JP2015158006A - Pearlite rail and production method thereof - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、重荷重鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と延性を同時に向上させることを目的としたパーライトレールに関するものである。 The present invention relates to a pearlite rail for the purpose of simultaneously improving the wear resistance and ductility of a head in a rail used in heavy-duty railways.
海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の高効率化を図るため、貨物の高集積化を進めており、特に急曲線のレールでは、Ｇ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、磨耗によるレール使用寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現用の共析炭素鋼含有の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められている。 In overseas heavy-duty railroads, in order to increase the efficiency of rail transport, we are advancing the accumulation of freight. C. The wear resistance of the head portion and the head side portion cannot be ensured sufficiently, and a decrease in the service life of the rail due to wear has been a problem. Against this background, there is a demand for the development of a rail having wear resistance higher than that of a high-strength rail containing current eutectoid carbon steel.
一般に耐摩耗性はレールの硬度が高いほど優れることが知られている。しかし実際には、非特許文献１にあるように、使用中に表層部が加工硬化して硬度が上昇することによって耐摩耗性が向上することが報告されている。非特許文献２に記載されているように、単に初期硬度が高いマルテンサイト鋼やベイナイト鋼よりも、加工硬化特性に優れたパーライト鋼が、耐摩耗性に優れていることが示されている。しかしながら、仮に、初期材として同一硬度のパーライト鋼においても、どのような組織構造のパーライト鋼の耐摩耗性が優れるかについては示されておらず、レール製造における指針は不足していた。 In general, it is known that the higher the hardness of the rail, the better the wear resistance. However, in fact, as described in Non-Patent Document 1, it has been reported that the wear resistance is improved when the surface layer portion is work-hardened during use and the hardness is increased. As described in Non-Patent Document 2, it is shown that pearlite steel having excellent work hardening characteristics is superior in wear resistance than martensitic steel and bainite steel, which have high initial hardness. However, even in the case of pearlite steel having the same hardness as the initial material, it has not been shown what kind of structure structure of pearlite steel has excellent wear resistance, and guidelines for rail manufacturing have been insufficient.
一方で、特許文献１ではＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ等の炭窒化物生成元素を一定量添加することで、オーステナイト相にこれらの炭窒化析出物粒子を生成し、熱間圧延時のオーステナイトの粒成長を抑制し微細粒とすることで、パーライト変態後のブロックサイズを微細化し、延性を向上させることが述べられている。さらに一方で、特許文献２ではＷ、Ｖ、Ｎｂ等を添加することで、パーライト変態後にフェライト相中に炭窒化物を析出させ、フェライト相を強化することにより、耐磨耗性を向上させる方法が開示されている。この２つの文献では、同種の元素を添加することで、レールの異なる特性を向上させることを示唆しているが、レール鋼の金属組織のどの部分が特性向上に寄与するかは示されておらず、レール製造における指針は不足していたままであった。 On the other hand, in Patent Document 1, by adding a certain amount of carbonitride-generating elements such as Ti, V, Nb, and Mo, these carbonitride precipitate particles are generated in the austenite phase, and austenite during hot rolling is produced. It is stated that by suppressing grain growth and making fine grains, the block size after pearlite transformation is refined and ductility is improved. On the other hand, in Patent Document 2, by adding W, V, Nb or the like, carbon nitride is precipitated in the ferrite phase after pearlite transformation, and the ferrite phase is strengthened, thereby improving the wear resistance. Is disclosed. These two documents suggest that the addition of the same kind of element improves different characteristics of the rail, but it does not indicate which part of the metal structure of the rail steel contributes to the improvement of the characteristic. However, the guidelines for rail production remained lacking.
このような背景から、重荷重鉄道で使用されるレール頭部の耐摩耗性と延性の同時に優れたパーライトレールと、それらの製造方法が求められていた。本発明は上述した問題点に鑑み案出されたものであり、その目的とするところは、重荷重鉄道のレールで要求される頭頂部の耐磨耗性を向上させることを目的としたものである。 Under such circumstances, a pearlite rail having excellent wear resistance and ductility at the same time for a rail head used in heavy-duty railways and a manufacturing method thereof have been demanded. The present invention has been devised in view of the above-mentioned problems, and its purpose is to improve the wear resistance of the crown required for heavy-duty railroad rails. is there.
本発明者は、パーライト鋼の磨耗表面に関し、詳細な組織学的な研究を重ねた結果、摩耗試験によって接触表面領域のパーライトラメラの間隔が狭くなり（パーライトラメラ微細化）、さらにそれらが微結晶化することによって、表面領域の硬度上昇が著しく大きくなり、その硬度上昇が大きいほど耐摩耗性が優れることを見出した。このラメラ微細化、微結晶化による硬度上昇は、パーライトラメラ中のフェライトラメラ（フェライト相）が軟質かつ延性に富むことによって、塑性変形が容易になり、パーライトラメラが微細化されやすくなることがわかった。これによってより大きな加工硬化が生じる。しかしながら、パーライト中のフェライト相は無加工材（初期レール）において１００〜２００ｎｍと非常に微細であるため、マイクロビッカース試験はもちろん、ナノインデンテーションを用いても、フェライト相のみの硬度を正確に測定することは難しかった。なぜならば、仮に小さな荷重によって小さな圧痕を加えたとしても、転位の発生や集積等がラメラ界面で生じ、フェライト素地の正しい硬度は得られないためである。そこで、本発明者は、パーライト鋼におけるフェライトラメラ中の強化に寄与する析出物等を観察することで、実質的にフェライトの硬度と関連づけ、耐摩耗性との関係を見出した。 As a result of repeated detailed histological studies on the wear surface of pearlite steel, the present inventor has narrowed the space between the pearlite lamellae in the contact surface region by the wear test (perlite lamella refinement). As a result, it was found that the increase in hardness of the surface region is remarkably increased, and the greater the increase in hardness is, the better the wear resistance is. The increase in hardness due to this lamella refinement and microcrystallization makes it clear that the ferrite lamella (ferrite phase) in the pearlite lamella is soft and rich in ductility, which facilitates plastic deformation and makes the pearlite lamella easy to refine. It was. This results in greater work hardening. However, since the ferrite phase in pearlite is very fine, 100 to 200 nm, in the unprocessed material (initial rail), the hardness of only the ferrite phase can be measured accurately using not only micro Vickers test but also nanoindentation. It was difficult to do. This is because even if a small indentation is applied by a small load, dislocations are generated or accumulated at the lamellar interface, and the correct hardness of the ferrite base cannot be obtained. Accordingly, the present inventor has found a relationship between the hardness of ferrite and the relationship with wear resistance by observing precipitates and the like that contribute to strengthening in ferrite lamellae in pearlite steel.
本発明は、前記課題を解決するために、以上の新知見に基づきなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：０．０２〜２．００％を含有し、さらに、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏの２種以上がそれぞれ少なくとも０．００５％以上でＶ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏ：０．０２〜０．２０％含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖである鋼レールにおいて、フェライト相中の１０ｎｍ以下の炭窒化析出物粒子の個数密度が５×１０15ｃｍ-3以下であることを特徴とする、パーライトレール。
（２）質量％でさらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする（１）に記載のパーライトレール。
（３）質量％でさらに、Ｃｏ：０．０１〜２．００％を含有することを特徴とする（１）〜（２）のいずれかに記載のパーライトレール。
（４）質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１〜３．００％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のパーライトレール。
（５）質量％でさらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のパーライトレール。
（６）質量％でさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００１５０％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のパーライトレール。
（７）質量％でさらに、Ａｌ：０．００５〜３．００％を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のパーライトレール。
（８）質量％でさらに、フェライト相中に固溶したＣｕ：０．２５％以下を含有していることを特徴とする（１）〜（７）のいずれかに記載のパーライトレール。
（９）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：０．０２〜２．００％を含有し、さらに、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏの２種以上がそれぞれ少なくとも０．００５％以上でＶ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏ：０．０２〜０．２０％含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるレール用鋼片からパーライトレールを製造する際に、仕上げ圧延を９００〜９５０℃で行い、２０〜５０℃／ｓの冷却速度で７９０〜８２０℃まで冷却し、２〜１０℃／ｓの冷却速度で７３０〜７６０℃まで冷却し、５〜１５℃／ｓの冷却速度でレール頭部をオーステナイト温度域から５４０〜３８０℃まで冷却することを、特徴とするパーライトレールの製造方法。
（１０）前記レール用鋼片が、質量％でさらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃｏ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００１５０％、Ａｌ：０．００５〜３．００％のいずれか１種以上を含有することを特徴とする（９）に記載のパーライトレールの製造方法。
（１１）前記レール用鋼片が、質量％でさらに、フェライト相中に固溶したＣｕ：０．２５％以下を含有していることを特徴とする（９）又は（１０）に記載のパーライトレールの製造方法。
The present invention has been made on the basis of the above new findings in order to solve the above-mentioned problems, and the gist thereof is as follows.
