JP2003129182A - 耐表面損傷性に優れたパーライト系レールおよびその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 パーライト組織の鋼レールにおいて、Ｃｕ添
加量をある一定範囲内に納め、パーライト組織中のフェ
ライト相のＣｕ濃度に対するセメンタイト相のＣｕ濃度
の比をある一定値以上とすることにより、ころがり面の
フェライト粒の微細化を抑制し、疲労ダメージの蓄積を
減少し、さらに集合組織の発達を抑制する。これらの効
果により、旅客鉄道や重荷重鉄道においてレールの耐表
面損傷性を向上させる。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、
Ｃｕ：１．００超〜２．５０％を含有する鋼レールにお
いて、パーライト組織中のフェライト相のＣｕ濃度（Ｆ
Ｃｕ）に対するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の
比（ＦＣｕ／ＣＣｕ）が２０以上であることを特徴とす
る耐表面損傷性に優れたパーライト系レール。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、旅客鉄道や重荷重
鉄道のレールに要求される耐表面損傷性を向上させるこ
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】近年、旅客鉄道や貨物鉄道では、輸送効
率の向上を目的として列車の高速化や貨車の高積載化が
進められている。これに伴い主に直線区間のレールにお
いては、レール使用環境が苛酷化し、レールと車輪の繰
り返し接触によるダークスポット損傷と呼ばれるレール
ころがり面の疲労損傷の発生が増加している。このダー
クスポット損傷は、従来からのパーライト組織を呈した
レールが使用されている旅客鉄道や貨物鉄道の直線区間
のレールで発生し易い特徴を有している。

【０００３】本発明者らは、このダークスポット損傷の
発生源であると考えられる、車輪との繰り返し接触によ
って生成するころがり面の疲労層（疲労ダメージ層、集
合組織）の形成と金属組織の関係を研究した。その結
果、フェライト相とセメンタイト相の層状構造を成して
いるパーライト組織では、疲労ダメージ層が蓄積し易
く、さらに集合組織が発達し易いの対して、柔らかなフ
ェライト組織地に粒状の硬い炭化物が分散したベイナイ
ト組織は、パーライト組織と比べて摩耗量が多いため、
ころがり面において疲労ダメージ層が蓄積し難く、さら
に疲労損傷の引き金となる集合組織が発達し難く、結果
としてダークスポット損傷が発生し難いことが明らかと
なった。

【０００４】そこで、ベイナイト組織を呈したレールと
して、下記に示すような製品および製造法が開発され
た。 低炭素成分でＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの合金元素を多
量に添加して、圧延ままでベイナイト組織を呈する高強
度レール（特開平５−２７１８７１号公報）。 低炭素成分でＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの合金元素を添
加し、熱間圧延後の高温度の熱を保有するレール、ある
いは高温に加熱されたレールの頭部を加速冷却する高強
度ベイナイトレールの製造法（特開平７−３４１３２号
公報）。 これらのレールの特徴は、耐ころがり疲労損傷性に優れ
たベイナイト組織を安定に生成させるため、従来の普通
炭素鋼レールと比較して炭素量を低減させると同時に、
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの合金元素を多く添加し、さらに
塑性変形起因のころがり疲労損傷の発生を防止するた
め、適切な熱処理により硬度を向上させたものであっ
た。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】これらのレールでは、
ベイナイト組織を安定に生成させるため、従来のパーラ
イト組織のレールと比較して、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの
合金元素を多く添加する必要があった。しかし、これら
の合金を添加すると、製造コストが著しく上昇しすると
いう問題があった。また合金を添加すると、ガス圧接や
フラッシュバット溶接等の既存のレール圧接において、
加熱条件や圧接量（押し込み量）等の施工条件を変更す
る必要があり、溶接条件の最適化が困難であった。

【０００６】このような背景から、製造コストの上昇が
少なく、溶接施工性の容易な、現行のベイナイト組織の
レールに代わる耐表面損傷性に優れたレールの開発が求
められるようになってきた。すなわち本発明は、旅客鉄
道や重荷重鉄道のレールにおいて、耐表面損傷性を向上
させ、同時に製造コストの低減と溶接施工性の改善を図
ることを目的としたものである。

