JP4336101B2

JP4336101B2 - High carbon pearlite rail with excellent wear resistance and toughness

Info

Publication number: JP4336101B2
Application number: JP2002375536A
Authority: JP
Inventors: 正治上田; 公一郎松下
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-12-25
Filing date: 2002-12-25
Publication date: 2009-09-30
Anticipated expiration: 2022-12-25
Also published as: JP2004204306A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、重荷重鉄道等で使用される高炭素含有のレールにおいて、頭部の耐摩耗性を安定的に向上させ、同時に、靭性を確保することを目的としたものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、海外の石炭や鉄鉱石を輸送する重荷重鉄道や国内の貨物鉄道では、より一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化を強力に進めており、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、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現状の共析炭素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るようになってきた。
【０００３】
この問題を解決するため、本発明者らは下記に示すようなレールを開発した。
▲１▼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、同時に、頭部を熱処理することにより硬さを制御した、耐摩耗性に優れたレールおよびその製造法（特許文献２）。
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、さらに、硬さを制御することによりパーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１４４０１６号公報
【特許文献２】
特開平８−２４６１００号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
これらの過共析鋼を用いたパーライト組織のレールは、共析鋼を用いたパーライト組織のレールと比べて、セメンタイト密度の向上により耐摩耗性は向上する。しかし、耐摩耗性の改善を狙って鋼中の炭素量を増加させると、鋼の成分系に選択よっては、パーライト組織中のラメラセメンタイト相と比べて、比較的サイズが大きい初析セメンタイト組織がオーステナイト粒界に生成する。この結果、ころがり面において摩耗が促進され、耐摩耗性を確保できないといった問題があった。
また、オーステナイト粒界に粗大な初析セメンタイト組織が生成すると、レールの靭性が低下するといった問題もあった。
【０００６】
そこで、高炭素鋼を用いたパーライト組織のレールにおいて、安定的に頭部の耐摩耗性を向上させ、同時に、靭性を確保できる新たな材料開発が求められるようになった。
すなわち、本発明は、重荷重鉄道等で使用される高炭素含有のレールにおいて、頭部の耐摩耗性を安定的に向上させ、同時に、靭性を確保することを目的としたものである。
【０００７】
（１）質量％で、Ｃ：０．９０〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、少なくとも、レール頭部の一部が、パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織であり、直行する長さ３００μｍの線分と交差するネットワーク状の初析セメンタイト組織の本数（Ｎ：初析セメンタイト交線数）がＮ≧１５で、かつ、そのネットワーク状の初析セメンタイト組織の平均厚さが４００ｎｍ以下であることを特徴とする耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レール。
【０００８】
（２）上記（１）のレールに質量％でさらに、下記▲１▼〜▲９▼の成分の１以上を選択的に含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レール。
▲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：０．０１〜１．００％
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％
【０００９】
（３）前記鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ２０ｍｍの範囲がパーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織であることを特徴とする耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レール。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、高炭素鋼において、旧オーステナイト粒界に生成する初析セメンタイト組織の耐摩耗性や靭性に対する有害性について詳細な検討を行った。
まず、本発明者らは、旧オーステナイト粒界に生成する初析セメンタイト組織の厚さを変化させたパーライト鋼を実験室熱処理により製作し、摩耗試験を行った。その結果、初析セメンタイト組織の厚さがある一定厚さ以上になると、ころがり面において塑性変形（メタルフロー）が生じた場合に、厚さの厚い初析セメンタイト組織の周囲に応力集中が発生し、ボイドが生成し、その部分が剥離することにより、耐摩耗性が低下することが確認された。
【００１１】
次に、本発明者らは、上記の実験室熱処理材を用いて、衝撃試験を行った。その結果、初析セメンタイト組織の厚さがある一定厚さ以上になると、初析セメンタイト組織に割れが発生し、その部分が破壊の起点になることにより、靭性が低下することが確認された。
【００１２】
さらに、詳細な実験を続けた結果、この靭性は、ある視野倍率において、ある一定長さの直交する線分と交差する初析セメンタイト組織の本数（Ｎ，以下、初析セメンタイト交線数）ともよい相関が認められ、初析セメンタイト交線数がある一定値以下になると、応力が集中しやすい粒界の３重点などの粒界の集合点では、初析セメンタイト組織が粗大化し、その部分が破壊の起点になることにより、靭性が低下することが確認された。
【００１３】
そこで、本発明者らは、耐摩耗性や靭性を低下させない初析セメンタイト組織の厚さの上限値や初析セメンタイト交線数について検討した。その結果、旧オーステナイト粒界に存在する初析セメンタイト組織の厚さをある一定値以下に制御し、同時に、粒界の３重点などに生成する初析セメンタイト組織の粗大化を防止するため、初析セメンタイト交線数をある一定値以上とすることにより、高炭素鋼において、頭部の耐摩耗性を安定的に向上させ、同時に、靭性を確保することが可能であることを知見した。
すなわち、本発明は、重荷重鉄道等で使用される高炭素含有のレールにおいて、頭部の耐摩耗性を安定的に向上させ、同時に、靭性を確保することを目的としたものである。
【００１４】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レールの化学成分
請求項１〜１１において、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０．９０％未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。また、Ｃ量が１．４０％を超えると、本成分系では、旧オーステナイト粒界に生成する初析セメンタイト組織の厚さが著しく増加し、耐摩耗性や靭性が低下する。このため、Ｃ量を０．９０〜１．４０％に限定した。
【００１５】
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体硬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。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待できず、レール頭部の硬度上昇が認められない。また、２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このため、Ｓｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００１６】
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量では、その効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また、２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、Ｍｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００１７】
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や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、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。