(1) By mass%, C: 0.65-1.20%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.05-2.00%, Cr: 0.02-2.00% Furthermore, at least 0.005% or more of V, Nb, Ti, and Mo is included in each of V + Nb + Ti + Mo: 0.02 to 0.20%, and the balance is Fe and inevitable impurities, A pearlite rail characterized in that, in a steel rail having a top hardness of at least 340 Hv, the number density of carbonitride precipitate particles of 10 nm or less in a ferrite phase is 5 × 10 15 cm −3 or less.
(2) The pearlite rail according to (1), further containing B: 0.0001 to 0.0050% by mass%.
(3) The pearlite rail according to any one of (1) to (2), further containing Co: 0.01 to 2.00% by mass%.
(4) The pearlite rail according to any one of (1) to (3), further containing Ni: 0.01 to 3.00% by mass%.
(5) The pearlite rail according to any one of (1) to (4), further containing Mg: 0.0005 to 0.0300% by mass%.
(6) The pearlite rail according to any one of (1) to (5), further containing Ca: 0.0005 to 0.00150% by mass%.
(7) The pearlite rail according to any one of (1) to (6), further containing Al: 0.005 to 3.00% in terms of mass%.
(8) The pearlite rail as described in any one of (1) to (7), further containing Cu: 0.25% or less by solid solution in the ferrite phase in mass%.
(9) By mass%, C: 0.65-1.20%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.05-2.00%, Cr: 0.02-2.00% Further, at least 0.005% or more of V, Nb, Ti, and Mo, respectively, and V + Nb + Ti + Mo: 0.02 to 0.20%, with the balance being Fe and unavoidable impurities When manufacturing a pearlite rail from a steel piece, finish rolling is performed at 900 to 950 ° C., cooled to 790 to 820 ° C. at a cooling rate of 20 to 50 ° C./s, and 730 at a cooling rate of 2 to 10 ° C./s. The manufacturing method of the pearlite rail characterized by cooling to -760 degreeC and cooling a rail head from an austenite temperature range to 540-380 degreeC with the cooling rate of 5-15 degreeC / s.
(10) The rail steel slab further includes, in mass%, B: 0.0001 to 0.0050%, Co: 0.01 to 2.00%, Ni: 0.01 to 3.00%, Mg: It contains any one or more of 0.0005 to 0.0300%, Ca: 0.0005 to 0.00150%, Al: 0.005 to 3.00%, as described in (9) Manufacturing method of pearlite rail.
(11) The pearlite according to (9) or (10), wherein the steel piece for rail further contains Cu: 0.25% or less by solid solution in a ferrite phase by mass%. Rail manufacturing method.
本発明によれば、パーライト組織の鋼レールにおいて耐磨耗性と延性に優れたレールを提供することが可能となる。すなわち、本発明は、フェライト相の素地の硬度を低く塑性変形しやすいものとし、摩耗時にラメラ微細化による加工硬化を生じやすくすることで表面硬度を大きくし、耐磨耗性に優れたレールを製造する方法を提示するものである。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it becomes possible to provide the rail excellent in abrasion resistance and ductility in the steel rail of a pearlite structure | tissue. In other words, the present invention makes the base of the ferrite phase low and easily deforms plastically, increases the surface hardness by facilitating work hardening due to lamella refinement during wear, and provides a rail with excellent wear resistance. A method of manufacturing is presented.
本発明者は、パーライトレールにおける耐磨耗性が何によって強く影響を受けるかを調べるために、いろいろな成分、製法のパーライト鋼の転がり摩耗試験を行い、磨耗試験前の組織と摩耗試験後の摩耗組織を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって、組織変化と磨耗特性の関係を詳細に調べた。さらに、パーライト鋼中の微細な析出粒子を３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）によって調べ、磨耗特性との関係を調べた。この方法は、鋼レールの構成原子を１個１個カウントし、元素種を割り出し、同時に鋼材中の存在位置を原子間隔レベルの空間分解能をもって調べることができるため、微細な析出物であっても観察することができる。これによって、磨耗試験前後のフェライト相中に存在する固溶原子とクラスタや析出物等の存在状態とその分布、個数密度を調べることができる。 In order to investigate what strongly affects the wear resistance of the pearlite rail, the present inventor conducted a rolling wear test of pearlite steel of various components and manufacturing methods, and the structure before the wear test and after the wear test. The relationship between the change in structure and the wear characteristics of the worn structure was examined in detail using a transmission electron microscope (TEM). Furthermore, fine precipitate particles in pearlite steel were examined with a three-dimensional atom probe (3DAP), and the relationship with wear characteristics was examined. This method can count the constituent atoms of the steel rail one by one, determine the element type, and at the same time, investigate the position in the steel with a spatial resolution at the atomic interval level. Can be observed. As a result, it is possible to investigate the existence state, distribution and number density of solid solution atoms, clusters, precipitates, and the like present in the ferrite phase before and after the wear test.
図１はレールパーライト組織中の析出粒子や固溶原子の分布を示す図である。一般にパーライトラメラは、１００〜２００ｎｍのフェライトラメラと１０〜２０ｎｍ幅のセメンタイトラメラから構成されている。同一のＣ量において、レールの硬度を上げるためには、パーライトラメラ間隔を小さくするか（微細化強化）、フェライト相の硬度を高くするかのどちらかである。セメンタイト相の硬度を上げる方法も考えられるが、すでに硬度はかなり高く、意図的にこの硬度をさらに上昇させることは実質的には困難である。後者のフェライト相（フェライトラメラ）の硬度を上げるためには、フェライト中にＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ等からなる炭窒化析出物や、Ｃｕ析出物等の微細な析出物粒子を高い個数密度で析出させ、析出強化機構によって強度を上げる方法がある。ここで、炭窒化物とは、炭化物と窒化物さらにそれらが混在したものをすべて含むものとする。 FIG. 1 is a diagram showing the distribution of precipitated particles and solid solution atoms in a rail perlite structure. In general, the pearlite lamella is composed of a ferrite lamella having a thickness of 100 to 200 nm and a cementite lamella having a width of 10 to 20 nm. In order to increase the hardness of the rail in the same C amount, either the pearlite lamella spacing is reduced (strengthening refinement) or the hardness of the ferrite phase is increased. Although a method of increasing the hardness of the cementite phase is also conceivable, the hardness is already quite high, and it is practically difficult to intentionally further increase this hardness. In order to increase the hardness of the latter ferrite phase (ferrite lamellae), fine precipitate particles such as V, Ti, Nb, Mo, and the like, and fine precipitate particles such as Cu precipitates in the ferrite have a high number density. There is a method of precipitating and increasing the strength by a precipitation strengthening mechanism. Here, the carbonitride includes all carbides, nitrides, and a mixture thereof.
成分や熱処理等を工夫することによって、初期パーライトの硬度（強度）がほぼ同等でありながらフェライト素地の硬度が異なるパーライトレールを作製し、磨耗試験と組織解析からどのようなフェライト素地が耐磨耗性を向上させるかを調べた。耐磨耗性の定量評価には、西原式磨耗試験機を用い、接触面圧６４０ＭＰａ、すべり率２０％にて、７０万回の繰り返し回数での磨耗量を比較した。 By devising ingredients and heat treatment, pearlite rails with the same hardness (strength) of the initial pearlite but different hardness of the ferrite base are produced, and what kind of ferrite base is resistant to wear from wear tests and microstructure analysis. We investigated whether to improve the sex. For quantitative evaluation of wear resistance, a Nishihara-type wear tester was used, and the amount of wear after 700,000 repetitions was compared at a contact surface pressure of 640 MPa and a slip rate of 20%.
図２に、耐摩耗特性が良好であったレール試料のころがり摩耗試験後の摩耗表面の断面ＴＥＭ写真を示す。摩耗表面はすべり率によって発生する接線力により生じる摩擦力によって、転がり方向と反対方向に塑性変形を示している。ラメラは接触面にほぼ平行に塑性変形しており、表面のラメラ間隔は２０ｎｍ以下に微細化していた。元々は１５０ｎｍのラメラ間隔であったため、摩耗試験による塑性変形によって１０分の１程度のラメラ間隔に減少したことがわかる（ラメラ微細化）。 FIG. 2 shows a cross-sectional TEM photograph of a worn surface after a rolling wear test of a rail sample having good wear resistance characteristics. The worn surface exhibits plastic deformation in the direction opposite to the rolling direction due to the frictional force generated by the tangential force generated by the slip ratio. The lamella was plastically deformed almost parallel to the contact surface, and the surface lamella spacing was refined to 20 nm or less. Since the lamellar spacing was originally 150 nm, it was found that the lamellar spacing was reduced to about 1/10 due to plastic deformation in the wear test (lamella refinement).