【０００７】

【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：０．６５〜１．２０％、 Ｃｕ：１．００超〜２．５０％ を含有する鋼レールにおいて、パーライト組織中のフェ
ライト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）に対するセメンタイト相
のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比（ＦＣｕ／ＣＣｕ）が２０以
上であることを特徴とする耐表面損傷性に優れたパーラ
イト系レール。 （２）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３
０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、その硬さ
がＨｖ３００〜５００の範囲とすることができる。 （３）また、上記（１）または（２）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。 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、 Ｍｎ：０．０５〜２．００％ の１種または２種、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％ の１種または２種、 Ｖ ：０．００５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％ の１種または２種、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｃｏ：０．０１〜２．００％、 Ｎｉ：０．０１〜３．００％、 Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％ の１種または２種以上、 Ａｌ：０．０２５〜３．００％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。 （４）上記レールは、熱間圧延ままのＡｒ1 点以上の温
度の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的でＡｃ1 点
＋３０℃以上の温度に加熱された鋼レール頭部を、オー
ステナイト域温度から１〜２０℃／sec の冷却速度で加
速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００〜４５０
℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後放冷するこ
とにより製造できる。

【０００８】

【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、ころがり疲労損傷の発生を防止す
るため、ベイナイト組織と同様な特性、すなわち、ころ
がり面において疲労ダメージの蓄積や集合組織の発達が
少なく、塑性変形起因のころがり疲労損傷の発生を防止
する観点から、適度な硬度を有する金属組織やその添加
元素を研究した。様々な金属組織やその添加元素を探索
した結果、レール鋼として優れた実績のあるパーライト
組織において、安価なＣｕを添加した鋼は、同一硬さの
Ｃｕ無添加のパーライト鋼と比べて摩耗量が非常に多
く、疲労ダメージの蓄積が少ないことがわかった。

【０００９】さらに本発明者らは、上記の摩耗試験片を
用いて、Ｘ線によるころがり面の集合組織の発達の程度
を調査した。その結果、Ｃｕを添加したパーライト鋼
は、Ｃｕ無添加のパーライト鋼と比べて集合組織の発達
が少なく、そのレベルは現行のベイナイト鋼レベルであ
ることが確認された。これらの結果に加えて、Ｃｕを添
加したパーライト鋼の圧接性を評価した。その結果、低
炭素のベース成分にＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの合金を添加
したベイナイト鋼は、熱間変形抵抗が高く、加熱条件や
圧接量（押し込み量）等の施工条件を変更する必要があ
ったが、Ｃｕを添加したパーライト鋼は、現行レールと
比べ熱間変形抵抗に大きな差がなく、既存の施工条件で
十分な圧接ができることを確認した。

【００１０】次に本発明者らは、Ｃｕ添加により摩耗が
促進する要因について、まずころがり面の硬さの変化の
観点から調査した。その結果、Ｃｕを添加したパーライ
ト鋼では、Ｃｕ無添加のパーライト鋼と比べてころがり
面の硬さが低いことがわかった。したがって、Ｃｕを添
加したパーライト鋼では加工硬化量が低下し、このため
摩耗が促進されていることが確認された。

【００１１】さらに本発明者らは、Ｃｕを添加したパー
ライト鋼において、加工硬化量が低下する原因をころが
り面の微視組織の変化の観点から調査した。その結果、
摩耗試験片のころがり面では、摩耗する前のレールの組
織形態は全く存在せず、微細に破砕された硬質の炭化物
やセメンタイト組織と微細なフェライト組織（粒）から
なる組織形態であり、Ｃｕを添加したパーライト鋼は、
Ｃｕ無添加のパーライト鋼と比べてフェライト組織の粒
径が大きいことが確認された。これらの結果に加えて、
電子線の回折パターンの解析から、Ｃｕを添加したパー
ライト鋼は、より微細なフェライト組織を有するＣｕ無
添加のパーライト鋼と比べて、集合組織の発達が非常に
少ないことも確認された。

