JP2002363702A - 耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール - Google Patents
耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レールInfo
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーラ
イト組織のレールにおいて、柱部の偏析を軽減し、同時
に延性の低下を防止することにより、レール柱部の靭性
低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危険性を低下さ
せ、レールの高寿命化を図る。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．５０〜１．４０％を
含有する鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー
部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０
ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーラ
イト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１
〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ 2 −ＭｎＳ系
介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００
個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れ
た低偏析性パーライト系レール。
イト組織のレールにおいて、柱部の偏析を軽減し、同時
に延性の低下を防止することにより、レール柱部の靭性
低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危険性を低下さ
せ、レールの高寿命化を図る。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．５０〜１．４０％を
含有する鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー
部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０
ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーラ
イト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１
〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ 2 −ＭｎＳ系
介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００
個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れ
た低偏析性パーライト系レール。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、重荷重鉄道のレー
ルに要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、偏析を軽
減することにより、レール柱部の靱性低下を防止し、さ
らに、延性の向上を図ることを目的としたパーライト系
レールに関するものである。
ルに要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、偏析を軽
減することにより、レール柱部の靱性低下を防止し、さ
らに、延性の向上を図ることを目的としたパーライト系
レールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の高効
率化の手段として、列車速度の向上や列車積載重量の増
加が図られている。このような鉄道輸送の効率化はレー
ル使用環境の過酷化を意味し、レール材質の一層の改善
が要求されるに至っている。具体的には、曲線区間に敷
設されたレールでは、Ｇ．Ｃ．（ゲージ・コーナー）部
や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点
で問題視されるようになった。
率化の手段として、列車速度の向上や列車積載重量の増
加が図られている。このような鉄道輸送の効率化はレー
ル使用環境の過酷化を意味し、レール材質の一層の改善
が要求されるに至っている。具体的には、曲線区間に敷
設されたレールでは、Ｇ．Ｃ．（ゲージ・コーナー）部
や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点
で問題視されるようになった。
【０００３】しかしながら、最近の高強度化熱処理技術
の進歩により、共析炭素鋼を用いた微細パーライト組織
を呈した下記に示すような高強度（高硬度）レールが発
明され、重荷重鉄道の曲線区間のレール寿命を飛躍的に
改善してきた。 頭部がソルバイト組織、または微細なパーライト組
織の超大荷重用の熱処理レール（特公昭５４−２５４９
０号公報）。 圧延終了後、あるいは再加熱したレール頭部を、オ
ーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃
/secで加速冷却する１３０kgf/mm2 （１２７４ＭＰａ）
以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４
号公報）。
の進歩により、共析炭素鋼を用いた微細パーライト組織
を呈した下記に示すような高強度（高硬度）レールが発
明され、重荷重鉄道の曲線区間のレール寿命を飛躍的に
改善してきた。 頭部がソルバイト組織、または微細なパーライト組
織の超大荷重用の熱処理レール（特公昭５４−２５４９
０号公報）。 圧延終了後、あるいは再加熱したレール頭部を、オ
ーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃
/secで加速冷却する１３０kgf/mm2 （１２７４ＭＰａ）
以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４
号公報）。
【０００４】これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼
（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組
織を呈する高強度レールであり、その目的はパーライト
組織中のラメラ間隔を微細化し、耐摩耗性を向上させる
ところにあった。しかし、近年海外の重荷重鉄道ではよ
り一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化
を強力に進めており、特に急曲線のレールでは上記開発
のレールを用いてもＧ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十
分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題とな
ってきた。このような背景から、現状の共析炭素鋼の高
強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求め
られるようになってきた。
（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組
織を呈する高強度レールであり、その目的はパーライト
組織中のラメラ間隔を微細化し、耐摩耗性を向上させる
ところにあった。しかし、近年海外の重荷重鉄道ではよ
り一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化
を強力に進めており、特に急曲線のレールでは上記開発
のレールを用いてもＧ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十
分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題とな
ってきた。このような背景から、現状の共析炭素鋼の高
強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求め
られるようになってきた。
【０００５】これらの問題を解決するため、本発明者ら
は下記に示すようなレールを開発した。 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用い
て、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を
増加させた耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４
０１６号公報）。 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用い
て、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を
増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレー
ル（特開平８−２４６１００号公報）。 これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーラ
イトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、さらに
硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性
を向上させるものであった。
は下記に示すようなレールを開発した。 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用い
て、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を
増加させた耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４
０１６号公報）。 過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用い
て、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト密度を
増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレー
ル（特開平８−２４６１００号公報）。 これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーラ
イトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、さらに
硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性
を向上させるものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記、に示したパ
ーライト組織を呈する発明レールでは、高炭素化により
耐摩耗性の向上が図れる。しかし上記の発明レールは、
現行の共析炭素含有の高強度レールよりも炭素量が高い
ため、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素
が濃化した偏析帯が形成されやすい。特に、図１の斜線
部に示す圧延後のレール柱部では、偏析帯に沿って初析
セメンタイト組織が多量に生成し、特に柱部の靱性が大
きく低下するといった問題があった。また、高炭素化す
るとパーライト組織の延性が低下し、繰返し荷重を受け
るレール頭部や底部において、疲労き裂や微小な初期欠
陥が発生した場合、脆性破壊の発生する危険性が増加す
るといった問題があった。
ーライト組織を呈する発明レールでは、高炭素化により
耐摩耗性の向上が図れる。しかし上記の発明レールは、
現行の共析炭素含有の高強度レールよりも炭素量が高い
ため、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素
が濃化した偏析帯が形成されやすい。特に、図１の斜線
部に示す圧延後のレール柱部では、偏析帯に沿って初析
セメンタイト組織が多量に生成し、特に柱部の靱性が大
きく低下するといった問題があった。また、高炭素化す
るとパーライト組織の延性が低下し、繰返し荷重を受け
るレール頭部や底部において、疲労き裂や微小な初期欠
陥が発生した場合、脆性破壊の発生する危険性が増加す
るといった問題があった。
【０００７】このような背景から、高炭素含有のパーラ
イト組織のレールにおいて、偏析を軽減し、柱部の靭性
低下を防止し、同時に延性の低下を防止するレールの開
発が求められるようになってきた。すなわち本発明は、
重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の
レールにおいて、偏析を軽減することにより、レール柱
部の靭性低下を防止し、さらに延性の低下を防止するこ
とにより、脆性破壊の発生に対する危険性を低下させる
ことを目的としたものである。
イト組織のレールにおいて、偏析を軽減し、柱部の靭性
低下を防止し、同時に延性の低下を防止するレールの開
発が求められるようになってきた。すなわち本発明は、
重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の
レールにおいて、偏析を軽減することにより、レール柱
部の靭性低下を防止し、さらに延性の低下を防止するこ
とにより、脆性破壊の発生に対する危険性を低下させる
ことを目的としたものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記目的を達成
するものであって、その要旨とするところは次の通りで
ある。 （１）質量％で、Ｃ：０．５０〜１．４０％を含有する
鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー部および
頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範
囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織
を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物
が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個存在
することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏
析性パーライト系レール。 （２）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、Ｚ
ｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものが、
被検面積１００ｍｍ2 あたり５〜２５００個存在させる
ことができる。 （３）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化
物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ 2 あた
り５〜２５００個存在させることができる。 （４）上記レールは、さらに、長径１０μｍ超の粗大Ｚ
ｒ系介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり５０
０個以下とすることができる。 （５）上記レールは、さらに、前記鋼レールの頭部コー
ナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ
３０ｍｍの範囲が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織
とすることができる。 （６）上記レールは、質量％でさらに、Ｚｒ：０．００
０１〜０．２０００％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物とすることができる。 （７）上記レールは、質量％でさらに、Ｃ ：０．８５
超〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：
０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物とすることができる。 （８）また、上記（５）のレールには、質量％でさら
に、下記〜の成分を選択的に含有させることができ
る。 Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｖ ：０．
００５〜０．５０％の１種または２種、 Ｎ ：０．００５０〜０．０５００％ Ｃｒ：０．０１〜２．００％、 Ｍｏ：０．
０１〜０．５０％の１種または２種、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、の１種また
は２種、 Ｃｏ：０．０１〜２．００％、 Ｃｕ：０．
０１〜１．００％の１種または２種、 Ｎｉ：０．０１〜１．００％。 Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、Ｃａ：０．
０００５〜０．０１５０％の１種または２種、 Ａｌ：０．０２５０〜３．００％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
するものであって、その要旨とするところは次の通りで
ある。 （１）質量％で、Ｃ：０．５０〜１．４０％を含有する
鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー部および
頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範
囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織
を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物
が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個存在
することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏
析性パーライト系レール。 （２）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、Ｚ
ｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものが、
被検面積１００ｍｍ2 あたり５〜２５００個存在させる
ことができる。 （３）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化
物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ 2 あた
り５〜２５００個存在させることができる。 （４）上記レールは、さらに、長径１０μｍ超の粗大Ｚ
ｒ系介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり５０
０個以下とすることができる。 （５）上記レールは、さらに、前記鋼レールの頭部コー
ナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ
３０ｍｍの範囲が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織
とすることができる。 （６）上記レールは、質量％でさらに、Ｚｒ：０．００
０１〜０．２０００％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物とすることができる。 （７）上記レールは、質量％でさらに、Ｃ ：０．８５
超〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：
０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物とすることができる。 （８）また、上記（５）のレールには、質量％でさら
に、下記〜の成分を選択的に含有させることができ
る。 Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｖ ：０．
００５〜０．５０％の１種または２種、 Ｎ ：０．００５０〜０．０５００％ Ｃｒ：０．０１〜２．００％、 Ｍｏ：０．
０１〜０．５０％の１種または２種、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、の１種また
は２種、 Ｃｏ：０．０１〜２．００％、 Ｃｕ：０．
０１〜１．００％の１種または２種、 Ｎｉ：０．０１〜１．００％。 Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、Ｃａ：０．
０００５〜０．０１５０％の１種または２種、 Ａｌ：０．０２５０〜３．００％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に本発明について詳細に説明
する。本発明者らは、まず高炭素含有のパーライト組織
の鋼レールにおいて、レール柱部の偏析帯に沿って初析
セメンタイト組織が生成する原因を調査した。その結
果、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が
濃化した偏析帯が形成され、これが熱間圧延後のレール
柱部に残存し、主に柱部偏析帯の炭素濃度が増加するこ
とにより、初析セメンタイト組織が生成することが確認
された。そこで、本発明者らは、この鋳片中心部に生成
する偏析帯の形成を防止する方法を検討した。その結
果、鋼片の凝固組織を微細化することにより、鋳片中心
部の偏析帯の形成が抑制され、レールの靱性に有害な初
析セメンタイト組織の生成が防止できることを確認し
た。
する。本発明者らは、まず高炭素含有のパーライト組織
の鋼レールにおいて、レール柱部の偏析帯に沿って初析
セメンタイト組織が生成する原因を調査した。その結
果、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が
濃化した偏析帯が形成され、これが熱間圧延後のレール
柱部に残存し、主に柱部偏析帯の炭素濃度が増加するこ
とにより、初析セメンタイト組織が生成することが確認
された。そこで、本発明者らは、この鋳片中心部に生成
する偏析帯の形成を防止する方法を検討した。その結
果、鋼片の凝固組織を微細化することにより、鋳片中心
部の偏析帯の形成が抑制され、レールの靱性に有害な初
析セメンタイト組織の生成が防止できることを確認し
た。
【００１０】まず、本発明者らは鋼片の凝固組織を微細
化する方法を検討した。その結果、溶鋼が凝固する際に
凝固核となるものを添加し、凝固組織の等軸晶化率を高
めることが有効であることを確認した。さらに本発明者
らは、最適な凝固核を実験により検討した。その結果、
γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素（Ｃ＞０．９mass％）
のレール鋼では、γ−Ｆｅとの格子整合性がよい凝固核
が最も有効であり、その中でもＺｒの酸化物（Ｚｒ
Ｏ2）が極めて安定的に作用することを見いだした。
化する方法を検討した。その結果、溶鋼が凝固する際に
凝固核となるものを添加し、凝固組織の等軸晶化率を高
めることが有効であることを確認した。さらに本発明者
らは、最適な凝固核を実験により検討した。その結果、
γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素（Ｃ＞０．９mass％）
のレール鋼では、γ−Ｆｅとの格子整合性がよい凝固核
が最も有効であり、その中でもＺｒの酸化物（Ｚｒ
Ｏ2）が極めて安定的に作用することを見いだした。
【００１１】次に本発明者らは、高炭素化によるパーラ
イト組織の延性の低下を防止する方法を検討した。パー
ライト組織の延性を向上させるには、パーライト組織中
のフェライトの結晶方位が同じ領域であるパーライト組
織のブロックサイズを微細化する方法が知られている。
パーライト組織のブロックサイズを微細化する方法とし
ては、オーステナイト域からのパーライト変態時の変態
核を増す方法が有効であるが、この変態核として、凝固
核として作用するＺｒの酸化物（ＺｒＯ2 ）の利用を検
討した。
イト組織の延性の低下を防止する方法を検討した。パー
ライト組織の延性を向上させるには、パーライト組織中
のフェライトの結晶方位が同じ領域であるパーライト組
織のブロックサイズを微細化する方法が知られている。
パーライト組織のブロックサイズを微細化する方法とし
ては、オーステナイト域からのパーライト変態時の変態
核を増す方法が有効であるが、この変態核として、凝固
核として作用するＺｒの酸化物（ＺｒＯ2 ）の利用を検
討した。
【００１２】ラボ圧延実験を行った結果、レール鋼片の
再加熱時に溶融したＭｎＳが、その後の圧延冷却過程に
おいて、ある一定サイズの微細なＺｒの酸化物（ＺｒＯ
2 ）の表面に再生成し、ＺｒＯ2 を核とする微細なＭｎ
ＳやＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体が生成し、ＭｎＳ
の周囲のＭｎの希薄帯の焼入れ性の低下により、パーラ
イト組織の変態が促進され、パーライト組織のブロック
サイズの微細化により、延性が向上することを確認し
た。
再加熱時に溶融したＭｎＳが、その後の圧延冷却過程に
おいて、ある一定サイズの微細なＺｒの酸化物（ＺｒＯ
2 ）の表面に再生成し、ＺｒＯ2 を核とする微細なＭｎ
ＳやＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体が生成し、ＭｎＳ
の周囲のＭｎの希薄帯の焼入れ性の低下により、パーラ
イト組織の変態が促進され、パーライト組織のブロック
サイズの微細化により、延性が向上することを確認し
た。
【００１３】さらに本発明者らは、高炭素のパーライト
鋼において、偏析帯の形成を防止し、同時に延性の向上
が可能な、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 を核とする微
細なＭｎＳ介在物や、ＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体
介在物の最適な大きさと生成量について検討した。その
結果、ある被検面積において一定の大きさを有したＺｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の存在量、
すなわちその数に最適な範囲があることが明らかとなっ
た。
鋼において、偏析帯の形成を防止し、同時に延性の向上
が可能な、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 を核とする微
細なＭｎＳ介在物や、ＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体
介在物の最適な大きさと生成量について検討した。その
結果、ある被検面積において一定の大きさを有したＺｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の存在量、
すなわちその数に最適な範囲があることが明らかとなっ
た。
【００１４】次に本発明者らは、ＺｒＯ2 介在物または
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のパーライト組織の変態核と
しての機能を調査した。その結果、ＭｎＳの周囲のＭｎ
の希薄帯に加えて、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物
が生成している介在物は、ＴｉＣやＴｉＮがパーライト
組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系
介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用
と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パ
ーライトブロックサイズが微細化することが確認され
た。また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層に
Ｖの炭化物や窒素物が生成している介在物についても、
ＶＣやＶＮがパーライト組織の変態核として作用するた
め、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希
薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の
促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細
化することも確認された。
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のパーライト組織の変態核と
しての機能を調査した。その結果、ＭｎＳの周囲のＭｎ
の希薄帯に加えて、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物
が生成している介在物は、ＴｉＣやＴｉＮがパーライト
組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系
介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用
と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パ
ーライトブロックサイズが微細化することが確認され
た。また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層に
Ｖの炭化物や窒素物が生成している介在物についても、
ＶＣやＶＮがパーライト組織の変態核として作用するた
め、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希
薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の
促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細
化することも確認された。
【００１５】これらの検討に加え本発明者らは、Ｚｒの
介在物を鋼中に分散させた場合のレールに対する有害性
を確認した。レールの転動疲労試験を行った結果、Ｚｒ
の介在物が分散した鋼ではレール頭部内部から疲労損傷
の発生し、レール使用寿命が低下することが確認され
た。そこでその原因を調査した結果、疲労損傷の起点部
には、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介
在物が存在することが確認された。
介在物を鋼中に分散させた場合のレールに対する有害性
を確認した。レールの転動疲労試験を行った結果、Ｚｒ
の介在物が分散した鋼ではレール頭部内部から疲労損傷
の発生し、レール使用寿命が低下することが確認され
た。そこでその原因を調査した結果、疲労損傷の起点部
には、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介
在物が存在することが確認された。
【００１６】次に本発明者らは、起点部に存在した粗大
Ｚｒ系介在物の形態について調査した。その結果、高炭
素含有のパーライト組織の鋼レールでは、粗大Ｚｒ系介
在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をして
おり、起点となった粗大Ｚｒ系介在物は、その長径があ
る一定長さを超えていることを確認した。
Ｚｒ系介在物の形態について調査した。その結果、高炭
素含有のパーライト組織の鋼レールでは、粗大Ｚｒ系介
在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をして
おり、起点となった粗大Ｚｒ系介在物は、その長径があ
る一定長さを超えていることを確認した。
【００１７】これらの知見に加えて本発明者らは、レー
ル鋼中のＺｒ系介在物の大きさおよび量と内部疲労損傷
の発生の関係を確認した。その結果、粗大Ｚｒ系介在物
の長径がある一定長さを超えていても損傷は必しも発生
せず、損傷の発生の有無は、ある被検面積におけるＺｒ
系介在物の存在量、すなわちその数に支配されているこ
とを見いだした。これらの実験室的な検討結果から、レ
ール頭部の疲労損傷を抑制するには、粗大Ｚｒ系介在物
の大きさと数の制御が必要であることを確認した。
ル鋼中のＺｒ系介在物の大きさおよび量と内部疲労損傷
の発生の関係を確認した。その結果、粗大Ｚｒ系介在物
の長径がある一定長さを超えていても損傷は必しも発生
せず、損傷の発生の有無は、ある被検面積におけるＺｒ
系介在物の存在量、すなわちその数に支配されているこ
とを見いだした。これらの実験室的な検討結果から、レ
ール頭部の疲労損傷を抑制するには、粗大Ｚｒ系介在物
の大きさと数の制御が必要であることを確認した。
【００１８】以上の結果、高炭素含有のパーライト組織
の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在
物のまたはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範
囲に納めることにより、偏析による柱部の初析セメンタ
イト組織の生成を防止し、パーライト組織のブロックサ
イズを微細化し、耐摩耗性の向上に加えて、柱部の靭性
低下を防止し、さらに、延性が向上することを知見し
た。さらに、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚ
ｒ系介在物の大きさや数を制御することにより、耐内部
疲労損傷性も向上することを知見した。
の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在
物のまたはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範
囲に納めることにより、偏析による柱部の初析セメンタ
イト組織の生成を防止し、パーライト組織のブロックサ
イズを微細化し、耐摩耗性の向上に加えて、柱部の靭性
低下を防止し、さらに、延性が向上することを知見し
た。さらに、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚ
ｒ系介在物の大きさや数を制御することにより、耐内部
疲労損傷性も向上することを知見した。
【００１９】すなわち本発明は、重荷重鉄道で使用され
る高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、あ
る一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、
偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止
し、さらに、パーライト組織のブロックサイズを微細化
し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上
を同時に達成することを目的としたものである。
る高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、あ
る一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、
偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止
し、さらに、パーライト組織のブロックサイズを微細化
し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上
を同時に達成することを目的としたものである。
【００２０】次に、本発明の限定理由について詳細に説
明する。 （１）鋼レール中のＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の長径および総数の規定：まず、長径１〜
１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物の総数を、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０
００個の範囲に限定した理由を説明する。ＺｒＯ2 介在
物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１
００ｍｍ 2 あたり１０個未満になると、凝固核としての
効果が減少し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困
難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レー
ルの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が
困難となる。さらに、変態核としての効果が減少し、パ
ーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向
上が図れない。また、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −
ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2 あたり５
０００個を超えると、鋳造時において介在物に起因した
ヘゲ疵等が発生し、レールの表面疵の発生を誘発する。
さらに、鋼の塑性変形能が低下し、パーライト組織の延
性が低下する。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2
介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数を被検面
積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個に限定した。
明する。 （１）鋼レール中のＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の長径および総数の規定：まず、長径１〜
１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物の総数を、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０
００個の範囲に限定した理由を説明する。ＺｒＯ2 介在
物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１
００ｍｍ 2 あたり１０個未満になると、凝固核としての
効果が減少し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困
