JP2006057128A - Method for producing pearlite-series rail excellent in breakage resistance against drop-weight - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、レール底部の微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、重荷重鉄道のレール底部に要求される耐落重破壊特性を向上させ、レール折損の発生を抑制することを目的としたパーライト系レールの製造方法に関するものである。 It is an object of the present invention to improve the drop weight fracture resistance required for the rail bottom of heavy-duty railways by controlling the number of fine pearlite block grains on the rail bottom and to suppress the occurrence of rail breakage. The present invention relates to a method for manufacturing a pearlite rail.
海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の高効率化の手段として、列車速度の向上や列車積載重量の増加が図られている。このような鉄道輸送の効率化はレール使用環境の過酷化を意味し、レール材質の一層の改善が要求されるに至っている。 In overseas heavy-duty railways, as a means of improving the efficiency of railway transportation, the train speed is increased and the train load is increased. Such an increase in the efficiency of rail transportation means that the rail use environment becomes severe, and further improvements in rail materials have been required.
具体的には、曲線区間に敷設されたレールでは、Ｇ.Ｃ.（ゲージ・コーナー）部や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点で問題視されるようになった。このような背景から、以下に示すような、主に耐摩耗性の向上を目指したレールの開発が進められた。
（１）圧延終了後あるいは、再加熱したレール頭部をオーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃/secで加速冷却する１３０kgf/mm２以上の高強度レールの製造法（ 特許文献１）。
（２）過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特許文献２）。
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼（炭素量：０．７〜０．８％）または、過共析炭素含有鋼（炭素量：０．８５超〜１．２０％）による微細パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的とするところは、パーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、さらには、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、耐摩耗性を向上させるところにあった。
Specifically, in the rail laid in the curved section, the wear of the GC (gauge corner) part and the head side part increases rapidly, and it has become a problem in terms of the service life of the rail. It was. Against this background, the development of rails aimed mainly at improving wear resistance has been promoted as shown below.
(1) A method for producing a high-strength rail of 130 kgf / mm 2 or higher in which the rail head after rolling or after reheating is accelerated and cooled at a temperature of 1 to 4 ° C./sec between 850 and 500 ° C. from the austenite temperature (Patent Document) 1).
(2) A rail excellent in wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure (Patent Document 2).
These rails are characterized by fine pearlite made of eutectoid carbon-containing steel (carbon content: 0.7 to 0.8%) or hypereutectoid carbon-containing steel (carbon content: more than 0.85 to 1.20%). The purpose of this high-strength rail is to reduce the lamella spacing in the pearlite structure, and to increase the density of the cemetite phase in the pearlite lamella to improve wear resistance. It was.
しかし、これらの高強度レールは、靭性が低いため、レール底部から、折損が発生しやすいという問題点があった。そこで、このような問題を解決するため、以下に示すような熱処理方法が開発された。
（３）レールの底部を６００〜７５０℃の温度範囲に再加熱し、その後、急速冷却するレールの製造方法（特許文献３）。
この製造方法は、レール底部の引張残留応力を除去し、圧縮残留応力とし、さらに、パーライト組織の延性を高め、耐落重破壊特性を向上させるものであった。
(3) A rail manufacturing method in which the bottom of the rail is reheated to a temperature range of 600 to 750 ° C. and then rapidly cooled (Patent Document 3).
This manufacturing method removes the tensile residual stress at the bottom of the rail to obtain a compressive residual stress, further increases the ductility of the pearlite structure, and improves the drop weight resistance.
上記の（３）に示されたレールの製造方法では、レールの底部を再加熱するため、パーライト組織の延性は向上する。しかし、同時に、パーライト組織の硬度が低下し、レール折損時の破壊応力が低減し、上述したような近年の重荷重鉄道の使用環境下においては、上記の発明レールにおいても底部からの折損が発生するようになってきた。 In the rail manufacturing method shown in (3) above, since the bottom of the rail is reheated, the ductility of the pearlite structure is improved. However, at the same time, the hardness of the pearlite structure is reduced and the fracture stress at the time of breakage of the rail is reduced. Has come to do.
このような背景から、高炭素含有のパーライト組織のレールにおいて、底部からの折損等の破壊の発生を抜本的に防止する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。
すなわち、本発明は、重荷重鉄道用のレールに要求される、底部からの折損等の破壊の発生を防止することを目的としたものである。
Against this background, in a rail having a high carbon content pearlite structure, development of a method for manufacturing a rail that drastically prevents the occurrence of breakage such as breakage from the bottom has been demanded.
