JP4408170B2 - 耐摩耗性に優れたレールおよびその製造方法 - Google Patents
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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たレール及びその製造方法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質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。
▲１▼ 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５４−２５４９０号公報）。
▲２▼ 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 以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
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質量％）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、レール頭部の硬さを向上させることにより耐摩耗性を向上させるところにあった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
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、特に急曲線区間では、レール頭部の硬さを向上させた前記開発のパーライト組織のレールを使用しても、Ｇ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分に確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。
【０００５】
本発明者らは、前記のような敷設環境の非常に厳しい実軌道において、レールの摩耗特性を調査した。その結果、レール鋼では敷設初期に摩耗が著しく進行し、その後、貨車等の累積通過トン数が増加するに従って摩耗の進行が鈍化するものの、敷設初期の摩耗量が非常に多いため、最終的なレールの耐摩耗性は敷設初期の摩耗量によって大きく影響され、敷設初期段階でのレールの耐摩耗性向上が課題となっていた。
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性を向上させることを目的としたレールに関するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は前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 ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるレールにおいて、頭部表面から少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲の冷間加工後の硬度の平均値がＨｖ５５０以上であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。
（２）上記（１）のレールには、質量％でさらに、下記(a)〜(f)の成分を選択的に含有させることができる。
(a) Ｃｒ：０．０５〜３．００％、 Ｍｏ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
(b) Ｖ ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種、
(c) Ｂ ：０．０００１〜０．２０００％、
(d) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．００％
の１種または２種、
(e) Ｎｉ：０．０５〜２．００％、
(f) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．０３００％、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１５０％
の１種または２種以上。
（３）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片をレールの形状に熱間圧延した後、レール頭部表面に冷間加工を施して、前記レール頭部表面の少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬度の平均値をＨｖ５５０以上に硬化させることを特徴とする耐摩耗性に優れたレールの製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず本発明者らは、実用レールの摩耗進行速度と頭部摩耗面の表面硬度の関係を調査した。その結果、敷設初期段階では頭部摩耗面の表面硬度が低く、摩耗が激しく進行すること、一方、累積通過トン数が増加するにしたがって、レール頭部の摩耗面の表面硬度が上昇し、摩耗の進行が鈍化することを確認した。
この結果から本発明者らは、敷設前のレール頭部の表面硬度を上昇させておけば、敷設環境の厳しい重荷重鉄道においても、敷設初期段階での激しい摩耗の進行が防止でき、結果として耐摩耗性が向上するのではないかと考えた。
【０００８】
そこで、レール頭部表面の硬度を上昇させたレールと現行レールを用いて、レールと車輪を用いたころがり摩耗疲労損傷試験を行った。その結果、レール頭部の表面硬度を上昇させたレールでは、現行レールと比べて敷設初期段階の摩耗量が著しく少なく、さらに、摩耗が進んだ最終的な段階においても摩耗量が少なく、レール頭部表面の硬度を上昇させることにより、結果的にレールの耐摩耗性が著しく向上することが確認された。
【０００９】
次に本発明者らは、耐摩耗性を向上させるために必要なレール頭部表面の硬度を確認した。その結果、重荷重鉄道の実軌道において、レールの耐摩耗性を確保するには、ある一定値以上の表面硬度が必要であり、レール頭部の表面硬度がある一定の値を超えると、耐摩耗性が著しく向上することを発見した。
さらに本発明者らは、硬化させることが必要なレール頭部表面の領域の検討を行った。その結果、重荷重鉄道の実軌道において、レールの耐摩耗性を確保するには、ある一定範囲の硬化領域が必要であり、硬化領域の選択が適切であれば、耐摩耗性が安定的に向上することを発見した。
【００１０】
これに加えて本発明者らは、レール頭部表面の硬度を向上させている因子を実験により解析した。その結果、表面硬度はレールの金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイト組織の密度、すなわちレール鋼の炭素量とよい相関があり、炭素量を増加することにより、レール頭部の表面硬度が上昇し、結果として耐摩耗性が向上することを見出した。
以上の結果から本発明者らは、鋼の炭素量を増加させ、さらにレール頭部の表面硬度を上昇させることにより、レールの耐摩耗性が向上することを知見した。
【００１１】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）レール頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬さの平均値：
まず、レール頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬さの平均値をＨｖ５５０以上に限定した理由について説明する。