難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レー
ルの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が
困難となる。さらに、変態核としての効果が減少し、パ
ーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向
上が図れない。また、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −
ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2 あたり５
０００個を超えると、鋳造時において介在物に起因した
ヘゲ疵等が発生し、レールの表面疵の発生を誘発する。
さらに、鋼の塑性変形能が低下し、パーライト組織の延
性が低下する。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2
介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数を被検面
積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個に限定した。
【００２１】次に、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の長径を、１〜１０μｍの範囲に限定した
理由を説明する。ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物の長径が１μｍ未満になると、γ−Ｆｅの凝
固核として働きが低下し、凝固組織の等軸晶化率を高め
ることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制さ
れず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生
成の防止が困難となる。さらに、変態核としての働きが
低下し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せ
ず、延性の向上が図れない。また、ＺｒＯ2 介在物また
はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径が１０μｍを超える
と、鋳造時に介在物を起点としたヘゲ疵が発生しやす
く、レールの表面疵の発生を誘発する。このため、Ｚｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径を１
〜１０μｍの範囲に限定した。
ｎＳ系介在物の長径を、１〜１０μｍの範囲に限定した
理由を説明する。ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物の長径が１μｍ未満になると、γ−Ｆｅの凝
固核として働きが低下し、凝固組織の等軸晶化率を高め
ることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制さ
れず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生
成の防止が困難となる。さらに、変態核としての働きが
低下し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せ
ず、延性の向上が図れない。また、ＺｒＯ2 介在物また
はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径が１０μｍを超える
と、鋳造時に介在物を起点としたヘゲ疵が発生しやす
く、レールの表面疵の発生を誘発する。このため、Ｚｒ
Ｏ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径を１
〜１０μｍの範囲に限定した。
【００２２】（２）長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物
およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表
層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の個数の規
定：長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2
−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化
物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ2 あたり
５〜２５００個に限定した理由を説明する。ＺｒＯ2 の
表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成すると、ＺｒＯ2 自
体がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ2 か
らのパーライト変態が促進され、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と
相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化に
より、延性がさらに向上する。
およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表
層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の個数の規
定：長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2
−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化
物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ2 あたり
５〜２５００個に限定した理由を説明する。ＺｒＯ2 の
表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成すると、ＺｒＯ2 自
体がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ2 か
らのパーライト変態が促進され、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と
相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化に
より、延性がさらに向上する。
【００２３】しかし、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や
窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2
あたり５個未満になると、Ｔｉの炭化物や窒素物による
パーライト変態核としての作用が低下し、Ｔｉの炭化物
や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果はほとん
ど見られなくなる。また、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化
物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍ
ｍ2 あたり２５００個を超えると、硬質なＴｉＣやＴｉ
Ｎの密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下
し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物に
おいて、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有す
る介在物の総数を被検面積１００ｍｍ2 あたり５〜２５
００個に限定した。
窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2
あたり５個未満になると、Ｔｉの炭化物や窒素物による
パーライト変態核としての作用が低下し、Ｔｉの炭化物
や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果はほとん
ど見られなくなる。また、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化
物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍ
ｍ2 あたり２５００個を超えると、硬質なＴｉＣやＴｉ
Ｎの密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下
し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物に
おいて、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有す
る介在物の総数を被検面積１００ｍｍ2 あたり５〜２５
００個に限定した。
【００２４】（３）長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化
物を有する介在物の個数の規定：長径１〜１０μｍのＺ
ｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭
化物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ2 あた
り５〜２５００個に限定した理由を説明する。ＭｎＳの
表層にＶの炭化物や窒素物が生成すると、Ｖの炭化物や
窒素物がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による
変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサ
イズの微細化により、延性がさらに向上する。
Ｓ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化
物を有する介在物の個数の規定：長径１〜１０μｍのＺ
ｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭
化物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ2 あた
り５〜２５００個に限定した理由を説明する。ＭｎＳの
表層にＶの炭化物や窒素物が生成すると、Ｖの炭化物や
窒素物がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による
変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサ
イズの微細化により、延性がさらに向上する。
【００２５】しかし、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素
物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2 あた
り５個未満になると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーラ
イト変態核としての作用が低下し、パーライト組織の延
性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＭｎＳの
表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被
検面積１００ｍｍ2 あたり２５００個を超えると、Ｖの
炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果が
飽和することや、析出物であるＶＣやＶＮの密度が増加
し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が
図れない。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物において、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒
化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ2 あた
り５〜２５００個に限定した。
物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ2 あた
り５個未満になると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーラ
イト変態核としての作用が低下し、パーライト組織の延
性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＭｎＳの
表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被
検面積１００ｍｍ2 あたり２５００個を超えると、Ｖの
炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果が
飽和することや、析出物であるＶＣやＶＮの密度が増加
し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が
図れない。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物において、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒
化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ2 あた
り５〜２５００個に限定した。
【００２６】ここで、上記のＺｒＯ2 介在物またはＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物の形態を図２（ａ）〜（ｃ）に模
式的に示す。図２（ａ）はＺｒＯ2 介在物の例、図２
（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、図２
（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体介在物の例である。
ＺｒＯ2 含む介在物は様々な形態をとり得る。いずれの
ＺｒＯ2 を含む介在物においても働きには大きさ差は認
められず、凝固核、パーライト組織の変態核としての十
分な機能を有している。
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物の形態を図２（ａ）〜（ｃ）に模
式的に示す。図２（ａ）はＺｒＯ2 介在物の例、図２
（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、図２
（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体介在物の例である。
ＺｒＯ2 含む介在物は様々な形態をとり得る。いずれの
ＺｒＯ2 を含む介在物においても働きには大きさ差は認
められず、凝固核、パーライト組織の変態核としての十
分な機能を有している。
【００２７】また、図３（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ2 −
ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が
生成した介在物を形態を模式的に示したものである。図
３（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生
成した例、図３（ｂ）はＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒
素物が生成した例、図３（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物において、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物
が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成し
た例である。Ｔｉ，Ｖの炭化物および窒化物は様々な生
成形態をとり得る。いずれの生成形態においても働きに
は大きさ差は認められず、パーライト組織の変態核とし
ての十分な機能を有している。また、本図には示してい
ないが、Ｔｉの炭化物や窒素物はＺｒＯ2 介在物にも生
成し、変態核として作用する場合もある。
ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が
生成した介在物を形態を模式的に示したものである。図
３（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生
成した例、図３（ｂ）はＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒
素物が生成した例、図３（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介
在物において、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物
が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成し
た例である。Ｔｉ，Ｖの炭化物および窒化物は様々な生
成形態をとり得る。いずれの生成形態においても働きに
は大きさ差は認められず、パーライト組織の変態核とし
ての十分な機能を有している。また、本図には示してい
ないが、Ｔｉの炭化物や窒素物はＺｒＯ2 介在物にも生
成し、変態核として作用する場合もある。
【００２８】（４）粗大Ｚｒ系介在物の大きさおよびそ
の総数の規定：まず、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μ
ｍ超に限定した理由を説明する。Ｚｒ系介在物は、圧延
方向断面では楕円または矩形の形状をしている。内部疲
労損傷の起点となったＺｒ系介在物を調査した結果、そ
の長径が１０μｍ超であった。したがって、粗大Ｚｒ系
介在物の長径を１０μｍ超に限定した。
の総数の規定：まず、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μ
ｍ超に限定した理由を説明する。Ｚｒ系介在物は、圧延
方向断面では楕円または矩形の形状をしている。内部疲
労損傷の起点となったＺｒ系介在物を調査した結果、そ
の長径が１０μｍ超であった。したがって、粗大Ｚｒ系
介在物の長径を１０μｍ超に限定した。
【００２９】次に、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物
の総数を、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下に
限定した理由を説明する。長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系
介在物の総数が５００個を超えると、調査したほとんど
のレールにおいて頭部内部から疲労損傷が発生してお
り、レールの使用寿命が著しく低下する。このため、被
検面積１００ｍｍ2 あたりの粗大Ｚｒ系介在物の総数を
５００個以下に限定した。
の総数を、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下に