That is, the present invention aims to prevent the occurrence of breakage such as breakage from the bottom, which is required for rails for heavy-duty railways.
本発明は上記目的を達成するものであって、その要旨とするところは次の通りである。（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．４０％を含有するパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、レール底部を５００〜６００℃の温度範囲に再加熱し、その後、放冷もしくは加速冷却することを特徴とすることを特徴とする耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、レール底部を５００〜６００℃の温度範囲に再加熱し、その後、放冷もしくは加速冷却することを特徴とすることを特徴とする耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。
（３）請求項１〜２記載の鋼レールにおいて、レール底部の硬さがＨｖ３２０以上であることを特徴とする耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。
（４）上記（１）〜（３）のレールには、質量％でさらに、下記1)〜9)の成分を選択的に含有させることができる。
1) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
2) Ｖ ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種、
3) Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
4) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種または２種、
5) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
6) 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、
7) Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
8) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
9) Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％
の１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
The present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows. (1) In a steel rail exhibiting a pearlite structure containing C: 0.65 to 1.40% by mass%, the rail bottom is reheated to a temperature range of 500 to 600 ° C., and then allowed to cool or accelerate. A method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance, characterized in that:
(2) By mass%, C: 0.65 to 1.40%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.10 to 2.00%, the balance being Fe and inevitable impurities Steel rails exhibiting a pearlite structure consisting of the following: Excellent resistance to drop-fracture resistance, characterized in that the bottom of the rail is reheated to a temperature range of 500 to 600 ° C. and then cooled or accelerated. Manufacturing method for perlite rails.
(3) A method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance, characterized in that, in the steel rail according to
(4) In the rails of the above (1) to (3), the following components 1) to 9) can be selectively contained in mass%.
1) One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
2) V: 0.005 to 0.50%, Nb: one or two of 0.002 to 0.050%,
3) B: 0.0001 to 0.0050%,
4) Co: 0.10 to 2.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, 1 type or 2 types,
5) Ni: 0.01-1.00%
6) One or more of Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%, Ca: 0.0005 to 0.0150%,
7) Al: 0.0100 to 1.00%,
8) Zr: 0.0001 to 0.2000%,
9) N: 0.0040 to 0.0200%
And the balance consists of Fe and inevitable impurities.
本発明の製造方法を用いれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール底部の熱処理条件をある一定範囲内に制御することにより、底部の耐落重破壊特性が向上し、レールの折損の発生を抑制できる。 By using the manufacturing method of the present invention, in the steel rail having a high carbon content pearlite structure used in heavy-duty railways, by controlling the heat treatment conditions at the bottom of the rail within a certain range, the drop weight fracture resistance of the bottom And the occurrence of breakage of the rail can be suppressed.
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、まず、様々な温度に再加熱したパーライト鋼のレール試験片を用いて、落重試験を行い、レール折損の発生とパーライト鋼の硬さの関係を実験室的に整理した。その結果、再加熱していないパーライト鋼と比較して、ある一定温度以上で再加熱したパーライト鋼は、いずれの再加熱温度においても延性は向上し、レールの折損は抑制されるが、パーライト鋼の硬さがある一定値以下になると、レール折損時の破壊応力の低減により、底部からのレール折損が多く発生することを実験により確認した。
The present invention is described in detail below.
The inventors first performed drop weight tests using pearlite steel rail specimens reheated to various temperatures, and organized the relationship between the occurrence of rail breakage and the hardness of pearlite steel in the laboratory. . As a result, compared to pearlite steel that has not been reheated, pearlite steel that has been reheated at a certain temperature or higher has improved ductility at any reheat temperature and reduced rail breakage. It was confirmed by experiments that when the hardness of the steel sheet becomes a certain value or less, a large amount of rail breakage from the bottom occurs due to the reduction of the fracture stress when the rail breaks.
次に、本発明者らは、実験室的に再加熱後のパーライト鋼の硬さと再加熱温度の関係、再加熱温度とレール折損の関係を調査した。その結果、再加熱温度がある一定値以上に上昇すると、パーライト鋼の硬さが急激に低下し、レール折損が多く発生することを実験により確認した。また、再加熱温度がある一定値以下になると、パーライト鋼の延性は向上せず、結果として、レール折損に対する抵抗性が改善せず、耐落重破壊特性が向上しないことを知見した。 Next, the inventors investigated the relationship between the hardness of the pearlite steel after reheating and the reheating temperature and the relationship between the reheating temperature and the rail breakage. As a result, it was confirmed by experiments that when the reheating temperature rises above a certain value, the hardness of pearlite steel sharply decreases and a lot of rail breakage occurs. It was also found that when the reheating temperature falls below a certain value, the ductility of the pearlite steel does not improve, and as a result, the resistance to rail breakage does not improve and the drop-fracture resistance does not improve.
