JP2005163086A - Method for producing high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、重荷重鉄道に使用されるレールにおいて、耐摩耗性と延性を同時に付与することを目的としたパーライト組織を呈した高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a high-carbon steel rail having a pearlite structure for the purpose of simultaneously imparting wear resistance and ductility in a rail used in heavy-duty railways.
高炭素含有のパーライト鋼は、その優れた耐摩耗性鋼から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、延性や靭性が低いといった問題があった。
例えば、ＪＩＳ Ｅ１１０１−１９９０に示されている炭素量０．６〜０．７mass％の普通炭素鋼レールでは、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は１２〜１８Ｊ／ｃｍ2 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壊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、これに伴い延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。
High carbon-containing pearlite steel has been used as a rail material for railways because of its excellent wear resistant steel. However, since the carbon content is very high, there is a problem that ductility and toughness are low.
For example, in an ordinary carbon steel rail having a carbon content of 0.6 to 0.7 mass% shown in JIS E1101-1990, a normal temperature impact value in a JIS No. 3 U-notch Charpy impact test is about 12 to 18 J / cm 2 . When such a rail is used in a low temperature region such as a cold region, there is a problem that a brittle fracture is caused by a minute initial defect or a fatigue crack.
In recent years, rail steels have been further increased in carbon to improve wear resistance, and as a result, there has been a problem that ductility and toughness are further reduced.
一般にパーライト鋼の延性や靭性を向上させるには、パーライト組織（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や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には、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、さらにはレール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。またパーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。 In general, to improve the ductility and toughness of pearlite steel, it is effective to refine the pearlite structure (pearlite block size), specifically, to refine the austenite structure before pearlite transformation and to refine the pearlite structure. It is said. In order to achieve the fine graining of the austenite structure, a reduction in rolling temperature during hot rolling, an increase in rolling reduction, and a heat treatment by low-temperature reheating after rail rolling are performed. In order to refine the pearlite structure, pearlite transformation is promoted from within the austenite grains using transformation nuclei.
しかしレールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。 However, in the production of rails, from the viewpoint of securing formability during hot rolling, there are limits to the reduction in rolling temperature and the increase in reduction, and sufficient austenite grain refinement could not be achieved. In addition, pearlite transformation from austenite grains using transformation nuclei has problems such as difficulty in controlling the amount of transformation nuclei and instability of pearlite transformation from within grains, and sufficient pearlite structure refinement. Could not be achieved.
これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて延性や靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。
しかし近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、前記の低温再加熱熱処理を時にオーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題があった。また、再加熱であるため製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もあった。
In order to drastically improve the ductility and toughness of a pearlite structure rail due to these problems, a method of refining the pearlite structure by performing low-temperature reheating after rail rolling and then performing pearlite transformation by accelerated cooling is a method. Has been used.
However, in recent years, the carbonization of the rail has progressed to improve wear resistance, and coarse carbides remain undissolved in the austenite grains during the low-temperature reheating heat treatment, and the ductility and toughness of the pearlite structure after accelerated cooling is reduced. There was a problem. Moreover, since it is reheating, there also existed economical problems, such as high manufacturing cost and low productivity.
そこで、圧延時成形性を確保し、圧延後のパーライト組織の微細化する高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。
１）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 上の圧延を行う高延性レールの製造法（特許文献１）。
２）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、圧延終了後に加速冷却を行う高耐摩耗性・高靭性レールの製造方法 （特許文献２）。
Accordingly, development of a method for producing a high carbon steel rail that ensures formability during rolling and that refines the pearlite structure after rolling has been demanded. In order to solve this problem, a method for producing a high carbon steel rail as described below has been developed.
1) A high ductility rail manufacturing method (Patent Document 1) in which rolling is performed for three or more consecutive passes in a predetermined time between passes in finish rolling of a steel rail containing high carbon steel.
2) In finish rolling of steel rails containing high carbon steel, a method for producing a highly wear-resistant, high toughness rail that cools between passes, performs continuous rolling, and then performs accelerated cooling after the end of rolling (Patent Document) 2).
これらのレールの特徴は、レールの延性や靭性の向上を図るため、パーライト組織を微細化する方法として、オーステナイト組織の微細化を検討し、高炭素鋼が比較的低温で、かつ小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用して、小圧下の連続圧延によって整粒の微細オーステナイト粒を得、延性や靭性を向上させるものであった。
前記に示されたレール製造方法では、鋼の炭素量、熱間圧延時の温度、断面減少率やパス間時間の組み合わせによっては、パーライト組織の粗大化により延性や靭性が向上しないといった問題があった。
また、前記に示されたレール製造方法では、特に炭素含有量が高い鋼において、熱間圧延から熱処理開始までの経過時間によっては、パーライト組織の粗大化により、熱処理後のレールの延性や靭性が十分に向上しない場合があった。これに加えて、特に炭素含有量が高い鋼では、パーライト変態前に初析セメンタイト組織が生成し易く、熱処理後の延性や靭性が低下する場合があった。
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、整粒の微細オーステナイト粒を得、同時に圧延後の粒成長や初析セメンタイト組織の生成を抑制し、安定的に延性や靭性を向上させるレール製造方法の開発が求められていた。
The rail manufacturing method described above has a problem that ductility and toughness are not improved due to coarsening of the pearlite structure depending on the combination of the carbon content of steel, the temperature during hot rolling, the cross-section reduction rate, and the time between passes. It was.
Further, in the rail manufacturing method shown above, particularly in steel with a high carbon content, depending on the elapsed time from hot rolling to the start of heat treatment, due to the coarsening of the pearlite structure, the ductility and toughness of the rail after heat treatment may be reduced. There was a case where it did not improve sufficiently. In addition to this, in steel with a particularly high carbon content, a pro-eutectoid cementite structure is likely to be formed before pearlite transformation, and ductility and toughness after heat treatment may be reduced.
