JP5238930B2 - Abrasion resistant rail and method of manufacturing the same - Google Patents
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Description
本発明は、鉄道等に使用される耐摩耗性レールとその製造方法に関し、特に、車輪との接触によって起こるレール頭部の塑性流動による微視割れの発生を低減すると共に、その微視割れが母材へ進展するのを抑制することによって、レール頭部の耐表面損傷性を向上させた耐摩耗性レールとその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a wear-resistant rail used for railways and the like, and a method for manufacturing the same, and in particular, reduces the occurrence of microcracking due to plastic flow of the rail head caused by contact with wheels, and the microcracking is reduced. The present invention relates to a wear-resistant rail in which surface damage resistance of a rail head is improved by suppressing progress to a base material, and a manufacturing method thereof.
鉄道輸送は、他の輸送機関と比較して輸送効率が高く、環境にも優しいことから、近年、運行速度の高速化や積載荷重の増大化、ダイヤの過密化などが積極的に進められている。その結果、レールに対する負荷が過酷になる傾向にある。特に、曲線軌道区間の外軌レールは、車輪フランジ部と接触するレール頭部のコーナー部（以降、ゲージコーナー（ＧＣ）部ともいう）の接触圧力が高いことから、耐摩耗性が重要視されてきた。 Rail transport is more efficient and environmentally friendly than other transport systems, and in recent years, there have been aggressive efforts to increase the operating speed, increase the load capacity, and consolidate diamonds. Yes. As a result, the load on the rail tends to be severe. In particular, the outer rail of the curved track section has a high contact pressure at the corner portion of the rail head (hereinafter also referred to as a gauge corner (GC) portion) in contact with the wheel flange portion, and therefore wear resistance is regarded as important. I came.
しかし、近年では、上記ゲージコーナー部の摩耗によるレール交換以前に、レール頭部の表面に剥離損傷が発生し、レール寿命を迎える場合が多く発生し問題となっている。したがって、曲線軌道区間に用いられるレールには、耐摩耗性を向上する観点から、従来から高強度レールが用いられているが、レール表面の耐損傷性にも優れたレールが求められるようになってきている。 However, in recent years, peeling damage has occurred on the surface of the rail head before the rail replacement due to the wear of the gauge corner portion, and there are many cases where the life of the rail is reached. Therefore, high-strength rails have been used for rails used in curved track sections from the viewpoint of improving wear resistance. However, rails with excellent damage resistance on the rail surface have been demanded. It is coming.
レールの耐損傷性に着目した技術は、これまで多くの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、酸化物系介在物の量および組成を適正範囲に制御することによってレール頭部の内部に生じる転動疲労損傷（ヘビーシェリング損傷という）に対する耐損傷性を高めたレールが開示されている。また、特許文献２には、レール頭頂部に適切な硬度分布を付与することによって、レールと車輪との接触応力状態を緩和させ、レール頭頂部中央に発生する損傷（ヘッドチェック）を抑制する技術が開示されている。また、特許文献３には、レール頭部の硬さとコーナー部の硬さを制御することによって、頭頂部およびコーナー部に発生する車輪の走行、スリップに起因したマルテンサイト組織（ホワイトフェーズ）の生成を防止し、耐転がり疲労損傷を抑制する技術が開示されている。
また、特許文献４には、レールの化学成分を適正に制御することによって、電気アーク溶接の際、鋼材表面に生じるマルテンサイトの生成を防止し、耐折損性を向上する技術が開示されている。さらに、特許文献５には、パーライト組織の鋼レールにおいて、鋼の成分を適正に制御し、同時に熱処理を施すことにより、初期硬さを所定の範囲に納め、さらに、衝撃値を向上させることにより、直線区間や緩曲線区間に使用されるレールの耐表面損傷性と靭性の向上を図る技術が開示されている。
Many proposals have been made on the technology focusing on the damage resistance of the rail.
For example, Patent Document 1 discloses a rail with improved damage resistance against rolling fatigue damage (referred to as heavy shelling damage) that occurs inside the rail head by controlling the amount and composition of oxide inclusions within an appropriate range. Is disclosed. Patent Document 2 discloses a technique for reducing damage (head check) occurring at the center of the rail top by relaxing the contact stress state between the rail and the wheel by imparting an appropriate hardness distribution to the rail top. Is disclosed. Further, in Patent Document 3, by controlling the hardness of the rail head and the hardness of the corner, generation of a martensite structure (white phase) caused by running and slipping of the wheels generated in the top and corners. A technology for preventing rolling and suppressing rolling fatigue damage is disclosed.