【００１２】次に本発明者らは、Ｃｕ添加によりフェラ
イト組織の粒径が粗大化（加工効果量の低下）し、摩耗
が促進する原因、さらには集合組織の発達が減少する原
因につい調査した。その結果、Ｃｕを添加したパーライ
ト鋼では、基地組織であるフェライトに多量のＣｕが固
溶しており、この固溶したＣｕがころがり面でのフェラ
イト粒の微細化の抑制、すなわち加工硬化量の低下、さ
らには集合組織の発達を抑制していることが確認され
た。

【００１３】そこで本発明者らは、ころがり面でのフェ
ライト粒の微細化や集合組織の発達を抑制するのに必要
なＣｕ添加量を検討した。その結果、Ｃｕ添加量をある
一定以上の範囲とした成分系において、パーライト組織
中のフェライト相のＣｕ濃度に対するセメンタイト相の
Ｃｕ濃度の比をある一定値以上とすることにより、フェ
ライト粒の微細化や集合組織の発達を抑制できることが
わかった。

【００１４】以上の結果、パーライト組織の鋼レールに
おいて、Ｃｕ添加量をある一定範囲内に納め、パーライ
ト組織中のフェライト相のＣｕ濃度に対するセメンタイ
ト相のＣｕ濃度の比をある一定値以上とすることによ
り、ころがり面のフェライト粒の微細化が抑制され、疲
労ダメージの蓄積が減少する。さらに、集合組織の発達
が抑制され、耐表面損傷性が向上することを知見した。
すなわち本発明は、旅客鉄道や重荷重鉄道のレールにお
いて、耐表面損傷性を向上させ、同時に製造コストの低
減と溶接施工性の改善を図ることを目的としたものであ
る。次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。

【００１５】（１）パーライト組織中のフェライト相の
Ｃｕ濃度に対するセメンタイト相のＣｕ濃度の比：ま
ず、パーライト組織中のフェライト相のＣｕ濃度（ＦＣ
ｕ）に対するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比
（ＦＣｕ／ＣＣｕ）を２０以上に限定した理由について
説明する。フェライト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）に対する
セメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比（ＦＣｕ／Ｃ
Ｃｕ）が２０未満になると、ころがり面において基地フ
ェライト組織の粒径が微細化し、加工硬化特性が向上す
る。その結果、耐摩耗性の向上により疲労ダメージが蓄
積し、耐ころがり疲労損傷性が低下する。また、基地フ
ェライト組織の粒径の微細化により集合組織が発達し、
耐ころがり疲労損傷性が低下する。このため、フェライ
ト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）に対するセメンタイト相のＣ
ｕ濃度（ＣＣｕ）の比（ＦＣｕ／ＣＣｕ）を２０以上に
限定した。

【００１６】パーライト組織のフェライト相およびセメ
ンタイト相に固溶するＣｕ濃度の測定方法としては、レ
ール鋼から薄膜を採取し、アトムプローブ電界イオン顕
微鏡を用いれば、簡単且つ正確に測定することができ
る。本発明において、フェライト相中のＦＣｕ濃度
（％）およびセメンタイト相中のＣＣｕ濃度（％）は、
アトムプローブ電界イオン顕微鏡による分析から、Ｃｕ
の検出イオン数（Ｂ）を全検出イオン数（Ａ）で除した
（Ｂ／Ａ×１００）値を用い、フェライト相のＣｕ濃度
（ＦＣｕ）に対するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣ
ｕ）の比（ＦＣｕ／ＣＣｕ）を求めた。また上記方法で
は、限られた領域でのフェライト相およびセメンタイト
相に固溶するＣｕ濃度の測定を行うため、測定値に大き
なばらつきが発生しやすい。そこで正確に炭素濃度の測
定を行うには、任意の１０点以上で測定し、その平均的
な値を代表値とすることが望ましい。

【００１７】（２）鋼レールの化学成分：次に、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。成分含有量は質量％である。Ｃ
は、パーライト変態を促進させ、かつ強度や耐摩耗性を
確保する有効な元素である。しかしＣ量が０．６５％未
満では、初析フェライト組織が生成し、レールに要求さ
れている基本的な硬度や耐摩耗性を確保することが困難
となる。さらに、ころがり面に塑性変形起因のフレーキ
ング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。またＣ量
が１．２０％を超えると、耐摩耗性が著しく増加し、ダ
ークスポット損傷などの表面損傷が発生して耐表面損傷
性が低下する。また、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、初
析セメンタイト組織を起点としたスポーリング損傷が発
生する。このためＣ量を０．６５〜１．２０％に限定し
た。