レール頭部の硬度は、合金の添加や熱間圧延後の熱処理などによって向上させることができるが、これらの方法で得られる硬度は、最大でもＨｖ４５０程度である。しかしながら頭部表面の硬さの平均値がＨｖ５５０未満では、ころがり面の摩耗現象（凝着現象にともなう剥離）に対する抵抗性の向上が認められず、敷設環境の厳しい重荷重鉄道において、耐摩耗性を向上させることが困難になるためである。また、レール頭部表面の硬さの平均値がＨｖ５５０以上であれば、耐摩耗性がさらに安定化し、より望ましい。
【００１２】
レール頭部表面の硬さの平均値については、特に上限を規定しないが、レール頭部表面に表面損傷を誘発する過剰な塑性変形領域が生成せず、表面硬度のみが安定的に上昇した場合は、レール頭部表面の硬さの平均値は事実上Ｈｖ８００〜１０００が上限となる。
なお、レール頭部表面の硬さの平均値を規定している部分は、図１の斜線部で示す頭頂部１、頭部コーナー部２のレール外郭表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲である。
【００１３】
摩耗面の表面硬度の測定方法としては、図１の斜線部で示す頭頂部１、頭部コーナー部２のレール外郭表面全体、または、頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における断面全体を、ショア硬度計、エコーチップ、ビッカース硬度計で１０点以上測定し、硬度測定値の平均値をそのレールの代表値とする。
【００１４】
（２）硬さの平均値を規定する領域：
硬さの平均値をＨｖ５５０以上に硬化させる領域としては、頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍの範囲である。この領域が頭部表面から深さ０．０５ｍｍ未満では、車輪との接触を想定した場合、耐摩耗領域としては少なく、レールの摩耗寿命を十分に向上させることができない。また、この領域が頭部表面から深さ２ｍｍを超えると、レール頭部表面が圧縮、その内部が引張となる大きな残留応力が発生する。このため、使用中にレール頭部内部の引張残留応力生成位置から疲労き裂が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下するからである。
【００１５】
（３）レール鋼の化学成分：
次に、本発明においてレールの化学成分を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、炭化物形成元素であり、従来のレール鋼では０．６０〜０．８５％が添加されている。しかしＣ量が０．８５％以下では、金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイトの密度の確保が困難となり、レール頭部表面の硬度が上昇せず、耐摩耗性を十分に確保することができない。また２．００％を超えると、金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイト相の密度が著しく増加し、金属組織の延性が低下し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｃ量を０．８５超〜２．００％に限定した。
【００１６】
また、前記の成分組成で製造されるレールは、表面硬度の確保、炭化物やセメンタイトの強化や炭化物密度の増加による表面硬度の向上、溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止する目的で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａの元素を必要に応じて添加する。
【００１７】
ここで、Ｓｉ，Ｍｎは、レールの表面硬度を確保し、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を確保するにより耐摩耗性の向上を図る。Ｃｒ，Ｍｏは焼入れ性を高め、さらに、セメンタイトの強化や炭化物密度の増加を図り、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。Ｖ，Ｎｂは独自の炭化物を形成し、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。また、レール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高めること、が主な添加目的である。
【００１８】
また、Ｂは鉄との化合物を生成し、セメンタイトの生成を促進させ、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に固溶強化により表面硬度の上昇を図り、耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉは、主に固溶強化により表面硬度の上昇を図り、耐摩耗性の向上を図る。また、レール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高める。Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ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こと、が主な添加目的である。
それらの成分の個々について、以下に詳細に説明する。
【００１９】
Ｓｉは、脱酸材として必須の成分であり、また固溶強化により表面硬度を確保し、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を確保する元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できず、レール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が多く発生し易くなる。また３．００％を超えると、レールの延性や靭性が劣化し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生することや、レール熱間圧延時に表面疵が発生しやすくなるため、Ｓｉ量を０．１０〜３．００％に限定した。
【００２０】
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を確保し、表面硬度を上昇させ、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を向上させるのに不可欠な元素であり、さらにセメンタイトに固溶し、セメンタイト自体を強化し、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．１０％未満ではこれらの効果が少なく、レール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が多く発生し易くなる。さらにセメンタイトの強化が不足し、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また３．００％を超えると、セメンタイトの強化が過剰となり、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｍｎ量を０．１０〜３．００％に限定した。
【００２１】
Ｃｒは、焼入れ性を高め、表面硬度を上昇させ、さらに独自の炭化物を形成し、その一部がセメンタイトに固溶し、セメンタイト自身を強化することにより、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、炭化物量の減少やセメンタイトの強化不足により、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また３．００％を超えると、炭化物密度が上昇し、さらにセメンタイトの強化が過剰となり、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｃｒ量を０．０５〜３．００％に限定した。