限定した理由を説明する。長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系
介在物の総数が５００個を超えると、調査したほとんど
のレールにおいて頭部内部から疲労損傷が発生してお
り、レールの使用寿命が著しく低下する。このため、被
検面積１００ｍｍ2 あたりの粗大Ｚｒ系介在物の総数を
５００個以下に限定した。
【００３０】ここで、上記の粗大ＺｒＯ2 系介在物の形
態を図３（ａ）〜（ｂ）に模式的に示す。図３（ａ）は
ＺｒＯ2 の例、図３（ｂ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体
の例である。粗大Ｚｒ系介在物とは、主に、単体の楕円
状のＺｒＯ2 とＺｒＯ2 を核としたＭｎＳの複合体であ
り、ＺｒＯ2 やＭｎＳには、ＴｉやＶの炭化物および窒
化物が生成する場合もある。なお、これらのＺｒＯ2 、
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物は、
光学顕微鏡や走査型顕微鏡で大きさやその数を測定し、
Ｘ線等による分析において、それぞれの介在物の詳細な
形態を確認することが可能である。また、長径とは介在
物の最大直径を示すものである。
態を図３（ａ）〜（ｂ）に模式的に示す。図３（ａ）は
ＺｒＯ2 の例、図３（ｂ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体
の例である。粗大Ｚｒ系介在物とは、主に、単体の楕円
状のＺｒＯ2 とＺｒＯ2 を核としたＭｎＳの複合体であ
り、ＺｒＯ2 やＭｎＳには、ＴｉやＶの炭化物および窒
化物が生成する場合もある。なお、これらのＺｒＯ2 、
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物は、
光学顕微鏡や走査型顕微鏡で大きさやその数を測定し、
Ｘ線等による分析において、それぞれの介在物の詳細な
形態を確認することが可能である。また、長径とは介在
物の最大直径を示すものである。
【００３１】また、これらのＺｒＯ2 、ＺｒＯ2 −Ｍｎ
Ｓ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の大きさやその数を
上記限定範囲内に制御するには、溶鋼中の酸素量をあ
る一定の範囲内に収め、Ｚｒ系介在物の生成を抑制す
る。精錬時に不活性ガス等で溶鋼をバブリングし、鋼
中に生成した粗大なＺｒ系介在物をスラグ中に浮上させ
除去する方法、これらの方法の組み合わせ技術を適用す
ることが望ましい。
Ｓ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の大きさやその数を
上記限定範囲内に制御するには、溶鋼中の酸素量をあ
る一定の範囲内に収め、Ｚｒ系介在物の生成を抑制す
る。精錬時に不活性ガス等で溶鋼をバブリングし、鋼
中に生成した粗大なＺｒ系介在物をスラグ中に浮上させ
除去する方法、これらの方法の組み合わせ技術を適用す
ることが望ましい。
【００３２】（５）ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ
系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規
定したパーライト組織の呈する範囲およびその硬さ：ま
ず、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパ
ーライト組織が呈する範囲を、頭部コーナー部および頭
頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲に限
定した理由について説明する。この範囲が３０ｍｍ未満
では、レール頭部の耐摩耗性や延性を必要とされている
領域としては小さく、十分な耐摩耗性や延性の改善効果
が得られないためである。また、Ｚｒを含む上記の介在
物の長径や総数を制御したパーライト組織を呈する範囲
が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点と
して、深さ４０ｍｍ以上であれば、耐摩耗性や延性の改
善効果がさらに増し、より望ましい。
系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規
定したパーライト組織の呈する範囲およびその硬さ：ま
ず、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパ
ーライト組織が呈する範囲を、頭部コーナー部および頭
頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲に限
定した理由について説明する。この範囲が３０ｍｍ未満
では、レール頭部の耐摩耗性や延性を必要とされている
領域としては小さく、十分な耐摩耗性や延性の改善効果
が得られないためである。また、Ｚｒを含む上記の介在
物の長径や総数を制御したパーライト組織を呈する範囲
が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点と
して、深さ４０ｍｍ以上であれば、耐摩耗性や延性の改
善効果がさらに増し、より望ましい。
【００３３】次に、頭部コーナー部および頭頂部の該頭
部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲のＺｒを含む上
記介在物の長径や総数を制御したパーライト組織の硬さ
を、Ｈｖ３２０以上に限定した理由について説明する。
本成分系では硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの
使用環境が過酷な場合はレール頭部の摩耗が著しく進行
し、さらに、場合によっては塑性変形起因の表面損傷が
発生する。さらに、粗大Ｚｒ系介在物の数を制御して
も、レール頭部内部から疲労損傷が発生しやすくなり、
重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、
耐内部疲労損傷性を十分に確保することが困難となるた
め、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定し
た。
部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲のＺｒを含む上
記介在物の長径や総数を制御したパーライト組織の硬さ
を、Ｈｖ３２０以上に限定した理由について説明する。
本成分系では硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの
使用環境が過酷な場合はレール頭部の摩耗が著しく進行
し、さらに、場合によっては塑性変形起因の表面損傷が
発生する。さらに、粗大Ｚｒ系介在物の数を制御して
も、レール頭部内部から疲労損傷が発生しやすくなり、
重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、
耐内部疲労損傷性を十分に確保することが困難となるた
め、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定し
た。
【００３４】ここで、図４に本発明のＺｒＯ2 介在物、
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長
径や総数を制御したパーライト系レールの頭部断面表面
位置での呼称、および耐摩耗性と延性が必要とされる領
域を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コ
ーナー部であり、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に
接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。上記パ
ーライト組織は少なくとも図中の斜線内に配置されてい
れば、レールの耐摩耗性や延性の改善が可能となる。
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長
径や総数を制御したパーライト系レールの頭部断面表面
位置での呼称、および耐摩耗性と延性が必要とされる領
域を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コ
ーナー部であり、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に
接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。上記パ
ーライト組織は少なくとも図中の斜線内に配置されてい
れば、レールの耐摩耗性や延性の改善が可能となる。
【００３５】さらに、図中の斜線内のパーライト組織の
硬さがＨｖ３２０以上であれば、特に、重荷重鉄道で要
求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷
性を十分に確保することが可能となる。したがって、Ｚ
ｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚ
ｒ系介在物の長径や総数を制御したパーライト組織は、
車輪とレールが主に接するレール頭部表面近傍に配置す
ることが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以
外の金属組織であってもよい。
硬さがＨｖ３２０以上であれば、特に、重荷重鉄道で要
求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷
性を十分に確保することが可能となる。したがって、Ｚ
ｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚ
ｒ系介在物の長径や総数を制御したパーライト組織は、
車輪とレールが主に接するレール頭部表面近傍に配置す
ることが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以
外の金属組織であってもよい。
【００３６】本発明レールの金属組織は、上記限定のよ
うなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レ
ールの成分系や熱処理製造方法によっては、上記のＺｒ
を含む介在物を添加したレールにおいても、レール柱
部、頭表部、頭部内部の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、ベイナイト
組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しか
し、これらの組織が混入しても、レールの耐摩耗性、靭
性、耐内部疲労損傷性等には大きな悪影響を及ぼさない
ため、耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト
系レールの組織としては、若干の初析フェライト組織、
初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイ
ト組織の混在も含んでいる。
うなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レ
ールの成分系や熱処理製造方法によっては、上記のＺｒ
を含む介在物を添加したレールにおいても、レール柱
部、頭表部、頭部内部の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、ベイナイト
組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しか
し、これらの組織が混入しても、レールの耐摩耗性、靭
性、耐内部疲労損傷性等には大きな悪影響を及ぼさない
ため、耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト
系レールの組織としては、若干の初析フェライト組織、
初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイ
ト組織の混在も含んでいる。
【００３７】（６）鋼レールの化学成分：まず、本発明
において鋼レールの化学成分を上記のように限定した理
由について説明する。Ｃは、パーライト変態を促進させ
て、かつセメンタイト相の密度を向上させ、耐摩耗性を
確保する元素である。しかしＣ量が０．５０％未満で
は、パーライト組織中の初析フェライト組織が生成し、
レールに必要とされている最低限の強度を確保すること
が困難となり、レールとしての効能を損なう。また、セ
メンタイト相の密度の向上により確耐摩耗性をより一層
向上させ、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系
の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量を０．８５％
超とすることが望ましい。またＣ量が１．４０％を超え
ると、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した
鋼においても、レール柱部に加えて、頭表部や頭部内部
のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成し、
レールの靭性が低下することや、頭部に内部疲労損傷が
発生しやすくなる。さらに、パーライト組織中のセメン
タイト相の密度が増加し、レールに必要とされる延性を
十分に確保できなくなるため、Ｃ量を０．８５超〜１．
４０％に限定した。
において鋼レールの化学成分を上記のように限定した理
由について説明する。Ｃは、パーライト変態を促進させ
て、かつセメンタイト相の密度を向上させ、耐摩耗性を
確保する元素である。しかしＣ量が０．５０％未満で
は、パーライト組織中の初析フェライト組織が生成し、
レールに必要とされている最低限の強度を確保すること
が困難となり、レールとしての効能を損なう。また、セ
メンタイト相の密度の向上により確耐摩耗性をより一層
向上させ、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系
の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量を０．８５％
超とすることが望ましい。またＣ量が１．４０％を超え
ると、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した
鋼においても、レール柱部に加えて、頭表部や頭部内部
のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成し、
レールの靭性が低下することや、頭部に内部疲労損傷が
発生しやすくなる。さらに、パーライト組織中のセメン
タイト相の密度が増加し、レールに必要とされる延性を
十分に確保できなくなるため、Ｃ量を０．８５超〜１．
４０％に限定した。
【００３８】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
ルの靭性に有害な初析セメンタイト組織の生成を抑制す
る元素である。また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物やＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒
素物が生成している介在物、さらに、ＺｒＯ2 介在物ま
たはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉ
の炭化物や窒素物が生成している介在物がパーライト組
織の変態核として作用し、パーライト組織のブロックサ
イズを微細化し、延性を向上させる元素である。
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
ルの靭性に有害な初析セメンタイト組織の生成を抑制す
る元素である。また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物やＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒
素物が生成している介在物、さらに、ＺｒＯ2 介在物ま
たはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉ
の炭化物や窒素物が生成している介在物がパーライト組
織の変態核として作用し、パーライト組織のブロックサ
イズを微細化し、延性を向上させる元素である。
【００３９】しかし、Ｚｒ量が０．０００１％未満で
は、ある一定の大きさを有するＺｒＯ 2 介在物の数が少
なく、凝固組織の等軸晶化率が低下し、初析セメンタイ
ト組織の生成によりレール柱部の靭性が低下する。ま
た、ある一定の大きさを有するＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成してい
るＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数が少なく、変態核とし
て十分な作用を示さない。その結果、パーライト組織の
ブロックサイズが微細化せず、パーライト組織の延性が
向上しない。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超える
と、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの延性が
低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした内部疲
労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下す
る。このため、Ｚｒ量を０．０００１〜０．２０００％
に限定した。
は、ある一定の大きさを有するＺｒＯ 2 介在物の数が少
なく、凝固組織の等軸晶化率が低下し、初析セメンタイ
ト組織の生成によりレール柱部の靭性が低下する。ま
た、ある一定の大きさを有するＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成してい
るＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数が少なく、変態核とし
て十分な作用を示さない。その結果、パーライト組織の
ブロックサイズが微細化せず、パーライト組織の延性が
向上しない。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超える
と、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、レールの延性が
低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした内部疲
労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下す
る。このため、Ｚｒ量を０．０００１〜０．２０００％
に限定した。
【００４０】なお、ある一定の大きさを有するＺｒＯ2
介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出
物が生成しているＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数を確保
し、レールの延性の向上、偏析の低減を図り、さらに、
粗大Ｚｒ系介在物の生成の抑制より、内部疲労損傷の発
生を防止するには、Ｚｒ添加量０．００１０〜０．０１