Against such a background, in the finish rolling of steel rails containing high carbon steel, fine-sized austenite grains are obtained, and at the same time, grain growth after rolling and formation of proeutectoid cementite structure are suppressed, and ductility and toughness are stably provided. Development of a rail manufacturing method to improve the demand has been demanded.
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、ある一定のレール頭部表面温度範囲で、ある一定範囲の断面減少率で圧延を行い、頭部表面温度を圧延開始温度よりも上昇させ、さらにその後、ある一定の温度以上で加速冷却を施し、レール頭部の耐摩耗性と延性を確保することを目的としたものである。 That is, in the present invention, when hot-rolling a steel piece containing a high carbon content as a rail, rolling is performed at a certain rail head surface temperature range at a certain range of cross-section reduction rate, and the head surface temperature is rolled. The purpose is to raise the temperature above the starting temperature, and then to perform accelerated cooling at a certain temperature or higher to ensure the wear resistance and ductility of the rail head.
本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片を粗圧延、中間圧延を行い、引き続いて行われる仕上げ圧延において、レール頭部表面温度が８００〜１０００℃の範囲で、１パス当たり断面減少率が２〜３０％の圧延を行い、当該表面温度を圧延開始温度より５〜４０℃上昇させることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
（２）前記（１）において、前記仕上げ圧延を連続で２パス以上、かつ、パス間時間を１０sec 以下とする圧延を施すことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
（３）前記（１）において、レール圧延用鋼片が質量％で、Ｃ：０．９０〜１．４０％を含有し、前記仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延を連続で３パス以上、かつ、パス間時間を２sec 以下とする圧延を施すことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
The present invention has the following configuration.
(1) Rail rolling steel slab containing C: 0.60 to 1.40% in mass% is subjected to rough rolling and intermediate rolling, and in the subsequent finishing rolling, the rail head surface temperature is 800 to Rolling with a cross-sectional reduction rate of 2 to 30% per pass in the range of 1000 ° C., and the surface temperature is raised from the rolling start temperature by 5 to 40 ° C., which is excellent in wear resistance and ductility Carbon steel rail manufacturing method.
(2) In the above (1), a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility, characterized in that the finish rolling is performed continuously for 2 passes or more and the time between passes is 10 sec or less. Production method.
(3) In the above (1), the steel strip for rolling the rail is in mass% and contains C: 0.90 to 1.40%, and in the finish rolling, the finish rolling is continuously performed for 3 passes or more, and A method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility, characterized by performing rolling with a time between passes of 2 seconds or less.
（４）前記（１）〜（３）のレールには、質量％でさらに、下記 (1)〜(10)の成分を選択的に含有させることができる。
(1) Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％の１種または２種、
(2) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
(3) Ｖ ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または
２種、
(4) Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
(5) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
(6) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(7) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
(8) Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
(9) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
(10) Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％。
(4) The rails of (1) to (3) may further contain the following components (1) to (10) selectively in terms of mass%.
(1) Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, 1 type or 2 types,
(2) One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
(3) V: 0.005 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.050%, 1 type or 2 types,
(4) B: 0.0001 to 0.0050%,
(5) Co: 0.10 to 2.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, 1 type or 2 types,
(6) Ni: 0.01 to 1.00%,
(7) Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150% of one or more,
(8) Al: 0.0100 to 1.00%,
(9) Zr: 0.0001 to 0.2000%,
(10) N: 0.0040 to 0.0200%.
（５）前記（１）〜（４）において、熱間圧延後の７００℃以上の鋼レール頭部を、引き続き、冷却速度２〜３０℃／sec で少なくとも５５０℃まで加速冷却し、その後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高炭素鋼レールの製造方法。
（６）前記（５）において、レール圧延用鋼片が質量％でＣ：０．９０〜１．４０％を含有し、熱間圧延後の７５０℃以上の鋼レールの頭部を、圧延終了後６０sec 以内に、冷却速度２〜３０℃／sec で少なくとも５５０℃まで加速冷却し、その後放冷し、パーライト変態させることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
(5) In the above (1) to (4), the steel rail head at 700 ° C. or higher after hot rolling is continuously accelerated and cooled to at least 550 ° C. at a cooling rate of 2 to 30 ° C./sec. A method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility.
(6) In the above (5), the steel strip for rail rolling contains C: 0.90 to 1.40% by mass%, and the head of the steel rail at 750 ° C. or higher after hot rolling is finished rolling. Within 60 sec, a method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility, characterized by accelerated cooling to at least 550 ° C. at a cooling rate of 2 to 30 ° C./sec, followed by cooling and pearlite transformation .
本発明によれば、レール製造において、炭素の添加量、熱間圧延条件、加速冷却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頭部の延性と硬さを向上させ、耐摩耗性の確保とレール折損等の破壊の発生を防止することが可能となる。 According to the present invention, by controlling the amount of carbon added, hot rolling conditions, accelerated cooling conditions in rail manufacturing, the duct head and the hardness of the rail head used in heavy-duty railways are improved, and wear resistance is improved. It is possible to ensure the safety and prevent the occurrence of breakage such as broken rails.
以下に本発明について詳細に説明する。
まず本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、熱間圧延時の温度、断面減少率やパス間時間の組み合わせ方によって、パーライト組織の粗大化により延性や靭性が向上しない要因を解析した。様々な検証実験を行った結果、熱間圧延後のオーステナイト粒は再結晶が十分に進んでおらず、必ずしもオーステナイト粒径が微細化していないことが確認された。
The present invention is described in detail below.
First, the inventors analyzed factors that do not improve ductility and toughness due to coarsening of the pearlite structure, depending on the combination of the temperature during hot rolling, the rate of reduction in cross section and the time between passes in the high-carbon rail steel. . As a result of various verification experiments, it was confirmed that the austenite grains after hot rolling were not sufficiently recrystallized and the austenite grain size was not necessarily refined.
