JP4355200B2 - Method for producing high carbon steel rails with excellent wear resistance and ductility - Google Patents
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Description
本発明は、重荷重鉄道に使用されるレールにおいて、耐摩耗性と延性を同時に付与することを目的としたパーライト組織を呈した高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a high-carbon steel rail having a pearlite structure for the purpose of simultaneously imparting wear resistance and ductility in a rail used in heavy-duty railways.
高炭素含有のパーライト鋼はその優れた耐摩耗性鋼から鉄道用レール材料として使用されてきた。しかしながら炭素含有量が非常に高いため、延性や靭性が低いといった問題があった。
例えば、ＪＩＳ Ｅ１１０１−１９９０に示されている炭素量０．６〜０．７mass％の普通炭素鋼レールでは、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は１２〜１８Ｊ／ｃｍ2 程度であり、このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壊を引き起こすといった問題があった。
また近年、レール鋼は耐摩耗性改善のためより一層の高炭素化を進めており、これに伴い、延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。
High carbon content pearlite steel has been used as a rail material for railways because of its excellent wear resistant steel. However, since the carbon content is very high, there is a problem that ductility and toughness are low.
For example, in an ordinary carbon steel rail having a carbon content of 0.6 to 0.7 mass% shown in JIS E1101-1990, a normal temperature impact value in a JIS No. 3 U-notch Charpy impact test is about 12 to 18 J / cm 2 . When such a rail is used in a low temperature region such as a cold region, there is a problem that a brittle fracture is caused by a minute initial defect or a fatigue crack.
In recent years, rail steel has been further increased in carbon to improve wear resistance, and as a result, there has been a problem that ductility and toughness are further reduced.
一般にパーライト鋼の延性や靭性を向上させるには、パーライト組織（パーライトブロックサイズ）の微細化、具体的にはパーライト変態前のオーステナイト組織の細粒化やパーライト組織の微細化が有効であると言われている。オーステナイト組織の細粒化を達成するには、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、さらにはレール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。またパーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。
しかしレールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。
In general, to improve the ductility and toughness of pearlite steel, it is effective to refine the pearlite structure (pearlite block size), specifically to refine the austenite structure before pearlite transformation and refine the pearlite structure. It has been broken. In order to achieve the fine graining of the austenite structure, a reduction in rolling temperature during hot rolling, an increase in rolling reduction, and a heat treatment by low-temperature reheating after rail rolling are performed. In order to refine the pearlite structure, pearlite transformation is promoted from within the austenite grains using transformation nuclei.
However, in the production of rails, from the viewpoint of securing formability during hot rolling, there are limits to the reduction in rolling temperature and the increase in reduction, and sufficient austenite grain refinement could not be achieved. In addition, for pearlite transformation from austenite grains using transformation nuclei, there are problems such as difficulty in controlling the amount of transformation nuclei and instability of pearlite transformation from within grains. Could not be achieved.
これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて延性や靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。しかし近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、前記の低温再加熱熱処理を時にオーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題があった。また、再加熱であるため製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もあった。 In order to drastically improve the ductility and toughness of a pearlite structure rail due to these problems, a method of refining the pearlite structure by performing low-temperature reheating after rail rolling and then performing pearlite transformation by accelerated cooling is a method. Has been used. However, in recent years, the carbonization of the rail has progressed to improve wear resistance, and coarse carbides remain undissolved in the austenite grains during the low-temperature reheating heat treatment, and the ductility and toughness of the pearlite structure after accelerated cooling are reduced. There was a problem. Moreover, since it is reheating, there also existed economical problems, such as high manufacturing cost and low productivity.
そこで、圧延時成形性を確保し、圧延後のパーライト組織の微細化する高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。
１） 高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続３パス 以上の圧延を行う高延性レールの製造法（特許文献１）。
２） 高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、さらに連 続圧延を行った後、圧延終了後に加速冷却を行う高耐摩耗性・高靭性レールの製造 方法（特許文献２）。
Accordingly, development of a method for producing a high carbon steel rail that ensures formability during rolling and that refines the pearlite structure after rolling has been demanded. In order to solve this problem, a method for producing a high carbon steel rail as described below has been developed.
1) A method for producing a high ductility rail that performs rolling for three or more consecutive passes in a predetermined time between passes in finish rolling of a steel rail containing high carbon steel (Patent Document 1).
2) Method of manufacturing a highly wear-resistant, high-toughness rail in which high-carbon steel-containing steel rails are subjected to cooling between passes, continuous rolling, and accelerated cooling after rolling is completed (patented) Reference 2).
これらのレールの特徴は、レールの延性や靭性の向上を図るため、パーライト組織を微細化する方法として、オーステナイト組織の微細化を検討し、高炭素鋼が比較的低温で、かつ小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用して、小圧下の連続圧延によって整粒の微細オーステナイト粒を得、延性や靭性を向上させるものであった。
前記に示されたレール製造方法では、オーステナイト粒の微細化には限界があり、パーライト組織が十分に微細化せず、十分な延性や靭性の向上が望めなかった。
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、整粒の微細オーステナイト粒を得、安定的に延性や靭性を向上させるレール製造方法の開発が求められていた。
In the rail manufacturing method shown above, there is a limit to the refinement of austenite grains, the pearlite structure is not sufficiently refined, and sufficient ductility and toughness cannot be expected.