図３は、１０ｎｍ以下の炭窒化析出物の個数密度と摩耗量の関係を示す図である。ここで元材のビッカース硬度は３４０Ｈｖ以上のものを特定の硬度領域毎に比較して示した。析出粒子の存在の有無やその個数密度や大きさは３ＤＡＰによって調べた。フェライト相中の炭窒化析出物粒子の個数密度が５×１０15ｃｍ-3より高い場合に、レール硬度にかかわらず、摩耗量が多いことがわかる。５×１０15ｃｍ-3以下であれば、実質的に析出物を含まない場合に近い値を示していた。 FIG. 3 is a graph showing the relationship between the number density of carbonitriding precipitates of 10 nm or less and the amount of wear. Here, the Vickers hardness of the original material is 340 Hv or higher and shown for each specific hardness region. Presence / absence of precipitated particles and their number density and size were examined by 3DAP. It can be seen that when the number density of carbonitride precipitate particles in the ferrite phase is higher than 5 × 10 15 cm −3 , the wear amount is large regardless of the rail hardness. If it was 5 × 10 15 cm −3 or less, the value was close to that when no precipitate was substantially contained.
この原因として、フェライト相中に高い個数密度の析出物が分散すると、フェライト相は粒子分散強化によって硬度が増加し、塑性加工性が低下し、さらに摩耗試験中によって転位が蓄積され破断の原因になり、摩耗しやすくなったものと考える。 The reason for this is that when high number density precipitates are dispersed in the ferrite phase, the ferrite phase increases in hardness due to particle dispersion strengthening, the plastic workability decreases, and further, dislocations accumulate during wear testing, causing fracture. It is thought that it became easy to wear.
一方Ｃｕ粒子などのように、軟質な粒子による析出強化では、Ｃｕ粒子もフェライト相と同様に塑性変形したため、摩耗性にはそれほど影響を与えないとの知見も得た。 On the other hand, in the precipitation strengthening with soft particles such as Cu particles, the Cu particles were also plastically deformed in the same manner as the ferrite phase, so that it was found that the wear properties were not significantly affected.
すなわちパーライト鋼においては、炭窒化粒による硬質粒子の析出強化によってフェライト素地を硬化させることは好ましくなく、塑性変形を軟質なフェライト相で担いラメラ微細化によって加工硬化させることが耐摩耗性の観点から望ましい。 In other words, in pearlite steel, it is not preferable to harden the ferrite base by precipitation strengthening of hard particles by carbonitride grains, and from the viewpoint of wear resistance, plastic deformation is carried by a soft ferrite phase and work hardening is performed by lamella refinement. desirable.
以下に本発明の限定範囲の理由を述べる。 The reason for the limited scope of the present invention will be described below.
（１）フェライト中の炭窒化析出物個数密度の限定理由
フェライト中に析出物粒子が存在すると、転位が析出物でピンニングを受けるために、降伏応力が増加する。これを析出強化（粒子分散強化）と呼ぶ。この場合、一般に析出物の個数密度が高いほど、降伏応力の増加は大きくなる。これは、転位が析出物と接触する間隔が小さくなるからである。一定量の析出物合金元素を含有した場合、大型の析出物が生成される場合は個数密度が小さくなるため、析出強化にはほとんど利かなくなる。析出物が微細な場合は、析出物個数密度も高くなるため、析出強化に有効に作用する。従って、本発明では１０ｎｍ以下の微細な析出物の個数密度に注目した。ここで、析出物が板状の場合は、板面の直径、球状の場合は球の直径、棒状の場合は棒の長軸の長さとする。
(1) Reason for limiting the number density of carbonitride precipitates in ferrite When precipitate particles are present in ferrite, the dislocation is pinned by the precipitates, which increases the yield stress. This is called precipitation strengthening (particle dispersion strengthening). In this case, generally, the higher the number density of precipitates, the greater the increase in yield stress. This is because the interval at which the dislocation contacts the precipitate is reduced. When a certain amount of the precipitate alloy element is contained, the number density becomes small when a large precipitate is generated, so that it hardly works for precipitation strengthening. When the precipitates are fine, the number density of the precipitates is increased, which effectively acts on precipitation strengthening. Therefore, in the present invention, attention was paid to the number density of fine precipitates of 10 nm or less. Here, when the precipitate is plate-shaped, the diameter of the plate surface is used. When the deposit is spherical, the diameter of the sphere is used.
硬度の大きな析出物粒子による析出強化量（ＭＰａ）は、レスリー鉄鋼材料学（丸善、１９８５年）Ｐ２１２ページに記載されているように、次の式により表わされる。
σ＝(5.2／Ｌ)ｌｎ(Ｘ／(2.5×10-4)) （式１）
ここで、Ｌは粒子隙間間隔（ｍ）、Ｘは析出粒の平均直径（ｍ）である。この式で示させるように、析出強化量は、析出物個数密度が高くなることによって増加する。これは、析出強化量は析出物粒子の隙間間隔に反比例するためである。
The precipitation strengthening amount (MPa) due to the precipitate particles having high hardness is expressed by the following formula as described in P.212 of Leslie Steel Material Science (Maruzen, 1985).
σ = (5.2 / L) ln (X / (2.5 × 10 −4 )) (Formula 1)
Here, L is the particle gap interval (m), and X is the average diameter (m) of the precipitated grains. As shown by this equation, the precipitation strengthening amount increases as the number density of precipitates increases. This is because the precipitation strengthening amount is inversely proportional to the gap between the precipitate particles.
この析出物個数密度が特定の値以上に高くなると、フェライト相の強度は大きく増大する。フェライト相はパーライト組織の塑性変形を担うため、フェライトの強度が増加しすぎると、塑性変形がし難くなり、磨耗によるラメラ微細化が生じ難くなる。従って、磨耗による表面硬度の増加（加工硬化）が生じ難くなり、耐摩耗性が低下する。従って、フェライト相が十分に塑性加工できるために、硬度に寄与する１０ｎｍ以下の炭窒化析出物の個数密度を、５×１０15ｃｍ-3以下とした。より好ましくは、１×１０15ｃｍ-3以下と実質的にフェライト中に強化に作用する析出物粒子がほとんど存在しない場合とした。 When the precipitate number density becomes higher than a specific value, the strength of the ferrite phase greatly increases. Since the ferrite phase is responsible for plastic deformation of the pearlite structure, if the strength of the ferrite is excessively increased, plastic deformation becomes difficult and lamella refinement due to wear hardly occurs. Therefore, an increase in surface hardness (work hardening) due to wear is less likely to occur, and wear resistance is reduced. Therefore, since the ferrite phase can be sufficiently plastically processed, the number density of carbonitride precipitates of 10 nm or less contributing to the hardness is set to 5 × 10 15 cm −3 or less. More preferably, 1 × 10 15 cm −3 or less and substantially no precipitate particles that act on strengthening are present in the ferrite.
（２）鋼化学成分の限定理由
本発明のパーライトレールの成分組成に以下の理由で限定を加える。なお、以下に示す「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
(2) Reasons for limiting steel chemical components The component composition of the pearlite rail of the present invention is limited for the following reasons. The “%” shown below means “% by mass” unless otherwise specified.
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ、耐磨耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６５％未満では、レールに要求される最低限の強度や耐磨耗性が維持できない。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、粗大な初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐磨耗性や延性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．６５％〜１．２０％に限定した。なお、Ｃ量を０．９０％以上にすると、耐磨耗性がより一層向上し、レールの使用寿命がより一段と改善する。 C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the amount of C is less than 0.65%, the minimum strength and wear resistance required for the rail cannot be maintained. On the other hand, when the C content exceeds 1.20%, a large amount of coarse pro-eutectoid cementite structure is generated, and wear resistance and ductility are lowered. For this reason, C addition amount was limited to 0.65%-1.20%. When the C content is 0.90% or more, the wear resistance is further improved, and the service life of the rail is further improved.