【００２２】
Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入れ性を高め、表面硬度を上昇させ、さらに独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が少なく、炭化物量が減少し、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また１．００％を超えると、炭化物密度が上昇し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｍｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２３】
Ｖは、独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の上昇を図る元素である。さらにレール溶接熱影響部では、焼戻し時にＶ炭化物が生成し、析出強化により軟化を防止する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が十分に期待できず、表面硬度の上昇による耐摩耗性の向上が困難となり、溶接熱影響部の軟化も抑制できない。また０．５０％を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できず、鋼のコスト増加を招くことから、Ｖ量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００２４】
Ｎｂは、Ｖと同様に独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の上昇を図る元素である。さらにレール溶接熱影響部では、焼戻し時にＮｂ炭化物が生成し、析出強化により軟化を防止する元素であるが、その効果は０．００２％未満では期待できず、表面硬度の上昇による耐摩耗性の向上が困難となり、溶接熱影響部の軟化が抑制できない。また０．０５０％を超える過剰な添加を行うと、Ｎｂの金属間化合物や粗大析出物が生成して靭性を低下させることや、それ以上の効果が期待できず鋼のコスト増加を招くことから、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２５】
Ｂは、Ｂの鉄化合物（Ｆｅ2 Ｂ）がセメンタイトの核生成サイトとして作用し、セメンタイトの生成を促進させ、炭化物密度の増加により表面硬度の上昇を図る元素である。しかし、０．０００１％未満ではその効果は弱く、また０．２０００％を超えて添加すると粗大な鉄炭ほう化物が生成し、レールの延性や靭性を劣化させるため、Ｂ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。
【００２６】
Ｃｏは、固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できず、また２．００％を超える過剰な添加を行ってもその効果が飽和域に達してしまうため、Ｃｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００２７】
Ｃｕは、Ｃｏと同様に固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、その効果は０．０５％未満では期待できず、また１．００％を超えると赤熱脆化を生じることから、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００２８】
Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。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、０．０５％未満ではその効果が著しく小さく、また２．００％を超える添加を行ってもその効果が飽和してしまうため、Ｎｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２９】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において、析出したＴｉ炭化物、Ｔｉ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炭化物、Ｔｉ窒化物が生成して、レール使用中の疲労損傷の起点となり、き裂を発生させるため、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３０】
Ｍｇは、Ｏまたは、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール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のに有効な成分である。しかし０．００１０％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、レール延性や靭性を劣化させるため、Ｍｇ量を０．００１０〜０．０３００％に限定した。
【００３１】
Ｃａは、Ｍｇと同様、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のに有効な成分である。しかし０．００１０％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延性や靭性を劣化させるため、Ｃａ量を０．００１０〜０．０１５０％に限定した。
【００３２】
（４）レールの製造方法：
前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。
熱間圧延後はそのまま冷却しても良いが、熱間圧延に引き続き高温度の熱を有するレール、あるいは熱処理する目的で高温に再加熱されたレールに、焼入れ焼戻し、恒温保定、エアーやミストなどによる加速冷却を施すことにより、レール頭部に所定の金属組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００３３】
本発明の特徴は、熱間加工および必要に応じて熱処理を施し、冷却した後に、冷間加工を施し、表面を硬化させることにある。冷間加工の方法としては、▲１▼ロールまたは車輪によりレール頭部を冷間でころがり接触させる方法、▲２▼プレス、▲３▼ショット等の表面処理が有効である。
ロールまたは車輪によりレール頭部を冷間でころがり接触させる方法としては、特開平７−１８５６６０号公報、特開平１１−７７１６０号公報等に示す一般のローラー矯正機に見られるように、レールの頭部と底部をロールにより挟み込みレールを冷間で繰り返し圧延する方法、またレール頭部のみにロールまたは車輪を押し付け、レールを冷間で繰り返し圧延する方法等により、レール頭部の表面硬度を上昇させることが可能である。
【００３４】
なお、通常の形状矯正の条件ではレール表面を硬化させるには不十分であることから、接触面圧や繰り返し回数を増加させる必要がある。ここで接触面圧を著しく増加させると、繰返し途中でレール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生する場合があるため、塑性変形起因のフレーキング損傷を出さず、表面硬度を上昇させるには、レール頭部表面の平均接触面圧を６００〜１８００ＭＰａの範囲の制御し、これに加えてロールまたは車輪によりレール頭部表面にすべりを付与することが望ましい。