Against this background, in the finish rolling of steel rails containing high carbon steel, there has been a demand for the development of a rail manufacturing method for obtaining finely sized fine austenite grains and stably improving ductility and toughness.
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、ある一定の冷却速度範囲でレール頭部表面を加速冷却し、パーライト変態させた後、頭部表面温度をある一定の温度範囲に昇温させ、ある一定範囲の断面減少率で圧延を行い、さらにその後、ある一定の温度以上で加速冷却を施し、レール頭部の耐摩耗性と延性を確保することを目的としたものである。 That is, in the present invention, when hot-rolling steel pieces containing high carbon as a rail, the head surface of the rail is accelerated and cooled in a certain cooling rate range and pearlite transformation is performed. The purpose is to ensure the wear resistance and ductility of the rail head by performing rolling at a certain range of cross-sectional reduction rate, and then performing accelerated cooling above a certain temperature. It is a thing.
本発明は、以下の構成からなる。
（１）質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
（２）前記（１）において、前記仕上げ圧延を連続で２パス以上、かつ、パス間時間を１０秒以下とし、各パス前に７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の圧延を施すことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。
The present invention has the following configuration.
(1) In the hot rolling of the steel strip for rail rolling containing C: 0.60 to 1.40% in mass%, the surface of the rail head at 700 ° C. or higher is 2 to 20 ° C./sec prior to finish rolling. Abrasion resistance characterized by cooling to 680-550 ° C. at the above cooling rate and then raising the head surface temperature to 700-950 ° C. and then performing finish rolling with a cross-section reduction rate of 2-20%. For producing high carbon steel rails with excellent properties and ductility.
(2) In the above (1), the finish rolling is continuously performed for 2 passes or more, and the time between passes is set to 10 seconds or less. Abrasion resistance, characterized by cooling to 680-550 ° C. at a cooling rate of, and then raising the head surface temperature to 700-950 ° C., followed by rolling with a cross-section reduction rate of 2-20% High carbon steel rail manufacturing method with excellent ductility.
（３）また前記（１）〜（２）のレールには、質量％でさらに、下記 (1)〜(10)の成分を選択的に含有させることができる。
(1) Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％の１種または２種、
(2) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
(3) Ｖ ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または
２種、
(4) Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
(5) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
(6) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(7) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
(8) Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
(9) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
(10) Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％。
(3) Moreover, the following (1)-(10) component can be selectively contained in the rail of said (1)-(2) further by the mass%.
(1) Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, 1 type or 2 types,
(2) One or two of Cr: 0.05 to 2.00%, Mo: 0.01 to 0.50%,
(3) V: 0.005 to 0.50%, Nb: 0.002 to 0.050%, 1 type or 2 types,
(4) B: 0.0001 to 0.0050%,
(5) Co: 0.10 to 2.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, 1 type or 2 types,
(6) Ni: 0.01 to 1.00%,
(7) Ti: 0.0050 to 0.0500%, Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150% of one or more,
(8) Al: 0.0100 to 1.00%,
(9) Zr: 0.0001 to 0.2000%,
(10) N: 0.0040 to 0.0200%.
（４）前記（１）〜（３）において、熱間圧延後、レール頭部表面が７００℃以上の鋼レールを、引き続き冷却速度５〜３０℃／sec で少なくとも５５０℃まで加速冷却し、その後放冷し、パーライト変態させることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 (4) In the above (1) to (3), after hot rolling , the steel rail whose rail head surface is 700 ° C. or higher is accelerated and cooled to at least 550 ° C. at a cooling rate of 5 to 30 ° C./sec. A method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility, characterized by being allowed to cool and undergo pearlite transformation.
本発明によれば、レール製造において、炭素の添加量、熱間圧延条件、加速冷却条件を制御することにより、重荷重鉄道に使用されるレール頭部の延性と硬さを向上させ、耐摩耗性の確保とレール折損等の破壊の発生を防止することが可能となる。 According to the present invention, by controlling the amount of carbon added, hot rolling conditions, accelerated cooling conditions in rail manufacturing, the duct head and the hardness of the rail head used in heavy-duty railways are improved, and wear resistance is improved. It is possible to ensure the safety and prevent the occurrence of breakage such as broken rails.
以下に本発明について詳細に説明する。
まず本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、抜本的にレールの延性を改善する方法を検討した。様々な熱間加工実験を行った結果、一旦パーライト変態させ、その後、昇温により逆変態させたオーステナイト粒は非常に微細になること、さらに粒成長性も低いことを確認した。
そこで本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒を用いて、レールの延性を改善する方法を検討した。その結果、加速冷却によるパーライト変態によって発生するパーライト変態発熱、レール内部からの復熱を利用することにより、逆変態させるために必要な温度上昇が得られることを見出した。
The present invention is described in detail below.
First, the present inventors have studied a method for drastically improving the ductility of a rail in a high carbon content rail steel. As a result of various hot working experiments, it was confirmed that the austenite grains once transformed by pearlite and then reverse transformed by the temperature increase become very fine and the grain growth is low.
Therefore, the present inventors examined a method for improving the ductility of the rail by using the reversely transformed austenite grains. As a result, it has been found that by using pearlite transformation heat generated by pearlite transformation by accelerated cooling and recuperation from the inside of the rail, a temperature increase necessary for reverse transformation can be obtained.