Ｓｉは、脱酸材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）を向上させる元素である。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、Ｓｉ量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に期待できない。またＳｉ量が２．０％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、焼入れ性が著しく増加し、レールの耐磨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０．０５〜２．０％に限定した。 Si is an essential component as a deoxidizing material. It is an element that improves the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening in the ferrite phase in the pearlite structure. Furthermore, in hypereutectoid steel, it is an element that suppresses the formation of proeutectoid cementite structure and suppresses the decrease in ductility. However, when the Si content is less than 0.05%, these effects cannot be expected sufficiently. On the other hand, if the Si content exceeds 2.0%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability deteriorates due to generation of oxides. Furthermore, the hardenability is remarkably increased and a martensite structure is generated which is harmful to the wear resistance and ductility of the rail. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 2.0%.
Ｍｎは、焼入れ性を高め、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、耐磨耗性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が０．０５％未満では、その効果が小さくレールに必要とされている耐磨耗性の確保が困難となる。また、Ｍｎ量が２．０％を超えると焼入性が著しく増加し、耐磨耗性や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、Ｍｎ添加量を０．０５〜２．０％に限定した。 Mn is an element that enhances the hardenability and refines the pearlite lamella spacing, thereby ensuring the hardness of the pearlite structure and improving the wear resistance. However, if the amount of Mn is less than 0.05%, the effect is small and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. Moreover, when the amount of Mn exceeds 2.0%, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to abrasion resistance and ductility. For this reason, Mn addition amount was limited to 0.05 to 2.0%.
Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細化して高硬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）を向上させる元素であるが、Ｃｒ量が０．０２％未満ではその効果は小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が見られなくなる。またＣｒ量が２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成し、頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．０２〜２．００％に限定した。 Cr is an element that raises the equilibrium transformation temperature and, as a result, refines the ferrite structure and pearlite structure to contribute to higher hardness, and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. If the Cr content is less than 0.02%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not observed. If excessive addition of Cr exceeds 2.00%, hardenability increases, martensite structure is generated, and sprig damage starting from the martensite structure occurs at the head corner or the top of the head. , Surface damage resistance is reduced. Therefore, the Cr addition amount is limited to 0.02 to 2.00%.
さらに、本発明のパーライトレールには、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏの２種以上を含有するものとし、それらの合計を０．０２〜０．２０％に限定する。但し、複数元素添加においては、複合添加効果を発現するために、それぞれの元素は少なくとも０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏは、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、炭窒化物のピンニング効果による粒成長の抑制によって、オーステナイト粒を微細化し、それによってパーライト変態後のブロックサイズを微細化し、延性を向上させるのに有効な元素である。この効果は複合添加によってより顕著になる。これは、高温での炭窒化物の析出がより生じやすくなるか、または、ピンニング硬化が強まるためと考えられる。Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏが０．０２％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。一方、熱間圧延後の冷却過程でフェライト中に多量に微細な炭窒化物が析出してしまうと、不要な析出強化によってフェライト相の硬度が上昇してしまい、塑性変形能を低下し、磨耗性を低下させる原因になる。従って、０．２０％を上限とした。このため、Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏ添加量を０．０２〜０．２０％に限定した。 Furthermore, the pearlite rail of the present invention contains two or more of V, Nb, Ti, and Mo, and their total is limited to 0.02 to 0.20%. However, in the case of adding a plurality of elements, it is preferable that each element is at least 0.005% or more in order to exhibit a composite addition effect. V, Nb, Ti, and Mo, when heat treatment is performed at a high temperature, austenite grains are refined by suppressing grain growth due to the pinning effect of carbonitride, thereby reducing the block size after pearlite transformation. It is an element effective for improving the ductility. This effect becomes more prominent by the combined addition. This is thought to be because carbonitride precipitates are more likely to occur at high temperatures, or pinning hardening is enhanced. If V + Nb + Ti + Mo is less than 0.02%, the effect cannot be sufficiently expected, and improvement in hardness of the pearlite structure and improvement in ductility are not recognized. On the other hand, if a large amount of fine carbonitride precipitates in the ferrite during the cooling process after hot rolling, the hardness of the ferrite phase increases due to unnecessary precipitation strengthening, reducing the plastic deformability and wear. Cause a decline in sex. Therefore, the upper limit was 0.20%. For this reason, the amount of V + Nb + Ti + Mo added is limited to 0.02 to 0.20%.
Ｖ、Ｎｂ，Ｔｉは、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温域で炭化物や窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化や脆化を防止するのに有効な元素である。 V, Nb, and Ti generate carbides and nitrides at a relatively high temperature range in the heat-affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, and prevent softening and embrittlement of the weld joint heat-affected zone. Is an effective element.
また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細化にして高硬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）を向上させる元素である。 Mo, like Cr, raises the equilibrium transformation temperature, and as a result, refines the ferrite structure and pearlite structure and contributes to higher hardness. At the same time, Mo strengthens the cementite phase and increases the hardness (strength of the pearlite structure). ).
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライトの組織微細化や強度の上昇、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等を図る目的で、Ｂ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌの元素を必要に応じて添加する。 In addition, the rail manufactured with the above-described component composition is intended to reduce the microstructure of pearlite, increase the strength, improve ductility, prevent softening of the weld heat affected zone, control the cross-sectional hardness distribution inside the rail head, etc. Then, B, Co, Ni, Mg, Ca, and Al elements are added as necessary.
Ｂはオーステナイト粒界に鉄炭硼化物（Ｆｅ23(ＣＢ)6）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化する元素であるが、Ｂ量が０．０００１％未満では、その効果が十分ではなく、レール頭部の硬度分布には改善が見られない。また、Ｂ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭硼化物が生成し、延性や靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。 B forms iron borate (Fe 23 (CB) 6 ) at the austenite grain boundary, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature due to the accelerating effect of the pearlite transformation, and has a more uniform hardness from the head surface to the inside. Although it is an element that imparts a distribution to the rail and prolongs the life of the rail, if the amount of B is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the hardness distribution of the rail head is not improved. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, coarse ferrocarbon borides are produced, which causes a reduction in ductility and toughness. For this reason, B addition amount was limited to 0.0001 to 0.0050%.
Ｃｏは、固溶強化にはほとんど作用せずに、レール頭頂部の磨耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐磨耗性を向上させる元素である。Ｃｏ量が０．０１％未満ではラメラ構造やフェライト粒径の微細化が図れず、耐磨耗性の向上効果が期待できない。またＣｏ量が２．００％を超えると、パーライト組織の延性が著しく低下する。また、合金コストの増大により、経済性が低下する。このため、Ｃｏ量を０．０１〜２．００％に限定した。 Co is an element that has little effect on solid solution strengthening, further refines the fine ferrite structure formed by contact with the wheel on the wear surface of the rail head, and improves wear resistance. If the amount of Co is less than 0.01%, the lamellar structure and the ferrite grain size cannot be reduced, and the effect of improving the wear resistance cannot be expected. If the Co content exceeds 2.00%, the ductility of the pearlite structure is significantly reduced. In addition, the cost is reduced due to an increase in alloy cost. For this reason, Co amount was limited to 0.01 to 2.00%.
Ｎｉは、パーライト組織中の延性を向上させ、Ｃｏ添加による延性低下を抑制すると同時に、固溶強化により高硬度（強度）化を図る元素である。Ｎｉ量が０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、またＮｉ量が３．００％を超えると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下することや、パーライト組織中の耐磨耗性を大きく低下させる。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜３．００％とした。 Ni is an element that improves the ductility in the pearlite structure, suppresses the decrease in ductility due to the addition of Co, and at the same time increases the hardness (strength) by solid solution strengthening. If the amount of Ni is less than 0.01%, the effect is remarkably small. If the amount of Ni exceeds 3.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is significantly reduced, and the wear resistance in the pearlite structure is reduced. Is greatly reduced. For this reason, Ni addition amount was made into 0.01 to 3.00%.
Ｍｇは、ＯまたはＳやＡｌ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、フェライト組織や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の希薄層を形成し、フェライトやパーライト変態の生成に寄与する。その結果、主にパーライトブロックサイズが微細化するので、Ｍｇは、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、Ｍｇ量が０．０００５％未満ではその効果は弱く、Ｍｇ量が０．０３００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｍｇ添加量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。 Mg combines with O, S, or Al to form a fine oxide, suppresses crystal grain growth during reheating during rail rolling, refines austenite grains, and produces ferrite and pearlite structures. It is an effective element for improving the ductility of the steel. Further, MgO and MgS finely disperse MnS to form a thin layer of Mn around MnS, contributing to the generation of ferrite and pearlite transformation. As a result, the pearlite block size is mainly refined, so that Mg is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure. However, if the amount of Mg is less than 0.0005%, the effect is weak. If the amount of Mg exceeds 0.0300%, a coarse oxide of Mg is generated, and the toughness of the rail is lowered, and at the same time, fatigue is caused from coarse precipitates. Damage will occur. For this reason, Mg addition amount was limited to 0.0005 to 0.0300%.
