JP6801747B2

JP6801747B2 - Manufacturing method for austenitic rails

Info

Publication number: JP6801747B2
Application number: JP2019116661A
Authority: JP
Inventors: 佳祐安藤; 聡伊木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-06-28
Filing date: 2019-06-24
Publication date: 2020-12-16
Anticipated expiration: 2039-06-24
Also published as: JP2020007635A

Description

本発明は、オーステナイト系レールの製造方法に関し、特に、優れた耐摩耗特性および耐疲労損傷性を兼ね備えたオーステナイト系レールの製造方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing an austenitic rail, and more particularly to a method for manufacturing an austenitic rail having excellent wear resistance and fatigue damage resistance.

鉱石の運搬等の用途に用いられる高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに高く、レールの使用環境も過酷なものとなっている。このような環境下で使用されるレールの材料としては、従来、耐摩耗性重視の観点から主としてパーライト組織を有する鋼が使用されている。 In high-axle heavy railways used for transporting ore, the load applied to the axles of freight cars is much higher than that of passenger cars, and the rail usage environment is harsh. As a material for rails used in such an environment, steel having a pearlite structure has been mainly used from the viewpoint of emphasizing wear resistance.

しかし、近年、鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量のさらなる増加が進められており、一層の耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上が求められている。そこで、近年、さらなる耐摩耗性向上を目指して様々な研究が行なわれている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車１台あたりの積載重量が大きい（例えば、積載重量が１５０トン程度以上の）鉄道である。 However, in recent years, the weight loaded on freight cars has been further increased in order to improve the efficiency of transportation by rail, and further improvement in wear resistance and fatigue damage resistance is required. Therefore, in recent years, various studies have been conducted with the aim of further improving wear resistance. The high-axle heavy railway is a railway having a large load weight per train or freight car (for example, a load weight of about 150 tons or more).

例えば、特許文献１、２では、レール材におけるＣ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下に増加することが提案されている。また、特許文献３、４では、Ｃ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下とするとともに、レール頭部に熱処理を施すことが提案されている。このように、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を上昇させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が行われている。 For example, Patent Documents 1 and 2 propose to increase the amount of C in the rail material to more than 0.85% by mass and 1.20% by mass or less. Further, Patent Documents 3 and 4 propose that the amount of C is more than 0.85% by mass and 1.20% by mass or less, and that the rail head is heat-treated. In this way, a device is devised to improve the wear resistance by increasing the amount of C and increasing the cementite fraction.

一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力が加わるためレールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が発生する。上記特許文献１〜４で提案されている技術のように単にＣ量を増加させると、熱処理条件によっては初析セメンタイトが生成し、また、脆いパーライト層状組織におけるセメンタイトの量が増加する。そのため、上記技術では耐疲労損傷性の向上が見込めない。 On the other hand, the rails in the curved section of the high-axis heavy railway are subject to rolling stress due to the wheels and sliding force due to centrifugal force, so that the rail wear becomes more severe and fatigue damage due to slippage occurs. If the amount of C is simply increased as in the techniques proposed in Patent Documents 1 to 4, proeutectoid cementite is produced depending on the heat treatment conditions, and the amount of cementite in the brittle pearlite layered structure is increased. Therefore, the above technique cannot be expected to improve fatigue damage resistance.

そこで、特許文献５では、Ａｌ、Ｓｉの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。 Therefore, Patent Document 5 proposes a technique of suppressing the formation of proeutectoid cementite by adding Al and Si to improve fatigue damage resistance.

また、非特許文献１に記載の通り、分岐器の構成部品であるクロッシングとしては、耐摩耗性向上の観点から、主体組織がオーステナイトである高Ｍｎ鋼製のクロッシングが使用されている。 Further, as described in Non-Patent Document 1, as the crossing which is a component of the turnout, a crossing made of high Mn steel whose main structure is austenite is used from the viewpoint of improving wear resistance.

特許第４６６６１１４号公報Japanese Patent No. 4666114 特開平８−１０９４３９号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-109439 特開平８−１４４０１６号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-144016 特開平８−２４６１００号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-246100 特開平８−２４６１０１号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-246101 特開２００２−６９５８５号公報JP-A-2002-69585 特開平１０−１９５６０１号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 10-195601

松野、上田：鋳造光学，第７０巻，第９号（１９９８），ｐ．６５９．Matsuno, Ueda: Casting Optics, Vol. 70, No. 9 (1998), p. 659.

しかし、特許文献５で提案されている技術では、Ａｌの添加により疲労損傷の起点となる酸化物が生成するといった問題があった。そのため、パーライト組織を有する鋼レール（以下、「パーライトレール」という）において、耐摩耗性と耐疲労損傷性を両立させることは困難でることが分かった。 However, the technique proposed in Patent Document 5 has a problem that the addition of Al produces an oxide that is a starting point of fatigue damage. Therefore, it has been found that it is difficult to achieve both wear resistance and fatigue damage resistance in a steel rail having a pearlite structure (hereinafter referred to as "pearlite rail").

一方、非特許文献１に記載されているクロッシングは、パーライトレールに比べて優れた特性を有している。具体的には、前記オーステナイト系高Ｍｎクロッシングは、高い加工硬化能に起因した優れた耐摩耗性に加え、優れた耐衝撃特性を備えている。 On the other hand, the crossing described in Non-Patent Document 1 has excellent characteristics as compared with the pearlite rail. Specifically, the austenitic high Mn crossing has excellent impact resistance in addition to excellent wear resistance due to high work hardening ability.

しかし、前記クロッシングは鋳造によって製造されるため、鋳造欠陥を完全に取り除くことが難しい。そのため、前記クロッシングでは良好な耐疲労損傷性を得ることが困難であった。 However, since the crossing is manufactured by casting, it is difficult to completely remove casting defects. Therefore, it has been difficult to obtain good fatigue damage resistance by the crossing.

本発明は、上述した各種課題を解決することを目的としたものであり、従来のパーライトレールに比べて優れた耐摩耗特性および耐疲労損傷性を兼ね備えるレールを提供することを目的とする。 An object of the present invention is to solve the above-mentioned various problems, and an object of the present invention is to provide a rail having excellent wear resistance and fatigue damage resistance as compared with conventional pearlite rails.