さらに、本発明者らは、レール折損に対する抵抗性を改善するため、レール底部を再加熱した後の熱処理方法について検討した。その結果、レール底部を再加熱した後に、加速冷却を施すことにより、レール底部に圧縮残留応力が付与され、レール折損に対する抵抗性が改善し、耐落重破壊特性が向上することを見出した。 Furthermore, the present inventors examined a heat treatment method after reheating the rail bottom portion in order to improve resistance to rail breakage. As a result, it has been found that by applying accelerated cooling after reheating the rail bottom, compressive residual stress is imparted to the rail bottom, improving resistance to rail breakage and improving drop weight resistance.
これらに加えて、本発明者らは、レール折損に対する抵抗性をさらに向上させるため、熱処理後のレール底部の硬さについて検討した。その結果、熱処理後のレール底部の硬さがある一定値以上になると、レール折損に対する抵抗性がより一層改善し、耐落重破壊特性が飛躍的に向上することを見出した。 In addition to these, the present inventors examined the hardness of the rail bottom after heat treatment in order to further improve the resistance against rail breakage. As a result, it has been found that when the hardness of the rail bottom after the heat treatment exceeds a certain value, the resistance to rail breakage is further improved, and the drop weight fracture resistance is dramatically improved.
すなわち、本発明では、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール底部をある一定範囲の温度で再加熱し、その後、放冷もしくは加速冷却を施し、これに加えて、熱処理後のレール底部の硬さを制御し、レールの折損に対する抵抗性を改善することを目的とした耐落重破壊特性を向上させたパーライト系レールの製造方法に関するものである。 That is, in the present invention, in a steel rail having a high carbon content pearlite structure, the rail bottom is reheated at a certain range of temperature, and then allowed to cool or accelerate, in addition to this, the rail bottom after heat treatment The present invention relates to a method for manufacturing a pearlite rail having improved drop weight fracture resistance for the purpose of controlling the hardness of the rail and improving the resistance against breakage of the rail.
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）再加熱温度の限定理由
まず、レール底部の再加熱温度を５００〜６００℃の範囲に限定した理由について説明する。
再加熱温度が６００℃を超えると、パーライト鋼の延性は向上する。しかし、パーライト鋼の硬さが急激に低下し、レール折損時の破壊応力の低減により、レール底部からの折損が発生し易くなる。また、再加熱温度が５００℃未満の場合、パーライト鋼の延性は改善せず、結果的にレール折損に対する抵抗性が改善せず、耐落重破壊特性が向上しない。このためレール底部の再加熱温度を５００〜６００℃の範囲に限定した。
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Reason for limiting reheating temperature First, the reason for limiting the reheating temperature at the bottom of the rail to the range of 500 to 600 ° C will be described.
When the reheating temperature exceeds 600 ° C., the ductility of the pearlite steel is improved. However, the hardness of the pearlite steel is drastically lowered, and the breakage stress at the time of the rail breakage is reduced, so that the breakage from the rail bottom portion is likely to occur. In addition, when the reheating temperature is less than 500 ° C., the ductility of the pearlite steel is not improved, and as a result, the resistance to rail breakage is not improved, and the drop weight fracture resistance is not improved. For this reason, the reheating temperature at the bottom of the rail was limited to a range of 500 to 600 ° C.
なお、レール底部の再加熱温度時の保持時間については特に限定していないが、加熱時間が長いと、レール底部が変形し、レールの直進性が失われる。また、加熱時間が短いと、パーライト鋼の延性が向上せず、レール底部の耐落重破壊特性が改善しなくなる。このため、保持時間については、レール形状等に応じて、制御する必要があり、少なくとも上記温度範囲において、パーライト鋼の延性を改善し、レール底部の耐落重破壊特性を改善するためには、保持時間５〜１０分程度が望ましい。 The holding time at the reheating temperature of the rail bottom is not particularly limited, but if the heating time is long, the rail bottom is deformed and the straightness of the rail is lost. In addition, when the heating time is short, the ductility of the pearlite steel is not improved, and the drop weight fracture resistance at the bottom of the rail is not improved. For this reason, it is necessary to control the holding time according to the rail shape and the like, and at least in the above temperature range, in order to improve the ductility of the pearlite steel and to improve the drop weight fracture resistance of the rail bottom, A holding time of about 5 to 10 minutes is desirable.