【００１８】
ここで、Ｃｒ、Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主に、パーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。Ｖ、Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時に、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらに、レール頭部の硬度分布を均一にする。
【００１９】
Ｃｏ、Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、パーライト鋼の硬度を向上させ、さらに、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００２０】
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｍｇ、Ｃａは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時に、パーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。
Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させる。Ｚｒは、ＺｒＯ₂介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ｎはオーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライト組織を微細にすることより、靭性を向上させることが主な添加目的である。
【００２１】
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの耐摩耗性や靱性を低下する。このため、Ｃｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２２】
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、靭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。
【００２３】
Ｖは、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、さらに、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靭性の改善は認められない。また、０．５００％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｖ量を０．００５〜０．５００％に限定した。
【００２４】
Ｎｂは、Ｖと同様に、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａc1点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、その効果は、０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭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の炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２５】
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、レールの靱性低下を防止し、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、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには、耐内部疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００２６】
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靭性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また、２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００２７】
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また、１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レールの靭性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２８】
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、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２９】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの靭性、これに加えて耐内部疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３０】
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、パーライト組織の靭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、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには、耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。
【００３１】
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには、耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
【００３２】
Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化に有効な元素であるが、０．０１００％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、レールの靭性、さらには、耐内部疲労損傷性が低下する。また、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。
【００３３】
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、オーステナイト粒界から生成する初析セメンタイト組織の厚さを微細化する元素である。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、偏析部に厚さの厚い初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした内部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。
【００３４】
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、パーライト組織の靭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。
【００３５】
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、さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。
次に、この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるいは熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱処理を施すことにより、レール頭部に所定の特性を満たすパーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００３６】
なお、上記製造プロセスにおいて、初析セメンタイト交線数や初析セメンタイト組織の平均厚さを制御するには、上記の成分範囲の限定に加えて、上記の熱間圧延時の温度をできるだけ低い温度とし、圧延直後のオーステナイト粒径を微細化し、さらに、圧延後にオーステナイト粒が粒成長する前に、直ちに加速冷却を行うことが望ましい。実際のレール頭部圧延熱処理条件としては、最終圧延温度９５０℃以下、最終圧延減面率１０％以上、加速冷却速度１℃／ｓｅｃ（８００〜５５０℃）以上が必要である。
また、熱処理する目的でレールを再加熱する場合は、再加熱温度をできるだけ低い温度とすることが望ましい。実際の再加熱熱処理条件としては、再加熱温度１０００℃以下、加速冷却速度２℃／ｓｅｃ（８００〜５５０℃）以上が必要である。
【００３７】
なお、本発明レールの頭部の金属組織はパーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織である。しかし、レールの成分系の選択や熱処理製造方法によっては、レール頭部の一部に、微量な初析フェライト組織、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、レールとしての基本性能やレールの靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、本発明レールの頭部の金属組織は、若干の初析フェライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。