発明者らは、上記課題を解決するために、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＯの含有量を変化させたレールを製作し、組織、耐摩耗性および耐疲労損傷性を鋭意調査した。その結果、レールを構成する鋼の成分組成および加熱温度、断面減少率、熱間圧延後の冷却速度を制御することにより、所望のオーステナイトの面積率と空隙率を得ることが可能となり、その結果、優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性を兼ね備えたレールを、熱間圧延により製造できることを見出した。 In order to solve the above problems, the inventors have manufactured rails having different contents of C, Mn, P, S, Al, N and O, and earnestly focused on the structure, wear resistance and fatigue damage resistance. investigated. As a result, it is possible to obtain a desired austenite area ratio and void ratio by controlling the composition of the steel constituents of the rail, the heating temperature, the cross-sectional reduction rate, and the cooling rate after hot rolling. , It has been found that a rail having both excellent wear resistance and fatigue damage resistance can be manufactured by hot rolling.

本発明は、上記知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。 The present invention is based on the above findings, and its gist structure is as follows.

１．質量％で、
Ｃ：０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ：８．０〜４５．０％、
Ｐ：０．３００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ａｌ：０．００１〜５．０００％、
Ｎ：０．５０００％以下、および
Ｏ：０．１０００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、９５０〜１３５０℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼をトータル断面減少率が０．９０以上かつ、１０００℃以上での断面減少率が０．６０以上の条件で熱間圧延して空隙率が1％未満のレールとし、
前記レールを、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上で冷却してオーステナイトの面積率を９０％以上とする、オーステナイト系レールの製造方法。 1. 1. By mass%
C: 0.10 to 2.50%,
Mn: 8.0-45.0%,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
Al: 0.001-5.000%,
N: 0.5000% or less, and O: 0.1000% or less,
Steel having a component composition with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities is heated to a heating temperature of 950 to 1350 ° C.
The heated steel is hot-rolled under the conditions that the total cross-section reduction rate is 0.90 or more and the cross-section reduction rate at 1000 ° C. or higher is 0.60 or more to obtain a rail having a porosity of less than 1%.
A method for producing an austenitic rail, wherein the rail is cooled at an average cooling rate of 1 ° C./sec or more in a temperature range between 900 and 500 ° C. to make the area ratio of austenite 90% or more.

２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１０〜５．００％、
Ｓｉ：０．０１〜５．００％、
Ｃｕ：０．１〜１０．０％、
Ｎｉ：０．１〜２５．０％、
Ｃｒ：０．１〜３０．０％、
Ｍｏ：０．１〜１０．０％、
Ｎｂ：０．００５〜２．０００％、
Ｖ：０．０１〜２．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．１０００％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載のオーステナイト系レールの製造方法。 2. 2. The component composition is further increased by mass%.
Ti: 0.10 to 5.00%,
Si: 0.01-5.00%,
Cu: 0.1 to 10.0%,
Ni: 0.1 to 25.0%,
Cr: 0.1 to 30.0%,
Mo: 0.1 to 10.0%,
Nb: 0.005-2.000%,
V: 0.01 to 2.00%,
W: 0.01 to 2.00%,
B: 0.0003 to 0.1000%,
Ca: 0.0003 to 0.1000%,
The method for producing an austenitic rail according to 1 above, which contains 1 or 2 or more selected from the group consisting of Mg: 0.0001 to 0.1000% and REM: 0.0005 to 0.1000%.

本発明の方法により製造されるオーステナイト系レールは、従来のパーライトレールに比べて遥かに優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性を兼ね備えている。したがって、本発明のオーステナイト系レールは、高軸重鉄道用レールとして極めて好適に用いることができ、レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する。 The austenitic rail produced by the method of the present invention has far superior wear resistance and fatigue damage resistance as compared with the conventional pearlite rail. Therefore, the austenitic rail of the present invention can be extremely suitably used as a rail for high-axis heavy railways, and contributes to extending the life of the rail and preventing railway accidents.

西原式摩耗試験機による耐摩耗性の試験方法を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the test method of the wear resistance by the Nishihara type wear tester. レール試験片１の採取位置を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the sampling position of a rail test piece 1. 西原式摩耗試験機による耐疲労損傷性の試験方法を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the test method of the fatigue damage resistance by a Nishihara type wear tester.

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The following description shows a preferred embodiment of the present invention, and the present invention is not limited to the following description.

［成分組成］
本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールは、上述した成分組成を有する。言い換えると、本発明のオーステナイト系レールは、上記成分組成を有する鋼からなる。以下、鋼の成分組成を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。 [Ingredient composition]
The austenitic rail in one embodiment of the present invention has the above-mentioned component composition. In other words, the austenitic rail of the present invention is made of steel having the above-mentioned composition. Hereinafter, the reason for limiting the composition of steel to the above range will be described. Unless otherwise specified, "%" representing the content of each component means "mass%".

Ｃ：０．１０〜２．５０％
Ｃは、オーステナイトを安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満であると、オーステナイトの安定度が不足し、十分なオーステナイト組織が得られない。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｃ含有量が２．５０％を超えると、炭化物の過剰生成により耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｃ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下とする。 C: 0.10-2.50%
C is an element that stabilizes austenite and is an important element for obtaining an austenite structure at room temperature. If the C content is less than 0.10%, the stability of austenite is insufficient and a sufficient austenite structure cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.10% or more, preferably 0.12% or more. On the other hand, when the C content exceeds 2.50%, the fatigue damage resistance is lowered due to the excessive formation of carbides. Therefore, the C content is 2.50% or less, preferably 2.00% or less.

Ｍｎ：８．０〜４５．０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。Ｍｎ含有量が８．０％未満であると、オーステナイトの安定度が不足し、十分なオーステナイト組織が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は８．０％以上、好ましくは１０．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４５．０％を超えると、オーステナイト安定化の効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｍｎ含有量は４５．０％以下、好ましくは４０．０％以下とする。 Mn: 8.0-45.0%
Mn is an element that stabilizes austenite and is an important element for obtaining an austenite structure at room temperature. If the Mn content is less than 8.0%, the stability of austenite is insufficient and a sufficient austenite structure cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 8.0% or more, preferably 10.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 45.0%, the effect of stabilizing austenite is saturated, which is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Mn content is 45.0% or less, preferably 40.0% or less.