Patent Document 4 discloses a technique for preventing the generation of martensite generated on the steel surface during electric arc welding and improving the breakage resistance by appropriately controlling the chemical components of the rail. . Furthermore,
しかしながら、上述したように、鉄道の高速化や積載荷重の増大化、ダイヤの過密化が進行している近年においては、レールに対する負荷が従来にも増して過酷になり、特に、曲線軌道区間の外軌レールにおいては、上記従来技術が有するレールのゲージコーナー部の耐摩耗性やレール頭頂部表面の耐表面損傷性では不十分となってきている。 However, as described above, in recent years when the speed of railways, the increase in load capacity, and the congestion of diamonds have progressed, the load on the rails has become more severe than before, especially in the curved track section. In the outer rail, the wear resistance of the gauge corner portion of the rail and the surface damage resistance of the rail head portion surface, which the above-described conventional technology has, are insufficient.
例えば、特許文献１の技術は、レール内部に存在する介在物を起点とする疲労破壊を防止しようとする技術であり、ゲージコーナー部の表面損傷に対しては十分な検討がなされていない。また、特許文献２の技術は、レール頭部中央に発生するヘッドチュックに対しては有効であるが、ゲージコーナー部の表面損傷に対しては不十分である。また、特許文献３の技術は、レール頭頂部とコーナー部に硬度差を設けて、耐転がり損傷を抑制する技術であるが、耐摩耗性については十分な検討がなされていない。また、特許文献４の技術は、レール表面に何らかの理由でマルテンサイトが形成されたときに発生するき裂や折損を防止する観点から、マルテンサイトの生成を抑制する技術であり、したがって、マルテンサイトのような異常組織が形成されない場合のゲージコーナー部表面の剥離損傷を抑制することに対しては十分な検討がなされていない。さらに、特許文献５の技術は、レール頭頂部と深さ２０ｍｍまでの硬さと硬度差を規制することによって、耐表面損傷性や靭性を向上して寒冷地での折損を防止する技術であり、耐摩耗性については十分な検討がなされていない。
For example, the technique of Patent Document 1 is a technique for preventing fatigue failure starting from inclusions existing inside the rail, and has not been sufficiently examined for surface damage of the gauge corner portion. Moreover, although the technique of patent document 2 is effective with respect to the head chuck generated in the center of the rail head, it is insufficient for the surface damage of the gauge corner portion. Moreover, although the technique of patent document 3 is a technique which provides a hardness difference in a rail top part and a corner part, and suppresses rolling-resistant damage, sufficient examination is not made | formed about abrasion resistance. The technique of Patent Document 4 is a technique for suppressing the generation of martensite from the viewpoint of preventing cracks and breakage that occurs when martensite is formed on the rail surface for some reason. However, sufficient studies have not been made to suppress peeling damage on the surface of the gauge corner when such an abnormal structure is not formed. Furthermore, the technique of
そこで、本発明の目的は、曲線軌道区間に用いて好適な、耐摩耗性と耐表面損傷性とに優れる耐摩耗性レールとその有利な製造方法を提案することにある。 Accordingly, an object of the present invention is to propose a wear-resistant rail excellent in wear resistance and surface damage resistance suitable for use in a curved track section and an advantageous manufacturing method thereof.
発明者らは、上記課題を解決するため、車輪との接触によりレール摩擦面直下のパーライト組織が塑性流動を起こすことによって生ずる微視割れと、この微視割れがレール母材のパーライト組織中に伝播する際のき裂伝播速度に着目し、これらとパーライト組織のラメラー間隔との関係について、鋭意研究を重ねた。その結果、摩擦面直下の塑性流動域に形成される微視割れを防止し、耐摩耗性を向上するためには、パーライト組織のラメラー間隔を０．２５μｍ以下とする必要があること、一方、早期に剥離等の表面損傷を起こすことを防止するには、上記微視割れが母材中に伝播するき裂伝播速度を低減することが重要であり、そのためには、上記ラメラー間隔を０．０８μｍ以上とする必要があることを見出し、本願発明を完成させた。 In order to solve the above problems, the inventors have developed a microcrack caused by the plastic flow of the pearlite structure immediately below the rail friction surface due to contact with the wheel, and this microcrack is generated in the pearlite structure of the rail base material. Focusing on the crack propagation velocity during propagation, we have conducted extensive research on the relationship between these and the lamellar spacing of the pearlite structure. As a result, in order to prevent microcracking formed in the plastic flow region immediately below the friction surface and improve the wear resistance, the lamellar spacing of the pearlite structure needs to be 0.25 μm or less, In order to prevent surface damage such as peeling at an early stage, it is important to reduce the crack propagation speed at which the microcrack propagates into the base metal. The present invention was completed by finding that it is necessary to set the thickness to 08 μm or more.