次に本発明者らは、逆変態させるために必要な温度上昇を制御する方法を検討した。その結果、熱間圧延前の加速冷却速度、加速冷却停止温度をある一定の範囲とすることにより、パーライト変態発熱、レール内部からの復熱からなるレール頭部の温度上昇を制御できることを確認した。
また本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒をさらに微細化する方法を検討した。その結果、この逆変態させたオーステナイト粒を熱間圧延することにより、さらにオーステナイト粒が微細化することを確認した。
Next, the present inventors examined a method for controlling the temperature rise necessary for reverse transformation. As a result, it was confirmed that the temperature rise of the rail head consisting of pearlite transformation heat generation and recuperation from the inside of the rail can be controlled by setting the accelerated cooling rate and the accelerated cooling stop temperature before hot rolling within a certain range. .
In addition, the present inventors examined a method for further refinement of the reversely transformed austenite grains. As a result, it was confirmed that the austenite grains were further refined by hot rolling the reverse-transformed austenite grains.
さらに本発明者らは、連続圧延によってさらにオーステナイト粒を微細化するレールの圧延方法を検討した。その結果、前記圧延を２パス以上連続で、かつパス間時間をある一定時間内に納めることにより、逆変態によるオーステナイト組織の微細化が連続的に発生し、圧延後のオーステナイト粒が微細化することを確認した。
これらの熱間圧延条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、少なくともある温度域まで加速冷却することにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や延性が確保できることを見出した。
Furthermore, the present inventors examined a rolling method for rails that further refines austenite grains by continuous rolling. As a result, when the rolling is continued for two or more passes and the time between passes is kept within a certain time, the austenite structure is continuously refined by reverse transformation, and the austenite grains after rolling are refined. It was confirmed.
In addition to these hot rolling conditions, a heat treatment method for stably obtaining a fine pearlite structure after rolling was studied. As a result, high-hardness and fine pearlite structure is obtained by accelerating and cooling the steel rail head at a certain temperature or higher after hot rolling to at least a certain temperature range. It was found that the property and ductility can be secured.
したがって本発明では、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する前に、ある一定のレール頭部表面温度範囲で、ある一定範囲の冷却速度で加速冷却を行い、パーライト変態させ、頭部表面温度をある一定の温度範囲に昇温させた後、ある一定の断面減少率で熱間圧延を行い、さらにその後、ある一定の温度以上で、ある一定範囲の加速冷却速度で加速冷却を施すことにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、耐摩耗性と延性を同時に確保できることを知見した。 Therefore, in the present invention, before hot rolling a high carbon content steel slab as a rail, accelerated cooling is performed at a certain range of cooling speed within a certain rail head surface temperature range, pearlite transformation is performed, After the surface temperature is raised to a certain temperature range, hot rolling is performed at a certain cross-section reduction rate, and then accelerated cooling is performed at a certain range of accelerated cooling speed at a certain temperature or higher. As a result, it has been found that a high-hardness and fine pearlite structure can be obtained, and that wear resistance and ductility can be secured at the same time.
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、レール頭部のオーステナイト粒を微細化し、これに加えて圧延後に加速冷却を施すことにより、耐摩耗性と延性を同時に確保することを目的とした高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。 That is, in the present invention, when hot-rolling steel slab containing high carbon as a rail, the austenite grains of the rail head are refined, and in addition to this, accelerated cooling is performed after rolling, thereby improving wear resistance and ductility. The present invention relates to a method of manufacturing a high carbon steel rail intended to be secured at the same time.
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
始めに、レール鋼の化学成分を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またＣ量が１．４０％を超えると、本製造方法では旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や延性が低下する。このためＣ量を０．６０〜１．４０％に限定した。
Next, the reason for limitation of the present invention will be described in detail.
(1) Reasons for limiting chemical components of steel rail First, the reasons why the chemical components of rail steel are limited to the claims will be described in detail.
C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the C content is less than 0.60%, the volume ratio of the cementite phase in the pearlite structure cannot be secured, and the wear resistance cannot be maintained in heavy-duty railways. On the other hand, if the C content exceeds 1.40%, a large amount of proeutectoid cementite structure is formed at the prior austenite grain boundaries in this production method, and the wear resistance and ductility deteriorate. Therefore, the C content is limited to 0.60 to 1.40%.
また、前記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎの元素を必要に応じて添加する。 In addition, the rail manufactured with the above-described composition has improved hardness (strengthening) of the pearlite structure, improved ductility and toughness of the pearlite structure, prevention of softening of the heat affected zone of the welded portion, cross-sectional hardness inside the rail head For the purpose of controlling the distribution, elements of Si, Mn, Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, Zr, and N are added as necessary.
ここで、Ｓｉはフェライト相への固溶強化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇させ、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、硬度と延性を確保する元素である。Ｍｎは焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保する元素である。Ｃｒ，Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主にパーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。
Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Here, Si is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution strengthening in the ferrite phase, suppresses the formation of proeutectoid cementite structure, and secures hardness and ductility. Mn is an element that secures the hardness of the pearlite structure by increasing the hardenability and reducing the pearlite lamella spacing. Cr and Mo ensure the hardness of the pearlite structure by raising the equilibrium transformation point of pearlite and mainly reducing the pearlite lamella spacing.
V and Nb suppress the growth of austenite grains by carbides and nitrides generated by hot rolling and the subsequent cooling process, and further improve the toughness and hardness of the pearlite structure by precipitation hardening. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented.
Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらにレール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｏ，Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。 B refines the formation of a pro-eutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, improves the toughness of the rail, and makes the hardness distribution of the rail head uniform. Co and Cu are dissolved in the ferrite in the pearlite structure to increase the hardness of the pearlite structure. Ni prevents embrittlement during hot rolling due to addition of Cu, simultaneously improves the hardness of pearlite steel, and further prevents softening of the heat affected zone of the weld joint.
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、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、レールの耐摩耗性を向上させる。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により、靭性を向上させることが主な添加目的である。
Ti refines the structure of the heat affected zone and prevents embrittlement of the joint. Mg, Ca
Reduces the austenite grain size during rail rolling, and at the same time promotes pearlite transformation and improves 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 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, and the thickness of the proeutectoid cementite structure To refine. N is mainly added for the purpose of improving toughness by promoting pearlite transformation from the austenite grain boundary and making the pearlite structure fine.
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｓｉは、脱酸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）を上昇させる元素である。さらに過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
The reasons for individual limitation of these components will be described in detail below.
Si is an essential component as a deoxidizing material. It is an element that increases 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, if it is less than 0.05%, these effects cannot be sufficiently expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability is deteriorated due to generation of oxides. 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 2.00%.
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また２．００％を超えると焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Mn is an element that 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 content is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure harmful to wear resistance and ductility is likely to be generated. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの耐摩耗性や延性が低下する。このためＣｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。 Cr raises the equilibrium transformation point of pearlite and, as a result, refines the pearlite structure and contributes to higher hardness (strength), and at the same time, strengthens the cementite phase and improves the hardness (strength) of the pearlite structure. Although it is an element that improves the wear resistance, its effect is small if it is less than 0.05%, and if it is excessively added over 2.00%, the hardenability is remarkably increased and a large amount of martensite structure is generated. , The wear resistance and ductility of the rail will decrease. For this reason, the Cr content is limited to 0.05 to 2.00%.
Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また０．５０％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このためＭｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。 Mo, like Cr, is an element that raises the equilibrium transformation point of pearlite and contributes to increasing the hardness (strength) by making the pearlite structure finer, and improving the hardness (strength) of the pearlite structure. If it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of a pearlite structure will fall remarkably and it will become easy to produce | generate the martensitic structure harmful to ductility. For this reason, Mo addition amount was limited to 0.01 to 0.50%.
Ｖは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．５００％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．５００％に限定した。 V is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with V carbides and V nitrides generated in the cooling process after hot rolling. In the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, it is an element effective in generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range and preventing softening of the weld joint heat affected zone. is there. If it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and no improvement in the hardness or ductility of the pearlite structure is observed. Further, if added over 0.500%, coarse V carbides and V nitrides are formed, and the ductility and fatigue damage resistance of the rails are lowered. Therefore, the V amount is limited to 0.005 to 0.500%.
Ｎｂは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。その効果は０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．０５０％を超えて添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。 Nb is an element effective for improving the ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. In addition, in the heat affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, Nb carbide and Nb nitride are stably generated from the low temperature range to the high temperature range, and the weld joint heat affected zone is prevented from being softened. It is an effective element. The effect cannot be expected at less than 0.002%, and no improvement in the hardness of the pearlite structure or improvement in ductility is observed. Further, if added over 0.050%, coarse Nb carbides and Nb nitrides are generated, and the ductility and fatigue damage resistance of the rails are lowered. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.050%.
Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することによりレールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。 B forms iron boride at the prior austenite grain boundary, refines the formation of proeutectoid cementite structure, reduces the cooling rate dependence of the pearlite transformation temperature, and homogenizes the hardness distribution of the head It is an element that prevents the deterioration of the ductility of the rail and extends its life, but if it is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the generation of proeutectoid cementite structure and the hardness distribution of the rail head are improved. Absent. Further, if added over 0.0050%, coarse iron carboboride is formed at the prior austenite grain boundaries, and the toughness, wear resistance, and fatigue damage resistance are greatly reduced. Limited to 0.0001-0.0050%.
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であり、さらにパーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＣｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。 Co is an element that dissolves in ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, and further increases the transformation energy of the pearlite to make the pearlite structure finer. However, if it is less than 0.10%, the effect cannot be expected. On the other hand, if it exceeds 2.00%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Co was limited to 0.10 to 2.00%.
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が低下する。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Cu is an element that dissolves in the ferrite in the pearlite structure and improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening, but if less than 0.01%, the effect cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue harmful | toxic to abrasion resistance by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the ductility of the ferrite phase in the pearlite structure is remarkably lowered, and the ductility of the rail is lowered. For this reason, the amount of Cu was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にフェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ3 Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。 Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time, increases the hardness (strength) of pearlite steel by solid solution strengthening to ferrite. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is compounded with Ti is finely precipitated and suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is remarkably small. If added in excess of 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably lowered, spalling damage occurs on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Ni was limited to 0.01 to 1.00%.
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性、これに加えて耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。 By utilizing the fact that Ti carbide and Ti nitride precipitated during reheating during welding do not dissolve, 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. If less than 0.0050%, the effect is small, and if added over 0.0500%, coarse Ti carbide and Ti nitride are formed, and the ductility of the rail and in addition to this, the fatigue damage resistance is large. Since it falls, the amount of Ti was limited to 0.0050 to 0.050%.