Ｐ：０．３００％以下
Ｐは、粒界脆化元素であり、Ｐが結晶粒界に偏析することによって、鋼の靭性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．３００％以下とする。なお、Ｐ含有量は０．２５０％以下とすることが好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。 P: 0.300% or less P is a grain boundary embrittlement element, and the toughness of steel is lowered by segregation of P at the grain boundaries. Therefore, the P content is set to 0.300% or less. The P content is preferably 0.250% or less. On the other hand, since the smaller the amount of P, the more preferable it is, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, since P is usually an element unavoidably contained in steel as an impurity, it is industrial. May be greater than 0%. In addition, since excessively low P causes an increase in refining time and an increase in cost, the P content is preferably 0.001% or more.

Ｓ：０．１０００％以下
Ｓは、レール材の耐疲労損傷性および靭性を低下させるため、Ｓ含有量を０．１０００％以下とする。なお、Ｓ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。 S: 0.1000% or less S has an S content of 0.1000% or less in order to reduce the fatigue damage resistance and toughness of the rail material. The S content is preferably 0.080% or less. On the other hand, since the smaller the amount of S, the more preferable it is, the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but industrially, it may be more than 0%. In addition, since excessively low S causes an increase in refining time and an increase in cost, the S content is preferably 0.001% or more.

Ａｌ：０．００１〜５．０００％
Ａｌは、脱酸剤としての作用を有する元素である。前記効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が５．０００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は５．０００％以下、好ましくは４．５００％以下とする。 Al: 0.001-5.000%
Al is an element that acts as an antacid. In order to obtain the above effect, the Al content is 0.001% or more, preferably 0.003% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 5.000%, the cleanliness of the steel is lowered and the fatigue damage resistance is lowered. Therefore, the Al content is 5.000% or less, preferably 4.500% or less.

Ｎ：０．５０００％以下
Ｎは、炭窒化物の生成を通じ、レール材の耐疲労損傷性および靱性を劣化させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．５０００％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。 N: 0.5000% or less N is an element that deteriorates the fatigue damage resistance and toughness of the rail material through the formation of carbonitride. Therefore, the N content is set to 0.5000% or less. On the other hand, since the smaller the amount of N, the more preferable it is, the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since N is usually an element unavoidably contained in steel as an impurity, it is industrial. May be greater than 0%. In addition, since excessively low N causes an increase in refining time and an increase in cost, the N content is preferably 0.0005% or more.

Ｏ：０．１０００％以下
Ｏは、レール材の耐疲労損傷性および靱性を劣化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．１０００％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。 O: 0.1000% or less O is an element that deteriorates the fatigue damage resistance and toughness of the rail material. Therefore, the O content is set to 0.1000% or less. On the other hand, since the smaller the amount of O, the more preferable it is, the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%. However, since O is usually an element unavoidably contained in steel as an impurity, it is industrial. May be greater than 0%. It should be noted that the O content is preferably 0.0005% or more because excessive reduction of O causes an increase in refining time and an increase in cost.

本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールは、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。 The austenitic rail in one embodiment of the present invention may have a component composition consisting of the above elements, the balance Fe and unavoidable impurities.

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、以下に挙げる元素より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。 Further, in another embodiment of the present invention, the component composition may further optionally contain 1 or 2 or more selected from the elements listed below.

Ｔｉ：０．１０〜５．００％
Ｔｉは、硬質な炭化物を形成し、オーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が５．００％を超えると耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は５．００％以下、好ましくは４．５０％以下とする。 Ti: 0.10 to 5.00%
Ti is an element that forms hard carbides and has the effect of improving the wear resistance of the austenite structure. When Ti is added, the Ti content is set to 0.10% or more, preferably 0.12% or more in order to obtain the above effect. On the other hand, when the Ti content exceeds 5.00%, the fatigue damage resistance is lowered. Therefore, the Ti content is 5.00% or less, preferably 4.50% or less.

Ｓｉ：０．０１〜５．００％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると十分な効果を得ることができない。そのため、Ｓｉを添加する場合、Ｓｉ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が５．００％を超えると、介在物量が増加することで耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は５．００％以下、好ましくは４．５０％以下とする。 Si: 0.01-5.00%
Si is an element effective for deoxidation. Further, Si is an element that contributes to increasing the hardness of steel by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.01%, a sufficient effect cannot be obtained. Therefore, when Si is added, the Si content is 0.01% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 5.00%, the amount of inclusions increases and the fatigue damage resistance decreases. Therefore, the Si content is 5.00% or less, preferably 4.50% or less.

Ｃｕ：０．１〜１０．０％
Ｃｕは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＣｕ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が１０．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｃｕ含有量は１０．０％以下、好ましくは８．０％以下とする。 Cu: 0.1 to 10.0%
Cu is an element that can improve the strength of steel. In order to obtain the above effect, the Cu content needs to be 0.1% or more. Therefore, when Cu is added, the Cu content is 0.1% or more, preferably 0.5% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 10.0%, the effect is saturated and it is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Cu content is 10.0% or less, preferably 8.0% or less.

Ｎｉ：０．１〜２５．０％
Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が２５．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は２５．０％以下、好ましくは２０．０％以下とする。 Ni: 0.1 to 25.0%
Ni is an element that has the effect of improving toughness. In order to obtain the above effect, the Ni content needs to be 0.1% or more. Therefore, when Ni is added, the Ni content is 0.1% or more, preferably 0.5% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 25.0%, the effect is saturated and it is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Ni content is 25.0% or less, preferably 20.0% or less.

Ｃｒ：０．１〜３０．０％
Ｃｒは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＣｒ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が３０．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｃｒ含有量は３０．０％以下、好ましくは２８．０％以下とする。 Cr: 0.1 to 30.0%
Cr is an element that can improve the strength of steel. In order to obtain the above effect, the Cr content needs to be 0.1% or more. Therefore, when Cr is added, the Cr content is 0.1% or more, preferably 0.5% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 30.0%, the effect is saturated and it is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Cr content is set to 30.0% or less, preferably 28.0% or less.

Ｍｏ：０．１〜１０．０％
Ｍｏは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＭｏ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１０．０％を超えると、その効果は飽和しコスト的に不利となる。そのため、Ｍｏ含有量は１０．０％以下、好ましくは８．０％以下とする。 Mo: 0.1 to 10.0%
Mo is an element that can improve the strength of steel. In order to obtain the above effect, the Mo content needs to be 0.1% or more. Therefore, when Mo is added, the Mo content is 0.1% or more, preferably 0.5% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 10.0%, the effect is saturated and it becomes disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Mo content is 10.0% or less, preferably 8.0% or less.

