel rail having excellent ductility and process for production thereof |
| KR101225384B1 (en) | 2010-10-27 | 2013-01-22 | 현대제철 주식회사 | High hardness heat treated rail using cooling condition, and method for manufacturing the same |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8469284B2 (en) | 2009-02-18 | 2013-06-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Pearlitic rail with excellent wear resistance and toughness |
| WO2013161794A1 (en) | 2012-04-23 | 2013-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | Rail |
| CN107557663A (en) * | 2016-07-01 | 2018-01-09 | Posco公司 | The excellent wire rod of stretch process and its manufacture method |
-
2001
- 2001-09-28 JP JP2001303013A patent/JP2003105499A/en not_active Withdrawn
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003085149A1 (en) * | 2002-04-05 | 2003-10-16 | Nippon Steel Corporation | Pealite based rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| EP2006406A4 (en) * | 2006-03-16 | 2015-08-12 | Jfe Steel Corp | High-strength pearlite rail with excellent delayed-fracture resistance |
| US8404178B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| JP2010174284A (en) * | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Jfe Steel Corp | Wear-resisting steel |
| US8469284B2 (en) | 2009-02-18 | 2013-06-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Pearlitic rail with excellent wear resistance and toughness |
| CN102803536A (en) * | 2009-06-26 | 2012-11-28 | 新日本制铁株式会社 | Pearlite-based High-carbon Steel Rail Having Excellent Ductility And Process For Production Thereof |
| JP4635115B1 (en) * | 2009-06-26 | 2011-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | PERLITE HIGH CARBON STEEL RAIL HAVING EXCELLENT DUCTIVITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE |
| KR101368514B1 (en) * | 2009-06-26 | 2014-02-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Pearlite-based high-carbon steel rail having excellent ductility and process for production thereof |
| US8747576B2 (en) | 2009-06-26 | 2014-06-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Pearlite-based high carbon steel rail having excellent ductility and process for production thereof |
| WO2010150448A1 (en) * | 2009-06-26 | 2010-12-29 | 新日本製鐵株式会社 | Pearlite–based high-carbon steel rail having excellent ductility and process for production thereof |
| KR101225384B1 (en) | 2010-10-27 | 2013-01-22 | 현대제철 주식회사 | High hardness heat treated rail using cooling condition, and method for manufacturing the same |
| WO2013161794A1 (en) | 2012-04-23 | 2013-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | Rail |
| US9127409B2 (en) | 2012-04-23 | 2015-09-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Rail |
| EP2843074A4 (en) * | 2012-04-23 | 2015-12-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Rail |
| CN107557663A (en) * | 2016-07-01 | 2018-01-09 | Posco公司 | The excellent wire rod of stretch process and its manufacture method |
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