そこで本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、オーステナイト粒の再結晶が十分に進まない要因を解析した。前記条件において、熱間圧延中のレール頭部の温度変化を測定した結果、オーステナイト粒の再結晶が十分に進まない圧延においては、仕上げ圧延前後でレール温度がほとんど上昇していないことを見出した。
これらの結果から、本発明者らは、圧延後のオーステナイト粒の再結晶を十分に進ませるには、仕上げ圧延直後のレール頭部の温度を圧延前よりも上昇させる必要があると考えた。様々な実験を行った結果、圧延直後の温度上昇をある一定の範囲内に収めることにより、オーステナイト粒の大きな粒成長もなく、圧延後のオーステナイト粒の再結晶が著しく促進されることを確認した。
Therefore, the present inventors analyzed a factor that the recrystallization of austenite grains does not proceed sufficiently in the high carbon content rail steel. Under the above-mentioned conditions, as a result of measuring the temperature change of the rail head during hot rolling, it was found that in the rolling where the recrystallization of austenite grains does not proceed sufficiently, the rail temperature hardly increased before and after finish rolling. .
From these results, the present inventors considered that the temperature of the rail head immediately after the finish rolling needs to be increased more than before the rolling in order to sufficiently advance the recrystallization of the austenite grains after rolling. As a result of various experiments, it was confirmed that recrystallization of austenite grains after rolling was remarkably promoted without large grain growth of austenite grains by keeping the temperature rise immediately after rolling within a certain range. .
次に本発明者らは、前記圧延直後の温度上昇を制御する方法を検討した。その結果、熱間圧延時の圧延温度、断面減少率をある一定の範囲とすることにより、圧延時の加工発熱やレール内部からの復熱により、レール頭部の温度上昇を制御できることを確認した。
さらに本発明者らは、この昇温によるオーステナイト粒の再結晶による微細化を利用して、連続圧延時によってさらにオーステナイト粒を微細化するレールの圧延方法を検討した。その結果、前記圧延を２パス以上連続で、かつパス間時間をある一定時間内に収めることにより、温度上昇による再結晶が連続的に発生し、圧延後のレール頭部のオーステナイト粒が微細化することを確認した。
Next, the present inventors examined a method for controlling the temperature rise immediately after the rolling. As a result, it was confirmed that the temperature rise of the rail head could be controlled by heat generation during rolling and reheating from the inside of the rail by setting the rolling temperature and cross-section reduction rate during hot rolling to a certain range. .
Furthermore, the present inventors have studied a rail rolling method that further refines austenite grains during continuous rolling by utilizing the refining by recrystallization of austenite grains by this temperature increase. As a result, the rolling is continuously performed for two or more passes and the time between passes is kept within a certain time, so that recrystallization occurs continuously due to temperature rise, and the austenite grains in the rail head after rolling are refined. Confirmed to do.
これらの熱間圧延条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、少なくともある温度域まで加速冷却する。または、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、圧延後ある一定の時間内で、少なくともある温度域まで加速冷却することにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や延性が確保できることを見出した。 In addition to these hot rolling conditions, a heat treatment method for stably obtaining a fine pearlite structure after rolling was studied. As a result, the head of the steel rail at a certain temperature or higher after hot rolling is accelerated and cooled to at least a certain temperature range. Alternatively, the steel rail head at a certain temperature or higher after hot rolling is accelerated and cooled to at least a certain temperature range within a certain time after rolling to obtain a high hardness and fine pearlite structure. It was found that the wear resistance and ductility of the rail head can be secured.
従って本発明では、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、ある一定のレール頭部表面温度範囲で、ある一定範囲の断面減少率で熱間圧延を行い、頭部表面温度を圧延開始温度よりも上昇させた後、さらにある一定の温度以上、さらにはある一定の時間内で加速冷却を施すことにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、耐摩耗性と延性を同時に確保できることを知見した。
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、レール頭部のオーステナイト粒を微細化し、これに加えて、圧延後に加速冷却を施すことにより、耐摩耗性と延性を同時に確保することを目的とした高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。
Therefore, in the present invention, when hot-rolling a steel piece containing high carbon as a rail, hot rolling is performed at a certain rail head surface temperature range in a certain range of cross-section reduction rate, and the head surface temperature is increased. After raising the rolling temperature above the rolling start temperature, by applying accelerated cooling at a certain temperature or higher and further within a certain time, a high-hardness and fine pearlite structure can be obtained, and wear resistance and It was found that ductility can be secured at the same time.
That is, the present invention, when hot rolling steel slab containing high carbon as a rail, refines the austenite grains of the rail head, and in addition to this, by applying accelerated cooling after rolling, wear resistance and ductility It is related with the manufacturing method of the high carbon steel rail aiming at ensuring simultaneously.
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
請求項１〜１３において、レール鋼の化学成分を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またＣ量が１．４０％を超えると、本製造方法では旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や延性が低下する。このためＣ量を０．６０〜１．４０％に限定した。ここで、炭素量を０．９０％以上に限定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。
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Reasons for limiting chemical components of steel rail In
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is less than 0.60%, the volume ratio of the cementite phase in the pearlite structure cannot be secured, and the wear resistance cannot be maintained in heavy-duty railways. On the other hand, if the C content exceeds 1.40%, a large amount of proeutectoid cementite structure is formed at the prior austenite grain boundaries in this production method, and the wear resistance and ductility deteriorate. Therefore, the C content is limited to 0.60 to 1.40%. Here, if the carbon content is limited to 0.90% or more, the wear resistance is further improved, and the effect of improving the service life of the rail is high.
また、前記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎの元素を必要に応じて添加する。 In addition, the rail manufactured with the above-described composition has improved hardness (strengthening) of the pearlite structure, improved ductility and toughness of the pearlite structure, prevention of softening of the heat affected zone of the welded portion, cross-sectional hardness inside the rail head For the purpose of controlling the distribution, elements of Si, Mn, Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, Zr, and N are added as necessary.