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらにＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。 Mg combines with O, S, Al, or the like to form a fine oxide, and in reheating during rail rolling, it suppresses crystal grain growth, refines austenite grains, It is an effective element for improving ductility. Furthermore, MgO and MgS finely disperse MnS, forming a thin Mn strip around MnS, contributing to the generation of pearlite transformation, and as a result, reducing the pearlite block size, thereby improving the ductility of the pearlite structure It is an effective element to make it. If the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, and the ductility of the rail and further fatigue damage resistance is lowered. Limited to ~ 0.0200%.
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加するとＣａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。 Ca has a strong binding force with S, forms a sulfide as CaS, CaS finely disperses MnS, forms a Mn dilute band around MnS, and contributes to the generation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the toughness of the pearlite structure by reducing the pearlite block size. If less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated and the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance are lowered. It was limited to 0005 to 0.0150%.
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％未満ではその効果が弱く、１．００％を超えて添加すると鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性が低下する。また溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０１００〜１．００％に限定した。 Al is an essential component as a deoxidizing material. Moreover, 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 form a solid solution therein, and coarse alumina-based inclusions that become the starting point of fatigue damage are generated, which lowers the ductility of the rail and further the fatigue damage resistance. In addition, since an oxide is generated during welding and weldability is remarkably lowered, the Al content is limited to 0.0100 to 1.00%.
Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。Ｚｒ量が０．０００１％未満ではＺｒＯ2 系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成してレールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このためＺｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。 Zr has good lattice matching with γ-Fe because ZrO 2 inclusions have good lattice matching with γ-Fe, so that γ-Fe becomes a solidification nucleus of high-carbon rail steel that is a solidification primary crystal, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure. An element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of a slab and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure generated in a rail segregation portion. If the amount of Zr is less than 0.0001%, the number of ZrO 2 -based inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the segregation part, and the toughness of the rail is lowered. If the amount of Zr exceeds 0.2000%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated and the toughness of the rail decreases, and fatigue damage starting from coarse Zr-based inclusions is likely to occur. The service life of the battery is reduced. For this reason, the amount of Zr was limited to 0.0001 to 0.2000%.
Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。０．００４０％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成することから、Ｎ量を０．００４０〜０．０２００％に限定した。 N is an element effective for improving the ductility of the pearlite structure by promoting segregation at the austenite grain boundary to promote pearlite transformation from the austenite grain boundary and by reducing the pearlite block size. If the amount is less than 0.0040%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles are generated as a starting point of fatigue damage. Limited to 0040-0.0200%.
（２）仕上げ圧延前の加速冷却条件の限定理由
まず、仕上げ圧延前の加速冷却速度開始温度について説明する。
レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、加速冷却後のパーライト変態発熱量が減少する。その結果、熱間圧延後のレール頭部の温度上昇量が減少し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。このため、仕上げ圧延前のレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
(2) Reason for limitation of accelerated cooling condition before finish rolling First, the accelerated cooling rate start temperature before finish rolling will be described.
When the acceleration cooling rate start temperature of the rail head is less than 700 ° C., pearlite transformation starts before accelerated cooling, and the pearlite transformation heat generation after accelerated cooling decreases. As a result, the amount of temperature rise of the rail head after hot rolling is reduced, and the pearlite structure is difficult to reversely transform into an austenite structure. For this reason, the acceleration cooling rate start temperature of the rail head before finish rolling is set to 700 ° C. or higher.
次に、仕上げ圧延前の加速冷却速度の範囲について説明する。
レール頭部の加速冷却速度が２℃／sec 未満では、加速冷却後のレール内部からの復熱が十分に得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。また本成分系では初析フェライト組織や初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際に、昇温条件によっては完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。
また、加速冷却速度が２０℃／sec を超えると、加速冷却後のレール内部からの復熱量が過大となり、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、レール頭部の延性向上が困難となる。このためレール頭部の加速冷却速度の範囲を２〜２０℃／sec の範囲に限定した。
Next, the range of the accelerated cooling rate before finish rolling will be described.
If the accelerated cooling rate of the rail head is less than 2 ° C./sec, sufficient recuperation from the inside of the rail after accelerated cooling cannot be obtained, and the pearlite structure is difficult to reversely transform into an austenitic structure. In addition, in this component system, a pro-eutectoid ferrite structure and a pro-eutectoid cementite structure are formed, and when the pearlite structure is transformed back into an austenite structure, it does not completely austenite depending on the temperature rise condition. Miniaturization cannot be achieved, and it becomes difficult to improve the duct head.
In addition, when the accelerated cooling rate exceeds 20 ° C / sec, the amount of recuperation from the inside of the rail after accelerated cooling becomes excessive, the austenite grains are coarsened when the pearlite structure is transformed back into the austenite structure, and the rail head becomes coarse. It becomes difficult to improve ductility. For this reason, the range of the accelerated cooling rate of the rail head is limited to the range of 2 to 20 ° C./sec.
次に、仕上げ圧延前の加速冷却温度の範囲について説明する。
６８０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、パーライト変態が完了に終了せず、逆変態によるオーステナイト粒の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。また５５０℃未満の温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、加速冷却後のレール内部からの復熱やパーライト変態発熱を加えても、十分な温度上昇が得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなり、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延前に６８０〜５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
Next, the range of the accelerated cooling temperature before finish rolling will be described.