【００１８】Ｃｕは、パーライト組織中のフェライト相
に固溶し、この固溶したＣｕが、ころがり面でのフェラ
イト粒の微細化の抑制、すなわち加工硬化量の低下さら
には集合組織の発達を抑制し、耐表面損傷性を向上させ
る重要な元素である。しかし、その効果は１．００％以
下では期待できず、フェライト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）
に対するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比（Ｆ
Ｃｕ／ＣＣｕ）が２０未満となり、加工硬化量の増加、
集合組織の発達により耐表面損傷性が低下する。また
２．５０％を超えると、焼入れ性が極端に増加し、パー
ライト組織中にマルテンサイト組織が生成し、レールの
靭性を大きく低下させる。また、マルテンサイト組織を
起点としたスポーリング損傷が発生し、耐表面損傷性が
低下する。このためＣｕ量を１．００超〜２．５０％に
限定した。

【００１９】また、上記の成分組成で製造されるレール
は、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト
組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防
止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的
で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌの元素を必要に応じて添加
する。

【００２０】ここで、Ｓｉはパーライト組織中のフェラ
イトに固溶し、パーライト組織の硬度を高め、同時に初
析セメンタイト組織の生成を抑制する。Ｍｎは、焼入れ
性の向上によりパーライト組織の硬度を高める。Ｃｒ，
Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主にパー
ライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組
織の硬度を確保する。Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の
冷却過程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナ
イト粒の成長を抑制し、さらに、析出硬化によりパーラ
イト組織の靭性と硬度を向上させる。また再加熱時に炭
化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部
の軟化を防止する。

【００２１】Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存
性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃ
ｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーラ
イト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間
圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向
上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部
の脆化を防止する。Ｍｇ，Ｃａは、レール圧延時におい
てオーステナイト粒の微細化を図り、同時にパーライト
変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ａ
ｌ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、パーライト組織の強化と初析セメ
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。

【００２２】それらの成分の個々の限定理由について、
以下に詳細に説明する。Ｓｉは、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、レールの靭性を向上させる元素で
あるが、０．０５％未満ではその効果が十分に期待でき
ず、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てレールの
延性や靭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。

【００２３】Ｍｎは、焼入れ性を高め、パーライトラメ
ラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の強度
を確保し耐摩耗性を向上させる元素であるが、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
される最低限の耐摩耗性の確保が困難となる。また２．
００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、靭性に有
害なマルテンサイト組織が生成し易くなり、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。

【００２４】Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇さ
せ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強
度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化し
て、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素で
あるが、０．０５％未満ではその効果は小さく、レール
鋼の硬度を向上させる効果が見られない。また２．００
％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、マ
ルテンサイト組織が多量に生成してレールの靭性が低下
する。このためＣｒ量を０．０５〜１．００％に限定し
た。

【００２５】Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点
を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にするこ
とにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の
硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未
満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる
効果が全く見られなくなる。また０．５０％を超える過
剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく
低下し、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやす
くなる。このためＭｏ添加量を０．０１〜０．５０％に
限定した。

【００２６】Ｖは、高温度に加熱する熱処理が行われる
場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物のピニング効果により、オ
ーステナイト粒を微細化し、さらに熱間圧延後の冷却過
程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により
パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性
を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以
下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高
温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱
影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しか
し、０．００５％未満ではその効果が十分に期待でき
ず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認めら
れない。また０．５００％を超えて添加すると、粗大な
Ｖの炭化物やＶの窒化物が生成してレールの靭性や耐内
部疲労損傷性が低下する。このためＶ量を０．００５〜
０．５００％に限定した。