【００３５】
またプレスは、レール頭部の形状に削ったプレス治具を用い、レール頭部を繰り返しプレスする方法により、レール頭部の表面硬度を上昇させることが可能である。なおプレス圧力を著しく増加させると、レール頭表面に塑性変形によるへこみが発生する場合がある。そこで、へこみを出さず表面硬度を上昇させるには、プレス時の接触面積をできるだけ大きくし、できるだけ小さい圧力で繰り返しプレスすることが望ましい。
【００３６】
また、ショット等の表面処理を与える方法としては、ショットピーニング、ショットブラスト、サンドブラストなどのドライブラスト、ウエットブラスト、高圧水などによるメカニカルデスケーリング等の方法が有効である。なお、前記表面処理の最適条件としては、噴出物の大きさ、噴出物の種類および噴射速度によって様々な条件をとり得るが、前記の表面処理の条件が厳し過ぎると、表面処理を行ったレール頭部表面に深い凹凸が発生し、通過車両の振動・騒音が増加し、軌道劣化が進行する。
【００３７】
そこで、レール頭部表面に深い凹凸を生成させず、冷間加工を与えるには、噴出物の大きさおよび噴射速度は、できるだけ小さくし、繰り返し数を増すことにより表面の加工量を確保することが望ましい。
なお、冷間加工の温度は特に限定しないが、加工の効果が解消しない程度に冷却していることが必要であることから、少なくとも３００℃以下で行う必要がある。
【００３８】
冷間加工する前のレールの金属組織は特に限定しないが、レールとして必要とされる延性を確保し、冷間加工面での表面硬度の上昇を図るには、炭化物密度が高い、セメンタイトとフェライトがラメラ構造を成すパーライト組織、炭化物を多量に含んだ球状化炭化物組織、ラメラ構造中に炭化物を含んだ球状化パーライト組織、ラス構造中に微細な炭化物が分散した焼戻しマルテンサイト組織であることが望ましい。
【００３９】
なお、成分系や素材の偏析状態によっては、前記の組織中に粗大なフェライト組織（初析フェライト組織）や粗大なセメンタイト組織（初析セメンタイト組織）が微量に生成することがある。しかし、これらの組織が微量に生成してもレールの耐摩耗性、延性、靱性、および強度に大きな影響を及ぼさないため、本レールの組織としては若干の初析フェライト組織および初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。
【００４０】
【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、冷間加工後の頭部表面硬度の平均値、冷間加工による硬さの平均値を規定した領域、冷間加工方法を示す。また表１には、図２に示すころがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量、損傷発生の有無についても併記した。
また、表２に比較レール鋼の化学成分、冷間加工後の頭部表面硬度の平均値、冷間加工による硬さの平均値を規定した領域、冷間加工方法を示す。また表１には、図２に示すころがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量、損傷発生の有無についても併記した。
【００４１】
図３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：Ｍ〜Ｏ、Ｕ〜Ｗ）の、試験前レールの頭部表面硬度の最大値ところがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量の関係を表わしたものである。
図２において、３はレール移動用スライダーであり、この上にレール４が設置される。７はモーター６で回転する車輪５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４上に車輪５が転動する。
【００４２】
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（１１本） 符号Ａ、Ｃ〜Ｌ
化学成分が本発明の範囲内で、鋼レールの頭部表面に冷間加工を与え、加工部のレール頭部の表面硬度の最大値をＨｖ５５０以上とした、耐摩耗性に優れたレール鋼。
・比較レール鋼（９本）
符号Ｍ〜Ｏ：化学成分が本発明の範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール鋼
（３本）。
符号Ｐ〜Ｓ：化学成分が本発明の範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール鋼
（４本）。
符号Ｔ〜Ｕ：化学成分が本発明の範囲内で、冷間加工を施した領域が本発明の範囲外
の比較レール鋼（２本）。
符号Ｖ〜Ｗ：化学成分が本発明の範囲内で、冷間加工が施されていない比較レール鋼
（２本）。
【００４３】
ころがり摩耗疲労損傷試験の条件は次のとおりとした。
試験機：転動疲労試験機
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：１９６０００Ｎ（２０トン）
スラスト荷重： ９８００Ｎ（ １トン）
潤滑条件
ドライ
繰り返し数
１０００万回または表面損傷発生まで。
摩耗量
図１に示すレール頭部断面において、レール外郭表面に対して法線方向の摩耗減量（摩耗深さ）を測定。
【００４４】
表１、表２に示すように、本発明レール鋼は比較レール鋼と比べて、鋼の炭素量を増加し、さらに、適切な冷間加工を与えることにより、レール頭部の表面硬度を向上させることが可能となった。
また図３に示すように、本発明レール鋼は、予めレール頭部の表面硬度を向上させたことにより、摩耗量が減少し、比較レール鋼と比べて耐摩耗性を向上させることが可能となった。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、重荷重鉄道に耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】レール頭部断面表面位置の呼称及び冷間加工後の表面硬度測定位置を示す図。
【図２】ころがり摩耗疲労損傷試験機の概略図。
【図３】本発明レール鋼と比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｏ、Ｕ〜Ｗ）の、試験前レールの頭部表面硬度の最大値と摩耗疲労損傷試験での最大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 ：レール移動用スライダー
４ ：レール
５ ：車輪
６ ：モーター
７ ：荷重負荷装置
【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たレール及びその製造方法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質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。
▲１▼ 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５４−２５４９０号公報）。
▲２▼ 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 以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
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質量％）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、レール頭部の硬さを向上させることにより耐摩耗性を向上させるところにあった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