【００３８】
（２）ネットワーク状の初析セメンタイト交線数（Ｎ）の限定理由
直行する長さ３００μｍの線分と交差するネットワーク状の初析セメンタイト組織の本数（初析セメンタイト交線数：Ｎ）が１５未満になると、応力が集中しやすい旧オーステナイト粒界の３重点などの粒界の集合点では、初析セメンタイト組織が粗大化し、その部分が破壊の起点になることにより、レールの靭性が低下する。このため、初析セメンタイト交線数（Ｎ）を１５以上とした。
【００３９】
ここで、旧オーステナイト粒界の３重点などの粒界の集合点に生成する初析セメンタイト組織ついて説明する。図１に示すように、旧オーステナイト粒界の集合点とは、３つ以上のオーステナイト粒界が同時に隣接する部分である。この部分は生成する初析セメンタイト組織の厚さが非常に厚くなる。
【００４０】
次に、初析セメンタイト交線数（Ｎ）を測定する際の初析セメンタイト組織の現出方法について説明する。まず、レール頭部の横断面をダイヤ研摩する。続いて、被研面をピクリン酸カセイソーダ液で浸漬し、初析セメンタイト組織を現出する。現出条件は、研摩面の状態により若干調整が必要であるが、基本的には、液温８０℃、約１２０分の浸漬が望ましい。
【００４１】
さらに、初析セメンタイト交線数（Ｎ）の測定方法について説明する。初析セメンタイト組織を現出したレール頭部の任意の点を、光学顕微鏡により観察する。視野倍率２００倍で直交する３００μｍの線分と交差する初析セメンタイト組織の本数をカウントする。図２に測定方法の模式図を示す。交差する初析セメンタイト組織の本数は、直交する３００μｍの各線分と交差した本数の合計とした。なお、観察視野としては、初析セメンタイト組織のばらつきを考慮すると、最低でも５視野以上の観察を行い、その平均値を代表値とすることが望ましい。
【００４２】
（３）ネットワーク状の初析セメンタイト組織の平均厚さの限定理由
ネットワーク状の初析セメンタイト組織の平均厚さが４００ｎｍを超えると、ころがり面において塑性変形（メタルフロー）が生じた場合に、厚さの厚い初析セメンタイト組織の周囲に応力集中が発生し、ボイドが生成し、その部分が剥離することにより、耐摩耗性が低下する。さらに、初析セメンタイト組織に割れが発生し、その部分が破壊の起点になることにより、靭性が低下する。このため、初析セメンタイト組織の平均厚さを４００ｎｍ以下とした。
【００４３】
ここで、ネットワーク状の初析セメンタイト組織の平均厚さを測定する際の初析セメンタイト組織の現出方法について説明する。まず、レール頭部の横断面をダイヤ研摩する。続いて、被研面を２〜５％ナイタール液に浸漬し、初析セメンタイト組織を現出する。現出条件は、研摩面の状態により若干調整が必要であるが、基本的には、約５〜１５秒の浸漬が望ましい。
【００４４】
次に、ネットワーク状の初析セメンタイト組織の平均厚さの測定方法について説明する。初析セメンタイト組織を現出したレール頭部の任意の点を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により観察する。視野倍率１〜１０万倍で初析セメンタイト組織の厚さを測定する。図３に測定方法の模式図を示す。初析セメンタイト組織の厚さは、一つのネットワークセメンタイト組織において、図３に示すように、最も厚さの薄い部分を３ヶ所以上（ｔ１〜ｔ４）選定し、その平均値をネットワークの代表値とした。なお、ネットワークの一部が途切れている初析セメンタイト組織も存在するが、この部分については、平均的な初析セメンタイト組織の厚さの算定には加えない。また、ネットワークセメンタイト組織の観察数としては、初析セメンタイト組織の厚さのばらつきを考慮すると、最低でも上記初析セメンタイト交線数（Ｎ）以上のネットワークセメンタイト組織の観察を行い、その平均値を代表値とすることが望ましい。
【００４５】
（４）パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織の呈する範囲
パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織の呈する範囲を、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲に限定した理由について説明する。
２０ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性や靭性を必要とされている領域としては小さく、十分なレール使用寿命の改善効果が得られないためである。また、パーライト組織と初析セメンタイト組織の呈する範囲が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として、深さ３０ｍｍ以上であれば、レール使用寿命がさらに向上し、より望ましい。
【００４６】
ここで、図４に本発明の耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および、パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織が必要な領域を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コーナー部であり、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織は、少なくとも図中の斜線内に配置されていれば、レールの耐摩耗性や耐内部疲労損傷性の向上が可能となる。
したがって、パーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部表面近傍に配置することが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。
【００４７】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に本発明レール鋼の化学成分、頭部のミクロ組織、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さを示す。また、表１には、図５に示す西原式摩耗試験による摩耗試験結果、衝撃試験結果を示す。
表２に比較レール鋼の化学成分、頭部のミクロ組織、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さを示す。また、表２には、図５に示す西原式摩耗試験による摩耗試験結果、衝撃試験結果を示す。
【００４８】
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明レール鋼（１０本）符号Ａ〜Ｊ
上記成分範囲内で、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さが上記限定範囲内の耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レール。
・比較レール鋼（８本）符号Ｋ〜Ｒ
符号Ｋ〜Ｎ：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｏ〜Ｒ：上記成分範囲内で、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さが上記範囲外の比較レール鋼。
【００４９】
ここで、本明細書中の図について説明する。図１は旧オーステナイト粒界の集合点に生成する初析セメンタイト組織の概略図、図２は初析セメンタイト交線数（Ｎ）の測定方法の概略図、図３はネットワークセメンタイト組織の厚さの測定方法の模式図、図４は本発明の耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称およびパーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織が必要とされる領域を示したものである。図５は西原式摩耗試験機の概略図をそれぞれ示したものである。図５において、３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルである。また、図６、図７は表１と表２に示す摩耗試験および衝撃試験における試験片採取位置を図示したものである。
【００５０】
各種試験は次のとおりとした。
・摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
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（図６参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
【００５１】
・衝撃試験
試験片：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片
試験片採取位置：レール柱部（図２参照）
試験温度：常温（＋２０℃）
【００５２】
表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｊ）は、比較レール鋼（符号：Ｋ〜Ｎ）と比べて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納めることにより、マルテンサイト組織などの耐摩耗性や靭性に有害な組織の生成を抑制し、同時に、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さを上記限定範囲内に納めることができた。
また、表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｊ）は、適切な圧延条件や熱処理条件を選択することにより、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さを上記限定範囲内に納めることができた。
【００５３】
【表１】