Ｎｂ：０．００５〜２．０００％
Ｎｂは、炭窒化物として析出することでオーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＮｂ含有量を０．００５％以上とする必要がある。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が２．０００％を超えると、耐疲労損傷性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は２．０００％以下、好ましくは１．７００％以下とする。 Nb: 0.005-2.000%
Nb is an element that has the effect of improving the wear resistance of the austenite structure by precipitating as a carbonitride. In order to obtain the above effect, the Nb content needs to be 0.005% or more. Therefore, when Nb is added, the Nb content is 0.005% or more, preferably 0.007% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 2.000%, the fatigue damage resistance deteriorates. Therefore, the Nb content is 2.000% or less, preferably 1.700% or less.

Ｖ：０．０１〜２．００％
Ｖは、炭窒化物として析出することでオーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上とする必要がある。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が２．００％を超えると耐疲労損傷性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は２．００％以下、好ましくは１．８０％以下とする。 V: 0.01 to 2.00%
V is an element having an effect of improving the wear resistance of the austenite structure by precipitating as a carbonitride. In order to obtain the above effect, the V content needs to be 0.01% or more. Therefore, when V is added, the V content is 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, if the V content exceeds 2.00%, the fatigue damage resistance deteriorates. Therefore, the V content is 2.00% or less, preferably 1.80% or less.

Ｗ：０．０１〜２．００％
Ｗは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＷ含有量を０．０１％以上とする必要がある。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると靱性が劣化する。そのため、Ｗ含有量は２．００％以下、好ましくは１．８０％以下とする。 W: 0.01 to 2.00%
W is an element that can improve the strength of steel. In order to obtain the above effect, the W content needs to be 0.01% or more. Therefore, when W is added, the W content is 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, if the W content exceeds 2.00%, the toughness deteriorates. Therefore, the W content is 2.00% or less, preferably 1.80% or less.

Ｂ：０．０００３〜０．１０００％
Ｂは、粒界に偏析に粒界強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．１０００％を超えると、炭窒化物の粒界析出により耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。 B: 0.0003 to 0.1000%
B is an element having an effect of improving the grain boundary strength by segregation at the grain boundary. In order to obtain the above effect, the B content needs to be 0.0003% or more. Therefore, when B is added, the B content is 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.1000%, the fatigue damage resistance is lowered due to the grain boundary precipitation of the carbonitride. Therefore, the B content is 0.1000% or less, preferably 0.0800% or less.

Ｃａ：０．０００３〜０．１０００％
Ｃａは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。 Ca: 0.0003 to 0.1000%
Ca is an element that improves the strength and toughness of joints by forming acid sulfides with high stability at high temperatures to make the crystal grain size of welds finer by the pinning effect. In order to obtain the above effect, the Ca content needs to be 0.0003% or more. Therefore, when Ca is added, the Ca content is 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is impaired. Therefore, the Ca content is 0.1000% or less, preferably 0.0800% or less.

Ｍｇ：０．０００１〜０．１０００％
Ｍｇは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｍｇ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。 Mg: 0.0001 to 0.1000%
Mg is an element that improves the strength and toughness of joints by forming acid sulfides with high stability at high temperatures to make the crystal grain size of welds finer by the pinning effect. In order to obtain the above effect, the Mg content needs to be 0.0005% or more. Therefore, when Mg is added, the Mg content is 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is impaired. Therefore, the Mg content is 0.1000% or less, preferably 0.0800% or less.

ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。 REM: 0.0005 to 0.1000%
REM (rare earth metal) is an element that improves the strength and toughness of joints by forming acid sulfides with high stability at high temperatures to make the grain size of welds finer by the pinning effect. In order to obtain the above effect, the REM content needs to be 0.0005% or more. Therefore, when REM is added, the REM content is 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is impaired. Therefore, the REM content is 0.1000% or less, preferably 0.0800% or less.

［ミクロ組織］
オーステナイト：９０％以上
本発明のオーステナイト系レールは、レール交換の目安となる表層から２５ｍｍ深さまでの領域におけるオーステナイトの面積率が９０％以上であるミクロ組織を有する。該領域におけるオーステナイトの面積率が９０％未満であると、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下することに加え、延性、靱性、および加工性も低下する。そのため、オーステナイトの面積率を９０％以上とする。前記オーステナイトの面積率は、９５％以上とすることが好ましく、９７％以上とすることがより好ましい。一方、前記面積率の上限は特に限定されない。すなわち、オーステナイトの面積率は１００％以下であってよい。 [Micro tissue]
Austenite: 90% or more The austenitic rail of the present invention has a microstructure in which the area ratio of austenite in the region from the surface layer to a depth of 25 mm, which is a guideline for rail replacement, is 90% or more. If the area ratio of austenite in the region is less than 90%, in addition to reduced wear resistance and fatigue damage resistance, ductility, toughness, and workability are also reduced. Therefore, the area ratio of austenite is set to 90% or more. The area ratio of the austenite is preferably 95% or more, and more preferably 97% or more. On the other hand, the upper limit of the area ratio is not particularly limited. That is, the area ratio of austenite may be 100% or less.

なお、ここで「オーステナイトの面積率」とは、鋼の基地組織（マトリックス）中におけるオーステナイトの面積率を指すものとする。「基地組織」とは、介在物および析出物を除いた鋼の組織を指す。また、前記オーステナイトの面積率は、レール頭部の表面から深さ５ｍｍ位置における測定値を指すものとする。前記オーステナイトの面積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。 Here, the "area ratio of austenite" refers to the area ratio of austenite in the base structure (matrix) of steel. "Base structure" refers to the structure of steel excluding inclusions and deposits. Further, the area ratio of the austenite shall indicate a measured value at a depth of 5 mm from the surface of the rail head. The area ratio of the austenite can be measured by the method described in Examples.