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の希釈帯を形成し、フェライトやパーライトの変態の生成に寄与し、その結果、主に、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、Ｃａ量が０．０００５％未満ではその効果が弱く、Ｃａ量が０．００１５０％を超えると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性を低下させるため、Ｃａ添加量を０．０００５〜０．００１５０％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 dilution band around MnS, and generates ferrite and pearlite transformation. As a result, it is an element effective for improving the ductility of the pearlite structure mainly by making the pearlite block size finer. However, when the Ca content is less than 0.0005%, the effect is weak, and when the Ca content exceeds 0.00150%, a coarse oxide of Ca is generated and the toughness of the rail is lowered. It was limited to 0005 to 0.00150%.
Ａｌは、脱酸材として有効な成分である。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硬度化（強度）に寄与する元素であるが、Ａｌ量が０．００５％未満では、その効果が弱い。また、Ａｌ量が３．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難になり、粗大なアルミナ系介在物の数が少なく、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。さらに、溶接部に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ添加量を０．００５〜３．００％に限定した。 Al is an effective component as a deoxidizer. Moreover, although it is an element which moves a eutectoid transformation temperature to the high temperature side and contributes to the increase in hardness (strength) of the pearlite structure, the effect is weak when the Al content is less than 0.005%. On the other hand, if the Al content exceeds 3.00%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, the number of coarse alumina inclusions is small, the toughness of the rail is lowered, and at the same time fatigue damage is caused from the coarse precipitates. Occur. Furthermore, since oxides are generated in the welded portion and weldability is remarkably lowered, the Al addition amount is limited to 0.005 to 3.00%.
Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織に固溶または析出し、固溶強化や析出強化により、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、反面、耐磨耗性を低下させる作用がある。パーライト組織中のフェライト相への固溶量が高いほど、耐磨耗性を低下させるが、フェライト相中の固溶量が０．２５％以下であれば、実質的にこの影響は除去できる。前述したように析出粒子の場合は、軟質であるがゆえに、フェライト相中に析出した状態では摩耗性に悪影響は及ぼさない。一方で、鋼材のスクラップの再利用の観点からＣｕを含有する可能性は高く、さらにまた、固溶強化元素としての利用や耐表面損傷性の観点等から、意図的にＣｕを添加する場合もある。この意味で固溶Ｃｕ含有量を０．２５％以下とした。 Cu is an element that improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution or precipitation in the ferrite structure or pearlite structure, and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening or precipitation strengthening. . The higher the amount of solid solution in the ferrite phase in the pearlite structure, the lower the wear resistance. However, if the amount of solid solution in the ferrite phase is 0.25% or less, this effect can be substantially eliminated. As described above, since the precipitated particles are soft, the wear properties are not adversely affected when they are precipitated in the ferrite phase. On the other hand, there is a high possibility of containing Cu from the viewpoint of reuse of steel scrap, and furthermore, Cu may be intentionally added from the viewpoint of use as a solid solution strengthening element or surface damage resistance. is there. In this sense, the solid solution Cu content is set to 0.25% or less.
また、上記成分以外にレール鋼に含まれる元素として、Ｐ、ＳやＮがある。 In addition to the above components, elements contained in the rail steel include P, S, and N.
Ｐは、レール鋼の延性を劣化させる元素であり、０．０３５％を超えて含有すると、その影響が無視できなくなる。そのため、Ｐの含有量は０．０３５％以下とすると好ましい。より好ましくは、０．０２０％以下である。 P is an element that deteriorates the ductility of the rail steel. If it exceeds 0.035%, its influence cannot be ignored. Therefore, the P content is preferably 0.035% or less. More preferably, it is 0.020% or less.
Ｓは、主として介在物（ＭｎＳ等）の形態で鋼中に存在し、鋼の脆化を引き起こす元素である。特に、Ｓ含有量が０．０３５％を超えると、脆化への悪影響を無視できなくなる。よって、Ｓの含有量は０．０３５％以下とすると好ましい。より好ましくは、０．０２０％以下である。 S is an element which exists in steel mainly in the form of inclusions (MnS or the like) and causes embrittlement of the steel. In particular, when the S content exceeds 0.035%, the adverse effect on embrittlement cannot be ignored. Therefore, the content of S is preferably 0.035% or less. More preferably, it is 0.020% or less.
Ｎは、あえて添加する元素ではないが、０．００４０％以上含有すると、溶鋼中で晶出した窒化物が粗大になり、レール圧延時の加熱段階でオーステナイト中に十分に固溶せず、熱間圧延中やその直後にオーステナイトの粒成長を抑制するための炭窒化物を析出できなくなる。また、フェライト域で微細析出物を形成することによって、析出強化によってレール硬度を増加させる場合がある。従って、Ｎ含有量は０．００４０％未満が好ましい。 N is not an element to be added intentionally, but if it is contained in an amount of 0.0040% or more, the nitride crystallized in the molten steel becomes coarse and does not sufficiently dissolve in austenite in the heating stage during rail rolling. It becomes impossible to precipitate carbonitride for suppressing the austenite grain growth during or immediately after hot rolling. Moreover, by forming fine precipitates in the ferrite region, the rail hardness may be increased by precipitation strengthening. Accordingly, the N content is preferably less than 0.0040%.
（３）レール頭頂部硬度の限定理由
レール頭頂部の硬度を少なくとも３４０Ｈｖと限定した理由について説明する。本成分範囲において、硬度が３４０Ｈｖ未満になると、レール頭頂部の転がり面に塑性変形起因のフレーキング損傷や発生することや、重荷重鉄道での使用においては、耐摩耗性の確保が困難となり、レールの使用寿命が低減する。このため、レール頭頂部の硬度を少なくとも３４０Ｈｖと限定した。一般には硬度が高いほど耐摩耗性には良好であるため、硬度の上限は特に規定しない。
(3) Reason for limiting rail head top hardness The reason for limiting the hardness of the rail top to at least 340 Hv will be described. In this component range, if the hardness is less than 340 Hv, flaking damage due to plastic deformation occurs on the rolling surface of the rail head, and it is difficult to ensure wear resistance when used in heavy-duty railways. The service life of the rail is reduced. For this reason, the hardness of the rail top is limited to at least 340 Hv. Generally, the higher the hardness is, the better the wear resistance is, so the upper limit of the hardness is not particularly specified.
上記のような成分組成で構成させるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは、連続鋳造法、さらに熱間圧延を経てレールとして製造させる。 Rail steel made up of the above component composition is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or electric furnace, and this molten steel is ingot-bundled or continuously cast, or hot. It is manufactured as a rail after rolling.
本発明における好ましいレールの製造方法について述べる。すなわち、フェライト相中の１０ｎｍ以下の炭窒化析出物の個数密度が５×１０15ｃｍ-3以下であり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであるパーライトレールである。 A preferred rail manufacturing method in the present invention will be described. That is, a pearlite rail in which the number density of carbonitride precipitates of 10 nm or less in the ferrite phase is 5 × 10 15 cm −3 or less and the hardness at the top of the head is at least 340 Hv.
フェライト相中の１０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５×１０15ｃｍ-3以下とする製法とし、さらに、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであるパーライトレールの製法は、例えば、以下のものである。 A method for producing a pearlite rail having a number density of precipitates of 10 nm or less in the ferrite phase of 5 × 10 15 cm −3 or less and having a hardness at the top of at least 340 Hv is, for example, as follows. .
まずは、炭窒化物としてオーステナイト相中に析出し組織微細化に寄与する元素、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどの添加を必要最小限とする。しかし、これらの元素の添加が少ない場合は、オーステナイト粒のピンニングの効果が現れずパーライトブロックが微細化しないため、延性が低下する。従って、例えば、パーライト変態時の冷却速度を大きくしまた冷却終了温度をより低くして、フェライト相に実際に析出する時間を与えないか、熱延時にオーステナイト相中での析出を促し、変態前の固溶量を少なくして、フェライト相中での析出を少なくすることができる。 First, the addition of elements such as Ti, Nb, V, and Mo that precipitate in the austenite phase as carbonitrides and contribute to the refinement of the structure is minimized. However, when the addition of these elements is small, the effect of pinning austenite grains does not appear and the pearlite block does not become finer, so that the ductility is lowered. Therefore, for example, by increasing the cooling rate during pearlite transformation and lowering the cooling end temperature, it does not give time to actually precipitate in the ferrite phase, or promotes precipitation in the austenite phase during hot rolling, and before transformation Therefore, precipitation in the ferrite phase can be reduced.