レール底部の再加熱方法およびその後の加速冷却方法については特に限定していないが、再加熱はレール底部のみを選択的に再加熱することが可能なガス火炎加熱あるいは高周波加熱の適用が望ましい。 Although the method for reheating the rail bottom and the subsequent accelerated cooling method are not particularly limited, it is desirable to apply gas flame heating or high-frequency heating that can selectively reheat only the rail bottom.
また、再加熱時の温度については、レール足裏部の表層の温度を制御することにより、上述した効果を達成することが可能である。 Moreover, about the temperature at the time of reheating, it is possible to achieve the effect mentioned above by controlling the temperature of the surface layer of a rail foot part.
（２）再加熱部位の説明
レール底部の再加熱を行う部位について説明する。
レール底部の再加熱部位については特に限定していないが、レール底部からの折損を防止するには、折損の起点であるレール足裏部を中心に再加熱処理を行う必要がある。
ここで、図１にパーライト系レールの底部断面表面位置での呼称、および、再加熱熱処理領域を示す。１は足裏部、２は足先部、３は底部、Ｗはレールの底部の幅である。レール底部３とはレール足裏部１と足先部２を包括的に含む領域である。レール底部の再加熱は、少なくとも足裏部１を中心に左右０．２５Ｗの部分に施すことが望ましい。
(2) Description of reheating part The part which reheats a rail bottom part is demonstrated.
The reheating portion of the rail bottom is not particularly limited. However, in order to prevent breakage from the rail bottom, it is necessary to perform reheating treatment centering on the rail foot sole that is the starting point of breakage.
Here, FIG. 1 shows the name of the pearlite rail at the bottom cross-sectional surface position and the reheat heat treatment region. 1 is a sole part, 2 is a foot part, 3 is a bottom part, W is the width | variety of the bottom part of a rail. The
（３）再加熱後の加速冷却の理由
レール底部を再加熱後に加速冷却を行う理由について説明する。
再加熱後に加速冷却を行わないと、再加熱温度によっては、パーライト鋼の軟化が促進され、レール折損時の破壊応力の低減により、レール底部からの折損が発生し易くなり、また、レール底部の圧縮残留応力が低下し、レール折損に対する抵抗性が改善せず、耐落重破壊特性が大きく向上しない。したがって、レール底部からの折損を抑制し、さらに耐落重破壊特性を改善するには、レール底部を再加熱後に加速冷却を行う。
(3) Reason for accelerated cooling after reheating The reason for accelerated cooling after reheating the rail bottom will be described.
If accelerated cooling is not performed after reheating, depending on the reheating temperature, softening of pearlite steel is promoted, and the failure stress at the time of rail breakage is reduced, so that breakage from the rail bottom tends to occur. The compressive residual stress is lowered, the resistance to breakage of the rail is not improved, and the drop weight resistance is not greatly improved. Therefore, in order to suppress breakage from the bottom of the rail and further improve the drop weight fracture resistance, accelerated cooling is performed after reheating the rail bottom.
なお、再加熱後の加速冷却方法については特に限定していないが、加速冷却はレール底部のみを選択的に冷却することが可能な空気もしくは水、汽水の適用が望ましい。 In addition, although it does not specifically limit about the accelerated cooling method after reheating, the application of the air or water which can selectively cool only a rail bottom part, or brackish water is desirable for accelerated cooling.
冷却速度ついても特に限定していないが、パーライト鋼の軟化を抑制し、圧縮残留応力を十分に付与するためには、再加熱後、常温度域まで冷却速度１℃/sec以上で加速冷却することが望ましい。また、高い圧縮残留応力を付与し、耐落重破壊特性を飛躍的に改善するには、常温度域まで冷却速度１０℃/sec以上で加速冷却することが望ましい。 Although there is no particular limitation on the cooling rate, in order to suppress softening of pearlite steel and to give sufficient compressive residual stress, accelerated cooling to a normal temperature range at a cooling rate of 1 ° C / sec or more after reheating. It is desirable. In order to impart high compressive residual stress and drastically improve the drop weight fracture resistance, it is desirable to accelerate cooling to a normal temperature range at a cooling rate of 10 ° C./sec or more.