なお、本発明のオーステナイト系レールのミクロ組織における、オーステナイト以外の組織は特に限定されない。合計面積率で１０％以下であれば、オーステナイト以外の組織が存在することが許容される。前記オーステナイト以外の組織としては、例えば、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトからなる群より選択される１または２以上が挙げられる。 In the microstructure of the austenitic rail of the present invention, the structure other than austenite is not particularly limited. If the total area ratio is 10% or less, it is permissible that tissues other than austenite exist. Examples of the structure other than austenite include 1 or 2 or more selected from the group consisting of ferrite, pearlite, bainite, and martensite.

［空隙率］
本発明のオーステナイト系レールは、空隙率が１％未満である。空隙率が１％以上であると、耐疲労損傷性が劣化する。前記空隙率は、低ければ低いほど好ましいため、下限は特に限定されない。すなわち、空隙率は０％以上であってよい。鋳造によって製造される製品は、製造上の理由から引け巣などの欠陥（鋳造欠陥）を有しているため、上記空隙率の条件を満たさない。 [Porosity]
The austenitic rail of the present invention has a porosity of less than 1%. If the porosity is 1% or more, the fatigue damage resistance deteriorates. The lower the porosity, the more preferable it is, so the lower limit is not particularly limited. That is, the porosity may be 0% or more. The product manufactured by casting has defects such as shrinkage cavities (casting defects) for manufacturing reasons, and therefore does not satisfy the above porosity condition.

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールの製造方法について説明する。本発明のオーステナイト系レールは、上述した組成を有する鋼（「鋼素材」ともいう）に対して、下記（１）〜（３）の処理を順次施すことにより製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却 [Production method]
Next, a method for manufacturing an austenitic rail according to an embodiment of the present invention will be described. The austenitic rail of the present invention can be produced by sequentially applying the following treatments (1) to (3) to a steel having the above-mentioned composition (also referred to as "steel material").
(1) Heating (2) Hot rolling (3) Cooling

素材として用いる前記鋼（鋼素材）は任意の方法で製造できるが、一般的には、鋳造、特に連続鋳造により前記鋼を製造することが好ましい。前記鋼は、鋼片であってよい。 The steel (steel material) used as a material can be produced by any method, but in general, it is preferable to produce the steel by casting, particularly continuous casting. The steel may be a piece of steel.

（１）加熱
加熱温度：９５０〜１３５０℃
まず、上述した成分組成を有する鋼を、該鋼の中心温度が９５０〜１３５０℃の範囲になるよう加熱する。前記加熱温度が９５０℃より低いと、製造時（鋳造時）に析出した炭化物が固溶しないため固溶Ｃ量が不足する。そしてその結果、オーステナイト安定化度が不足し、冷却後にオーステナイト面積率を９０％以上とすることができない。そのため、前記加熱温度を９５０℃以上とする。一方、前記加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱のためのコストが高くなる。そのため、加熱温度を１３５０℃以下とする。 (1) Heating Heating temperature: 950 to 1350 ° C
First, the steel having the above-mentioned composition is heated so that the center temperature of the steel is in the range of 950 to 1350 ° C. If the heating temperature is lower than 950 ° C., the amount of solid solution C is insufficient because the carbides precipitated during production (casting) do not dissolve in solid solution. As a result, the degree of austenite stabilization is insufficient, and the austenite area ratio cannot be 90% or more after cooling. Therefore, the heating temperature is set to 950 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1350 ° C., the cost for heating increases. Therefore, the heating temperature is set to 1350 ° C. or lower.

（２）熱間圧延
次いで、加熱された前記鋼を熱間圧延してレール形状とする。前記熱間圧延においては、レールの空隙率を１％未満とするために、断面減少率が次の２つの条件を満たす必要がある。
・トータル断面減少率：０．９０以上
・１０００℃以上での断面減少率：０．６０以上
なお、前記トータル断面減少率は、次の式により定義される。
トータル断面減少率＝（Ａｉ−Ａｆ）／Ａｉ
また、前記１０００℃以上での断面減少率は、次の式により定義される。
１０００℃以上での断面減少率＝（Ａｉ−Ａ₁₀₀₀℃）／Ａｉ
ここで、Ａｉは熱間圧延前の鋼の断面積（ｃｍ²）、Ａｆは熱間圧延後のレールの断面積（ｃｍ²）、Ａ₁₀₀₀℃は温度が１０００℃になった時点における被圧延材の断面積（ｃｍ²）を、それぞれ示す。Ａｉ、Ａｆ、Ａ₁₀₀₀℃は、それぞれ熱間圧延時の延伸方向と直交する断面における断面積を指すものとする。 (2) Hot rolling Next, the heated steel is hot-rolled to form a rail shape. In the hot rolling, the cross-section reduction rate must satisfy the following two conditions in order to reduce the porosity of the rail to less than 1%.
-Total cross-section reduction rate: 0.90 or more-Cross-section reduction rate at 1000 ° C. or higher: 0.60 or more The total cross-section reduction rate is defined by the following equation.
Total cross-section reduction rate = (Ai-Af) / Ai
Further, the cross-sectional reduction rate at 1000 ° C. or higher is defined by the following formula.
Cross-sectional reduction rate at 1000 ° C or higher = (Ai-A ₁₀₀₀ ° C) / Ai
Here, Ai is the cross-sectional area of the steel before hot rolling (cm ² ), Af is the cross-sectional area of the rail after hot rolling (cm ² ), and A ₁₀₀₀ ° C is the rolled when the temperature reaches 1000 ° C. The cross-sectional area (cm ² ) of the material is shown respectively. Ai, Af, and A ₁₀₀₀ ° C. refer to the cross-sectional area in the cross section orthogonal to the stretching direction during hot rolling, respectively.

上記２つの条件の一方または両方を満たさない場合、レール断面内の空隙率が１％以上となり、耐疲労損傷性が劣化してしまう。そのため、トータル断面減少率を０．９０以上かつ、そのうち１０００℃以上の温度域における断面減少率を０．６０以上とする。トータル断面減少率は０．９２以上とすることが好ましく、０．９３以上とすることがより好ましい。また、１０００℃以上での断面減少率は０．６２以上とすることが好ましく、０．６４以上とすることがより好ましい。 If one or both of the above two conditions are not satisfied, the porosity in the rail cross section becomes 1% or more, and the fatigue damage resistance deteriorates. Therefore, the total cross-section reduction rate is 0.90 or more, and the cross-section reduction rate in the temperature range of 1000 ° C. or higher is 0.60 or more. The total cross-sectional reduction rate is preferably 0.92 or more, and more preferably 0.93 or more. Further, the cross-sectional reduction rate at 1000 ° C. or higher is preferably 0.62 or higher, more preferably 0.64 or higher.