【００５４】
【表２】

【００５５】
【発明の効果】
以上述べたように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納め、さらに、適切な圧延条件や熱処理条件を選択することにより、マルテンサイト組織などの耐摩耗性や靭性に有害な組織の生成を抑制し、同時に、初析セメンタイト交線数（Ｎ）、ネットワークセメンタイト組織の平均厚さを制御することにより、レールの安定的な耐摩耗性の向上や靭性の確保が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】旧オーステナイト粒界の集合点に生成する初析セメンタイト組織を模式的に示した図。
【図２】初析セメンタイト交線数（Ｎ）の測定方法を模式的に示した図。
【図３】ネットワークセメンタイト組織の厚さの測定方法を模式的に示した図。
【図４】本発明の耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称およびパーライト組織と初析セメンタイト組織の混合組織が必要とされる領域を示した図。
【図５】西原式摩耗試験機の概略を示した図。
【図６】摩耗試験における試験片採取位置を示した図。
【図７】衝撃試験における試験片採取位置を示した図。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The object of the present invention is to stably improve the wear resistance of the head and ensure toughness at the same time in a high-carbon rail used in heavy-duty railways and the like.
[0002]
[Prior art]
In recent years, heavy-duty railroads that transport coal and iron ore overseas and domestic freight railroads have been aggressively increasing the load of freight in order to further improve the efficiency of rail transport. In the rail, G. C. As a result, the wear resistance of the head portion and the head side portion cannot be sufficiently ensured, and the deterioration of the rail life due to wear has been a problem. Against this background, there has been a demand for the development of rails that have higher wear resistance than the current eutectoid carbon-containing high-strength rails.
[0003]
In order to solve this problem, the present inventors have developed a rail as shown below.
(1) A rail excellent in wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in lamellae in a pearlite structure (Patent Document 1).
(2) Using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure and simultaneously controlling the hardness by heat treating the head A rail having excellent wear resistance and a method for producing the same (Patent Document 2).
The characteristics of these rails were to increase the carbon content of the steel, increase the density of the cemetite phase in the pearlite lamella, and further improve the wear resistance of the pearlite structure by controlling the hardness.
[0004]
[Patent Document 1]
JP-A-8-144016 [Patent Document 2]
Japanese Patent Laid-Open No. 8-246100
[Problems to be solved by the invention]
The pearlite-structured rail using these hypereutectoid steels has improved wear resistance due to the improvement in cementite density compared to the pearlite-structured rails using eutectoid steel. However, when the amount of carbon in the steel is increased to improve wear resistance, a pro-eutectoid cementite structure that is relatively large compared to the lamellar cementite phase in the pearlite structure may be produced depending on the steel component system. It forms at austenite grain boundaries. As a result, there is a problem that wear is promoted on the rolling surface and wear resistance cannot be secured.
Further, when a coarse pro-eutectoid cementite structure is formed at the austenite grain boundary, there is a problem that the toughness of the rail is lowered.
[0006]
Therefore, there has been a demand for the development of a new material that can stably improve the wear resistance of the head and at the same time ensure the toughness of the pearlite rail using high carbon steel.
That is, the present invention aims to stably improve the wear resistance of the head and ensure toughness at the same time in a high carbon content rail used in heavy-duty railways and the like.
[0007]
(1) By mass%, C: 0.90 to 1.40%, Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00% , the balance being Fe and inevitable impurities in the steel rail Ru Tona, at least, a portion of the rail head is a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure, the number of eutectoid cementite structure of the network-like intersecting the segment of length 300μm orthogonal (N: number of lines of pro-eutectoid cementite) N ≧ 15 and the average thickness of the network-form pro-eutectoid cementite structure is 400 nm or less, high carbon excellent in wear resistance and toughness Perlite rail.
[0008]
(2) Abrasion resistance and toughness that selectively contains one or more of the following components (1) to (9) in mass% in the rail of (1) above, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities. High carbon pearlite rail with excellent resistance.
(1) Cr: 0.05-2.00%
Mo: 0.01 to 0.50%
One or two of
(2) V: 0.005 to 0.50%,
Nb: 0.002 to 0.050%
One or two of
(3) B: 0.0001 to 0.0050%,
(4) Co: 0.10 to 2.00%
Cu: 0.01 to 1.00%
One or two of
(5) Ni: 0.01 to 1.00%
(6) Ti: 0.0050 to 0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
One or more of
(7) Al: 0.0100 to 1.00%,
(8) Zr: 0.0001 to 0.2000%,
(9) N: 0.0040 to 0.0200%
[0009]
(3) Excellent wear resistance and toughness, characterized in that at least 20 mm in depth is a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure starting from the head corner and top surface of the steel rail. High carbon pearlite rail.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
The present inventors have conducted a detailed study on the harmfulness of the pro-eutectoid cementite structure formed at the prior austenite grain boundaries to the wear resistance and toughness in high carbon steel.
First, the present inventors manufactured pearlite steel with varying thickness of the pro-eutectoid cementite structure formed at the prior austenite grain boundaries by laboratory heat treatment, and performed a wear test. As a result, when the thickness of the pro-eutectoid cementite structure exceeds a certain value, stress concentration occurs around the thick pro-eutectoid cementite structure when plastic deformation (metal flow) occurs on the rolling surface. It has been confirmed that the wear resistance is reduced when voids are generated and the portions are peeled off.
[0011]
Next, the inventors performed an impact test using the laboratory heat treatment material. As a result, it was confirmed that when the thickness of the pro-eutectoid cementite structure exceeds a certain thickness, cracks occur in the pro-eutectoid cementite structure, and the toughness is lowered by that part becoming the starting point of fracture.
[0012]
Furthermore, as a result of continuing detailed experiments, this toughness is the number of pro-eutectoid cementite structures (N, hereinafter, the number of pro-eutectoid cementite intersections) intersecting with a certain length of perpendicular line segments at a certain field magnification. When good correlation is observed and the number of lines of pro-eutectoid cementite falls below a certain value, the pro-eutectoid cementite structure becomes coarse at the grain boundary aggregation point such as the triple point of the grain boundary where stress tends to concentrate. It has been confirmed that toughness is reduced by becoming the starting point of fracture.
[0013]
Therefore, the present inventors examined the upper limit of the thickness of a pro-eutectoid cementite structure and the number of pro-eutectoid cementite intersections that do not reduce the wear resistance and toughness. As a result, the thickness of the pro-eutectoid cementite structure existing in the prior austenite grain boundary is controlled to a certain value or less, and at the same time, the pro-eutectoid cementite structure generated at the triple point of the grain boundary is prevented from becoming coarse. It was found that the wear resistance of the head can be stably improved and toughness can be secured at the same time in high-carbon steel by setting the number of intersecting cementite lines to a certain value or more.
That is, the present invention aims to stably improve the wear resistance of the head and ensure toughness at the same time in a high carbon content rail used in heavy-duty railways and the like.
[0014]