（４）レール底部の硬さの限定理由
次に、レール底部の硬さをＨｖ３２０以上に限定した理由について説明する。
レール底部の硬さがＨｖ３２０未満になると、レール底部に作用する応力が大きい場合は、レール底部が部分的に降伏し、レール底部からの折損が発生し易くなる。このためパーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定した。
なお、レール底部の硬さは、レール足裏部の表面下１〜５ｍｍの範囲を制御するにより、上述した効果を達成することが可能である。
(4) Reason for limiting the hardness of the rail bottom Next, the reason for limiting the hardness of the rail bottom to Hv320 or higher will be described.
When the hardness of the rail bottom is less than Hv320, when the stress acting on the rail bottom is large, the rail bottom part partially yields and breakage from the rail bottom tends to occur. For this reason, the hardness of the pearlite structure was limited to Hv320 or more.
In addition, the hardness of a rail bottom part can achieve the effect mentioned above by controlling the range of 1-5 mm below the surface of a rail foot part.
したがって、レール底部の再加熱を、望ましくは足裏部を中心に左右０．２５Ｗの部分に施し、その後、放冷もしくは加速冷却することにより、パーライト鋼の延性が改善し、さらには、圧縮残留応力の付与により、レール底部の耐落重破壊特性が向上する。 Therefore, reheating of the bottom of the rail is preferably applied to the left and right 0.25 W portions centering on the sole, and then cooled or accelerated to improve the ductility of the pearlite steel, and further to compressive residual The application of stress improves the drop weight resistance of the rail bottom.
さらに、上記領域において、パーライト鋼の硬さがＨｖ３２０以上であれば、レール底部での降伏現象が抑制され、レール底部からの折損がさらに抑制され、耐落重破壊特性がさらに向上する。 Further, in the above region, if the hardness of the pearlite steel is Hv320 or higher, the yield phenomenon at the rail bottom is suppressed, the breakage from the rail bottom is further suppressed, and the drop weight fracture resistance is further improved.
（５）鋼レールの化学成分の限定理由
次に、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
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０．６５％以下では、レール頭部のパーライト組織の硬度が確保できず、さらに、初析フェライト組織が生成し、耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。また、Ｃ量が１．４０％を超えると、レール頭部内部、底部のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成するとともに、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、パーライト組織の延性が低下して、耐落重破壊特性が大きく低下する。このため、Ｃ量を０．６５〜１．４０％に限定した。なお、レール頭部の耐摩耗性をより一層向上させるには、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率がさらに増加し、耐摩耗性の一層の向上が図れるＣ量０．８５％超とすることが望ましい。
(5) Reasons for limiting chemical components of steel rail Next, the reasons why the chemical components of the rail steel are limited to the above claims will be described in detail.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is 0.65% or less, the hardness of the pearlite structure of the rail head cannot be secured, and further, a pro-eutectoid ferrite structure is formed, wear resistance is lowered, and the service life of the rail is lowered. Further, when the C content exceeds 1.40%, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the pearlite structure inside and at the bottom of the rail, and the density of the cementite phase in the pearlite structure increases, so that the ductility of the pearlite structure is increased. As a result, the drop-fracture resistance is greatly reduced. For this reason, the amount of C was limited to 0.65 to 1.40%. In order to further improve the wear resistance of the rail head, the volume ratio of the cementite phase in the pearlite structure is further increased so that the C content exceeds 0.85%, which can further improve the wear resistance. Is desirable.
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、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 component composition improves the hardness (strengthening) of the pearlite structure, improves the ductility of the pearlite structure, prevents softening of the weld heat affected zone, and controls the cross-sectional hardness distribution inside the rail head. For the purpose, 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。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。 Here, Si increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening in the ferrite phase, suppresses the formation of a proeutectoid cementite structure, and ensures 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，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、パーライト組織の延性と硬度を向上させ、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。
Cr and Mo raise the equilibrium transformation point of pearlite and ensure the hardness of the pearlite structure mainly by refining the pearlite lamella spacing.
V and Nb suppress the growth of austenite grains by carbides and nitrides generated by hot rolling and the subsequent cooling process, and further improve the ductility and hardness of the pearlite structure by precipitation hardening. Carbide and nitride are stably generated, and the weld joint heat affected zone is prevented from being softened.