加熱温度の上限は特に規定しないが、あまり高温度にすると液相が現れてオーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃が上限となる。加熱保持後の熱間圧延では、完全なオーステナイトからパーライト変態させるため、圧延直後のレール頭部においてはＡｒ１点以上の温度域とする。尚、再加熱してレールを製造する場合には再加熱されたレール頭部においてはＡｃ１点＋３０℃以上の温度とする。好ましくは、仕上げ圧延を９００〜９５０℃で行い、好ましくは、２０〜５０℃／ｓの冷却速度で７９０〜８２０℃まで水冷等によって急速冷却し（熱延直後冷却）、オーステナイト中の粒成長を抑制する。５０℃／ｓより大きな冷却速度の実現は技術的に難しく、２０℃／ｓよりも小さな速度では、粒成長の抑制効果は小さい。そこから、パーライト変態が始まる直前の温度域７３０〜７６０℃までを２〜１０℃／ｓで徐冷することで（制御冷却前冷却）、オーステナイト中の炭窒化物析出を促進させることができる。これによって、Ｖ+Ｎｂ+Ｔｉ+Ｍｏの固溶量を減らし、パーライト変態後のフェライト中での炭窒化物の析出を抑制できる。これよりも小さな冷却速度では粗大なセメンタイトが生成し延性に悪影響を及ぼし、また、大きな冷却速度ではＶ+Ｎｂ+Ｔｉ+Ｍｏ固溶量を減らす効果は得られない。引き続き、レール頭部をオーステナイト温度域から好ましくは５４０〜３８０℃までの間を、好ましくは５〜１５℃／ｓの冷却速度で制御冷却し、完全なパーライト組織を得る。制御冷却の冷却速度が速く、また終了温度をより低くすることが、フェライト相中の析出物生成の抑制には好ましい。制御冷却の冷却速度が速く、また終了温度をより低くすることが、フェライト相中の析出物生成の抑制には好ましい。しかし、この冷却速度が大き過ぎたり、または終了温度が低すぎる場合は、完全にパーライト変態せずに、耐摩耗性に劣るベイナイトが混在した組織となる。また、この冷却速度が小さ過ぎたり、または、終了温度が高すぎる場合は、パーライト変態が高温度側で進行するため、荒いパーライトとなってしまい、さらに、フェライト相中に、より多くの炭窒化物が析出することになる。実際には、Ｖ+Ｎｂ+Ｔｉ+Ｍｏ含有量やその元素種類、またＣやＮの含有量によって析出駆動力が異なるため、好ましい製法との対応は単純ではない。なお、制御冷却の方法については、例えば、空気や空気を主としミスト等を加えた冷媒媒体及びこれらの組み合わせにより、所定の冷却速度を得ることが可能である。ここで述べた製法は、一例であり、請求項で記述した組織の特徴を有するパーライトレールを限定するものではなく、他の製法で同様の組織の有するパーライトレールを得られたものであっても本発明に属する。 The upper limit of the heating temperature is not particularly specified, but if the temperature is too high, the liquid phase appears and the austenite phase becomes unstable, so the temperature is essentially at an upper limit of 1350 ° C. In the hot rolling after heating and holding, in order to transform pearlite from complete austenite, the rail head immediately after rolling is set to a temperature range of Ar1 or higher. In addition, when manufacturing a rail by reheating, it is set as the temperature of Ac1 point +30 degreeC or more in the reheated rail head. Preferably, finish rolling is performed at 900 to 950 ° C., preferably rapidly cooled to 790 to 820 ° C. at a cooling rate of 20 to 50 ° C./s by water cooling or the like (cooling immediately after hot rolling), and grain growth in austenite is performed. Suppress. Realizing a cooling rate higher than 50 ° C./s is technically difficult, and at a rate lower than 20 ° C./s, the effect of suppressing grain growth is small. From there, by slowly cooling the temperature range from 730 to 760 ° C. immediately before the start of pearlite transformation at 2 to 10 ° C./s (cooling before controlled cooling), it is possible to promote carbonitride precipitation in austenite. Thereby, the solid solution amount of V + Nb + Ti + Mo can be reduced, and precipitation of carbonitride in the ferrite after pearlite transformation can be suppressed. If the cooling rate is lower than this, coarse cementite is generated and the ductility is adversely affected, and if the cooling rate is high, the effect of reducing the solid solution amount of V + Nb + Ti + Mo cannot be obtained. Subsequently, the rail head is controlled and cooled between the austenite temperature range and preferably from 540 to 380 ° C., preferably at a cooling rate of 5 to 15 ° C./s, to obtain a complete pearlite structure. It is preferable to suppress the formation of precipitates in the ferrite phase that the cooling rate of the controlled cooling is high and the end temperature is lower. It is preferable to suppress the formation of precipitates in the ferrite phase that the cooling rate of the controlled cooling is high and the end temperature is lower. However, if the cooling rate is too high or the end temperature is too low, the pearlite is not completely transformed, and a bainite inferior in wear resistance is mixed. If the cooling rate is too low or the end temperature is too high, the pearlite transformation proceeds on the high temperature side, resulting in rough pearlite, and more carbonitriding in the ferrite phase. A thing will precipitate. Actually, since the driving force for precipitation varies depending on the V + Nb + Ti + Mo content, the element type, and the C and N content, the correspondence with the preferred production method is not simple. As for the method of controlled cooling, for example, a predetermined cooling rate can be obtained by using air or a refrigerant medium mainly containing air and adding mist or the like and a combination thereof. The manufacturing method described here is an example, and does not limit the pearlite rail having the characteristics of the structure described in the claims. Even if a pearlite rail having the same structure is obtained by another manufacturing method, It belongs to the present invention.
本発明レールの頭部金属組織はパーライト組織であるが、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、パーライト組織中に面積率で、５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、レール頭部の耐磨耗性及び延性には大きな影響を及ぼさないため、耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレールの組織としては、５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の混在も含んでいる。言い換えれば、本発明レールの頭部金属組織は、９５％以上がパーライト組織であれば良く、耐磨耗性や延性を十分に確保するためには、頭部金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。 The head metal structure of the rail of the present invention is a pearlite structure, but depending on the component system of the rail and the heat treatment production method, the area ratio in the pearlite structure is a small amount of pro-eutectoid ferrite structure of 5% or less, pro-eutectoid cementite structure, A bainite structure or a martensite structure may be mixed. However, even if these structures are mixed, it does not significantly affect the wear resistance and ductility of the rail head. Therefore, the structure of the pearlite rail excellent in wear resistance and ductility is 5% or less. It contains a small amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure. In other words, 95% or more of the head metal structure of the rail of the present invention may be a pearlite structure. In order to sufficiently secure wear resistance and ductility, 98% or more of the head metal structure is a pearlite structure. Is desirable.
次に本発明の実施例について説明する。 Next, examples of the present invention will be described.
表１に供試レール鋼の鋼種Ａ〜Ｎについて、化学成分の含有率を示す。表２に、鋼種Ａ〜Ｎのいずれかからなる供試レール鋼（試験Ｎｏ．１〜２５）の材料、製造条件、フェライト相中の析出状態、レールの特性と耐磨耗性試験の結果を示す。製造条件として冷却速度を示す。レール特性として、頭頂部硬度（Ｈｖ）（試験荷重９８Ｎ）と引張試験による全伸び率を示す。耐磨耗試験として、７０万回の摩耗試験における摩耗量（ｇ）を示す。これら鋼レールは、転炉で成分調整された後、連続鋳造法で鋳造したレール圧延用鋼片を加熱温度１２５０℃ｘ１時間以上で加熱した。加熱保持後の熱間圧延に際して、仕上圧延は９００〜９５０℃で１パス当り断面減少率１０％で行った。 Table 1 shows the chemical component content of steel types A to N of the test rail steel. Table 2 shows the material of the test rail steel (test Nos. 1 to 25) made of any of the steel types A to N, the manufacturing conditions, the precipitation state in the ferrite phase, the characteristics of the rail, and the results of the abrasion resistance test. Show. The cooling rate is shown as a manufacturing condition. As the rail characteristics, the crown hardness (Hv) (test load 98 N) and the total elongation by tensile test are shown. The wear amount (g) in the 700,000 wear test is shown as the wear resistance test. These steel rails were heated at a heating temperature of 1250 ° C. for 1 hour or more after the components were adjusted in the converter and then the steel pieces for rail rolling cast by the continuous casting method. At the time of hot rolling after heating and holding, finish rolling was performed at 900 to 950 ° C. with a cross-sectional reduction rate of 10% per pass.