ここで、Ｓｉは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、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、硬度と延性を確保する元素である。
Ｍｎは焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保する元素である。
Ｃｒ，Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主にパーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。
Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、析出硬化によりパーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Here, Si is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening in the ferrite phase, suppresses the formation of proeutectoid cementite structure, and secures hardness and ductility.
Mn is an element that secures the hardness of the pearlite structure by increasing the hardenability and reducing the pearlite lamella spacing.
Cr and Mo ensure the hardness of the pearlite structure by raising the equilibrium transformation point of pearlite and mainly reducing the pearlite lamella spacing.
V and Nb suppress the growth of austenite grains by carbides and nitrides generated by hot rolling and the subsequent cooling process, and further improve the toughness and hardness of the pearlite structure by precipitation hardening. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented.
Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらにレール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｏ，Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。
Ｍｇ，Ｃａは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時にパーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。
B refines the formation of a pro-eutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, improves the toughness of the rail, and makes the hardness distribution of the rail head uniform. Co and Cu are dissolved in the ferrite in the pearlite structure to increase the hardness of the pearlite structure. Ni prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, simultaneously improves the hardness of the pearlite steel, and further prevents softening of the heat affected zone of the weld joint.
Ti refines the structure of the heat-affected zone and prevents embrittlement of the weld joint.
Mg and Ca reduce the austenite grain size during rail rolling, and at the same time promote pearlite transformation and improve the toughness of the pearlite structure.
Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させる。Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。
Ｎは、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライト組織を微細にすることより、靭性を向上させることが主な添加目的である。
Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, strengthens the pearlite structure, and improves the wear resistance of the rail. Zr suppresses the formation of a segregation zone at the center of the slab by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidified structure by the inclusion of ZrO 2 inclusions as the solidification nucleus of the high carbon rail steel. To refine.
N is mainly added for the purpose of improving toughness by promoting pearlite transformation from the austenite grain boundary and making the pearlite structure fine.
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｓｉは、脱酸剤として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶強化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素である。さらに、過共析鋼において初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
The reasons for individual limitation of these components will be described in detail below.
Si is an essential component as a deoxidizer. Moreover, it is an element which raises the hardness (strength) of a rail head by the solid solution strengthening to the ferrite phase in a pearlite structure | tissue. Furthermore, in hypereutectoid steel, it is an element that suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in ductility. However, if it is less than 0.05%, these effects cannot be sufficiently expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability is deteriorated due to generation of oxides. Further, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to the wear resistance and ductility of the rail is generated. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 2.00%.
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量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、２．００％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Ｍｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance. However, if the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. Moreover, when it exceeds 2.00%, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful | toxic to abrasion resistance and ductility. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの耐摩耗性や延性が低下する。このためＣｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Cr raises the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, refines the pearlite structure and contributes to higher hardness (strength), and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. Although it is an element that improves wear resistance, its effect is small if it is less than 0.05%, and if it is added excessively over 2.00%, hardenability increases remarkably and a large amount of martensite structure is generated. In addition, the wear resistance and ductility of the rail are reduced. For this reason, the Cr content is limited to 0.05 to 2.00%.
Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、０．５０％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このためＭｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。 Mo, like Cr, is an element that raises the equilibrium transformation point of pearlite and contributes to increasing the hardness (strength) by making the pearlite structure finer, and improving the hardness (strength) of the pearlite structure. If it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of a pearlite structure | tissue will fall remarkably and it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue harmful | toxic to ductility. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
Ｖは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．５００％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．５００％に限定した。 V is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with V carbides and V nitrides generated in the cooling process after hot rolling. In the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, it is an element effective in generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range and preventing softening of the weld joint heat affected zone. is there. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and an improvement in the hardness of the pearlite structure and an improvement in the ductility are not recognized. Further, if added over 0.500%, coarse V carbides and V nitrides are formed, and the ductility and fatigue damage resistance of the rails are lowered. Therefore, the V amount is limited to 0.005 to 0.500%.
Ｎｂは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかしその効果は、０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．０５０％を超えて添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。 Nb is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. In addition, in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, Nb carbide and Nb nitride are stably generated from the low temperature range to the high temperature range, and the weld joint heat affected zone is prevented from being softened. It is an effective element. However, the effect cannot be expected at less than 0.002%, and no improvement in the hardness of the pearlite structure or improvement in the ductility is observed. Further, if added over 0.050%, coarse Nb carbides and Nb nitrides are generated, and the ductility and fatigue damage resistance of the rails are lowered. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.050%.
Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することにより、レールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。 B forms iron boride at the prior austenite grain boundary, refines the formation of proeutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, and homogenizes the hardness distribution of the head It is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and extends its life, but if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and improvement in the formation of proeutectoid cementite structure and the hardness distribution of the rail head is recognized. I can't. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carboboride is formed at the prior austenite grain boundaries, and the toughness, wear resistance, and fatigue damage resistance are greatly reduced. Limited to 0.0001-0.0050%.
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であり、さらにパーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＣｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。 Co is an element that dissolves in ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, and further increases the transformation energy of the pearlite to make the pearlite structure finer. However, if it is less than 0.10%, the effect cannot be expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Co was limited to 0.10 to 2.00%.
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が低下する。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.01%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue harmful | toxic to abrasion resistance by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, and the ductility of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にフェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ3 Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time, increases the hardness (strength) of pearlite steel by solid solution strengthening to ferrite. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is compounded with Ti is finely precipitated and suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkably small. If added in excess of 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, spalling damage occurs on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性、これに加えて耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５００％に限定した。 By utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding are not dissolved, the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region is refined and brittleness of the welded joint is achieved. It is an effective ingredient for preventing oxidization. However, if the amount is less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbide and Ti nitride are formed, and the ductility of the rail, in addition to the fatigue damage resistance, Since Ti is greatly reduced, the Ti content is limited to 0.0050 to 0.0500%.