【００２７】Ｎｂは、Ｖと同様に、高温度に加熱する熱
処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニ
ング効果によりオーステナイト粒を微細化し、さらに熱
間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物
による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）
を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素で
ある。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影
響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物
やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部
の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、その
効果は０．００２％未満では期待できず、パーライト組
織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また０．
０５０％を超える添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮ
ｂの窒化物が生成してレールの靭性や耐内部疲労損傷性
が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０
％に限定した。

【００２８】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％未満ではその効果が十分でなく、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
が生成して延性や靭性、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。

【００２９】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、ころ
がり面にスポーリング損傷が発生してレールの耐表面損
傷性が低下する。このためＣｏ量を０．０１〜２．００
％に限定した。

【００３０】Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化
を防止し、同時にフェライトへの固溶強化によりパーラ
イト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに溶
接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ₃ Ｔｉの金属
間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制す
る元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく
小さい。また３．００％を超えて添加すると、フェライ
ト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング
損傷が発生してレールの耐表面損傷性が低下する。この
ためＮｉ量を０．０１〜３．００％に限定した。

【００３１】Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出した
Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用し
て、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の
微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効
な成分である。しかし０．００５０％未満ではその効果
が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大な
Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性
や靭性、これに加えて耐内部疲労損傷性が大きく低下す
ることから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限
定した。

【００３２】Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して
微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において
結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を
図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元
素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分
散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーラ
イト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロック
サイズを微細化することにより、パーライト組織の延性
を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．００
０５％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てレールの延
性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるた
め、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定し
た。

【００３３】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、０．０００
５％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てレールの延性
や靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、
Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。

【００３４】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の抑制によ
り、靭性低下を防止する元素であるが、０．０２５％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
性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また
溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下するた
め、Ａｌ量を０．０２５〜３．００％に限定した。

【００３５】上記のような成分組成で構成されるレール
鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製
を行い、この溶鋼を造塊・分塊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。

【００３６】（３）耐表面損傷性に優れたパーライト組
織の呈する範囲およびその硬さ：次に、耐表面損傷性に
優れたパーライト組織の呈する範囲を、頭部コーナー部
および頭頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍの
範囲に限定した理由について説明する。その範囲が３０
ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、旅客鉄
道や重荷重鉄道のレールの直線区間に要求される、耐表
面損傷性を必要とされている領域としては小さく、十分
な耐表面損傷性の改善効果が得られないためである。ま
た、耐表面損傷性に優れたパーライト組織の呈する範囲
が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点と
して深さ４０ｍｍ以上であれば、耐表面損傷性の改善効
果がさらに増し、より望ましい。

【００３７】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の範囲の耐表面損傷性
に優れたパーライト組織の硬さを、Ｈｖ３００〜５００
の範囲に限定した理由について説明する。Ｃｕを添加し
た本成分系では、硬さがＨｖ３００未満になると、ころ
がり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生するこ
とや、重荷重鉄道での使用においては耐摩耗性の確保が
困難となり、レールの使用寿命が低下する。また硬さが
Ｈｖ５００を超えると、Ｃｕを添加した本成分系におい
ても耐摩耗性の向上により疲労ダメージが蓄積すること
や、集合組織が発達してダークスポット損傷が発生し、
耐表面損傷性を確保することが困難となる。このためパ
ーライト組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定
した。

【００３８】ここで、図１に本発明の耐表面損傷性に優
れたパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、
および耐表面損傷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。硬さＨｖ３００〜５００
のパーライト組織は、少なくとも図中の斜線内に配置さ
れていれば、レールの耐表面損傷性の改善が可能とな
る。したがって、硬さ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。

【００３９】（４）レール熱処理製造方法：請求項１１
において、レール製造時の加熱、冷却条件を上記のよう
に限定した理由について詳細に説明する。まず、レール
頭部を冷却する前の温度条件であるが、所定の組織およ
び硬度を得るためには、少なくともレール頭部を十分に
オーステナイト化させる必要がある。その温度は、圧延
直後のレール頭部においてはＡｒ1 点以上の温度域であ
り、また、再加熱されたレール頭部ではＡｃ1 点＋３０
℃以上の温度が必要である。なお、温度の上限は特に規
定しないが、あまり高温度にすると液相が現れてオース
テナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃
が上限となる。