熱延終了温度９２０℃にて、２０〜４０℃／ｓの冷却速度で８００℃まで急速冷却し、１〜１５℃／ｓの冷却速度で７４０℃まで冷却し、このオーステナイト温度域から、冷却速度１〜１６℃／秒で制御冷却し、レールの表面温度が６００〜３７０℃になった時点で制御冷却を終了したレール試料を下記の方法で特性評価した。比較のため、熱間圧延後に１０℃／ｓの冷却速度で７４０℃まで徐冷し、その後、制御冷却したレール試料も含める。 Rapid cooling to 800 ° C. at a cooling rate of 20 to 40 ° C./s at a hot rolling end temperature of 920 ° C., cooling to 740 ° C. at a cooling rate of 1 to 15 ° C./s, from this austenite temperature range, cooling rate The rail samples that were controlled to be cooled at 1 to 16 ° C./second and ended when the rail surface temperature reached 600 to 370 ° C. were characterized by the following methods. For comparison, a rail sample that is gradually cooled to 740 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s after hot rolling and then controlled cooling is also included.
レール頭部磨耗評価には、西原式磨耗試験を行った。試験条件は次の通りである。
試験機：西原式磨耗試験機
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ
試験荷重：６８４Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（３６０Ｈｖ）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００ＮＩ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
磨耗量は、試験後の試験片の質量の減少分として求めた。磨耗量が１ｇを下回る試料を耐摩耗性が良好とした。さらに摩耗量が０．８ｇを下回る試料をより良好とした。
The Nishihara type wear test was conducted for the rail head wear evaluation. The test conditions are as follows.
Test machine: Nishihara type abrasion tester Test piece shape: Disc-shaped test piece (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface
Test load: 684N (contact surface pressure 640 MPa)
Slip rate: 20%
Mating material: Pearlite steel (360Hv)
Atmosphere: Air cooling: Forced cooling with compressed air (flow rate: 100 NI / min)
Number of repetitions: 700,000 wear amount was determined as a decrease in the mass of the test piece after the test. A sample having an abrasion amount of less than 1 g was considered to have good abrasion resistance. Furthermore, the sample whose wear amount was less than 0.8 g was determined to be better.
さらに、レール頭部から試験片を切り出し、引っ張り試験から全伸びを見積もった。条件を示す。
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：３０ｍｍ、平行部直径：６ｍｍ、伸び測定評点間距離：２５ｍｍ
試験片採取位置：レール頭頂部表面下５ｍｍ
引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：常温
全伸び値が１０％以上の場合を良好とした。
Furthermore, a test piece was cut out from the rail head, and the total elongation was estimated from a tensile test. Indicates conditions.
Tester: Universal small tensile tester Test piece shape: JIS No. 4 similar parallel part length: 30 mm, parallel part diameter: 6 mm, distance between stretch measurement scores: 25 mm
Specimen sampling position: 5mm below rail rail top surface
Tensile speed: 10 mm / min, test temperature: normal temperature The total elongation value is 10% or more.
頭頂部の硬度は、１ｋｇの荷重を用いて、ビッカース硬度測定から求めた。場所は頭頂部表面下５ｍｍ位置とした。ばらつきがあるため、５点の平均とした。３４０Ｈｖ以上の値を良好とした。 The hardness of the top of the head was determined from Vickers hardness measurement using a load of 1 kg. The location was 5 mm below the surface of the top of the head. Since there was variation, the average of 5 points was used. A value of 340 Hv or higher was considered good.
フェライト相中の析出物種類とその個数密度は以下のようにして見積もった。試料のパーライトレールの頭頂部から、ＦＩＢ加工によって曲率半径３０〜８０ｎｍの針試料を作製した。３ＤＡＰによって５００〜１０００万原子の測定を複数回行った。例えば、１０００万原子の測定の場合は、イオン検出器の検出率（〜０．３５）で割り、その値をＦｅの原子密度（〜８５個数／ｎｍ3）で割った値が、測定体積Ｖ（ｎｍ3）とみなせる。フェライト相中の個数密度を求めるためには、測定視野内にセメンタイト相が含まれている場合は、この体積分を除いてフェライト相の測定体積を求める。この測定体積内にｎ個の析出物が観察された場合は、その個数密度は、ｎ／Ｖ（ｎｍ-3）として求まる。表２のように、単位をｃｍ-3に変換する場合にはこの値に１０21を掛ければよい。精度を高めるために、セメンタイトラメラを横断するように測定を行い、複数回の測定を行った。例えば、フェライト中３０００万原子の相当する体積の測定で、１個の析出物が観察された場合は、１．０×１０15（ｃｍ-3）の個数密度となる。またこのような測定によって、析出物が観察されなかった場合は「―」と表記した。従って観察されない場合は、１．０×１０15（ｃｍ-3）以下の個数密度とみなしてよい。観察された炭窒化物種類としては、主な組成成分で表した。 The types of precipitates in the ferrite phase and their number density were estimated as follows. A needle sample having a curvature radius of 30 to 80 nm was prepared from the top of the pearlite rail of the sample by FIB processing. Measurements of 5 to 10 million atoms were performed multiple times by 3DAP. For example, in the case of measurement of 10 million atoms, a value obtained by dividing by the detection rate of the ion detector (˜0.35) and dividing the value by the atomic density of Fe (˜85 number / nm 3 ) is the measurement volume V. It can be regarded as (nm 3 ). In order to obtain the number density in the ferrite phase, if the cementite phase is included in the measurement field of view, the measurement volume of the ferrite phase is obtained by removing this volume. When n precipitates are observed in the measurement volume, the number density is obtained as n / V (nm −3 ). As shown in Table 2, when the unit is converted to cm −3 , this value may be multiplied by 10 21 . In order to increase the accuracy, measurements were taken across the cementite lamella and multiple measurements were taken. For example, when one precipitate is observed in the measurement of a volume corresponding to 30 million atoms in ferrite, the number density is 1.0 × 10 15 (cm −3 ). In addition, when no precipitate was observed by such measurement, “−” was written. Therefore, when it is not observed, it may be regarded as a number density of 1.0 × 10 15 (cm −3 ) or less. The observed carbonitride types are represented by main composition components.
また、研磨表面のナイタールエッチングによって、各相の分率を調べた。第２相が面積率で５％を上回る場合に、表に記述した。 Further, the fraction of each phase was examined by nital etching of the polished surface. When the second phase exceeded 5% in area ratio, it was described in the table.
表２に示されるように、本発明の所定成分内にあり、頭頂部硬度が３４０Ｈｖ以上あり、かつ、フェライト相中の１０ｎｍ以下の炭窒化析出物粒子の個数密度が５×１０15ｃｍ-3以下である鋼レールにおいて、全伸び率は１０％以上となり、摩耗量が１ｇを下回り、延性及び耐摩耗性は良好となっている（試験Ｎｏ．２、５、８、１０、１１、１２、１４、１６、１７、１８）。 As shown in Table 2, the number density of carbonitride precipitate particles having a peak hardness of 340 Hv or more and 10 nm or less in the ferrite phase within the predetermined component of the present invention is 5 × 10 15 cm −3. In the following steel rails, the total elongation is 10% or more, the wear amount is less than 1 g, and the ductility and wear resistance are good (Test Nos. 2, 5, 8, 10, 11, 12, 14, 16, 17, 18).
試験Ｎｏ．１においては、鋼レールの成分のうち、Ｃ量が０．５５％と規定値０．６５％に満たなかったため、初析フェライトが混在し、頭頂部硬度が低く、フェライト相中の炭窒化物の個数密度が４×１０15ｃｍ-3と良好であるが、耐摩耗性が低下した。 Test No. 1, the C content of the steel rail components was 0.55%, which was less than the specified value of 0.65%, so that pro-eutectoid ferrite was mixed in, the crown hardness was low, and the carbonitride in the ferrite phase The number density was 4 × 10 15 cm −3 , but the wear resistance was reduced.
試験Ｎｏ．３においては、Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏの量が０．００１１％と本発明の範囲（０．０２〜０．２％）に満たなかったため、オーステナイト粒の粗大化を抑制できず、パーライトブロックサイズが大きくなったため、全伸びが低下した。一方、頭頂部硬度が高く、フェライト相中に炭窒化物は実質的に存在せず、耐摩耗性は良好であった。 Test No. 3, the amount of V + Nb + Ti + Mo was 0.0011%, which was less than the range of the present invention (0.02-0.2%), so austenite grains could not be coarsened, and the pearlite block size was increased. Total elongation decreased. On the other hand, the hardness at the top was high, carbonitride was not substantially present in the ferrite phase, and the wear resistance was good.