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。 Mg combines with O, S, Al, or the like to form a fine oxide, and in reheating during rail rolling, it suppresses crystal grain growth, refines austenite grains, It is an effective element for improving ductility. Furthermore, MgO and MgS finely disperse MnS, forming a Mn dilute band around MnS, contributing to the generation of pearlite transformation, and as a result, reducing the pearlite block size, thereby reducing the ductility of the pearlite structure. It is an effective element to improve. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, and the ductility of the rail and further fatigue damage resistance are lowered. .0005 to 0.0200%.
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。 Ca has a strong binding force with S, forms a sulfide as CaS, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak. If added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. It was limited to 0.0005 to 0.0150%.
Ａｌは、脱酸剤として必須の成分である。また共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化に有効な元素であるが、０．０１００％未満ではその効果が弱く、１．００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性が低下する。また、溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０１００〜１．００％に限定した。 Al is an essential component as a deoxidizer. In addition, it is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and is an element effective for increasing the strength of the pearlite structure. However, if it is less than 0.0100%, its effect is weak, and if added over 1.00%, It becomes difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions that become the starting point of fatigue damage are generated, and the ductility of the rail and further the fatigue damage resistance are lowered. Further, since oxides are generated during welding and weldability is remarkably lowered, the Al content is limited to 0.0100 to 1.00%.
Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。しかしＺｒ量が０．０００１％未満では、ＺｒＯ2 系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このためＺｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。 Zr has good lattice matching with γ-Fe because ZrO 2 inclusions have good lattice matching with γ-Fe, so that γ-Fe becomes a solidification nucleus of high-carbon rail steel, which is a solidified primary crystal, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidified structure. An element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of a slab and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure generated in a rail segregation portion. However, if the amount of Zr is less than 0.0001%, the number of ZrO 2 inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregation part, and the toughness of the rail is lowered. On the other hand, if the Zr content exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the toughness of the rail decreases, and fatigue damage starting from the coarse Zr-based inclusions is likely to occur. The service life of the battery is reduced. For this reason, the amount of Zr was limited to 0.0001 to 0.2000%.
Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし０．００４０％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、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量を０．００４０〜０．０２００％に限定した。 N is an element effective for improving the ductility of the pearlite structure by promoting segregation at the austenite grain boundary to promote pearlite transformation from the austenite grain boundary and by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0040%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles are generated as a starting point of fatigue damage. Limited to 0040-0.0200%.
（２）仕上げ圧延におけるレール頭部表面温度の限定理由
仕上げ圧延時のレール頭部表面温度を８００〜１０００℃の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時のレール頭部表面温度が１０００℃を超えると、レール内部からの復熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化してレールの延性を確保できない。また、仕上げ圧延時のレール頭部表面温度が８００℃未満では、圧延後のレール内部からの復熱量が少なく、圧延後の頭部表面温度が上昇しない。さらにオーステナイト粒の再結晶自体が抑制される。その結果、オーステナイト粒の再結晶が十分に行われず、オーステナイト粒の微細化が図れず、レールの延性を確保できない。さらにレール圧延時の熱間成形性が確保できず、レールとして必要な寸法精度を確保できない。このため 仕上げ圧延時のレール頭部表面温度を８００〜１０００℃の範囲に限定した。
(2) Reason for limiting rail head surface temperature in finish rolling The reason for limiting the rail head surface temperature during finish rolling to the range of 800 to 1000 ° C will be described.
When the rail head surface temperature during finish rolling exceeds 1000 ° C., the amount of recuperation from the inside of the rail is large, the head surface temperature after rolling is greatly increased, and austenite grains are coarsened, and the ductility of the rail cannot be ensured. Moreover, if the rail head surface temperature at the time of finish rolling is less than 800 ° C., the amount of recuperation from the inside of the rail after rolling is small, and the head surface temperature after rolling does not increase. Furthermore, recrystallization of austenite grains is suppressed. As a result, the austenite grains are not sufficiently recrystallized, the austenite grains cannot be refined, and the ductility of the rail cannot be ensured. Furthermore, the hot formability at the time of rail rolling cannot be ensured, and the dimensional accuracy required for the rail cannot be ensured. For this reason, the rail head surface temperature at the time of finish rolling was limited to the range of 800-1000 degreeC.
（３）１パス当たりの断面減少率の限定理由
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜３０％の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が３０％を超えると、熱間圧延後の加工発熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。さらにレールの圧延成形が困難となる。また、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２％未満では、熱間圧延後の加工発熱量が少なく、圧延後の頭部表面温度が上昇しない。その結果オーステナイト粒の再結晶が十分に行われず、オーステナイト粒の微細化が図れず、レールの延性を確保できない。さらに、レール頭部のオーステナイト粒を再結晶させるのに必要な最低限の歪み量を確保できない。このため、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜３０％の範囲に限定した。なお、実施例中には断面減少率を圧下率と記述してある。
(3) Reason for limiting the cross-sectional reduction rate per pass The reason for limiting the cross-sectional reduction rate per pass during finish rolling to the range of 2 to 30% will be described.
If the cross-section reduction rate per pass during finish rolling exceeds 30%, the heat generation after hot rolling is large, the head surface temperature after rolling is greatly increased, the austenite grains become coarse, and the ductility of the rails. Cannot be secured. Furthermore, it becomes difficult to roll the rail. Moreover, if the cross-sectional reduction rate per pass at the time of finish rolling is less than 2%, there is little work calorific value after hot rolling, and the head surface temperature after rolling does not rise. As a result, the austenite grains are not sufficiently recrystallized, the austenite grains cannot be refined, and the ductility of the rail cannot be ensured. Furthermore, the minimum amount of strain required to recrystallize the austenite grains on the rail head cannot be secured. For this reason, the cross-sectional reduction rate per pass at the time of finish rolling is limited to a range of 2 to 30%. In the examples, the cross-section reduction rate is described as the reduction rate.