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、レールの延性を向上させ、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。
B refines the formation of a pro-eutectoid cementite structure, and at the same time, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, improves the ductility of the rail, and further 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。
Ni prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, and at the same time improves the hardness of 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，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、パーライト組織の延性を向上させる。
Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させ、さらに共析炭素量を高炭素側へ移動させ、初析セメンタイト組織の生成を抑制する。
Mg and Ca make austenite grains finer during rail rolling, and at the same time, promote pearlite transformation and improve the ductility of the pearlite structure.
Al moves the eutectoid transformation temperature to the higher temperature side, strengthens the pearlite structure, improves the wear resistance of the rail, further moves the eutectoid carbon content to the higher carbon side, and suppresses the formation of proeutectoid cementite structure. To do.
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し、レールの延性低下を防止する。
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、延性を向上させることが主な添加目的である。
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. The thickness is reduced to prevent the rail ductility from decreasing.
N is mainly added to improve ductility by promoting pearlite transformation from the austenite grain boundary and making the pearlite structure fine.
これらの成分の限定理由について、以下に詳細に説明する。
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、０．１０％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、レール頭部の耐摩耗性やレール底部の耐落重破壊特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０．１０〜２．００％に限定した。
The reasons for limiting 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 0.10%, 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 deteriorates due to generation of oxides. Further, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure is generated which is detrimental to the wear resistance of the rail head and the drop weight fracture resistance of the rail bottom. For this reason, the amount of Si was limited to 0.10 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、０．１０％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、レール頭部の耐摩耗性やレール底部の耐落重破壊特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０．１０〜２．００％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 0.10%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to the wear resistance of the rail head and the drop weight fracture resistance of the rail bottom tends to be generated. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.10 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、レール頭部の耐摩耗性やレール底部の耐落重破壊特性が低下する。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 of the rail head and the drop weight fracture resistance of the rail bottom 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、レール底部の耐落重破壊特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, if excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of the pearlite structure is remarkably reduced, and a martensite structure that is harmful to the drop-proof fracture resistance property of the rail bottom portion is easily generated. 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、０．５０％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、レール底部の耐落重破壊特性が低下する。このため、Ｖ量を０．００５〜０．５０％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 addition, it is an element effective in preventing V softening of the weld joint heat affected zone by generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range in the heat affected zone reheated to a temperature range below Ac1 point. is there. However, if 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. Moreover, if added over 0.50%, coarse V carbides and V nitrides are generated, and the drop weight resistance at the bottom of the rail is lowered. For this reason, the amount of V was limited to 0.005 to 0.50%.
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％を超える添加すると、粗大なＮｂ炭化物やＮｂ窒化物が生成し、レール底部の耐落重破壊特性が低下する。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 a low temperature range to a high temperature range, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented. 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 ductility is observed. Moreover, when it adds exceeding 0.050%, coarse Nb carbide | carbonized_material and Nb nitride will produce | generate and the drop weight fracture characteristic of a rail bottom part will fall. 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％未満ではその効果は十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、レール底部の耐落重破壊特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 boundaries, refines the formation of proeutectoid cementite structure, and at the same time reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature and makes the head hardness distribution uniform. Therefore, it is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and extends the life, but if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the generation of proeutectoid cementite structure and the hardness distribution of the rail head are improved. unacceptable. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carboboride is generated at the prior austenite grain boundaries, and the drop weight fracture resistance at the bottom of the rail is greatly reduced. Limited to 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、レール頭部の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. Although it is an element that improves ductility, if less than 0.10%, the effect cannot be expected. Moreover, if added over 2.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, spalling damage is generated on the rolling surface of the rail head, 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、０．０５％未満ではその効果が期待できない。また、１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部の耐摩耗性やレール底部の耐落重破壊特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、レール底部の耐落重破壊特性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％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 0.05%, the effect cannot be expected. Further, if added over 1.00%, the martensitic structure that is harmful to the wear resistance of the rail head and the drop weight fracture resistance of the rail bottom tends to be easily generated due to the remarkable improvement in hardenability. Further, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, and the drop weight fracture resistance at the bottom of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.05 to 1.00%.
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ３Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑 制する元素であるが、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、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、レール底部の耐落重破壊特性が低下する。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 in ferrite. Further, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is complex with Ti precipitates finely and suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkable. If it is small and exceeds 1.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, and the drop-fracture resistance at the bottom 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、レール底部の耐落重破壊特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 carbides and Ti nitrides are formed, and the drop weight fracture resistance at the bottom of the rail is greatly reduced. Therefore, the amount of Ti was 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、レール底部の耐落重破壊特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, etc. to form fine oxides, suppresses grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, It is an effective element for improving the ductility of the steel. Furthermore, MgO, MgS finely disperses MnS, forms a thin Mn band around MnS, contributes to the formation of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size, ductility of pearlite structure It is an effective element for improving 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 resistance to drop weight fracture at the bottom of the rail is lowered. It was limited to 0005 to 0.0200%.