試験Ｎｏ．４においては、Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏの量が０．３３％と本発明の範囲（０．０２〜０．２％）を上回ったため、オーステナイト粒の粗大化は抑制でき全伸びが少し上昇したが、フェライト相中に４×１０17ｃｍ-3の高い個数密度の炭窒化物が生成したため、フェライト相が大きく強化され、耐摩耗性は著しく低下した。 Test No. In No. 4, the amount of V + Nb + Ti + Mo was 0.33%, exceeding the range of the present invention (0.02 to 0.2%), so that coarsening of austenite grains could be suppressed and the total elongation increased slightly. In addition, since a high number density carbonitride of 4 × 10 17 cm −3 was formed, the ferrite phase was greatly strengthened and the wear resistance was remarkably lowered.
試験Ｎｏ．６、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９においては、含有成分はすべて規定内にあるが、フェライト相中の炭窒化物の個数密度が規定値以上となり、フェライト相が大きく強化されたため、耐摩耗性は低下した。冷却速度が小さいまたは制御冷却終了温度が高いため、パーライト変態の直後に、フェライト相中に多くの炭窒化析出物が生成したと考えられる。 Test No. 6, no. 7, no. In No. 9, all the contained components were within the specified range, but the number density of carbonitrides in the ferrite phase exceeded the specified value, and the ferrite phase was greatly strengthened, so the wear resistance decreased. It is considered that many carbonitride precipitates were formed in the ferrite phase immediately after the pearlite transformation because the cooling rate was low or the controlled cooling end temperature was high.
試験Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５においては、含有成分はすべて規定内にあるが、金属組織が完全なパーライトではなくベイナイトも含まれたため、パーライト中のフェライト相中に炭窒化物が実質的に存在しなくとも、耐摩耗性は低下した。冷却速度が大きいまたは制御冷却終了温度が低いため、パーライト変態が完全に行われず、ベイナイトがかなりの量生成したものである。 Test No. 13, no. In No. 15, all the contained components are within the specified range. However, since the metal structure is not perfect pearlite but bainite is also contained, even if carbonitride is not substantially present in the ferrite phase in pearlite, the wear resistance Fell. Since the cooling rate is large or the controlled cooling end temperature is low, the pearlite transformation is not completely performed, and a considerable amount of bainite is generated.
試験Ｎｏ．１９においては、鋼レールの成分のうち、Ｃ量が１．３２％と規定値（１．２０％）を上回り、初析セメンタイトが混在し、頭頂部硬度は４１０Ｈｖと高く、フェライト相中の炭窒化物の個数密度が５×１０15ｃｍ-3と比較的良好であるが、延性が低下した。 Test No. No. 19, among the components of the steel rail, the C content is 1.32%, which exceeds the specified value (1.20%), pro-eutectoid cementite is mixed, the crown hardness is as high as 410 Hv, and the carbon content in the ferrite phase is high. Although the nitride number density was relatively good at 5 × 10 15 cm −3 , the ductility decreased.
試験Ｎｏ．２０においては、鋼レールの成分のうち、Ｓｉ量が２．１０％と規定値（２．００％）を上回り、頭頂部硬度は３９０Ｈｖと高く、フェライト相中の炭窒化物は実質的に存在しないが、耐摩耗性が低下した。 Test No. In No. 20, among the steel rail components, the Si content is 2.10%, which exceeds the specified value (2.00%), the top hardness is high at 390 Hv, and the carbonitride in the ferrite phase is substantially present. However, the wear resistance decreased.
試験Ｎｏ．２１においては、鋼レールの成分のうち、Ｍｎ量が２．３５％と規定値（２．００％）を上回り、頭頂部硬度は３９０Ｈｖと高く、フェライト相中の炭窒化物は実質的に存在しないが、耐摩耗性が低下した。 Test No. In No. 21, the Mn content of the steel rail component exceeds 2.35%, which is higher than the specified value (2.00%), the top hardness is as high as 390 Hv, and the carbonitride in the ferrite phase is substantially present. However, the wear resistance decreased.
試験Ｎｏ．２２においては、鋼レールの成分のうち、Ｃｒ量が２．０５％と規定値（２．００％）を上回り、頭頂部硬度は４００Ｈｖと高く、一部にマルテンサイトが入り、フェライト相中の炭窒化物の個数密度が３×１０15ｃｍ-3と良好であるが、耐摩耗性が低下した。 Test No. No. 22, out of the steel rail components, the Cr content is 2.05%, which exceeds the specified value (2.00%), the top hardness is as high as 400 Hv, partly contains martensite, and in the ferrite phase The number density of carbonitride was as good as 3 × 10 15 cm −3 , but the wear resistance was lowered.
試験Ｎｏ．２３においては、Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｍｏの量が０．１８％と本発明の範囲（０．０２〜０．２％）にあるが、Ｖの単独添加である。複合添加の場合に比べ、オーステナイト粒の粗大化はあまり抑制させず全伸びが低下し、フェライト相中に１×１０16ｃｍ-3の高い個数密度のＶＣ析出物が生成しフェライト相が強化され、耐摩耗性は著しく低下した。 Test No. In No. 23, the amount of V + Nb + Ti + Mo is 0.18%, which is within the range of the present invention (0.02 to 0.2%), but V is added alone. Compared with the composite addition, coarsening of austenite grains is not suppressed so much, the total elongation is reduced, VC precipitates with a high number density of 1 × 10 16 cm −3 are formed in the ferrite phase, and the ferrite phase is strengthened. The wear resistance was remarkably reduced.
試験Ｎｏ．５、１７については、原料からの混入により不可避不純物の範囲内でＣｕが含有されているが、フェライト相中に固溶したＣｕは本発明範囲内であり、結果は良好であった。 Test No. As for Nos. 5 and 17, Cu was contained within the range of inevitable impurities due to mixing from the raw material, but Cu dissolved in the ferrite phase was within the range of the present invention, and the results were good.
試験Ｎｏ．２４及び試験Ｎｏ．２５においては、熱延終了温度から３０℃／ｓの冷却速度で８００℃まで急速冷却した後、８００℃から７４０℃までの冷却速度が好ましい条件から外れた場合の比較例である。パーライト変態前の冷却速度が小さすぎる場合は、オーステナイト中の炭窒化物の析出が進み、パーライト変態後のフェライト中の微細析出を抑制する効果はあるが、パーライトラメラが荒くなり頭頂部硬度が低下し、耐摩耗性が低下した。パーライト変態前の冷却速度が大きすぎる場合は、オーステナイト中の炭窒化物の析出が抑制されたため、パーライト変態後のフェライト中の析出が生じ、硬度は上昇するものの、耐摩耗性は低下した。 Test No. 24 and test no. No. 25 is a comparative example in the case where the cooling rate from 800 ° C. to 740 ° C. deviates from preferable conditions after rapid cooling from the hot rolling end temperature to 800 ° C. at a cooling rate of 30 ° C./s. If the cooling rate before pearlite transformation is too low, the precipitation of carbonitrides in austenite proceeds, and there is an effect of suppressing fine precipitation in ferrite after pearlite transformation, but the pearlite lamella becomes rough and the crown hardness decreases. As a result, the wear resistance decreased. When the cooling rate before pearlite transformation was too high, precipitation of carbonitride in austenite was suppressed, so precipitation in ferrite after pearlite transformation occurred and the hardness increased but the wear resistance decreased.
Claims (11)
仕上げ圧延を９００〜９５０℃で行い、
２０〜５０℃／ｓの冷却速度で７９０〜８２０℃まで冷却し、
２〜１０℃／ｓの冷却速度で７３０〜７６０℃まで冷却し、
５〜１５℃／ｓの冷却速度でレール頭部をオーステナイト温度域から５４０〜３８０℃まで冷却することを、特徴とするパーライトレールの製造方法。 In mass%, C: 0.65-1.20%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.05-2.00%, Cr: 0.02-2.00% Furthermore, at least 0.005% or more of V, Nb, Ti, and Mo is included in each of V + Nb + Ti + Mo: 0.02 to 0.20%, and the balance is made of a steel strip for rails that includes Fe and inevitable impurities. When manufacturing pearlite rails,
Finish rolling is performed at 900 to 950 ° C,
Cool to 790-820 ° C. at a cooling rate of 20-50 ° C./s,
Cool to 730-760 ° C. at a cooling rate of 2-10 ° C./s,
The manufacturing method of the pearlite rail characterized by cooling a rail head from an austenite temperature range to 540-380 degreeC with the cooling rate of 5-15 degreeC / s.
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