（４）圧延後の温度上昇の限定理由
仕上げ圧延後のレール頭部表面温度を圧延開始温度よりも５〜４０℃の上昇に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延後のレール頭部表面温度が圧延開始温度よりも４０℃を超えて上昇した場合、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。またその後の連続圧延において、オーステナイト粒の微細化せず、レールの延性が改善できない。また、仕上げ圧延後のレール頭部表面温度が圧延開始温度よりも５℃未満の上昇の場合、オーステナイト粒の再結晶が十分に行われず、オーステナイト粒の微細化が図れず、レールの延性を確保できない。またその後の連続圧延において、未再結晶オーステナイト粒が多量に残留し、オーステナイト粒の微細化効果が損なわれる。このため、仕上げ圧延後のレール頭部表面温度を圧延開始温度よりも５〜４０℃の上昇に限定した。
なお、仕上げ圧延後のレール頭部表面温度の制御は、(1) 圧延温度、(2) 圧延時の圧下率、(3) 圧延時の冷却、(4) 圧延時の潤滑等の制御や、これらの組み合わせ技術の制御によって可能である。また、圧延時の冷却については既存熱間ロールの冷却水やミスト冷却の適用が望ましい。
(4) Reason for limiting temperature rise after rolling The reason why the rail head surface temperature after finish rolling is limited to an increase of 5 to 40 ° C. from the rolling start temperature will be described.
When the rail head surface temperature after finish rolling rises above 40 ° C. from the rolling start temperature, the austenite grains become coarse and the duct ductility cannot be ensured. In subsequent continuous rolling, the austenite grains are not refined and the ductility of the rail cannot be improved. Also, if the rail head surface temperature after finish rolling rises below 5 ° C above the rolling start temperature, the austenite grains are not sufficiently recrystallized, the austenite grains cannot be refined, and the ductility of the rail is ensured. Can not. In subsequent continuous rolling, a large amount of non-recrystallized austenite grains remain, and the effect of refining the austenite grains is impaired. For this reason, the rail head surface temperature after finish rolling was limited to a rise of 5 to 40 ° C. above the rolling start temperature.
The rail head surface temperature after finish rolling is controlled by (1) rolling temperature, (2) rolling reduction during rolling, (3) cooling during rolling, (4) lubrication during rolling, etc. This is possible by controlling these combination techniques. For cooling during rolling, it is desirable to apply existing hot roll cooling water or mist cooling.
（５）連続圧延時のパス数の限定理由
仕上圧延を連続圧延とした時に圧延回数を２パス以上に限定した理由を説明する。
連続圧延時の圧延回数が１パスの場合、レール圧延時の断面減少率が２〜３０％の範囲では、圧延温度の選択、圧延後の温度上昇量によっては、オーステナイト粒の十分な微細化が図れず、レールの延性が十分に改善しない。このため連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した。
なお、炭素量が０．９０mass％以上の鋼レールの場合は、炭素量が高いため、レールの延性を確保するのにさらなるオーステナイ粒の微細化が必要となる。このため、炭素量が０．９０mass％を超える鋼レールの場合は、連続圧延時の圧延回数を３パス以上に限定した。
(5) Reason for limiting the number of passes during continuous rolling The reason for limiting the number of rolling to two or more passes when finishing rolling is set to continuous rolling will be described.
When the number of rollings during continuous rolling is 1 pass, in the range where the cross-section reduction rate during rail rolling is 2 to 30%, depending on the selection of the rolling temperature and the amount of temperature increase after rolling, austenite grains can be sufficiently refined. It is not possible to improve the ductility of the rail. Therefore, the number of rolling during continuous rolling is limited to 2 passes or more.
In the case of a steel rail having a carbon content of 0.90 mass% or more, since the carbon content is high, further austenite grain refinement is required to ensure the ductility of the rail. For this reason, in the case of a steel rail whose carbon content exceeds 0.90 mass%, the number of rollings during continuous rolling is limited to 3 passes or more.
（６）連続圧延時のパス間時間の限定理由
仕上圧延を連続圧延とした時にパス間時間を１０sec 以下に限定した理由を説明する。 連続圧延時のパス間時間が１０sec を超えると、オーステナイト粒の粒成長によりオーステナイト粒が粗大化し、レールの延性が低下する。このため連続圧延時のパス間時間を１０sec 以下に限定した。
なお、炭素量が０．９０ｍａｓｓ％以上の鋼レールの場合は、炭素量が高いため、オーステナイト粒の粒成長が著しく、連続圧延においてオーステナイト粒の微細化を図るには、オーステナイ粒の粒成長の抑制が必要となる。このため、炭素量が０．９０mass％以上の鋼レールの場合は、連続圧延時のパス間時間を２sec 以下に限定した。
ここでパス間時間について定義する。パス間時間とは、本発明においては連続圧延における１パス毎の熱間圧延時の経過時間を示すものである。したがって、パス間時間がＸsec の場合は、１パス目の圧延後にＸsec 経過したのち、２パス目の圧延が行われる。
(6) Reason for limiting the time between passes during continuous rolling The reason why the time between passes is limited to 10 sec or less when the finish rolling is continuous rolling will be described. If the time between passes during continuous rolling exceeds 10 sec, the austenite grains become coarse due to the growth of austenite grains, and the ductility of the rail decreases. For this reason, the time between passes at the time of continuous rolling was limited to 10 sec or less.
In the case of a steel rail having a carbon content of 0.90 mass% or more, since the carbon content is high, the grain growth of austenite grains is remarkable, and in order to refine the austenite grains in continuous rolling, the grain growth of austenite grains Suppression is necessary. For this reason, in the case of a steel rail with a carbon content of 0.90 mass% or more, the time between passes during continuous rolling was limited to 2 seconds or less.
Here, the time between paths is defined. In this invention, the time between passes shows the elapsed time at the time of the hot rolling for every pass in continuous rolling. Therefore, when the time between passes is Xsec, the second pass rolling is performed after Xsec has passed after the first pass rolling.