【００４０】ここで、上記の「レール頭部」とは、図１
に示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部
（符号：２）を含む図中の斜線部分である。以下に説明
する冷却速度および温度は、前記の図１に示すレール頭
頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の
頭部表面から深さが２〜５ｍｍの範囲で測定すれば、レ
ール頭部の少なくとも深さ３０ｍｍの範囲を代表させる
ことができ、少なくとも図１に示す斜線部分の組織と硬
さを制御することができる。

【００４１】次に、レール頭部をオーステナイト域温度
から７００〜４５０℃までの間を１〜２０℃／sec の冷
却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度
範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について
説明する。７００℃を超える温度で加速冷却を停止する
と、加速冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始
し、レール頭部に硬さの低いパーライト組織が多く生成
する。その結果頭部の硬さがＨｖ３００未満となり、塑
性変形起因のフレーキング損傷が発生して耐表面損傷性
が低下する。さらに、成分系によっては加速冷却後にレ
ール頭部に初析セメンタイト組織が生成しやすく、レー
ルの靭性が低下する。また、４５０℃未満まで加速冷却
を行うと、成分系によっては加速冷却後にレール内部か
らの十分な復熱が期待できず、レール頭部にレールの靭
性に有害なマルテンサイト組織が生成する。さらに、マ
ルテンサイト組織を起点としたスポーリング損傷が発生
して耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却停止温
度範囲を７００〜４５０℃の範囲に限定した。

【００４２】また、レール頭部の加速冷却速度が１℃／
sec 未満になると、加速冷却途中の高温度域でパーライ
ト変態が開始し、レール頭部に硬さの低いパーライト組
織が多く生成する。このため頭部の硬さがＨｖ３００未
満となり、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生して
耐表面損傷性が低下する。さらに、成分系によっては加
速冷却後にレール頭部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。また、加速冷却速度が２
０℃／sec を超えると、加速冷却中にパーライト変態が
終了せずに、レール頭部にマルテサイト組織が生成し、
レール頭部の靭性を低下させる。さらに、マルテンサイ
ト組織を起点としたスポーリング損傷が発生し、耐表面
損傷性が低下する。このため加速冷却速度を１〜２０℃
／sec の範囲に限定した。なお、耐表面損傷性に優れた
パーライト組織をレール頭部に安定的に生成させるに
は、加速冷却速度は２〜１０℃／sec の範囲が最も望ま
しい。

【００４３】また本加速冷却速度範囲は、冷却開始から
終了までの平均的な冷却速度を限定するものであるが、
加速冷却途中においてパーライト変態による発熱やレー
ル内部からの自然復熱による一時的な温度上昇が発生す
ることがある。しかし、加速冷却開始から終了までの平
均的な冷却速度が上記範囲内であれば、本パーライト系
レールの特性に大きな影響を及ぼさないため、本レール
の加速冷却条件としては、冷却途中の一時的な温度上昇
に伴う冷却速度の低下も含んでいる。

【００４４】１〜２０℃／sec の冷却速度を得る方法と
しては、空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体
およびこれらの組合わせにより、所定冷却速度を得るこ
とが可能である。したがって、硬さＨｖ３００〜５００
の範囲の耐表面損傷性に優れたパーライト系レールを製
造するには、レール頭部において、硬さの低いパーライ
ト組織の生成を防止し、耐摩耗性、靭性、耐内部疲労損
傷性に有害なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初
析セメンタイト組織が生成しないように、空気や空気を
主としミスト等を加えた冷媒を用いて、オーステナイト
域温度から１〜２０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、
該鋼レール頭表部の温度が７００〜４５０℃に達した時
点で加速冷却を停止することにより、レール頭部に所定
の硬さの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。

【００４５】なお、加速冷却後の冷却は強制的な冷却は
行わず、パーライト変態を完遂するまで放冷、すなわち
自然冷却することが望ましい。なお、生産性向上等のた
めレールを強制的冷却する際には、マルテンサイト組織
などのレールの靭性を低下させる組織の生成を防止する
ため、パーライト変態が完遂してから冷却を行うことが
望ましい。なお本成分系において、レール頭部全体のパ
ーライト変態がほぼ完了する温度は、レール外表面の温
度が３５０℃未満に冷却された状態である。