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、特に急曲線区間では、レール頭部の硬さを向上させた前記開発のパーライト組織のレールを使用しても、Ｇ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分に確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。
【０００５】
本発明者らは、前記のような敷設環境の非常に厳しい実軌道において、レールの摩耗特性を調査した。その結果、レール鋼では敷設初期に摩耗が著しく進行し、その後、貨車等の累積通過トン数が増加するに従って摩耗の進行が鈍化するものの、敷設初期の摩耗量が非常に多いため、最終的なレールの耐摩耗性は敷設初期の摩耗量によって大きく影響され、敷設初期段階でのレールの耐摩耗性向上が課題となっていた。
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性を向上させることを目的としたレールに関するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は前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 ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるレールにおいて、頭部表面から少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲の冷間加工後の硬度の平均値がＨｖ５５０以上であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。
（２）上記（１）のレールには、質量％でさらに、下記(a)〜(f)の成分を選択的に含有させることができる。
(a) Ｃｒ：０．０５〜３．００％、 Ｍｏ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
(b) Ｖ ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種、
(c) Ｂ ：０．０００１〜０．２０００％、
(d) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．００％
の１種または２種、
(e) Ｎｉ：０．０５〜２．００％、
(f) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．０３００％、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１５０％
の１種または２種以上。
（３）質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片をレールの形状に熱間圧延した後、レール頭部表面に冷間加工を施して、前記レール頭部表面の少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬度の平均値をＨｖ５５０以上に硬化させることを特徴とする耐摩耗性に優れたレールの製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず本発明者らは、実用レールの摩耗進行速度と頭部摩耗面の表面硬度の関係を調査した。その結果、敷設初期段階では頭部摩耗面の表面硬度が低く、摩耗が激しく進行すること、一方、累積通過トン数が増加するにしたがって、レール頭部の摩耗面の表面硬度が上昇し、摩耗の進行が鈍化することを確認した。
この結果から本発明者らは、敷設前のレール頭部の表面硬度を上昇させておけば、敷設環境の厳しい重荷重鉄道においても、敷設初期段階での激しい摩耗の進行が防止でき、結果として耐摩耗性が向上するのではないかと考えた。
【０００８】
そこで、レール頭部表面の硬度を上昇させたレールと現行レールを用いて、レールと車輪を用いたころがり摩耗疲労損傷試験を行った。その結果、レール頭部の表面硬度を上昇させたレールでは、現行レールと比べて敷設初期段階の摩耗量が著しく少なく、さらに、摩耗が進んだ最終的な段階においても摩耗量が少なく、レール頭部表面の硬度を上昇させることにより、結果的にレールの耐摩耗性が著しく向上することが確認された。
【０００９】
次に本発明者らは、耐摩耗性を向上させるために必要なレール頭部表面の硬度を確認した。その結果、重荷重鉄道の実軌道において、レールの耐摩耗性を確保するには、ある一定値以上の表面硬度が必要であり、レール頭部の表面硬度がある一定の値を超えると、耐摩耗性が著しく向上することを発見した。
さらに本発明者らは、硬化させることが必要なレール頭部表面の領域の検討を行った。その結果、重荷重鉄道の実軌道において、レールの耐摩耗性を確保するには、ある一定範囲の硬化領域が必要であり、硬化領域の選択が適切であれば、耐摩耗性が安定的に向上することを発見した。
【００１０】
これに加えて本発明者らは、レール頭部表面の硬度を向上させている因子を実験により解析した。その結果、表面硬度はレールの金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイト組織の密度、すなわちレール鋼の炭素量とよい相関があり、炭素量を増加することにより、レール頭部の表面硬度が上昇し、結果として耐摩耗性が向上することを見出した。
以上の結果から本発明者らは、鋼の炭素量を増加させ、さらにレール頭部の表面硬度を上昇させることにより、レールの耐摩耗性が向上することを知見した。
【００１１】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）レール頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬さの平均値：
まず、レール頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬さの平均値をＨｖ５５０以上に限定した理由について説明する。
レール頭部の硬度は、合金の添加や熱間圧延後の熱処理などによって向上させることができるが、これらの方法で得られる硬度は、最大でもＨｖ４５０程度である。しかしながら頭部表面の硬さの平均値がＨｖ５５０未満では、ころがり面の摩耗現象（凝着現象にともなう剥離）に対する抵抗性の向上が認められず、敷設環境の厳しい重荷重鉄道において、耐摩耗性を向上させることが困難になるためである。また、レール頭部表面の硬さの平均値がＨｖ５５０以上であれば、耐摩耗性がさらに安定化し、より望ましい。
【００１２】
レール頭部表面の硬さの平均値については、特に上限を規定しないが、レール頭部表面に表面損傷を誘発する過剰な塑性変形領域が生成せず、表面硬度のみが安定的に上昇した場合は、レール頭部表面の硬さの平均値は事実上Ｈｖ８００〜１０００が上限となる。
なお、レール頭部表面の硬さの平均値を規定している部分は、図１の斜線部で示す頭頂部１、頭部コーナー部２のレール外郭表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲である。
【００１３】
摩耗面の表面硬度の測定方法としては、図１の斜線部で示す頭頂部１、頭部コーナー部２のレール外郭表面全体、または、頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における断面全体を、ショア硬度計、エコーチップ、ビッカース硬度計で１０点以上測定し、硬度測定値の平均値をそのレールの代表値とする。