（７）熱間圧延後の頭部加速冷却条件の限定理由
熱間圧延後のレール頭部の加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度、圧延終了から加速冷却開始までの時間を前記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性が確保できない。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。このためレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
なお、炭素量が０．９０mass％以上の鋼レールの場合は、自然冷却において、７００〜７５０℃の温度範囲にレールの延性や靭性に有害な初析セメンタイト組織が生成するため、レール頭部の加速冷却速度開始温度を７５０℃以上とした。
(7) Reason for limitation of head accelerated cooling conditions after hot rolling Accelerated cooling start temperature, accelerated cooling rate, accelerated cooling stop temperature of rail head after hot rolling, time from rolling end to accelerated cooling start The reason limited to the claim will be described in detail.
First, the accelerated cooling rate start temperature will be described. When the acceleration cooling rate start temperature of the rail head is less than 700 ° C., the pearlite transformation starts before the acceleration cooling, the high hardness of the rail head cannot be achieved, and the wear resistance cannot be ensured. In addition, the pearlite structure becomes coarse, and the ductility of the rail head also decreases. For this reason, the acceleration cooling rate start temperature of the rail head is set to 700 ° C. or higher.
In the case of a steel rail having a carbon content of 0.90 mass% or more, a proeutectoid cementite structure that is harmful to the ductility and toughness of the rail is generated in the temperature range of 700 to 750 ° C. in natural cooling. The accelerated cooling rate start temperature was set to 750 ° C. or higher.
次に、加速冷却速度の範囲について説明する。
レール頭部の加速冷却速度が２℃／sec 未満では、本レール製造条件では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、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／sec を超えると、本成分系ではマルテンサイト組織が生成し、レール頭部の延性や靭性が大きく低下する。このためレール頭部の加速冷却速度の範囲を２〜３０℃／sec の範囲に限定した。
Next, the range of the accelerated cooling rate will be described.
If the accelerated cooling rate of the rail head is less than 2 ° C./sec, the high hardness of the rail head cannot be achieved under this rail manufacturing condition, and it becomes difficult to ensure the wear resistance of the rail head. Further, in high carbon steel, a pro-eutectoid cementite structure is formed, and the ductility and toughness of the rail head are reduced. When the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C./sec, a martensite structure is generated in this component system, and the ductility and toughness of the rail head are greatly reduced. For this reason, the range of the accelerated cooling rate of the rail head is limited to the range of 2 to 30 ° C./sec.
次に、加速冷却温度の範囲について説明する。
５５０℃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てレール頭部の延性も低下する。このため、少なくとも５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
なお、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４００℃が下限となる。
Next, the range of the accelerated cooling temperature will be described.
When the accelerated cooling of the rail head is stopped at a temperature exceeding 550 ° C., excessive recuperation is generated from the inside of the rail after the accelerated cooling is completed. As a result, the pearlite transformation temperature rises due to the temperature rise, the pearlite structure cannot have a high hardness, and the wear resistance cannot be ensured. In addition, the pearlite structure becomes coarse and the duct head ductility also decreases. For this reason, it was limited to perform accelerated cooling to at least 550 ° C.
In addition, the lower limit of the temperature at which the accelerated cooling of the rail head is finished is not particularly limited. In order to prevent this, the lower limit is substantially 400 ° C.
次に、炭素量が０．９０mass％以上の鋼レールの場合、圧延終了から加速冷却開始までの時間を６０sec 以下に限定した理由を説明する。
圧延終了から加速冷却開始までの時間が６０sec を超えると、圧延後の粒成長が著しく、レールの延性を確保できない。さらに、レールの延性や靭性に有害な初析セメンタイト組織が生成し易くなるため、圧延終了から加速冷却開始までの時間を６０sec 以下に限定した。
Next, the reason why the time from the end of rolling to the start of accelerated cooling is limited to 60 sec or less in the case of a steel rail having a carbon content of 0.90 mass% or more will be described.
If the time from the end of rolling to the start of accelerated cooling exceeds 60 seconds, the grain growth after rolling becomes remarkable and the ductility of the rail cannot be ensured. Furthermore, since a pro-eutectoid cementite structure which is harmful to the ductility and toughness of the rail is easily generated, the time from the end of rolling to the start of accelerated cooling is limited to 60 seconds or less.
ここで、レールの部位について説明する。
図１はレール部位の呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図２に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。圧延時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面の温度を制御することにより、圧延時のオーステナイト粒の微細化が図れ、レールの延性を向上させることができる。
また、先に説明した圧延後の熱処理における加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度は、図１に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面、または頭部表面から深さ５mmの範囲で測温すれば、レール頭部の全体を代表させることができ、この部分の温度や冷却速度を制御することにより、耐摩耗性に優れた微細なパーライト組織を得ることができる。
Here, the part of the rail will be described.
FIG. 1 shows the names of the rail parts. The “rail head” is a portion including the top (code: 1) and the head corner (code: 2) shown in FIG. Rail head surface temperature during rolling can be achieved by controlling the temperature of the head surface of the top (code: 1) and the head corner (code: 2), thereby reducing the austenite grain size during rolling, The ductility of the rail can be improved.
Further, the accelerated cooling start temperature, the accelerated cooling rate, and the accelerated cooling stop temperature in the heat treatment after rolling described above are the heads of the top part (reference numeral: 1) and the head corner part (reference numeral: 2) shown in FIG. If the temperature is measured within a depth of 5mm from the surface or the head surface, the entire rail head can be represented, and by controlling the temperature and cooling rate of this part, it is fine with excellent wear resistance. Pearlite structure can be obtained.
本製造方法では、特に冷媒については限定していないが、所定の冷却速度を確保し、レール各部位において、冷却条件の制御を確実に行うため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて、レール各部位の外表面に所定の冷却を行うことが望ましい。
なお、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
In this manufacturing method, the refrigerant is not particularly limited, but air, mist, a mixed refrigerant of air and mist is used in order to ensure a predetermined cooling rate and to reliably control the cooling conditions at each part of the rail. Thus, it is desirable to perform predetermined cooling on the outer surface of each part of the rail.