When the accelerated cooling of the rail head is stopped at a temperature exceeding 680 ° C., the pearlite transformation is not completed, the austenite grains cannot be refined by the reverse transformation, and it becomes difficult to improve the ductility of the rail head. Also, if accelerated cooling of the rail head is stopped at a temperature below 550 ° C., even if recuperation from the inside of the rail after accelerated cooling or pearlite transformation heat is applied, a sufficient temperature rise cannot be obtained, and the pearlite structure becomes an austenitic structure. It becomes difficult to reversely transform into the heel, and it becomes difficult to improve the duct head of the rail. For this reason, it limited to performing accelerated cooling to 680-550 degreeC before finish rolling.
（３）加速冷却後の昇温温度の限定理由
加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した理由を説明する。
圧延後のレール頭部の昇温温度が９５０℃を超えると、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、その後に熱間圧延を行ってもオーステナイト粒が微細化せず、レール頭部の延性向上が困難となる。加速冷却後のレール頭部の昇温温度が７００℃未満となると、パーライト組織が完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。さらに、レール圧延時の熱間成形性が確保できず、レールとして必要な寸法精度を確保できない。このため加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した。
(3) Reason for limiting temperature rise after accelerated cooling The reason why the temperature rise of the rail head after accelerated cooling is limited to 700 to 950 ° C. will be described.
When the temperature rise temperature of the rail head after rolling exceeds 950 ° C., the austenite grains are coarsened when the pearlite structure is reversely transformed into the austenite structure, and the austenite grains are refined even after hot rolling. Therefore, it becomes difficult to improve the ductility of the rail head. When the temperature rise temperature of the rail head after accelerated cooling is less than 700 ° C, the pearlite structure is not completely austenite, the pearlite structure after accelerated cooling cannot be refined, and it is difficult to improve ductility of the rail head. Become. Furthermore, the hot formability at the time of rail rolling cannot be ensured, and the dimensional accuracy required for the rail cannot be ensured. For this reason, the temperature rise temperature of the rail head after accelerated cooling is limited to 700 to 950 ° C.
（４）１パス当たりの断面減少率の限定理由
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２０％を超えると、熱間圧延後の加工発熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。さらにレールの圧延成形が困難となる。また、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２％未満では、レール頭部のオーステナイト粒を再結晶させるのに必要な最低限の歪み量を確保できず、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した。
(4) Reason for limiting the cross-section reduction rate per pass The reason for limiting the cross-section reduction rate per pass during finish rolling to the range of 2 to 20% will be described.
If the cross-sectional reduction rate per pass during finish rolling exceeds 20%, the heat generation after hot rolling is large, the head surface temperature after rolling is greatly increased, the austenite grains become coarse, and the ductility of the rails. Cannot be secured. Furthermore, it becomes difficult to roll the rail. Also, if the cross-sectional reduction rate per pass during finish rolling is less than 2%, the minimum amount of strain required to recrystallize the austenite grains in the rail head cannot be secured, and the duct head can be improved in ductility. It becomes difficult. For this reason, the cross-sectional reduction rate per pass at the time of finish rolling is limited to a range of 2 to 20%.
（５）連続圧延時のパス数の限定理由
連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した理由を説明する。
連続圧延時の圧延回数が１パスの場合、レール圧延時の断面減少率を２〜２０％の範囲では、圧延時のレール頭部表面温度によっては、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が十分に微細化せず、レールの延性が十分に改善しない。このため連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した。
(5) Reason for limiting the number of passes during continuous rolling The reason for limiting the number of rolling operations during continuous rolling to two or more passes will be described.
When the number of rollings during continuous rolling is 1 pass, when the cross-section reduction rate during rail rolling is in the range of 2 to 20%, depending on the rail head surface temperature during rolling, when the pearlite structure is reversely transformed into an austenitic structure The austenite grains are not sufficiently refined, and the ductility of the rail is not sufficiently improved. Therefore, the number of rolling during continuous rolling is limited to 2 passes or more.
（６）連続圧延時のパス間時間の限定理由
連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した理由を説明する。
連続圧延時のパス間時間が１０秒を超えると、圧延後のオーステナイト粒の粒成長により、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性の十分な向上が図れない。このため連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した。
ここでパス間時間について定義する。パス間時間とは、本発明においては、熱間圧延終了後から次の圧延の前処理として行われる加速冷却を開始するまでの時間を意味する。したがって、本発明では、パス間時間がＸsec の場合は、１パス目圧延後にＸsec 経過したのち、２パス目の圧延が行われるものではない。
(6) Reason for limiting the time between passes during continuous rolling The reason for limiting the time between passes during continuous rolling to 10 seconds or less will be described.
If the time between passes during continuous rolling exceeds 10 seconds, the austenite grains grow coarse due to the grain growth of the austenite grains after rolling, and the ductility of the rail cannot be sufficiently improved. For this reason, the time between passes at the time of continuous rolling was limited to 10 seconds or less.
Here, the time between paths is defined. In the present invention, the time between passes means the time from the end of hot rolling to the start of accelerated cooling performed as a pretreatment for the next rolling. Therefore, in the present invention, when the time between passes is Xsec, the second pass rolling is not performed after Xsec has passed after the first pass rolling.
（７）熱間圧延後の頭部加速冷却条件の限定理由
熱間圧延後のレール頭部の加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性が確保できない。またパーライト組織が粗大化し、レール頭部の延性も低下する。さらに、高炭素鋼においては加速冷却前に初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。このためレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
(7) Reason for limitation of head accelerated cooling condition after hot rolling Detailed reason for limiting the accelerated cooling start temperature, accelerated cooling rate, and accelerated cooling stop temperature of the rail head after hot rolling to the above claims explain.