【００４６】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、レール頭部
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、レールの耐表面損傷性、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、耐表面損傷性に
優れた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。

【００４７】

【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。表
１に本発明レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、パー
ライト組織中のフェライト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）に対
するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比（ＦＣｕ
／ＣＣｕ）、レール頭部の硬さ、頭部加速冷却条件を示
す。また表１には、図２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摩耗量、図３
に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。表
２に、比較レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、パー
ライト組織中のフェライト相のＣｕ濃度（ＦＣｕ）に対
するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の比（ＦＣｕ
／ＣＣｕ）、レール頭部の硬さ、頭部加速冷却条件を示
す。また表２には、図２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摩耗量、図３
に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。

【００４８】なお、レールの構成は以下のとおりであ
る。 ・本発明レール鋼（１２本） 符号Ａ〜Ｌ 上記成分範囲で、パーライト組織中のフェライト相のＣ
ｕ濃度に対するセメンタイト相のＣｕ濃度の比（ＦＣｕ
／ＣＣｕ）が２０以上で、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、その硬さがＨｖ３
００〜５００の範囲であることを特徴とする耐表面損傷
性にパーライト系レール。 ・比較レール鋼（１２本） 符号Ｍ〜Ｘ 符号Ｍ〜Ｎ：Ｃの添加量が上記請求範囲外の比較レール
鋼（２本）。 符号Ｏ〜Ｓ：Ｃｕの添加量が上記請求範囲外の比較レー
ル鋼（５本）。 符号Ｔ ：化学成分が上記請求範囲内で、頭部の硬さ
が上記請求範囲外の比較レール鋼（１本）。 符号Ｕ〜Ｘ：化学成分が上記請求範囲内で、熱処理製造
条件が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。

【００４９】ここで、本明細書中の図について説明す
る。図１は、本発明の耐表面損傷性に優れたパーライト
系レールの頭部断面表面位置での呼称、および耐表面損
傷性が必要とされる領域を示す図である。図２は西原式
摩耗試験機の概略を示す図である。図３は水潤滑ころが
り疲労損傷試験機の概略を示す図である。また図４は、
表１と表２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５は、表１に示す本発明レール鋼
と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｐ〜Ｓ）の摩耗試験
結果における頭部硬さと摩耗量の関係を示す図である。
なお、図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部
である。また図２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。さらに図３において、
６は車輪試験片、７はレール円盤試験片、８はモーター
（車輪側）、９はモーター（レール側）、１０は水潤滑
装置である。

【００５０】各種試験条件は下記のとおりである。 ・摩耗試験 試験機 ：西原式摩耗試験機（図２参照） 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４参照） 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：１０
０Ｎｌ／ｍｉｎ） 繰返し回数 ：７０万回 ・水潤滑ころがり疲労損傷試験 試験機 ：ころがり疲労試験機（図３参照） 試験片形状 ：円盤状試験片 （レール 外径：２００ｍｍ、レール材断面形状：６０
Ｋレールの１／４モデル） （車輪 外径：２００ｍｍ、車輪材断面形状：円弧踏
面車輪の１／４モデル） 試験荷重 ラジアル荷重：１．０トン、初期面圧：８
６０ＭＰａ 雰囲気 ：乾燥＋水潤滑（６０ｃｃ／min ） 回転数 ：乾燥；１００ｒｐｍ、水潤滑；３００ｒ
ｐｍ 繰返し回数 ：０〜５０００回まで乾燥状態、その後、
水潤滑により損傷発生 および磨耗限界まで（損傷が発生しない場合は２００万
回で試験を中止）。