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Chemical component of steel rail In Claims 1-11, the reason which limited the chemical component of rail steel to the said claim range is demonstrated in detail.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is less than 0.90%, the density of the cementite phase in the pearlite structure cannot be secured, and the wear resistance cannot be maintained in heavy-duty railways. On the other hand, when the C content exceeds 1.40%, in this component system, the thickness of the pro-eutectoid cementite structure formed in the prior austenite grain boundaries is remarkably increased, and the wear resistance and toughness are lowered. For this reason, the amount of C was limited to 0.90 to 1.40%.
[0015]
Si is an essential component as a deoxidizing material. Moreover, it is an element which raises the hardness (strength) of a rail head by solid solution hardening to the ferrite phase in a pearlite structure | tissue. However, if it is less than 0.05%, the effect cannot be sufficiently expected, and no increase in the hardness of the rail head is observed. 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. Furthermore, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to the wear resistance and toughness of the rail is generated. For this reason, the amount of Si was limited to 0.05 to 2.00%.
[0016]
Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing, thereby ensuring the hardness of the pearlite structure and improving the wear resistance. However, when the content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. Moreover, when it exceeds 2.00%, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful | toxic to abrasion resistance and ductility. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
[0017]
In addition, the rail manufactured with the above component composition improves the hardness (strengthening) of the pearlite structure, improves the ductility and toughness of the pearlite structure, prevents the heat-affected zone of the weld from being softened, and the cross-sectional hardness inside the rail head For the purpose of controlling the distribution, elements of Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, Zr, and N are added as necessary.
[0018]
Here, Cr and Mo increase the pearlite equilibrium transformation point, 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 toughness and hardness of the pearlite structure by precipitation hardening. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented. B refines the formation of the pro-eutectoid cementite structure, and at the same time, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, improves the toughness of the rail, and further makes the hardness distribution of the rail head uniform.
[0019]
Co and Cu are dissolved in the ferrite in the pearlite structure to increase the hardness of the pearlite structure. Ni prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, and at the same time improves the hardness of pearlite steel and further prevents softening of the heat affected zone of the weld joint.
[0020]
Ti refines the structure of the heat-affected zone and prevents embrittlement of the weld joint. Mg and Ca make austenite grains finer during rail rolling, and at the same time promote pearlite transformation and improve the toughness of the pearlite structure.
Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, strengthens the pearlite structure, and improves the wear resistance of the rail. Zr suppresses the formation of a segregation zone at the center of the slab by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidified structure by the inclusion of ZrO ₂ inclusions as the solidification nucleus of the high carbon rail steel. To refine. N is mainly intended to improve toughness by promoting pearlite transformation from the austenite grain boundary and making the pearlite structure fine.
[0021]
The reasons for individual limitation of these components will be described in detail below.
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. And lowers the wear resistance and toughness of the rail. For this reason, the Cr content is limited to 0.05 to 2.00%.
[0022]
Mo, like Cr, is an element that raises the equilibrium transformation point of pearlite and contributes to increasing the hardness (strength) by making the pearlite structure finer, and improving the hardness (strength) of the pearlite structure. If it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of a pearlite structure will fall remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to toughness. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
[0023]
V is a V carbide or V nitride produced by a cooling process after hot rolling by refining austenite grains due to the pinning effect of V carbide or V nitride when heat treatment is performed at a high temperature. It is an element that is effective for improving the ductility by increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening. 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 improvement in the hardness and toughness of the pearlite structure is not recognized. Further, if added over 0.500%, coarse V carbides and V nitrides are generated, and the toughness of the rail and the internal fatigue damage resistance are lowered. For this reason, the amount of V was limited to 0.005 to 0.500%.
[0024]
Nb, like V, is refined by the pinning effect of Nb carbide or Nb nitride when heat treatment is performed at a high temperature, and further Nb produced in the cooling process after hot rolling. It is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with carbide and Nb nitride. Moreover, in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, Nb carbide and Nb nitride are stably generated from the low temperature range to the high temperature range, and the weld joint heat affected zone is prevented from being softened. It is an effective element. However, the effect cannot be expected when the content is less than 0.002%, and no improvement in the hardness or toughness of the pearlite structure is observed. Further, if added over 0.050%, coarse Nb carbide or Nb nitride is generated, and the toughness of the rail and the internal fatigue damage resistance are reduced. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.050%.
[0025]
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. Thus, although it is an element that prevents the toughness of the rail from being lowered and extends its life, the effect is not sufficient if it is less than 0.0001%, and no improvement is observed in the hardness distribution of the rail head. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carbon borides are formed at the prior austenite grain boundaries, and the toughness, wear resistance, and internal fatigue damage resistance are greatly reduced. The amount was limited to 0.0001-0.0050%.
[0026]
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 toughness, if it is less than 0.10%, its effect cannot be expected. Further, 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, 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%.
[0027]
Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.01%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to toughness by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is significantly reduced, and the toughness of the rail is reduced. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
[0028]
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. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni3Ti that is composited with Ti is finely precipitated, and is an element that suppresses softening by precipitation strengthening. Further, if added over 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably reduced, spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
[0029]