（３）冷却
９００〜５００℃間の平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上
次に、前記熱間圧延後の鋼を冷却する。前記冷却工程においては、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上とする。ここで、平均冷却速度は、
レール頭部側面の表面温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を測定することで算出した。前記条件で冷却を行うことにより、最終的に得られるレールにおけるオーステナイトの面積率を９０％以上とすることができる。前記平均冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、炭化物が析出し、固溶Ｃ量が不足する。そしてその結果、オーステナイト安定化度が不足し、オーステナイトの面積率を９０％以上とすることができない。前記平均冷却速度は、２℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましく、５℃／ｓｅｃ以上とすることがより好ましい。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度１００℃／ｓｅｃ以上を実現するには設備コストが非常に高くなる。そのため、前記平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓｅｃ以下とすることがより好ましく、３０℃／ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましい。 (3) Cooling Average cooling rate between 900 and 500 ° C.: 1 ° C./sec or more Next, the steel after hot rolling is cooled. In the cooling step, the average cooling rate in the temperature range between 900 and 500 ° C. is set to 1 ° C./sec or more. Here, the average cooling rate is
It was calculated by measuring the surface temperature of the side surface of the rail head with a radiation thermometer and measuring the temperature change from the start of cooling to the stop of cooling. By cooling under the above conditions, the area ratio of austenite in the finally obtained rail can be 90% or more. If the average cooling rate is less than 1 ° C./sec, carbides are precipitated and the amount of solid solution C is insufficient. As a result, the stability of austenite is insufficient, and the area ratio of austenite cannot be 90% or more. The average cooling rate is preferably 2 ° C./sec or higher, and more preferably 5 ° C./sec or higher. On the other hand, the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but the equipment cost becomes very high in order to realize the average cooling rate of 100 ° C./sec or more. Therefore, the average cooling rate is preferably 100 ° C./sec or less, more preferably 50 ° C./sec or less, and even more preferably 30 ° C./sec or less.

次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 Next, the present invention will be described in more detail based on Examples. However, the present invention is not limited by the following examples, and can be appropriately modified within a range that can be adapted to the gist of the present invention, all of which are included in the technical scope of the present invention. Is done.

以下の手順でレールを製造し、その特性を評価した。 The rail was manufactured by the following procedure and its characteristics were evaluated.

まず、表１に示す成分組成の鋼素材（鋼片）を、表２に示す加熱温度まで加熱した。次いで、加熱された前記鋼素材を表２に示した条件で熱間圧延してレール形状とした。その後、冷却を行ってレールを得た。前記冷却はレール頭部に対してのみ行った。冷却の間、レール頭部側面の表面温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を測定した。測定結果から、前記冷却における平均冷却速度（℃／ｓｅｃ）を算出した。 First, the steel material (steel piece) having the composition shown in Table 1 was heated to the heating temperature shown in Table 2. Next, the heated steel material was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to form a rail shape. After that, cooling was performed to obtain a rail. The cooling was performed only on the rail head. During cooling, the surface temperature of the side surface of the rail head was measured with a radiation thermometer, and the temperature change from the start of cooling to the stop of cooling was measured. From the measurement results, the average cooling rate (° C./sec) in the cooling was calculated.

なお、後述する耐摩耗性および耐疲労損傷性の評価における基準とするために、パーライト組織を有するレールを作成した（Ｎｏ．１）。以下、このパーライトレールを「基準材」という。 A rail having a pearlite structure was prepared to be used as a reference in the evaluation of wear resistance and fatigue damage resistance described later (No. 1). Hereinafter, this pearlite rail is referred to as a "reference material".

さらに、比較のために、熱間圧延ではなく鋳造によりレール材を作製した（Ｎｏ．３３）。前記鋳造レール材の製造は、次の手順で行った。まず、真空溶解で１５０ｋｇの鋼塊を溶製した。次いで、得られた鋼塊から鋳造によってレール頭部の形状を有するレール材を得た。前記レール材に、１０００℃、１時間の熱処理を施し、次いで水冷処理を施した。 Further, for comparison, a rail material was produced by casting instead of hot rolling (No. 33). The cast rail material was manufactured by the following procedure. First, 150 kg of steel ingot was melted by vacuum melting. Then, a rail material having the shape of a rail head was obtained by casting from the obtained steel ingot. The rail material was heat-treated at 1000 ° C. for 1 hour, and then water-cooled.

得られたレールのそれぞれについて、ミクロ組織、空隙率、耐摩耗性、および耐疲労損傷性を評価した。以下、評価方法を説明する。 The microstructure, porosity, wear resistance, and fatigue damage resistance of each of the obtained rails were evaluated. The evaluation method will be described below.

（ミクロ組織）
得られたレールから、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。前記サンプルは、レール頭部の表層近傍（深さ１ｍｍ）、深さ５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍ、２０ｍｍおよび２５ｍｍの位置より、サンプルの観察面が圧延方向に平行となるように採取した。 (Micro tissue)
A sample for microstructure observation was taken from the obtained rail. The sample was taken from the vicinity of the surface layer of the rail head (depth 1 mm), at depths 5 mm, 10 mm, 15 mm, 20 mm and 25 mm so that the observation surface of the sample was parallel to the rolling direction.

採取されたサンプルの表面を鏡面研磨した後、後方散乱電子回折（Electron backscatter diffraction、ＥＢＳＤ）により解析し、Inverse Pole Figureマップ（逆極点図マップ）を得た。前記ＥＢＳＤによる解析は、観察範囲：１ｍｍ×１ｍｍ、加速電圧２０ｋＶ、ステップサイズ１μｍの条件で行った。得られたInverse Pole Figureマップより、介在物や析出物を除いた鋼の基地組織（フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト）の面積に対するオーステナイトの面積の割合（面積率）を表層近傍(深さ1mm)、深さ5mm、10mm、15mm、20mmおよび25mm位置で算出し、その平均値を採用した。 After the surface of the collected sample was mirror-polished, it was analyzed by electron backscatter diffraction (EBSD) to obtain an Inverse Pole Figure map (reverse pole figure map). The analysis by EBSD was performed under the conditions of observation range: 1 mm × 1 mm, accelerating voltage 20 kV, and step size 1 μm. From the obtained Inverse Pole Figure map, the ratio (area ratio) of the area of austenite to the area of the steel matrix structure (ferrite, pearlite, austenite, bainite, martensite) excluding inclusions and precipitates is near the surface layer (depth). It was calculated at the positions of 1 mm), 5 mm, 10 mm, 15 mm, 20 mm and 25 mm in depth, and the average value was adopted.