First, the accelerated cooling rate start temperature will be described. When the acceleration cooling rate start temperature of the rail head is less than 700 ° C., the pearlite transformation starts before the acceleration cooling, the high hardness of the rail head cannot be achieved, and the wear resistance cannot be ensured. In addition, the pearlite structure becomes coarse, and the ductility of the rail head also decreases. Furthermore, in high carbon steel, a pro-eutectoid cementite structure is formed before accelerated cooling, and the duct head and toughness of the rail head are reduced. For this reason, the acceleration cooling rate start temperature of the rail head is set to 700 ° C. or higher.
次に、加速冷却速度の範囲について説明する。
レール頭部の加速冷却速度が５℃／sec 未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／sec を超えると、本成分系ではマルテンサイト組織が生成し、レール頭部の靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を５〜３０℃／sec の範囲に限定した。
Next, the range of the accelerated cooling rate will be described.
If the accelerated cooling rate of the rail head is less than 5 ° C./sec, the high hardness of the rail head cannot be achieved under the rail manufacturing conditions, and it is difficult to ensure the wear resistance of the rail head. Further, in high carbon steel, a pro-eutectoid cementite structure is formed, and the ductility and toughness of the rail head are reduced. If the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C./sec, a martensite structure is generated in this component system, and the toughness of the rail head is greatly reduced. For this reason, the range of the accelerated cooling rate of the rail head is limited to the range of 5 to 30 ° C./sec.
次に、加速冷却温度の範囲について説明する。
５５０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を終了すると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。その結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。このため少なくとも５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
なお、レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定してないが、レール頭部の硬度を確保し、かつ頭部内部の偏析部等に生成しやすいマルテンサイト組織の生成を防止するには、実質的に４００℃が下限となる。
Next, the range of the accelerated cooling temperature will be described.
When the accelerated cooling of the rail head is completed at a temperature exceeding 550 ° C., excessive recuperation occurs from the inside of the rail after the accelerated cooling is completed. As a result, the pearlite transformation temperature rises due to the temperature rise, the pearlite structure cannot have a high hardness, and the wear resistance cannot be ensured. For this reason, it was limited to perform accelerated cooling to at least 550 ° C.
Although the lower limit of the temperature at which accelerated cooling of the rail head is finished is not particularly limited, the hardness of the rail head is ensured and the generation of martensite structure that is likely to be generated in the segregated portion inside the head is prevented. For this purpose, the lower limit is substantially 400 ° C.
ここで、レールの部位について説明する。
図１はレール部位の呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図１に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。圧延時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面の温度を制御することにより、圧延後のオーステナイト粒の微細化が図れ、レールの延性を向上させることができる。
Here, the part of the rail will be described.
FIG. 1 shows the names of the rail parts. The "rail head", top portion shown in Figure 1 (reference numeral: 1) and head corner portions (reference numeral: 2) a moiety that includes a. By controlling the temperature of the head surface of the top of the head (reference numeral: 1) and the head corner (reference numeral: 2), the rail head surface temperature during rolling can be refined to reduce the austenite grains after rolling, The ductility of the rail can be improved.
また、先に説明した圧延後の熱処理における加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度は、図１に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面、または頭部表面から深さ５ｍｍの範囲で測温すれば、レール頭部の全体を代表させることができ、この部分の温度や冷却速度を制御することにより、耐摩耗性に優れた微細なパーライト組織を得ることができる。 Further, the accelerated cooling start temperature, the accelerated cooling rate, and the accelerated cooling stop temperature in the heat treatment after rolling described above are the heads of the top part (reference numeral: 1) and the head corner part (reference numeral: 2) shown in FIG. If the temperature is measured within a range of 5mm from the surface or the head surface, the entire rail head can be represented, and by controlling the temperature and cooling rate of this part, it is fine with excellent wear resistance. Pearlite structure can be obtained.
本製造方法では、特に冷媒については限定していないが、所定の冷却速度を確保し、レール各部位において、冷却条件の制御を確実に行うため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて、レール各部位の外表面に所定の冷却を行うことが望ましい。
なお、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
In this manufacturing method, the refrigerant is not particularly limited, but air, mist, a mixed refrigerant of air and mist is used in order to ensure a predetermined cooling rate and to reliably control the cooling conditions at each part of the rail. Thus, it is desirable to perform predetermined cooling on the outer surface of each part of the rail.
The metal structure of the head of the steel rail manufactured by this manufacturing method is preferably a pearlite structure. However, depending on the selection of the component system and accelerated cooling conditions, a very small amount of proeutectoid ferrite structure in the pearlite structure. In some cases, a pro-eutectoid cementite structure and a bainite structure are formed. However, even if a small amount of these structures are formed in the pearlite structure, the fatigue strength and toughness of the rail are not greatly affected. Therefore, the structure of the head of the steel rail manufactured by this manufacturing method is somewhat It also includes a mixed ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure and bainite structure.
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に供試レール鋼の化学成分を示す。
表２は、表１に示す供試レール鋼を用いて、本発明のレール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表３は、表１に示す供試レール鋼を用いて、比較レール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
Next, examples of the present invention will be described.