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 less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbides and Ti nitrides are generated, and the toughness of the rails, in addition to the internal fatigue damage resistance The Ti content was limited to 0.0050 to 0.050% because the properties greatly deteriorated.
[0030]
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 element effective for improving the toughness of the steel. Furthermore, MgO and MgS finely disperse MnS, forming a thin Mn band around MnS, contributing to the generation of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size, the toughness of the 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 toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. The amount was limited to 0.0005-0.0200%.
[0031]
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 element effective for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. However, if the content is less than 0.0005%, the effect is weak. If added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. The amount was limited to 0.0005 to 0.0150%.
[0032]
Al is an essential component as a deoxidizing material. In addition, it is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and is an element that is effective for increasing the strength of the pearlite structure. As a result, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions that become the starting point of fatigue damage are generated, and the toughness of the rail and the internal fatigue damage resistance are lowered. Moreover, since an oxide was produced at the time of welding and weldability was remarkably lowered, the Al content was limited to 0.0100 to 1.00%.
[0033]
Zr has good lattice matching with γ-Fe because ZrO ₂ inclusions have good lattice matching with γ-Fe, so that γ-Fe becomes a solidification nucleus of high-carbon rail steel, which is a solidified primary crystal, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidified structure. It is an element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of a slab and refines the thickness of a pro-eutectoid cementite structure formed from an austenite grain boundary. However, when the amount of Zr is 0.0001% or less, the number of ZrO ₂ inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, a thick pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregated portion, and the toughness of the rail is lowered. Also, if the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, and the toughness of the rail is reduced, and internal fatigue damage starting from coarse Zr-based inclusions is likely to occur. The service life of the rail is reduced. For this reason, the amount of Zr was limited to 0.0001 to 0.2000%.
[0034]
N is an element effective for improving the toughness of the pearlite structure by promoting the pearlite transformation from the austenite grain boundary by segregating at 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%.
[0035]
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, and further hot-rolled. After being manufactured as a rail.
Next, by applying heat treatment to the hot rolled rail having high temperature heat or the rail head reheated to a high temperature for the purpose of heat treatment, the rail head has a pearlite structure that satisfies predetermined characteristics. It is possible to stably generate a mixed structure of pro-eutectoid cementite structure.
[0036]
In the above production process, in order to control the number of pro-eutectoid cementite intersections and the average thickness of the pro-eutectoid cementite structure, in addition to the limitation of the above component range, the temperature during hot rolling is as low as possible. It is desirable to refine the austenite grain size immediately after rolling, and immediately perform accelerated cooling before the austenite grains grow after rolling. As actual rail head rolling heat treatment conditions, a final rolling temperature of 950 ° C. or lower, a final rolling area reduction of 10% or higher, and an accelerated cooling rate of 1 ° C./sec (800 to 550 ° C.) or higher are required.
Further, when the rail is reheated for the purpose of heat treatment, it is desirable to set the reheating temperature as low as possible. As actual reheating heat treatment conditions, a reheating temperature of 1000 ° C. or lower and an accelerated cooling rate of 2 ° C./sec (800 to 550 ° C.) or higher are required.
[0037]
The metal structure of the head of the rail of the present invention is a mixed structure of a pearlite structure and a pro-eutectoid cementite structure. However, a small amount of pro-eutectoid ferrite structure, bainite structure, and martensite structure may be mixed in a part of the rail head depending on the selection of the component system of the rail and the heat treatment manufacturing method. However, even if these structures are mixed, since the basic performance as a rail and the toughness of the rail are not greatly adversely affected, the metal structure of the head of the rail of the present invention has some proeutectoid ferrite structure, bainite structure, This includes a mix of martensite organizations.
[0038]
(2) Reason for limitation of the number of networked pro-eutectoid cementite intersection lines (N) The number of networked pro-eutectoid cementite structures (number of pro-eutectoid cementite intersection lines: N) that intersects the 300 μm-long straight line segment is 15 If it is less than this, the pro-eutectoid cementite structure becomes coarse at the grain boundary aggregation point such as the triple point of the prior austenite grain boundary where stress is likely to concentrate, and the toughness of the rail decreases due to that part becoming the starting point of fracture. . For this reason, the number of pro-eutectoid cementite intersection lines (N) was set to 15 or more.
[0039]
Here, the pro-eutectoid cementite structure generated at the grain boundaries such as the triple point of the prior austenite grain boundaries will be described. As shown in FIG. 1, the aggregate point of the prior austenite grain boundaries is a portion where three or more austenite grain boundaries are adjacent at the same time. In this part, the thickness of the produced pro-eutectoid cementite structure becomes very thick.
[0040]
Next, a method for revealing a pro-eutectoid cementite structure when measuring the number (N) of pro-eutectoid cementite intersections will be described. First, the cross section of the rail head is diamond polished. Subsequently, the surface to be polished is dipped in caustic soda picrate to reveal a proeutectoid cementite structure. Although the present conditions need to be adjusted slightly depending on the state of the polished surface, basically, immersion at a liquid temperature of 80 ° C. for about 120 minutes is desirable.
[0041]
Furthermore, the measuring method of the number of proeutectoid cementite intersection lines (N) is demonstrated. An arbitrary point on the rail head where the proeutectoid cementite structure appears is observed with an optical microscope. The number of pro-eutectoid cementite structures that intersect with the 300 μm line segment orthogonal at a field magnification of 200 times is counted. FIG. 2 shows a schematic diagram of the measurement method. The number of pro-eutectoid cementite structures intersecting was defined as the total number of intersecting 300 μm line segments orthogonal to each other. In view of the variation of the pro-eutectoid cementite structure, it is desirable to observe at least 5 fields of view and use the average value as a representative value.
[0042]
(3) Reason for limiting the average thickness of the network-like pro-eutectoid cementite structure When the average thickness of the network-like pro-eutectoid cementite structure exceeds 400 nm, the thickness is increased when plastic deformation (metal flow) occurs on the rolling surface. Stress concentration occurs around the thick pro-eutectoid cementite structure, voids are generated, and the part peels off, resulting in a decrease in wear resistance. Furthermore, cracks occur in the pro-eutectoid cementite structure, and the toughness is lowered by that portion becoming the starting point of fracture. For this reason, the average thickness of the pro-eutectoid cementite structure was set to 400 nm or less.