（空隙率）
レール頭部を切断後、全面を鏡面研磨し、ノーエッチングの状態で光学顕微鏡による５０倍の断面観察を行った。得られたレール頭部全断面の光学顕微鏡組織より、画像解析により空隙率を求めた。なお、ここでいう空隙とは、５０倍の光学顕微鏡組織にて認識できる欠陥のことであり、ザク、ポロシティおよび引け巣が主な対象となる。 (Porosity)
After cutting the rail head, the entire surface was mirror-polished, and a 50-fold cross-section was observed with an optical microscope in a no-etched state. The porosity was determined by image analysis from the obtained optical microscope structure of the entire cross section of the rail head. The voids referred to here are defects that can be recognized by a 50x optical microscope structure, and the main targets are zaku, porosity, and shrinkage cavities.

採取されたサンプルの表面を鏡面研磨した後、後方散乱電子回折（Electron backscatter diffraction、ＥＢＳＤ）により解析し、Inverse Pole Figureマップ（逆極点図マップ）を得た。前記ＥＢＳＤによる解析は、観察範囲：１ｍｍ×１ｍｍ、加速電圧２０ｋＶ、ステップサイズ１μｍの条件で行った。得られたInverse Pole Figureマップより、介在物や析出物を除いた鋼の基地組織（フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト）の面積に対するオーステナイトの面積の割合（面積率）を算出した。 After the surface of the collected sample was mirror-polished, it was analyzed by electron backscatter diffraction (EBSD) to obtain an Inverse Pole Figure map (reverse pole figure map). The analysis by EBSD was performed under the conditions of observation range: 1 mm × 1 mm, accelerating voltage 20 kV, and step size 1 μm. From the obtained Inverse Pole Figure map, the ratio (area ratio) of the area of austenite to the area of the steel matrix structure (ferrite, pearlite, austenite, bainite, martensite) excluding inclusions and precipitates was calculated.

（耐摩耗性）
耐摩耗性の評価は、レールを実際に敷設して行うことが望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本実施例では、短時間で耐摩耗性を評価することができる西原式摩耗試験機を用いて、実際の内部高硬度型レールと車輪の接触条件をシミュレートした試験により耐摩耗性を評価した。 (Abrasion resistance)
It is desirable to evaluate the wear resistance by actually laying the rail, but it takes a long time for the test. Therefore, in this embodiment, the wear resistance is determined by a test simulating the actual contact conditions between the internal high-hardness rail and the wheel using a Nishihara-type wear tester that can evaluate the wear resistance in a short time. evaluated.

図１は、西原式摩耗試験機による試験方法を示す模式図であり、（ａ）は側面図、（ｂ）は正面図である。この試験は、外径３０ｍｍのレール試験片１（西原式摩耗試験片）を、図１に示すようにタイヤ試験片２と接触させた状態で回転させることにより実施される。 1A and 1B are schematic views showing a test method by a Nishihara type wear tester, where FIG. 1A is a side view and FIG. 1B is a front view. This test is carried out by rotating a rail test piece 1 (Nishihara type wear test piece) having an outer diameter of 30 mm in contact with the tire test piece 2 as shown in FIG.

レール試験片１は、レール頭部の図２に示す位置から採取した。一方、タイヤ試験片２は次の手順で作製した。まず、ＪＩＳＥ１１０１に規定される普通レールの頭部から直径３２ｍｍの丸棒を採取した。次に、前記丸棒に対して、ビッカース硬さ（荷重９８Ｎ）がＨｖ３９０、組織が焼戻しマルテンサイト組織となるように熱処理を施した。前記熱処理後の丸棒を、図１に示す形状に加工してタイヤ試験片２とした。 The rail test piece 1 was taken from the position shown in FIG. 2 on the rail head. On the other hand, the tire test piece 2 was produced by the following procedure. First, a round bar having a diameter of 32 mm was collected from the head of an ordinary rail specified in JIS E1101. Next, the round bar was heat-treated so that the Vickers hardness (load 98N) was Hv390 and the structure was a tempered martensite structure. The round bar after the heat treatment was processed into the shape shown in FIG. 1 to obtain a tire test piece 2.

試験では、レール試験片１とタイヤ試験片２を、それぞれ図１に矢印で示した方向に回転させ、１０万回転後のレール試験片１の摩耗量（重量減少）を測定した。試験は乾燥状態で実施し、試験条件は、接触圧力：１．６ＧＰａ、滑り率：−１０％、レール試験片１の回転速度：６７５回／ｍｉｎ（タイヤ試験片の回転速度は７５０回／ｍｉｎ）とした。測定された摩耗量（ｇ）を表２に示した。 In the test, the rail test piece 1 and the tire test piece 2 were rotated in the directions indicated by arrows in FIG. 1, and the amount of wear (weight reduction) of the rail test piece 1 after 100,000 rotations was measured. The test was carried out in a dry state, and the test conditions were: contact pressure: 1.6 GPa, slip ratio: -10%, rotation speed of rail test piece 1: 675 times / min (rotation speed of tire test piece was 750 times / min). ). The measured wear amount (g) is shown in Table 2.

また、上述した「基準材」としてのパーライトレール（Ｎｏ．１）の摩耗量を基準とした、耐摩耗性の向上量（％）を、表２に併記した。レール試験片の前記耐摩耗性の向上量は、｛（基準材の摩耗量（ｇ）−当該レール試験片の摩耗量（ｇ））／（基準材の摩耗量（ｇ））｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。 In addition, the amount of improvement in wear resistance (%) based on the amount of wear of the pearlite rail (No. 1) as the above-mentioned "reference material" is also shown in Table 2. The amount of improvement in the wear resistance of the rail test piece is {(wear amount of reference material (g) -wear amount of the rail test piece (g)) / (wear amount of reference material (g))} × 100. Calculated. The amount of improvement is preferably 10% or more.