００％の範囲とすることが最も望ましい。また、延性の
向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を
最も引き出すには、Ｃ量は高い方が望ましい。特に、Ｃ
量を０．８５％超にすると、最もＺｒ系の介在物の効果
が現れる。
介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出
物が生成しているＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数を確保
し、レールの延性の向上、偏析の低減を図り、さらに、
粗大Ｚｒ系介在物の生成の抑制より、内部疲労損傷の発
生を防止するには、Ｚｒ添加量０．００１０〜０．０１
００％の範囲とすることが最も望ましい。また、延性の
向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を
最も引き出すには、Ｃ量は高い方が望ましい。特に、Ｃ
量を０．８５％超にすると、最もＺｒ系の介在物の効果
が現れる。
【００４１】Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相
への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇
させる元素であり、同時に初析セメンタイト組織の生成
を抑制し、レールの硬度や靭性を向上させる元素であ
る。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待
できず、硬度や靭性の向上が認められない。また、２．
００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成する
ことや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さら
に、パーライト組織自体が脆化し、レールの延性が低下
するばかりでなく、スポーリング等の表面損傷が発生し
レールの使用寿命が低下する。このため、Ｓｉ量を０．
０５〜２．００％に限定した。
への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇
させる元素であり、同時に初析セメンタイト組織の生成
を抑制し、レールの硬度や靭性を向上させる元素であ
る。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待
できず、硬度や靭性の向上が認められない。また、２．
００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成する
ことや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さら
に、パーライト組織自体が脆化し、レールの延性が低下
するばかりでなく、スポーリング等の表面損傷が発生し
レールの使用寿命が低下する。このため、Ｓｉ量を０．
０５〜２．００％に限定した。
【００４２】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
ことや、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物の数を制御
した鋼においても偏析が助長され、柱部などに初析セメ
ンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。この
ためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
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
ことや、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物の数を制御
した鋼においても偏析が助長され、柱部などに初析セメ
ンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。この
ためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００４３】また、上記の成分組成で製造されるレール
は、パーライト組織の強化による耐摩耗性の向上、初析
セメンタイト組織の生成抑制による靭性低下の防止、溶
接部熱影響部の軟化や脆化を防止、パーライト組織の延
性や靭性の向上、パーライト組織の強化と初析セメンタ
イトの生成の防止を図る目的で、Ｔｉ，Ｖ，Ｎ，Ｃｒ，
Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ
の元素を必要に応じて添加する。
は、パーライト組織の強化による耐摩耗性の向上、初析
セメンタイト組織の生成抑制による靭性低下の防止、溶
接部熱影響部の軟化や脆化を防止、パーライト組織の延
性や靭性の向上、パーライト組織の強化と初析セメンタ
イトの生成の防止を図る目的で、Ｔｉ，Ｖ，Ｎ，Ｃｒ，
Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ
の元素を必要に応じて添加する。
【００４４】ここで、Ｔｉは、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの
炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ2がパーライト組織の
変態核として作用しすることにより、パーライト組織の
ブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させ
る。さらに、レール溶接時にオーステナイト域まで加熱
される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部の脆化
を防止する。
炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ2がパーライト組織の
変態核として作用しすることにより、パーライト組織の
ブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させ
る。さらに、レール溶接時にオーステナイト域まで加熱
される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部の脆化
を防止する。
【００４５】Ｖは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳ
の表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒
化物がパーライト組織の変態核として作用しすることに
より、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レ
ールの延性や靭性を向上させる。さらに、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、同時に、析出硬化により
パーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の延性と
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。
の表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒
化物がパーライト組織の変態核として作用しすることに
より、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レ
ールの延性や靭性を向上させる。さらに、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、同時に、析出硬化により
パーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の延性と
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。
【００４６】Ｎは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳ
の表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーラ
イト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの
延性を向上させる。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し、耐摩耗性
の向上を図る。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硬
度を高め、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。
の表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーラ
イト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの
延性を向上させる。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し、耐摩耗性
の向上を図る。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硬
度を高め、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。
【００４７】またＢは、鉄炭ほう化物を生成し、初析セ
メンタイトの生成を抑制し、さらにパーライト変態を促
進させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下
の抑制と高寿命化を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に基地フェ
ライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉ
は、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向
上を図り、またレール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を
高める。Ｔｉは、レール溶接熱時にオーステナイト域ま
で加熱される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部
の脆化を防止する。
メンタイトの生成を抑制し、さらにパーライト変態を促
進させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下
の抑制と高寿命化を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に基地フェ
ライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉ
は、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向
上を図り、またレール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を
高める。Ｔｉは、レール溶接熱時にオーステナイト域ま
で加熱される熱影響部の組織を微細化し、溶接継ぎ手部
の脆化を防止する。
【００４８】Ｍｇ，Ｃａは、微細な酸化物や硫化物の生
成させることにより、ＭｎＳを微細分散させ、パーライ
ト変態の促進とパーライトブロックサイズの微細化によ
り、レールの延性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度
を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動さ
せ、パーライト組織の高硬度（強度）化と初析セメンタ
イトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靭性低
下の防止を図ることが主な添加目的である。
成させることにより、ＭｎＳを微細分散させ、パーライ
ト変態の促進とパーライトブロックサイズの微細化によ
り、レールの延性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度
を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動さ
せ、パーライト組織の高硬度（強度）化と初析セメンタ
イトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靭性低
下の防止を図ることが主な添加目的である。
【００４９】それらの成分の個々について、以下に詳細
に説明する。Ｔｉは、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、
窒化物を形成し、ＺｒＯ2 がパーライト組織の変態核と
して作用しすることにより、パーライト組織のブロック
サイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さら
に、溶接時の再加熱においてＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化
物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで
加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手
部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、
０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５０
０％を超えて添加すると、粗大なＴｉＣやＴｉＮが生成
して、レールの靭性が低下することや、硬質なＴｉの炭
化物やＴｉの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自
体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＴ
ｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
に説明する。Ｔｉは、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、
窒化物を形成し、ＺｒＯ2 がパーライト組織の変態核と
して作用しすることにより、パーライト組織のブロック
サイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さら
に、溶接時の再加熱においてＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化
物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで
加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手
部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、
０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５０
０％を超えて添加すると、粗大なＴｉＣやＴｉＮが生成
して、レールの靭性が低下することや、硬質なＴｉの炭
化物やＴｉの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自
体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＴ
ｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００５０】Ｖは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳ
の表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒
化物がパーライト組織の変態核として作用しすることに
より、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レ
ールの延性や靭性を向上させる。さらに、高温度に加熱
する熱処理が行われる場合に、Ｖの炭化物やＶの窒化物
のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、
パーライト組織の延性を向上させ、同時に、熱間圧延時
の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬
化でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト
組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。
これに加えて、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱
影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物
を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに
有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその
効果が十分に期待できず、パーライト組織の延性や硬度
の向上は認められない。また、０．５０％を超えて添加
すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レー
ルの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。さらに、Ｖの
炭化物やＶの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自
体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＶ
量を０．００５〜０．５０％に限定した。
の表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒
化物がパーライト組織の変態核として作用しすることに
より、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レ
ールの延性や靭性を向上させる。さらに、高温度に加熱
する熱処理が行われる場合に、Ｖの炭化物やＶの窒化物
のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、
パーライト組織の延性を向上させ、同時に、熱間圧延時
の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬
化でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト
組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。
これに加えて、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱
影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物
を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに
有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその
効果が十分に期待できず、パーライト組織の延性や硬度
の向上は認められない。また、０．５０％を超えて添加
すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レー
ルの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。さらに、Ｖの
炭化物やＶの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自
体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＶ
量を０．００５〜０．５０％に限定した。
【００５１】Ｎは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳ
の表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーラ
イト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの
延性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未
満ではその効果が十分に期待できず、Ｖの窒化物の生成
の促進が図れない。また０．０５０％を超えて添加する
と、溶鋼中にブローホールなどの欠陥が生成して疲労損
傷の起点となり、レール使用寿命を低下させる。このた
めＮ量を０．００５〜０．０５０％に限定した。
の表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーラ
イト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの
延性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未
満ではその効果が十分に期待できず、Ｖの窒化物の生成
の促進が図れない。また０．０５０％を超えて添加する
と、溶鋼中にブローホールなどの欠陥が生成して疲労損
傷の起点となり、レール使用寿命を低下させる。このた
めＮ量を０．００５〜０．０５０％に限定した。
【００５２】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、パーライト組織中のセメン
タイト相を強化することによって耐摩耗性を向上させる
元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、
２．００％を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイ
ト組織が多量に生成してレールの耐摩耗性や靭性を低下
させるため、Ｃｒ量を０．０１〜２．００％に限定し
た。
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、パーライト組織中のセメン
タイト相を強化することによって耐摩耗性を向上させる
元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、
２．００％を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイ
ト組織が多量に生成してレールの耐摩耗性や靭性を低下
させるため、Ｃｒ量を０．０１〜２．００％に限定し
た。
【００５３】Ｍｏは、Ｃｒ同様にパーライトの平衡変態
点を上昇させ、パーライトラメラ間隔を微細化すること
により、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与し、
耐摩耗性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、０．５０％を超える過剰な添加を
行うと、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御し
た鋼においても偏析が助長され、さらに、パーライト変
態速度が低下し、柱部などにマルテンサイト組織が生成
してレールの靭性が低下するため、Ｍｏ量を０．０１〜
０．５０％に限定した。
点を上昇させ、パーライトラメラ間隔を微細化すること
により、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与し、
耐摩耗性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、０．５０％を超える過剰な添加を
行うと、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御し
た鋼においても偏析が助長され、さらに、パーライト変
態速度が低下し、柱部などにマルテンサイト組織が生成
してレールの靭性が低下するため、Ｍｏ量を０．０１〜
０．５０％に限定した。
【００５４】Ｎｂは、Ｖと同様に、高温度に加熱する熱
処理が行われる場合に、Ｎｂの炭化物やＮｂの窒化物の
ピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、同
時に、熱間圧延時の冷却課程で生成したＮｂの炭化物、
Ｎｂの窒化物による析出硬化でパーライト組織の硬度
（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上さ
せるのに有効な元素である。これに加えて、Ａｃ1 点以
下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域
から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に
生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有
効な元素である。しかしその効果は、０．００２％未満
では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の
改善は認められない。また０．０５０％を超える添加す
ると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レ
ールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このためＮ
ｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
処理が行われる場合に、Ｎｂの炭化物やＮｂの窒化物の
ピニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、同
時に、熱間圧延時の冷却課程で生成したＮｂの炭化物、
Ｎｂの窒化物による析出硬化でパーライト組織の硬度
（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上さ
せるのに有効な元素である。これに加えて、Ａｃ1 点以
下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域
から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に
生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有
効な元素である。しかしその効果は、０．００２％未満
では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の
改善は認められない。また０．０５０％を超える添加す
ると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レ
ールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このためＮ
ｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００５５】Ｂは、鉄炭ほう化物を形成し、初析セメン
タイトの生成を抑制し、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にし、
レールの靭性低下を防止し、高寿命化を図る元素である
が、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、レ
ール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．
００５０％を超えて添加すると、粗大な鉄の炭ほう化物
が生成し、延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が大
きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００
５０％に限定した。
タイトの生成を抑制し、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にし、
レールの靭性低下を防止し、高寿命化を図る元素である
が、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、レ
ール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．
００５０％を超えて添加すると、粗大な鉄の炭ほう化物
が生成し、延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が大
きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００
５０％に限定した。
【００５６】Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに
固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）
を向上させる元素であり、さらに、パーライトの変態エ
ネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にするこ
とにより靭性を向上させる元素であるが、０．０１％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、フェライト相の延性が著しく低下し、衝
撃値が低下し、レールの靭性向上が図れない。このため
Ｃｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）
を向上させる元素であり、さらに、パーライトの変態エ
ネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にするこ
とにより靭性を向上させる元素であるが、０．０１％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、フェライト相の延性が著しく低下し、衝
撃値が低下し、レールの靭性向上が図れない。このため
Ｃｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５７】Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに
固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）
を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効
果が期待できない。また１．００％を超えて添加する
と、著しい焼入れ性向上により靭性に有害なマルテンサ
イト組織が生成しやすくなる。さらに、フェライト相の
延性が著しく低下し、レールの延性が向上しない。この
ためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）
を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効
果が期待できない。また１．００％を超えて添加する
と、著しい焼入れ性向上により靭性に有害なマルテンサ
イト組織が生成しやすくなる。さらに、フェライト相の
延性が著しく低下し、レールの延性が向上しない。この
ためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５８】Ｎｉは、パーライト鋼の靭性を向上させ、
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、レールの延性が向上しない。このた
めＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
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、レールの延性が向上しない。このた
めＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５９】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する。その結果、パーライトブロ
ックサイズを微細化することにより、パーライト組織の
延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．
０００５％未満ではその効果は弱く、０．０３００％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、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍ
ｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。
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する。その結果、パーライトブロ
ックサイズを微細化することにより、パーライト組織の
延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．
０００５％未満ではその効果は弱く、０．０３００％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、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍ
ｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。
【００６０】Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとし
て硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分
散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーラ
イト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロッ
クサイズを微細化することにより、パーライト組織の延
性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０
００５％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
延性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃ
ａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
て硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分
散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーラ
イト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロッ
クサイズを微細化することにより、パーライト組織の延
性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０
００５％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
延性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃ
ａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
【００６１】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、同時に共析炭素濃度を
高炭素側へそれぞれ移動させる元素であり、パーライト
組織の高強度化と、初析セメンタイト組織の生成抑制に
より、靭性低下を防止する元素であるが、０．０２５０
％未満ではその効果が弱く、３．００％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、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また溶接
時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａ
ｌ量を０．０２５０〜３．００％に限定した。
また、共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を
高炭素側へそれぞれ移動させる元素であり、パーライト
組織の高強度化と、初析セメンタイト組織の生成抑制に
より、靭性低下を防止する元素であるが、０．０２５０
％未満ではその効果が弱く、３．００％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、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また溶接
時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａ
ｌ量を０．０２５０〜３．００％に限定した。
【００６２】上記のような成分組成で構成されるレール
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、
さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。次に、
この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるい
は熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱
処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーラ
イト組織を安定的に生成させることが可能となる。
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、
さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。次に、
この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるい
は熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱
処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーラ
イト組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００６３】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。表
１（表１−１）、表２（表１−２）に、本発明レール鋼
の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０
μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物
の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの
炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層
にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０
μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の
硬さを示す。また同表には、図５に示す強制冷却条件下
における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレー
ル頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、
柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記
した。
１（表１−１）、表２（表１−２）に、本発明レール鋼
の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０
μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物
の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒ
Ｏ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの
炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μ
ｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層
にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０
μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の
硬さを示す。また同表には、図５に示す強制冷却条件下
における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレー
ル頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、
柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記
した。
【００６４】表３（表２−１）、表４（表２−２）に、
比較レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、
長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在
物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の
表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長
径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、Ｚ
ｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総
数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、および
レール頭部の硬さを示す。また同表には、図５に示す強
制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り
返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の
全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試
験結果も併記した。
比較レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、
長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在
物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の
表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長
径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、Ｚ
ｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総
数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、および
レール頭部の硬さを示す。また同表には、図５に示す強
制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り
返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の
全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試
験結果も併記した。
【００６５】なお、レールの構成は以下のとおりであ
る。 ・本発明レール鋼（２１本） 符号Ａ１〜Ｕ１ 上記成分範囲内で、鋼レールの頭部コーナー部および頭
頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲
がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を
呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍ
のＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物が、
被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個存在する
ことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性
パーライト系レール。 ・比較レール鋼（１１本） 符号Ａ２〜Ｋ２ 符号Ａ２〜Ｄ２：Ｃ，Ｚｒ，ＳｉおよびＭｎの添加量が
上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。 符号Ｅ２〜Ｈ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面
積１００ｍｍ2 あたり、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介
在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数が上記請求
範囲外の比較レール鋼（４本）。 符号Ｉ２〜Ｋ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面
積１００ｍｍ2 あたり、粗大Ｚｒ系介在物の総数が上記
請求範囲外の比較レール鋼（３本）。
る。 ・本発明レール鋼（２１本） 符号Ａ１〜Ｕ１ 上記成分範囲内で、鋼レールの頭部コーナー部および頭
頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲
がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を
呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍ
のＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物が、
被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個存在する
ことを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性
パーライト系レール。 ・比較レール鋼（１１本） 符号Ａ２〜Ｋ２ 符号Ａ２〜Ｄ２：Ｃ，Ｚｒ，ＳｉおよびＭｎの添加量が
上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。 符号Ｅ２〜Ｈ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面
積１００ｍｍ2 あたり、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介
在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数が上記請求
範囲外の比較レール鋼（４本）。 符号Ｉ２〜Ｋ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面
積１００ｍｍ2 あたり、粗大Ｚｒ系介在物の総数が上記
請求範囲外の比較レール鋼（３本）。
【００６６】ここで、本明細書中の図について説明す
る。図１は偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成
する領域を示したものである。図２（ａ）〜（ｃ）は、
ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の形態
を模式的に示したものである。図３（ａ）〜（ｃ）は、
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化
物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示したも
のである。また図４は、ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数
を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示した
ものである。
る。図１は偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成
する領域を示したものである。図２（ａ）〜（ｃ）は、
ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の形態
を模式的に示したものである。図３（ａ）〜（ｃ）は、
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化
物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示したも
のである。また図４は、ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数
を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示した
ものである。
【００６７】また図５は、西原式摩耗試験機の概略を示
したものである。図６は転動疲労試験機の概要を示した
ものである。図７は、表１（表１−１），表２（表１−
２）と表３（表２−１），表４（表２−２）に示すミク
ロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を図
示したものである。図８は、表１〜表４に示す摩耗試験
における試験片採取位置を図示したものである。図９
は、表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取位置
を図示したものである。
したものである。図６は転動疲労試験機の概要を示した
ものである。図７は、表１（表１−１），表２（表１−
２）と表３（表２−１），表４（表２−２）に示すミク
ロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を図
示したものである。図８は、表１〜表４に示す摩耗試験
における試験片採取位置を図示したものである。図９
は、表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取位置
を図示したものである。
【００６８】さらに図１０は、表１，表２に示す本発明
レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）と、表３，表４に示す比
較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍ
のＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総
数と引張試験の全伸び値の関係を図示したもの。図１１
は表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ
１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜
Ｈ２）の長径１〜１０μｍの、ＺｒＯ2 介在物およびＺ
ｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値
の関係を図示したものである。図１２は、表１，表２に
示す本発明レール鋼の摩耗試験結果における硬さと摩耗
量の関係を示したものである。なお、図５において、３
はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルであ
る。また図６において、６はレール移動用スライダーで
あり、この上にレール７が設置される。１０はモーター
９で回転する車輪８の左右の動きおよび荷重を制御する
荷重負荷装置である。試験は左右に移動するレール７上
を車輪８が転動する。
レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）と、表３，表４に示す比
較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍ
のＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総
数と引張試験の全伸び値の関係を図示したもの。図１１
は表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ
１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜
Ｈ２）の長径１〜１０μｍの、ＺｒＯ2 介在物およびＺ
ｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値
の関係を図示したものである。図１２は、表１，表２に
示す本発明レール鋼の摩耗試験結果における硬さと摩耗
量の関係を示したものである。なお、図５において、３
はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルであ
る。また図６において、６はレール移動用スライダーで
あり、この上にレール７が設置される。１０はモーター
９で回転する車輪８の左右の動きおよび荷重を制御する
荷重負荷装置である。試験は左右に移動するレール７上
を車輪８が転動する。
【００６９】各種試験は次のとおりとした。 ・摩耗試験 試験機 ：西原式摩耗試験機（図５参照） 試験片形状 ：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ） 試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図６参照） 試験荷重 ：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ） すべり率 ：２０％ 相手材 ：パーライト鋼（Ｈｖ３８０） 雰囲気 ：大気中 冷却 ：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ） 繰返し回数 ：７０万回 ・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 引張速度 ：１０ｍｍ／ｍｉｎ 試験温度 ：常温（２０℃）
【００７０】 ・柱部衝撃試験 試験片 ：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片 試験片採取位置：レール柱部（図９参照） 試験温度 ：常温（＋２０℃） ・転動疲労試験 試験機：転動疲労試験機（図６参照） 試験片形状 レール：１３６ポンドレール×２ｍ 車 輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ） 荷重条件（重荷重鉄道再現） ラジアル荷重：１４７０００Ｎ（１５トン） スラスト荷重： ９８００Ｎ（ １トン） 潤滑条件 ドライ＋油（間欠給油）
【００７１】
【表１】
【００７２】
【表２】
【００７３】
【表３】
【００７４】
【表４】
【００７５】
【発明の効果】表１〜表４に示すように、本発明レール
鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ａ２
〜Ｃ２）と比べて、Ｃ，Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をあ
る一定範囲内に納めることにより、レールの靭性や延性
さらには耐摩耗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、パーライト
組織とすることができる。また図１０に示すように、本
発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼
（符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物および
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と制御することや、さ
らにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を
制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ
２）と比べて、レール頭部の全伸び値が向上している。
鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ａ２
〜Ｃ２）と比べて、Ｃ，Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をあ
る一定範囲内に納めることにより、レールの靭性や延性
さらには耐摩耗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、パーライト
組織とすることができる。また図１０に示すように、本
発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼
（符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物および
ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と制御することや、さ
らにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を