[0043]
Here, a method for revealing the pro-eutectoid cementite structure when measuring the average thickness of the network-form pro-eutectoid cementite structure will be described. First, the cross section of the rail head is diamond polished. Subsequently, the surface to be polished is immersed in a 2-5% nital solution to reveal a proeutectoid cementite structure. The actual conditions need to be adjusted slightly depending on the state of the polished surface, but basically, immersion for about 5 to 15 seconds is desirable.
[0044]
Next, a method for measuring the average thickness of the network-like pro-eutectoid cementite structure will be described. An arbitrary point on the rail head where the pro-eutectoid cementite structure appears is observed with an SEM (scanning electron microscope). The thickness of the pro-eutectoid cementite structure is measured at a field magnification of 1 to 100,000 times. FIG. 3 shows a schematic diagram of the measuring method. As shown in FIG. 3, the thickness of the pro-eutectoid cementite structure is selected from three or more (t1 to t4) at the thinnest part in one network cementite structure, and the average value is set as the representative value of the network. did. There are also pro-eutectoid cementite structures in which a part of the network is interrupted, but this part is not added to the calculation of the average pro-eutectoid cementite structure thickness. In addition, as the number of observations of network cementite structure, considering the variation in the thickness of pro-eutectoid cementite structure, the minimum number of network cementite structures is observed, and the average value is calculated. It is desirable to use a representative value.
[0045]
(4) Range exhibited by mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure The range exhibited by mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure is 20 mm in depth starting from the head surface at the head corner and the top of head. The reason for limiting to the range will be described.
If it is less than 20 mm, considering the service life of the rail, the area required for the wear resistance and toughness required for the rail of heavy-duty railways is small, and a sufficient effect of improving the service life of the rail cannot be obtained. It is. In addition, if the pearlite structure and the pro-eutectoid cementite structure have a depth of 30 mm or more starting from the head surface at the head corner and the top, it is more desirable because the service life of the rail is further improved.
[0046]
Here, FIG. 4 shows the designation of the high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to the present invention at the cross-sectional surface position of the head, and the region where a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure is required . In the rail head portion, 1 is a top portion, 2 is a head corner portion, and one of the head corner portions 2 is a gauge corner (GC) portion that mainly contacts a wheel. If the mixed structure of the pearlite structure and the pro-eutectoid cementite structure is disposed at least within the oblique lines in the figure, it is possible to improve the wear resistance and internal fatigue damage resistance of the rail.
Therefore, the mixed structure of the pearlite structure and the pro-eutectoid cementite structure is desirably arranged in the vicinity of the rail head surface where the wheel and the rail mainly contact each other, and the other part may be a metal structure other than the pearlite structure.
[0047]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition of the rail steel of the present invention, the microstructure of the head, the number of proeutectoid cementite intersections (N), and the average thickness of the network cementite structure. Table 1 shows the results of the abrasion test and the impact test by the Nishihara type abrasion test shown in FIG.
Table 2 shows the chemical composition of the comparative rail steel, the microstructure of the head, the number of lines of proeutectoid cementite (N), and the average thickness of the network cementite structure. Table 2 shows the results of the abrasion test and the impact test by the Nishihara type abrasion test shown in FIG.
[0048]
The configuration of the rail is as follows.
・ Invention rail steel (10 pieces) Codes A to J
A high carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness within the above-mentioned component ranges, wherein the number of lines of pro-eutectoid cementite (N) and the average thickness of the network cementite structure are within the above-mentioned limited ranges.
・ Rail rail steel (8 pieces) Codes K ~ R
Reference rails K to N: Comparative rail steels (4) in which the addition amount of C, Si, and Mn is outside the above-mentioned claims.
Reference signs O to R: Comparative rail steel in which the number of lines of pro-eutectoid cementite (N) and the average thickness of the network cementite structure are outside the above ranges within the above component range.
[0049]
Here, the drawings in this specification will be described. FIG. 1 is a schematic diagram of a pro-eutectoid cementite structure formed at an aggregation point of a prior austenite grain boundary, FIG. 2 is a schematic diagram of a method for measuring the number of lines of pro-eutectoid cementite (N), and FIG. 3 is a graph showing the thickness of a network cementite structure. FIG. 4 is a schematic diagram of the measurement method. FIG. 4 shows the designation of the high carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to the present invention at the head cross-sectional surface position and a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure. It shows the area. FIG. 5 shows a schematic view of the Nishihara type abrasion tester. In FIG. 5, 3 is a rail test piece, 4 is a mating member, and 5 is a cooling nozzle. FIG. 6 and FIG. 7 illustrate test specimen collection positions in the wear test and impact test shown in Tables 1 and 2.
[0050]
The various tests were as follows.
・ Abrasion tester: Nishihara type wear tester (see Fig. 5)
Test piece shape: disk-shaped test piece (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface (see Fig. 6)
Test load: 686 N (contact surface pressure 640 MPa)
Slip rate: 20%
Opponent material: Pearlite steel (Hv380)
Atmosphere: Air cooling: Forced cooling with compressed air (flow rate: 100 Nl / min)
Number of repetitions: 700,000 times [0051]
・ Impact test specimen: JIS No. 2 mm U-notch Charpy impact test specimen specimen collection position: rail column (see Fig. 2)
Test temperature: Normal temperature (+ 20 ° C)
[0052]
As shown in Tables 1 and 2, the rail steel of the present invention (symbol: A to J) has an added amount of C, Si and Mn within a certain range as compared with the comparative rail steel (symbol: K to N). To suppress the formation of martensitic structures and other structures detrimental to wear resistance and toughness, and at the same time, the number of pro-eutectoid cementite intersections (N) and the average thickness of network cementite structures are within the above-mentioned limits. I was able to pay.
In addition, as shown in Tables 1 and 2, the rail steel of the present invention (symbols: A to J) can be obtained by selecting appropriate rolling conditions and heat treatment conditions so that the number of lines of proeutectoid cementite (N), network cementite The average thickness of the tissue could be kept within the above limited range.
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Table 2]