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レール底部の耐落重破壊特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 and forms a sulfide as CaS. Further, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is formed, and the resistance to drop weight fracture at the bottom of the rail is deteriorated. It was limited to 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、共析炭素量を高炭素側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成抑制に有効な元素であるが、０．０１００％以下では、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、レール底部の耐落重破壊特性が低下するとともに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ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 higher temperature side and the amount of eutectoid carbon to the higher carbon side, and is an element effective for increasing the strength of the pearlite structure and suppressing the formation of the proeutectoid cementite structure. If it is less than 0100%, the 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, While the drop weight fracture resistance deteriorates and an oxide is generated during welding and the weldability is significantly reduced, 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％以下では、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、レールの延性を低下させる。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レール底部の耐落重破壊特性が低下し、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。 Since ZrO 2 inclusions have good lattice matching with γ-Fe, 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, when the amount of Zr is 0.0001% or less, the number of ZrO 2 inclusions is small, and a sufficient effect as a solidification nucleus is not exhibited. As a result, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregation part, and the ductility of the rail is lowered. If the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, the drop-fracture resistance at the bottom of the rail is reduced, and fatigue damage starting from the coarse Zr-based inclusions occurs. The service life of the rail 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. It was limited to 0.0040-0.0200%.
上記のような成分組成で構成されるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊あるいは連続鋳造し、さらに、熱間圧延および熱処理を経てレールとして製造される。次に、このレール底部を再加熱し、放冷もしくは加速冷却を施すことにより、底部からのレール折損を抑制し、耐落重破壊特性を改善することが可能となる。 Rail steel composed of the above components is melted in a commonly used melting furnace such as a converter, electric furnace, etc., and this molten steel is ingot / bundled or continuously cast. It is manufactured as a rail through rolling and heat treatment. Next, by reheating the bottom of the rail and allowing it to cool or accelerate, it is possible to suppress breakage of the rail from the bottom and improve the drop weight resistance.
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、底部熱処理条件、熱処理後のレール底部の硬さ、さらには、落重試験結果を示す。
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、底部熱処理条件、熱処理後のレール底部の硬さ、さらには、落重試験結果を示す。
なお、レールの構成は以下の通りである。
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition of the test rail steel.
Table 2 shows the bottom heat treatment conditions, the hardness of the rail bottom after the heat treatment, and the drop weight test result of the rail manufactured by the rail manufacturing method of the present invention using the test rail steel shown in Table 1. .
Table 3 shows the bottom heat treatment conditions, the hardness of the rail bottom after the heat treatment, and the drop weight test result of the rail manufactured by the comparative rail manufacturing method using the test rail steel shown in Table 1.
In addition, the structure of a rail is as follows.
●本発明熱処理レール（１６本） 符号１〜１６
上記成分範囲内のレール鋼を、上記限定範囲内のレール底部熱処理条件で製造したレール。
●比較熱処理レール （９本） 符号１７〜２５
上記成分範囲内のレール鋼を、上記限定範囲外のレール底部熱処理条件で製造したレール。
● Heat treatment rail of the present invention (16)
The rail which manufactured the rail steel in the said component range on the rail bottom part heat processing conditions in the said limited range.
● Comparison heat-treated rail (9) Code 17-25
The rail which manufactured the rail steel within the said component range on the rail bottom part heat processing conditions outside the said limited range.
ここで、添付した図について説明する。
図１は、レールの底部断面表面位置での呼称、および、再加熱熱処理領域を示したものである。
図２は、表２に示す本発明レール鋼（符号：１〜１６）と表３に示す比較レール鋼（符号：１７〜２５）の落重試験結果における炭素量と全試験片が未破断（４本中４本未破断）であった試験温度の関係を示したものである。
また、各種試験条件は下記の通りとした。
Here, the attached drawings will be described.
FIG. 1 shows the designation at the bottom cross-sectional surface position of the rail and the reheat heat treatment region.
FIG. 2 shows the amount of carbon in the drop weight test results of the rail steel of the present invention shown in Table 2 (symbol: 1 to 16) and the comparative rail steel (symbol: 17 to 25) shown in Table 3 and all specimens are unbroken This shows the relationship of the test temperature that was 4 of 4 unbroken).