【００５１】

【表１】

【００５２】

【表２】

【００５３】

【発明の効果】表１に示す本発明レール鋼は、ＣやＣｕ
の添加量を適切な範囲に納めることにより、表２に示す
比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｏ）で確認されたような、フ
ェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト
組織の生成を抑制し、パーライト組織を維持することに
より耐摩耗性を確保し、耐表面損傷性の低下を防止する
ことができる。さらに図５に示すように、本発明レール
鋼は、比較レール鋼（符号：Ｐ〜Ｓ）と比べてＣｕ量を
高めたことにより、同一硬さにおいて摩耗量が多く、こ
ろがり面の疲労ダメージが蓄積し難い。また集合組織も
発達し難いことから、パーライト組織において耐表面損
傷性が著しく向上する。また、表１に示す本発明レール
鋼は、表２に示す比較レール鋼（符号：Ｔ〜Ｘ）と比べ
て、硬さを制御し、適切な条件の熱処理をレール頭部に
施すことにより、初析セメンタイト組織、マルテンサイ
ト組織の生成を抑制し、耐表面損傷性を向上させること
ができる。このように本発明によれば、旅客鉄道や重荷
重鉄道のレールにおいて、耐表面損傷性を向上させ、同
時に製造コストの低減と溶接施工性の改善を図ることが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明レール鋼の頭部断面表面位置での呼称お
よび耐表面損傷性に優れたパーライト組織が必要とされ
る領域を示す図。

【図２】西原式摩耗試験機の概略図。

【図３】水潤滑ころがり疲労損傷試験機の概略図。

【図４】摩耗試験における試験片採取位置を示す図。

【図５】本発明レール鋼と比較レール鋼（共析炭素含有
鋼、符号：Ｐ〜Ｓ）の摩耗試験結果における頭部硬さと
摩耗量の関係を示す図。

【符号の説明】

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：車輪試験片 ７：レール円盤試験片 ８：モーター（車輪
側） ９：モーター（レール側） １０：水潤滑装置

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 内野 耕一 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 Ｆターム(参考） 4K042 AA04 BA01 BA02 BA03 BA04 BA11 CA01 CA02 CA04 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA01 DC02 DE01 DE06

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２０％、 Ｃｕ：１．００超〜２．５０％を含有する鋼レールにお
   いて、パーライト組織中のフェライト相のＣｕ濃度（Ｆ
   Ｃｕ）に対するセメンタイト相のＣｕ濃度（ＣＣｕ）の
   比（ＦＣｕ／ＣＣｕ）が２０以上であることを特徴とす
   る耐表面損傷性に優れたパーライト系レール。
2. 【請求項２】 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、その硬さがＨｖ３００〜５０
   ０の範囲であることを特徴とする請求項１記載の耐表面
   損傷性に優れたパーライト系レール。
3. 【請求項３】 質量％でさらに、 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ま
   たは２に記載の耐表面損傷性に優れたパーライト系レー
   ル。
4. 【請求項４】 質量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有す
   ることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載
   の耐表面損傷性に優れたパーライト系レール。
5. 【請求項５】 質量％でさらに、 Ｖ ：０．００５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種を含
   有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に
   記載の耐表面損傷性に優れたパーライト系レール。
6. 【請求項６】 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１〜５のいずれか１項に記載の耐表面
   損傷性に優れたパーライト系レール。
7. 【請求項７】 質量％でさらに、 Ｃｏ：０．０１〜２．００％を含有することを特徴とす
   る請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐表面損傷性に
   優れたパーライト系レール。
8. 【請求項８】 質量％でさらに、 Ｎｉ：０．０１〜３．００％を含有することを特徴とす
   る請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐表面損傷性に
   優れたパーライト系レール。
9. 【請求項９】 質量％でさらに、 Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種
   以上を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれ
   か１項に記載の耐表面損傷性に優れたパーライト系レー
   ル。
10. 【請求項１０】 質量％でさらに、 Ａｌ：０．０２５〜３．００％を含有することを特徴と
    する請求項１〜９のいずれか１項に記載の耐表面損傷性
    に優れたパーライト系レール。
11. 【請求項１１】 請求項１〜１０のいずれか１項に記載
    の鋼レールを製造するに際し、熱間圧延ままのＡｒ1 点
    以上の温度の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的で
    Ａｃ1 点＋３０℃以上の温度に加熱された鋼レール頭部
    を、オーステナイト域温度から１〜２０℃／sec の冷却
    速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００
    〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後放
    冷することを特徴とする耐表面損傷性に優れたパーライ
    ト系レールの製造法。