[0055]
【The invention's effect】
As described above, it is harmful to the wear resistance and toughness such as martensite structure by keeping the addition amount of C, Si, Mn within a certain range and further selecting appropriate rolling conditions and heat treatment conditions. Suppressing the formation of the structure, and at the same time, by controlling the number of pro-eutectoid cementite intersections (N) and the average thickness of the network cementite structure, it becomes possible to improve the stable wear resistance and toughness of the rail. .
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram schematically showing a pro-eutectoid cementite structure formed at an aggregation point of prior austenite grain boundaries.
FIG. 2 is a diagram schematically showing a method for measuring the number of lines of proeutectoid cementite (N).
FIG. 3 is a diagram schematically showing a method for measuring the thickness of a network cementite structure.
FIG. 4 is a diagram showing the designation of the high carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to the present invention at the cross-sectional surface position of the head and the region where a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure is required. .
FIG. 5 is a diagram showing an outline of a Nishihara type abrasion tester.
FIG. 6 is a view showing a specimen collection position in an abrasion test.
FIG. 7 is a view showing a specimen collection position in an impact test.

Claims

% By mass
C: 0.90 to 1.40%
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
In the steel rail containing, Ru the name of Fe and unavoidable impurities balance the at least a portion of the rail head is a mixed structure of pearlite structure and pro-eutectoid cementite structure, and the line segment of length 300μm orthogonal The number of intersecting network-like pro-eutectoid cementite structures (N: the number of lines of pro-eutectoid cementite) is N ≧ 15, and the average thickness of the network-like pro-eutectoid cementite structures is 400 nm or less. High carbon pearlite rail with excellent wear resistance and toughness.

In mass%,
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
One or contain two, high-carbon pearlitic rail balance having excellent wear resistance and toughness according to claim 1, characterized in that it consists of Fe and unavoidable impurities.

In mass%,
V: 0.005-0.500%,
Nb: 0.002 to 0.050%
The high-carbon pearlite rail having excellent wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 2, wherein one or two of the above are contained, and the balance is Fe and inevitable impurities. .

In mass%,
B: 0.0001 to 0.0050%
The high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 3, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.

In mass%,
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
The high-carbon pearlite rail having excellent wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 4, wherein the high-carbon pearlite rail is excellent in wear resistance and toughness. .

In mass%,
Ni: 0.01 to 1.00%
The high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 5, characterized in that the balance is made of Fe and inevitable impurities.

In mass%,
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
The high carbon pearlite system having excellent wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 6, wherein the high-carbon pearlite system is excellent in wear resistance and toughness. Rail rail.

In mass%,
Al: 0.0100 to 1.00%
The high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 7, wherein the balance is Fe, and the balance is Fe and inevitable impurities.

In mass%,
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 8, wherein the balance is made of Fe and inevitable impurities.

In mass%,
N: 0.0040 to 0.0200%
The high-carbon pearlite rail excellent in wear resistance and toughness according to any one of claims 1 to 9, wherein the balance is Fe, and the balance is Fe and inevitable impurities.

The steel rail according to any one of claims 1 to 10, characterized in that a range of at least 20 mm in depth starting from the head corner and the top surface is a mixed structure of a pearlite structure and a pro-eutectoid cementite structure. High carbon pearlite rail with excellent wear resistance and toughness.