Various test conditions were as follows.
●レール落重試験
試験機：落重試験機
試験片形状：１４１ポンドレール×１５００ｍｍ
試験条件：スパン長：９１４０ｍｍ、落錘高さ：６０００ｍｍ、落錘重さ：９０７ｋｇ 試験形態：２点支持式（レール頭部に落錘を落とす）
試験温度：−８０〜＋３０℃
試験本数：各温度において４本
-Rail drop weight test machine: Drop weight tester Test piece shape: 141 pound rail x 1500mm
Test conditions: Span length: 9140 mm, drop weight height: 6000 mm, drop weight weight: 907 kg Test form: 2-point support type (drop weight dropped on rail head)
Test temperature: -80 to + 30 ° C
Number of tests: 4 at each temperature
図２に示すように、本発明レール鋼（表２の符号：１〜１６を●印で示す）は、レール底部の熱処理条件をある一定範囲内に制御することにより、比較レール鋼（表３の符号：１７〜２５を□印で示す）と比べて、同一炭素量で比較して、落重試験におけるレール未破断温度が低温側へ遷移し、レールの耐落重破壊特性が向上していることが分かる。 As shown in FIG. 2, the rail steel of the present invention (reference symbols in Table 2: 1 to 16 are indicated by ● marks) is a comparative rail steel (Table 3) by controlling the heat treatment conditions at the bottom of the rail within a certain range. Compared with the same carbon content, the rail unbreakage temperature in the drop weight test transitions to the lower temperature side, and the drop weight fracture resistance of the rail is improved. I understand that.
さらに、本発明レール鋼中（符号：７と８，１１と１２）で比較して示すように、熱処理後のレール底部に加速冷却を施すことにより、適切な圧縮残留応力を付与でき、落重試験におけるレール未破断温度がさらに低温側へ遷移し、レールの耐落重破壊特性が向上している。 Furthermore, as shown in comparison in the rail steel of the present invention (reference numerals: 7 and 8, 11 and 12), by applying accelerated cooling to the bottom of the rail after heat treatment, an appropriate compressive residual stress can be applied, and the falling weight The rail non-breaking temperature in the test further transitions to a lower temperature side, and the drop weight fracture resistance of the rail is improved.
１：足裏部
２：足先部
３：底部
Ｗ：レール底部の幅
1: Foot sole 2: Foot tip 3: Bottom W: Width of rail bottom
Claims (12)
Ｃ ：０．６５〜１．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
を含有するパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、レール底部を５００〜６００℃の温度範囲に再加熱し、その後、放冷もしくは加速冷却することを特徴とすることを特徴とする耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 % By mass
C: 0.65 to 1.40%,
Si: 0.10 to 2.00%,
Mn: 0.10 to 2.00%
In the steel rail exhibiting a pearlite structure containing slag, the bottom of the rail is reheated to a temperature range of 500 to 600 ° C., and then cooled down or accelerated to cool down. An excellent method for manufacturing pearlite rails.
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
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１〜３のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 3, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.
Ｖ ：０．００５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
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１〜４のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
V: 0.005-0.50%,
Nb: 0.002 to 0.050%
The method for producing a pearlite rail having excellent drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 4, wherein the balance is Fe and inevitable impurities.
Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
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１〜５のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
B: 0.0001 to 0.0050%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 5, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０５〜１．００％
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１〜６のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.05-1.00%
A pearlitic rail having excellent drop weight fracture resistance according to any one of Claims 1 to 6, wherein one or two of the above are contained, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities. Method.
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
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１〜７のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Ni: 0.01 to 1.00%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 7, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.
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１〜８のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
The pearlite-based rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 8, wherein the balance is composed of Fe and inevitable impurities. Production method.
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
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１〜９のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Al: 0.0100 to 1.00%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 9, wherein the balance is Fe and the inevitable impurities.
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
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１〜１０のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。 In mass%,
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 10, wherein the balance is Fe and inevitable impurities.
Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％
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１〜１１のいずれか１項に記載の耐落重破壊特性に優れたパーライト系レールの製造方法。
In mass%,
N: 0.0040 to 0.0200%
The method for producing a pearlite rail excellent in drop weight fracture resistance according to any one of claims 1 to 11, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.
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- 2004-08-18 JP JP2004238951A patent/JP2006057128A/en not_active Withdrawn
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