【００１４】
（２）硬さの平均値を規定する領域：
硬さの平均値をＨｖ５５０以上に硬化させる領域としては、頭部表面から深さ０．０５〜２ｍｍの範囲である。この領域が頭部表面から深さ０．０５ｍｍ未満では、車輪との接触を想定した場合、耐摩耗領域としては少なく、レールの摩耗寿命を十分に向上させることができない。また、この領域が頭部表面から深さ２ｍｍを超えると、レール頭部表面が圧縮、その内部が引張となる大きな残留応力が発生する。このため、使用中にレール頭部内部の引張残留応力生成位置から疲労き裂が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下するからである。
【００１５】
（３）レール鋼の化学成分：
次に、本発明においてレールの化学成分を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、炭化物形成元素であり、従来のレール鋼では０．６０〜０．８５％が添加されている。しかしＣ量が０．８５％以下では、金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイトの密度の確保が困難となり、レール頭部表面の硬度が上昇せず、耐摩耗性を十分に確保することができない。また２．００％を超えると、金属組織中の硬質な炭化物やセメンタイト相の密度が著しく増加し、金属組織の延性が低下し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｃ量を０．８５超〜２．００％に限定した。
【００１６】
また、前記の成分組成で製造されるレールは、表面硬度の確保、炭化物やセメンタイトの強化や炭化物密度の増加による表面硬度の向上、溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止する目的で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａの元素を必要に応じて添加する。
【００１７】
ここで、Ｓｉ，Ｍｎは、レールの表面硬度を確保し、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を確保するにより耐摩耗性の向上を図る。Ｃｒ，Ｍｏは焼入れ性を高め、さらに、セメンタイトの強化や炭化物密度の増加を図り、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。Ｖ，Ｎｂは独自の炭化物を形成し、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。また、レール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高めること、が主な添加目的である。
【００１８】
また、Ｂは鉄との化合物を生成し、セメンタイトの生成を促進させ、表面硬度の上昇により耐摩耗性の向上を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に固溶強化により表面硬度の上昇を図り、耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉは、主に固溶強化により表面硬度の上昇を図り、耐摩耗性の向上を図る。また、レール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高める。Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ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こと、が主な添加目的である。
それらの成分の個々について、以下に詳細に説明する。
【００１９】
Ｓｉは、脱酸材として必須の成分であり、また固溶強化により表面硬度を確保し、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を確保する元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できず、レール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が多く発生し易くなる。また３．００％を超えると、レールの延性や靭性が劣化し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生することや、レール熱間圧延時に表面疵が発生しやすくなるため、Ｓｉ量を０．１０〜３．００％に限定した。
【００２０】
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を確保し、表面硬度を上昇させ、硬質な炭化物やセメンタイト相が分散した金属組織の強度を向上させるのに不可欠な元素であり、さらにセメンタイトに固溶し、セメンタイト自体を強化し、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．１０％未満ではこれらの効果が少なく、レール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が多く発生し易くなる。さらにセメンタイトの強化が不足し、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また３．００％を超えると、セメンタイトの強化が過剰となり、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｍｎ量を０．１０〜３．００％に限定した。
【００２１】
Ｃｒは、焼入れ性を高め、表面硬度を上昇させ、さらに独自の炭化物を形成し、その一部がセメンタイトに固溶し、セメンタイト自身を強化することにより、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、炭化物量の減少やセメンタイトの強化不足により、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また３．００％を超えると、炭化物密度が上昇し、さらにセメンタイトの強化が過剰となり、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｃｒ量を０．０５〜３．００％に限定した。
【００２２】
Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入れ性を高め、表面硬度を上昇させ、さらに独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の向上を促進する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が少なく、炭化物量が減少し、表面硬度の上昇が図れず、耐摩耗性の向上が困難となる。また１．００％を超えると、炭化物密度が上昇し、レール頭表面にスポーリング等の表面剥離損傷が多く発生するため、Ｍｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２３】
Ｖは、独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の上昇を図る元素である。さらにレール溶接熱影響部では、焼戻し時にＶ炭化物が生成し、析出強化により軟化を防止する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が十分に期待できず、表面硬度の上昇による耐摩耗性の向上が困難となり、溶接熱影響部の軟化も抑制できない。また０．５０％を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できず、鋼のコスト増加を招くことから、Ｖ量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００２４】