Table 1 shows the chemical composition of the test rail steel.
Table 2 shows the hot rolling conditions and accelerated cooling conditions of the rail manufactured by the rail manufacturing method of the present invention using the test rail steel shown in Table 1, and the microstructure, hardness, and tension of the rail head. The total elongation value of the test is shown.
Table 3 shows the hot rolling conditions and accelerated cooling conditions of the rails manufactured by the comparative rail manufacturing method using the test rail steels shown in Table 1. The total elongation value is shown.
ここで、本明細書中の図について説明する。
図１はレール各部位の呼称を示したものである。図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２は、表２と表３に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと、表３に示す比較レール製造方法で製造したレールの、頭部引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
Here, the drawings in this specification will be described.
FIG. 1 shows the designation of each part of the rail. In FIG. 1, 1 is a top part and 2 is a head corner part. FIG. 2 illustrates test specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 2 and 3. FIG. 3 shows the relationship between the amount of carbon and the total elongation in the head tension test results of the rail manufactured by the rail manufacturing method of the present invention shown in Table 2 and the rail manufactured by the comparative rail manufacturing method shown in Table 3. It is shown.
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明熱処理レール（１５本） 符号１〜１５
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲内の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・比較熱処理レール （１１本） 符号１６〜２６
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲外の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
The configuration of the rail is as follows.
-Heat treatment rail of the present invention (15) Codes 1-15
A rail produced from rail steel within the component range under hot rolling conditions and heat treatment conditions within the limited range.
・ Comparison heat-treated rail (11) Code 16-26
A rail manufactured from rail steel within the above component range under hot rolling conditions and heat treatment conditions outside the above limited range.
また、各種試験条件は下記のとおりである。
・頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ４号相似
平行部長さ：２５mm、平行部直径：６mm、
伸び測定評点間距離：２１mm
試験片採取位置：レール頭部表面下５mm（図２参照）
引張速度：１０mm／min
試験温度：常温（２０℃）
Various test conditions are as follows.
・ Head tensile test machine: Universal small tensile tester Test piece shape: Similar to JIS No. 4
Parallel part length: 25 mm, parallel part diameter: 6 mm,
Elongation measurement distance: 21mm
Test piece sampling position: 5mm below the rail head surface (see Fig. 2)
Tensile speed: 10mm / min
Test temperature: Normal temperature (20 ° C)
表２、表３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２６）と比べて、圧延前の加速冷却条件、圧延温度、圧下率、パス間時間をある一定範囲内に納め、圧延後の加速冷却開始温度、加速冷却速度、冷却停止温度をある一定範囲内に納めることにより、パーライト組織を微細化・高強度化し、レールの耐摩耗性と延性を確保し、さらに延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織などを生成させず、耐摩耗性と延性を確保したパーライト組織とすることができる。
また図３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２６）と比べて、同一炭素量で比較すると、いずれの炭素量においてもレール頭部の延性が向上している。
As shown in Tables 2 and 3, the rail steel of the present invention (symbol: 1 to 15) is compared with the comparative rail steel (symbol: 16 to 26), accelerated cooling conditions before rolling, rolling temperature, rolling reduction, By keeping the time between passes within a certain range and keeping the accelerated cooling start temperature, accelerated cooling rate and cooling stop temperature after rolling within a certain range, the pearlite structure is refined and strengthened, and the rail wear resistance is increased. Therefore, it is possible to obtain a pearlite structure in which wear resistance and ductility are ensured without generating a pro-eutectoid cementite structure or a martensite structure that adversely affects the ductility.
Moreover, as shown in FIG. 3, compared with comparative rail steel (code | symbols: 16-26), this invention rail steel (code | symbol: 1-15) is compared with comparison rail steel (code | symbol: 16-26), rail head in any carbon content. The ductility of the part is improved.
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
1: Head part 2: Head corner part
Claims (13)
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Si: 0.05 to 2.00%,
Mn: 0.05 to 2.00%
The method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 1 or 2, wherein one or two of the above are contained, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項３に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Cr: 0.05 to 2.00%,
Mo: 0.01 to 0.50%
The method for producing a high carbon steel rail excellent in wear resistance and ductility according to claim 3, comprising one or two of the following.
Ｖ ：０．００５〜０．５００％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項３または４に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
V: 0.005-0.500%,
Nb: 0.002 to 0.050%
1 or 2 types of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of Claim 3 or 4 characterized by the above-mentioned.
Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
を含有することを特徴とする請求項３〜５のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
B: 0.0001 to 0.0050%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-5 characterized by the above-mentioned.
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項３〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Co: 0.10 to 2.00%,
Cu: 0.01 to 1.00%
One type or two types of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-6 characterized by the above-mentioned.
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項３〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Ni: 0.01 to 1.00%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-7 characterized by the above-mentioned.
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Ti: 0.0050-0.0500%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0150%
1 or 2 types or more of these are contained, The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-8 characterized by the above-mentioned.
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項３〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Al: 0.0100 to 1.00%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-9 characterized by the above-mentioned.
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
を含有することを特徴とする請求項３〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
Zr: 0.0001 to 0.2000%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-10 characterized by the above-mentioned.
Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％
を含有することを特徴とする請求項３〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法。 In addition by mass%
N: 0.0040 to 0.0200%
The manufacturing method of the high carbon steel rail excellent in abrasion resistance and ductility of any one of Claims 3-11 characterized by the above-mentioned.
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