制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ
２）と比べて、レール頭部の全伸び値が向上している。
【００７６】さらに図１１に示すように、本発明レール
鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ｆ２
〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の総数と制御することや、さらにＶの炭化
物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御すること
により、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）で確認とさ
れたような、レール柱部の初析セメンタイト組織生成を
抑え、レール柱部の衝撃値が向上している。これらに加
えて、表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符
号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ｉ２〜Ｋ
２）と比べて、粗大ＺｒＯ2 系の介在物の生成量を抑制
することにより、内部疲労損傷性の発生を防止すること
ができる。また図１２に示すように、本発明レール鋼
は、Ｃ量を０．８５mass％以上とすることにより、耐摩
耗性がより一層向上する。
鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ｆ２
〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −Ｍ
ｎＳ系介在物の総数と制御することや、さらにＶの炭化
物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御すること
により、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）で確認とさ
れたような、レール柱部の初析セメンタイト組織生成を
抑え、レール柱部の衝撃値が向上している。これらに加
えて、表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符
号：Ｇ１〜Ｍ１）は、比較レール鋼（符号：Ｉ２〜Ｋ
２）と比べて、粗大ＺｒＯ2 系の介在物の生成量を抑制
することにより、内部疲労損傷性の発生を防止すること
ができる。また図１２に示すように、本発明レール鋼
は、Ｃ量を０．８５mass％以上とすることにより、耐摩
耗性がより一層向上する。
【００７７】このように本発明によれば、重荷重鉄道で
使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにお
いて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御すること
により、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、
さらに、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成
を防止し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延
性向上を同時に達成する。従って、レール柱部の偏析を
軽減し、同時に延性の低下を防止することにより、レー
ル柱部の靭性低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危
険性を低下させる。
使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにお
いて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ
2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御すること
により、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、
さらに、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成
を防止し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延
性向上を同時に達成する。従って、レール柱部の偏析を
軽減し、同時に延性の低下を防止することにより、レー
ル柱部の靭性低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危
険性を低下させる。
【図１】偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成す
る領域を示す図。
る領域を示す図。
【図２】ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在
物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ2 介在物
の例、（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、
（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合介在物の例である。
物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ2 介在物
の例、（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、
（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合介在物の例である。
【図３】ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ、Ｖ
の炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示
す図で、（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒化
物が生成した例、（ｂ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の
ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例、
（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層に
Ｔｉの炭化物や窒化物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭
化物や窒化物が生成した例である。
の炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示
す図で、（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒化
物が生成した例、（ｂ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の
ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例、
（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層に
Ｔｉの炭化物や窒化物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭
化物や窒化物が生成した例である。
【図４】ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物ま
たは粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパー
ライト組織が必要とされる領域を示す図。
たは粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパー
ライト組織が必要とされる領域を示す図。
【図５】西原式摩耗試験機の概略を示す図。
【図６】転動疲労試験機の概要を示す図。
【図７】ミクロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張
試験位置を示す図。
試験位置を示す図。
【図８】摩耗試験における試験片採取位置を示す図。
【図９】表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取
位置を示す図。
位置を示す図。
【図１０】本発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）と比較
レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍの
ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数
と引張試験の全伸び値の関係を示す図。
レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍの
ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数
と引張試験の全伸び値の関係を示す図。
【図１１】本発明レール鋼（符号：Ｇ１〜Ｍ１）と比較
レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍの
ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数
と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を示す図。
レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍの
ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数
と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を示す図。
【図１２】本発明レール鋼の摩耗試験結果における炭素
量と摩耗量の関係を示す図。
量と摩耗量の関係を示す図。
１：頭頂部 ２：頭部コーナー部 ３：レール試験片 ４：相手材 ５：冷却用ノズル ６：レール移動用スライダー ７：レール ８：車輪 ９：モーター １０：荷重負荷装置
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 本田 尚久 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 松下 公一郎 北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵 株式会社八幡製鐵所内
Claims (16)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．５０〜１．４０％ を含有する鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナ
ー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３
０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パー
ライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径
１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ
系介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５００
０個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優
れた低偏析性パーライト系レール。 - 【請求項２】 長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物また
はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層に
Ｔｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数が、被検面
積１００ｍｍ2 あたり５〜２５００個存在することを特
徴とする請求項１記載の耐摩耗性および延性に優れた低
偏析性パーライト系レール。 - 【請求項３】 長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系
介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有
する介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2あたり５〜
２５００個存在す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低偏析性パーライ
ト系レール。 - 【請求項４】 長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総
数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下である
ことを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記
載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系
レール。 - 【請求項５】 前記鋼レールの頭部コーナー部および頭
頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲
が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織であることを特
徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載の耐摩
耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。 - 【請求項６】 質量％で、さらに、 Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％ を含有することを特徴とする請求項１ないし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低偏析性パ
ーライト系レール。 - 【請求項７】 質量％で、さらに、 Ｃ ：０．８５超〜１．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、 Ｍｎ：０．０５〜２．００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする請求項１ないし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低偏析性パーライト系レ
ール。 - 【請求項８】 質量％で、さらに、 Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、 Ｖ ：０．００５〜０．５００％、 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項７
に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライ
ト系レール。 - 【請求項９】 質量％で、さらに、 Ｎ ：０．００５０〜０．０５００％ を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の
耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レー
ル。 - 【請求項１０】 質量％で、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．００％、 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７
〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れ
た低偏析性パーライト系レール。 - 【請求項１１】 質量％で、さらに、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％ を含有することを特徴とする請求項７〜１０のいずれか
１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パー
ライト系レール。 - 【請求項１２】 質量％で、さらに、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％ を含有することを特徴とする請求項７〜１１のいずれか
１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パー
ライト系レール。 - 【請求項１３】 質量％で、さらに、 Ｃｏ：０．０１〜２．００％、 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７
〜１２のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優
れた低偏析性パーライト系レール。 - 【請求項１４】 質量％で、さらに、 Ｎｉ：０．０１〜１．００％ を含有することを特徴とする請求項７〜１３のいずれか
１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パー
ライト系レール。 - 【請求項１５】 質量％で、さらに、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項７
〜１４のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優
れた低偏析性パーライト系レール。 - 【請求項１６】 質量％でさらに、 Ａｌ：０．０２５０〜３．００％ を含有することを特徴とする請求項７〜１５のいずれか
１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パー
ライト系レール。
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| JP2001322220A JP3769218B2 (ja) | 2001-04-04 | 2001-10-19 | 耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール |
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| JP2001-106353 | 2001-04-04 | ||
| JP2001106353 | 2001-04-04 | ||
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- 2001-10-19 JP JP2001322220A patent/JP3769218B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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