The metal structure of the head of the steel rail manufactured by this manufacturing method is preferably a pearlite structure. However, depending on the selection of the component system and accelerated cooling conditions, a very small amount of proeutectoid ferrite structure in the pearlite structure. In some cases, a pro-eutectoid cementite structure and a bainite structure are formed. However, even if a small amount of these structures are formed in the pearlite structure, the fatigue strength and toughness of the rail are not greatly affected. Therefore, the structure of the head of the steel rail manufactured by this manufacturing method is somewhat It also includes a mixed ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure and bainite structure.
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を用いて本発明のレール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表３は、表１に示す供試レール鋼を用いて比較レール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition of the test rail steel. Table 2 shows the hot rolling conditions, accelerated cooling conditions, and the rail head microstructure, hardness, and tensile test of the rails manufactured by the rail manufacturing method of the present invention using the test rail steels shown in Table 1. The total elongation value is shown.
Table 3 shows all of the hot rolling conditions, accelerated cooling conditions, and the rail head microstructure, hardness, and tensile test of the rails manufactured by the comparative rail manufacturing method using the test rail steels shown in Table 1. Elongation value is shown.
ここで、本明細書中の図について説明する。図１はレール各部位の呼称を示したものである。図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２は表２と表３に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと、表３に示す比較レール製造方法で製造したレールの、頭部引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。 Here, the drawings in this specification will be described. FIG. 1 shows the designation of each part of the rail. In FIG. 1, 1 is a top part and 2 is a head corner part. FIG. 2 illustrates test specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 2 and 3. FIG. 3 shows the relationship between the amount of carbon and the total elongation in the head tension test results of the rail manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Table 2 and the rail manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Table 3. It is shown.
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明熱処理レール（１５本） 符号１〜１５
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲内の熱間圧延条件、熱処理条件で製造し たレール。
・比較熱処理レール （１２本） 符号１６〜２７
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲外の熱間圧延条件、熱処理条件で製造し たレール。
The configuration of the rail is as follows.
-Heat treatment rail of the present invention (15) Codes 1-15
A rail produced from rail steel within the above-mentioned component range under hot rolling conditions and heat treatment conditions within the above-mentioned limited range.
・ Comparison heat-treated rail (12) Codes 16-27
Rail produced by manufacturing rail steel within the above component range under hot rolling conditions and heat treatment conditions outside the above limited range.
また、各種試験条件は下記のとおりである。
・頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ４号相似
平行部長さ：２５mm、平行部直径：６mm、
伸び測定評点間距離：２１mm
試験片採取位置：レール頭部表面下５mm（図２参照）
引張速度：１０mm／min
試験温度：常温（２０℃）
Various test conditions are as follows.
・ Head tensile test machine: Universal small tensile tester Test piece shape: Similar to JIS No. 4
Parallel part length: 25 mm, parallel part diameter: 6 mm,
Elongation measurement distance: 21mm
Test piece sampling position: 5mm below the rail head surface (see Fig. 2)
Tensile speed: 10mm / min
Test temperature: Normal temperature (20 ° C)
表２、表３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２７）と比べて、圧延温度、圧下率、圧延後の昇温温度、パス間時間をある一定範囲内に納め、圧延後の加速冷却開始温度、加速冷却速度、冷却停止温度をある一定範囲内に収めることにより、パーライト組織を微細化・高強度化し、レールの耐摩耗性と延性を確保し、さらに、延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織などを生成させず、耐摩耗性と延性を確保したパーライト組織となっている。
また図３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２７）と比べて、同一炭素量で比較すると、いずれの炭素量においてもレール頭部の延性が向上している。
As shown in Tables 2 and 3, the rail steel of the present invention (symbol: 1 to 15) is compared with the comparative rail steel (symbol: 16 to 27), the rolling temperature, the rolling reduction, the temperature rise after rolling, By keeping the time between passes within a certain range and keeping the accelerated cooling start temperature, accelerated cooling rate, and cooling stop temperature after rolling within a certain range, the pearlite structure is refined and strengthened, and the rail wear resistance is increased. It is a pearlite structure that secures wear resistance and ductility without securing pro-eutectoid cementite structure or martensite structure that adversely affects ductility.
Moreover, as shown in FIG. 3, compared with comparative rail steel (code | symbols: 16-27), this invention rail steel (code | symbol: 1-15) is compared with comparison rail steel (code | symbol: 16-27), rail head in any carbon content. The ductility of the part is improved.
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
1: Head part 2: Head corner part
Claims (15)
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
The method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 1 or 2, wherein one or two of the above are contained, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
1 or 2 types of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of Claim 4 characterized by the above-mentioned.
Ｖ ：０．００５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
V: 0.005-0.50%,
Nb: 0.002 to 0.050%
1 or 2 types of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of Claim 4 or 5 characterized by the above-mentioned.
Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
を含有することを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
B: 0.0001 to 0.0050%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-6 characterized by the above-mentioned.
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
One type or two types of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-7 characterized by the above-mentioned.
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項４〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Ni: 0.01 to 1.00%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-8 characterized by the above-mentioned.
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
1 or 2 types or more of these are included, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-9 characterized by the above-mentioned.
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項４〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Al: 0.0100 to 1.00%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-10 characterized by the above-mentioned.
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
を含有することを特徴とする請求項４〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-11 characterized by the above-mentioned.
Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％
を含有することを特徴とする請求項４〜１２のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
N: 0.0040 to 0.0200%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 4-12 characterized by the above-mentioned.
The steel strip for rail rolling contains C: 0.90 to 1.40% by mass, and the head of the steel rail at 750 ° C. or higher after hot rolling is cooled to a cooling rate of 2 within 60 seconds after the end of rolling. The method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 14, wherein the method is acceleratedly cooled to at least 550 ° C. at ˜30 ° C./sec, then allowed to cool and pearlite transformed.
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