Ｎｂは、Ｖと同様に独自の炭化物を形成し、炭化物密度の増加により、表面硬度の上昇を図る元素である。さらにレール溶接熱影響部では、焼戻し時にＮｂ炭化物が生成し、析出強化により軟化を防止する元素であるが、その効果は０．００２％未満では期待できず、表面硬度の上昇による耐摩耗性の向上が困難となり、溶接熱影響部の軟化が抑制できない。また０．０５０％を超える過剰な添加を行うと、Ｎｂの金属間化合物や粗大析出物が生成して靭性を低下させることや、それ以上の効果が期待できず鋼のコスト増加を招くことから、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２５】
Ｂは、Ｂの鉄化合物（Ｆｅ2 Ｂ）がセメンタイトの核生成サイトとして作用し、セメンタイトの生成を促進させ、炭化物密度の増加により表面硬度の上昇を図る元素である。しかし、０．０００１％未満ではその効果は弱く、また０．２０００％を超えて添加すると粗大な鉄炭ほう化物が生成し、レールの延性や靭性を劣化させるため、Ｂ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。
【００２６】
Ｃｏは、固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できず、また２．００％を超える過剰な添加を行ってもその効果が飽和域に達してしまうため、Ｃｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００２７】
Ｃｕは、Ｃｏと同様に固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素であるが、その効果は０．０５％未満では期待できず、また１．００％を超えると赤熱脆化を生じることから、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００２８】
Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により表面硬度を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。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、０．０５％未満ではその効果が著しく小さく、また２．００％を超える添加を行ってもその効果が飽和してしまうため、Ｎｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２９】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において、析出したＴｉ炭化物、Ｔｉ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炭化物、Ｔｉ窒化物が生成して、レール使用中の疲労損傷の起点となり、き裂を発生させるため、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３０】
Ｍｇは、Ｏまたは、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール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のに有効な成分である。しかし０．００１０％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、レール延性や靭性を劣化させるため、Ｍｇ量を０．００１０〜０．０３００％に限定した。
【００３１】
Ｃａは、Ｍｇと同様、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のに有効な成分である。しかし０．００１０％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延性や靭性を劣化させるため、Ｃａ量を０．００１０〜０．０１５０％に限定した。
【００３２】
（４）レールの製造方法：
前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。
熱間圧延後はそのまま冷却しても良いが、熱間圧延に引き続き高温度の熱を有するレール、あるいは熱処理する目的で高温に再加熱されたレールに、焼入れ焼戻し、恒温保定、エアーやミストなどによる加速冷却を施すことにより、レール頭部に所定の金属組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００３３】
本発明の特徴は、熱間加工および必要に応じて熱処理を施し、冷却した後に、冷間加工を施し、表面を硬化させることにある。冷間加工の方法としては、▲１▼ロールまたは車輪によりレール頭部を冷間でころがり接触させる方法、▲２▼プレス、▲３▼ショット等の表面処理が有効である。
ロールまたは車輪によりレール頭部を冷間でころがり接触させる方法としては、特開平７−１８５６６０号公報、特開平１１−７７１６０号公報等に示す一般のローラー矯正機に見られるように、レールの頭部と底部をロールにより挟み込みレールを冷間で繰り返し圧延する方法、またレール頭部のみにロールまたは車輪を押し付け、レールを冷間で繰り返し圧延する方法等により、レール頭部の表面硬度を上昇させることが可能である。
【００３４】
なお、通常の形状矯正の条件ではレール表面を硬化させるには不十分であることから、接触面圧や繰り返し回数を増加させる必要がある。ここで接触面圧を著しく増加させると、繰返し途中でレール頭表面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生する場合があるため、塑性変形起因のフレーキング損傷を出さず、表面硬度を上昇させるには、レール頭部表面の平均接触面圧を６００〜１８００ＭＰａの範囲の制御し、これに加えてロールまたは車輪によりレール頭部表面にすべりを付与することが望ましい。
【００３５】
またプレスは、レール頭部の形状に削ったプレス治具を用い、レール頭部を繰り返しプレスする方法により、レール頭部の表面硬度を上昇させることが可能である。なおプレス圧力を著しく増加させると、レール頭表面に塑性変形によるへこみが発生する場合がある。そこで、へこみを出さず表面硬度を上昇させるには、プレス時の接触面積をできるだけ大きくし、できるだけ小さい圧力で繰り返しプレスすることが望ましい。
【００３６】
また、ショット等の表面処理を与える方法としては、ショットピーニング、ショットブラスト、サンドブラストなどのドライブラスト、ウエットブラスト、高圧水などによるメカニカルデスケーリング等の方法が有効である。なお、前記表面処理の最適条件としては、噴出物の大きさ、噴出物の種類および噴射速度によって様々な条件をとり得るが、前記の表面処理の条件が厳し過ぎると、表面処理を行ったレール頭部表面に深い凹凸が発生し、通過車両の振動・騒音が増加し、軌道劣化が進行する。
【００３７】
そこで、レール頭部表面に深い凹凸を生成させず、冷間加工を与えるには、噴出物の大きさおよび噴射速度は、できるだけ小さくし、繰り返し数を増すことにより表面の加工量を確保することが望ましい。
なお、冷間加工の温度は特に限定しないが、加工の効果が解消しない程度に冷却していることが必要であることから、少なくとも３００℃以下で行う必要がある。
【００３８】