（耐疲労損傷性）
耐疲労損傷性の評価についても、耐摩耗性の評価と同様に西原式摩耗試験機を用いて実施した。ただし、レール試験片１としては、図３に示すように、タイヤ試験片２との接触面が曲率半径１５ｍｍの曲面である、直径３０ｍｍの試験片を使用した。前記試験片は、耐摩耗性の評価に用いたレール試験片と同様に、レール頭部から採取した。 (Fatigue damage resistance)
The evaluation of fatigue resistance and damage resistance was also carried out using the Nishihara type wear tester in the same manner as the evaluation of wear resistance. However, as the rail test piece 1, as shown in FIG. 3, a test piece having a diameter of 30 mm, in which the contact surface with the tire test piece 2 is a curved surface having a radius of curvature of 15 mm, was used. The test piece was taken from the rail head in the same manner as the rail test piece used for the evaluation of wear resistance.

試験では、レール試験片１とタイヤ試験片２を、それぞれ図３に矢印で示した方向に回転させた。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：２．４ＧＰａ、滑り率：−２０％、レール試験片の回転速度：６００ｒｐｍ（タイヤ試験片の回転速度はは７５０ｒｐｍ）の条件で試験を行った。 In the test, the rail test piece 1 and the tire test piece 2 were rotated in the directions indicated by the arrows in FIG. 3, respectively. The test environment was an oil lubrication condition, and the test was conducted under the conditions of contact pressure: 2.4 GPa, slip ratio: -20%, and rotation speed of rail test piece: 600 rpm (rotation speed of tire test piece is 750 rpm).

２万５千回毎にレール試験片１の表面を観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が発生しているかどうかを確認した。０．５ｍｍ以上の亀裂が発生した時点の回転数を、疲労損傷発生までの回転数として表２に示した。前記回転数は、耐疲労損傷性の指標（疲労損傷寿命）と見なすことができる。 The surface of the rail test piece 1 was observed every 25,000 times to confirm whether or not a crack of 0.5 mm or more was generated. Table 2 shows the number of rotations at the time when a crack of 0.5 mm or more occurred as the number of rotations until the occurrence of fatigue damage. The number of revolutions can be regarded as an index of fatigue damage resistance (fatigue damage life).

また、上述した「基準材」としてのパーライトレール（Ｎｏ．１）における疲労損傷発生までの回転数を基準とした、耐疲労損傷性の向上量（％）を、表２に併記した。レール試験片の前記耐疲労損傷性の向上量は、｛（当該レール試験片の疲労損傷発生までの回転数−基準材の疲労損傷発生までの回転数）／（基準材の疲労損傷発生までの回転数）｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。なお、前記向上量が負の値である場合、耐疲労損傷性が基準材より劣っていることを意味する。 In addition, Table 2 also shows the amount of improvement in fatigue damage resistance (%) based on the number of revolutions until the occurrence of fatigue damage in the pearlite rail (No. 1) as the above-mentioned "reference material". The amount of improvement in the fatigue damage resistance of the rail test piece is {(rotation speed until fatigue damage occurs in the rail test piece-rotation speed until fatigue damage occurs in the reference material) / (until fatigue damage occurs in the reference material). Rotation speed)} × 100 was calculated. The amount of improvement is preferably 10% or more. When the improvement amount is a negative value, it means that the fatigue damage resistance is inferior to that of the reference material.

表２に示した評価結果から分かるように、本発明の条件を満たすオーステナイト系レールは、基準材としてのパーライトレールに比べ、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両者が１０％以上向上していた。一方、本発明の条件を満たさない比較例のレールは、少なくとも耐摩耗性および耐疲労損傷性のいずれかが本発明に比べて劣っていた。また、本発明の条件を満たすオーステナイト系レールは、いずれも空隙率が０％であったのに対し、熱間圧延時の断面減少率が本発明の条件を満たさなかったレール（Ｎｏ．３１、３２）や鋳造で作製されたレール（Ｎｏ．３３）では、欠陥の存在により空隙率が１〜３％と高く、その結果、耐疲労損傷性が発明例に対し大きく劣っていた。 As can be seen from the evaluation results shown in Table 2, the austenitic rails satisfying the conditions of the present invention had both wear resistance and fatigue damage resistance improved by 10% or more as compared with the pearlite rail as the reference material. .. On the other hand, the rails of the comparative examples that do not satisfy the conditions of the present invention were inferior to the present invention in at least either wear resistance and fatigue damage resistance. Further, the austenitic rails satisfying the conditions of the present invention all had a void ratio of 0%, whereas the cross-sectional reduction rate during hot rolling did not satisfy the conditions of the present invention (No. 31, No. 31). In the rail (No. 33) produced by 32) or casting, the void ratio was as high as 1 to 3% due to the presence of defects, and as a result, the fatigue damage resistance was significantly inferior to that of the invention example.

１レール試験片
２タイヤ試験片
３レール頭部 1 Rail test piece 2 Tire test piece 3 Rail head

Claims

By mass%
C: 0.10 to 2.50%,
Mn: 8.0-45.0%,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
Al: 0.001-5.000%,
N: 0.5000% or less, and O: 0.1000% or less,
Steel having a component composition with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities is heated to a heating temperature of 950 to 1350 ° C.
The heated steel is hot-rolled under the conditions that the total cross-section reduction rate is 0.90 or more and the cross-section reduction rate at 1000 ° C. or higher is 0.60 or more to obtain a rail having a porosity of less than 1%.
A method for producing an austenitic rail, wherein the rail is cooled at an average cooling rate of 1 ° C./sec or more in a temperature range between 900 and 500 ° C. to make the area ratio of austenite 90% or more.

The component composition is further increased by mass%.
Ti: 0.10 to 5.00%,
Si: 0.01-5.00%,
Cu: 0.1 to 10.0%,
Ni: 0.1 to 25.0%,
Cr: 0.1 to 30.0%,
Mo: 0.1 to 10.0%,
Nb: 0.005-2.000%,
V: 0.01 to 2.00%,
W: 0.01 to 2.00%,
B: 0.0003 to 0.1000%,
Ca: 0.0003 to 0.1000%,
The method for producing an austenitic rail according to claim 1, which contains 1 or 2 or more selected from the group consisting of Mg: 0.0001 to 0.1000% and REM: 0.0005 to 0.1000%.