冷間加工する前のレールの金属組織は特に限定しないが、レールとして必要とされる延性を確保し、冷間加工面での表面硬度の上昇を図るには、炭化物密度が高い、セメンタイトとフェライトがラメラ構造を成すパーライト組織、炭化物を多量に含んだ球状化炭化物組織、ラメラ構造中に炭化物を含んだ球状化パーライト組織、ラス構造中に微細な炭化物が分散した焼戻しマルテンサイト組織であることが望ましい。
【００３９】
なお、成分系や素材の偏析状態によっては、前記の組織中に粗大なフェライト組織（初析フェライト組織）や粗大なセメンタイト組織（初析セメンタイト組織）が微量に生成することがある。しかし、これらの組織が微量に生成してもレールの耐摩耗性、延性、靱性、および強度に大きな影響を及ぼさないため、本レールの組織としては若干の初析フェライト組織および初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。
【００４０】
【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、冷間加工後の頭部表面硬度の平均値、冷間加工による硬さの平均値を規定した領域、冷間加工方法を示す。また表１には、図２に示すころがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量、損傷発生の有無についても併記した。
また、表２に比較レール鋼の化学成分、冷間加工後の頭部表面硬度の平均値、冷間加工による硬さの平均値を規定した領域、冷間加工方法を示す。また表１には、図２に示すころがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量、損傷発生の有無についても併記した。
【００４１】
図３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：Ｍ〜Ｏ、Ｕ〜Ｗ）の、試験前レールの頭部表面硬度の最大値ところがり摩耗疲労損傷試験での最大摩耗量の関係を表わしたものである。
図２において、３はレール移動用スライダーであり、この上にレール４が設置される。７はモーター６で回転する車輪５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４上に車輪５が転動する。
【００４２】
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（１１本） 符号Ａ、Ｃ〜Ｌ
化学成分が本発明の範囲内で、鋼レールの頭部表面に冷間加工を与え、加工部のレール頭部の表面硬度の最大値をＨｖ５５０以上とした、耐摩耗性に優れたレール鋼。
・比較レール鋼（９本）
符号Ｍ〜Ｏ：化学成分が本発明の範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール鋼
（３本）。
符号Ｐ〜Ｓ：化学成分が本発明の範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール鋼
（４本）。
符号Ｔ〜Ｕ：化学成分が本発明の範囲内で、冷間加工を施した領域が本発明の範囲外
の比較レール鋼（２本）。
符号Ｖ〜Ｗ：化学成分が本発明の範囲内で、冷間加工が施されていない比較レール鋼
（２本）。
【００４３】
ころがり摩耗疲労損傷試験の条件は次のとおりとした。
試験機：転動疲労試験機
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：１９６０００Ｎ（２０トン）
スラスト荷重： ９８００Ｎ（ １トン）
潤滑条件
ドライ
繰り返し数
１０００万回または表面損傷発生まで。
摩耗量
図１に示すレール頭部断面において、レール外郭表面に対して法線方向の摩耗減量（摩耗深さ）を測定。
【００４４】
表１、表２に示すように、本発明レール鋼は比較レール鋼と比べて、鋼の炭素量を増加し、さらに、適切な冷間加工を与えることにより、レール頭部の表面硬度を向上させることが可能となった。
また図３に示すように、本発明レール鋼は、予めレール頭部の表面硬度を向上させたことにより、摩耗量が減少し、比較レール鋼と比べて耐摩耗性を向上させることが可能となった。
【００４５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、重荷重鉄道に耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】レール頭部断面表面位置の呼称及び冷間加工後の表面硬度測定位置を示す図。
【図２】ころがり摩耗疲労損傷試験機の概略図。
【図３】本発明レール鋼と比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｏ、Ｕ〜Ｗ）の、試験前レールの頭部表面硬度の最大値と摩耗疲労損傷試験での最大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 ：レール移動用スライダー
４ ：レール
５ ：車輪
６ ：モーター
７ ：荷重負荷装置
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるレールにおいて、頭部表面から少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲の冷間加工後の硬度の平均値がＨｖ５５０以上であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜３．００％、
Ｍｏ：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１に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｖ ：０．０１〜０．５０％、
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または２に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｂ ：０．０００１〜０．２０００％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０５〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０５〜２．００％
を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - レール成分として、質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．０３００％、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１５０％
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１〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗性に優れたレール。 - 質量％で、
Ｃ ：０．８５超〜２．００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片をレールの形状に熱間圧延した後、レール頭部表面に冷間加工を施して、前記レール頭部表面の少なくとも深さ０．０５〜２ｍｍまでの範囲における硬度の平均値をＨｖ５５０以上に硬化させることを特徴とする耐摩耗性に優れたレールの製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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