すなわち、本発明は、Ｃ：０．５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％超え１．５ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００２０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式；
固有抵抗値（ρμΩ・ｃｍ）＝５．６８×Ｃ＋６．４９×Ｍｎ＋６．０６×Ｃｒ＋４．１３×Ｍｏ＋１１．８４ ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の質量（ｍａｓｓ％）
で求められる固有抵抗値が２１〜２４ρμΩ・ｃｍの範囲にあるレールであって、そのレール頭頂から深さ１０ｍｍの領域におけるミクロ組織がラメラー間隔０．０８〜０．２５μｍのパーライト組織であり、応力拡大係数ΔＫが１５ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度が２．５×１０−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする耐摩耗性レールである。
That is, the present invention is C: 0.5-1.0 mass%, Si: 0.1-1.0 mass%, Mn: 0.1-1.5 mass%, P: 0.030 mass% or less, S: 0 0.020 mass% or less, Al: 0.005 mass% or less, Cr: more than 0.25 mass% and 1.5 mass% or less, O: 0.0020 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, )formula;
Specific resistance value (ρμΩ · cm) = 5.68 × C + 6.49 × Mn + 6.06 × Cr + 4.13 × Mo + 11.84 (1)
Here, the element symbol in the above formula is the mass (mass%) of each element.
Is a pearlite structure having a lamellar spacing of 0.08 to 0.25 μm in a region having a specific resistance of 21 to 24 ρμΩ · cm, and a microstructure in a
本発明の耐摩耗性レールは、レール頭頂から深さ１０ｍｍの領域における０．２％耐力が８００ＭＰａ以上、ビッカース硬さＨｖが３５０〜４７０であることを特徴とする。
The wear-resistant rail of the present invention is characterized in that a 0.2% proof stress in a
また、本発明の耐摩耗性レールは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。 In addition to the above component composition, the wear-resistant rail of the present invention further includes Cu: 0.05 to 1.0 mass%, Ni: 0.05 to 1.0 mass%, and Mo: 0.05 to 0.5 mass. 1 type or 2 types or more chosen from% are characterized by the above-mentioned.
また、本発明の耐摩耗性レールは、曲線半径Ｒが１０００ｍ以下の曲線軌道区間に使用されるものであることを特徴とする。 The wear-resistant rail of the present invention is used for a curved track section having a curved radius R of 1000 m or less.
また、本発明は、上記いずれかに記載の成分組成からなる鋼素材を１１５０〜１３５０℃に加熱後、レール形状に熱間圧延し、パーライト変態開始温度以上の温度からパーライト変態終了温度以下までを冷却速度１〜５℃／ｓで加速冷却することを特徴とする耐摩耗性レールの製造方法を提案する。 In addition, the present invention is to heat a steel material comprising any of the above-described component compositions to 1150 to 1350 ° C., and then hot-roll it into a rail shape, from a temperature above the pearlite transformation start temperature to below the pearlite transformation end temperature. A method for producing a wear-resistant rail, characterized by accelerated cooling at a cooling rate of 1 to 5 ° C./s, is proposed.
本発明によれば、車輪との接触によりレール摩擦面表層に形成される塑性流動域の微視割れを軽減し、かつ、その微視割れが母材中に進展するき裂伝播速度を遅延させることにより耐摩耗性と耐表面損傷性とに優れた耐摩耗性レールを提供することができる。したがって、本発明のレールは、軌道曲線半径Ｒが１０００ｍ以下の曲線軌道の外軌レールに用いて好適である。 According to the present invention, the microcracking of the plastic flow region formed in the rail friction surface surface layer by contact with the wheel is reduced, and the crack propagation speed at which the microcrack propagates into the base material is delayed. Thus, it is possible to provide a wear-resistant rail excellent in wear resistance and surface damage resistance. Therefore, the rail of the present invention is suitable for use as an outer rail of a curved track having a track curve radius R of 1000 m or less.
本発明は、上述したように、レールのパーライト組織のラメラー間隔に着目したところに特徴がある。すなわち、パーライト組織のラメラー間隔は、耐摩耗性や転動疲労特性に影響を及ぼすことについては従来から知られている。しかし、本発明は、近年の曲線軌道区間におけるレールの使用環境の変化を考慮し、車輪との接触によって発生する摩擦面直下のパーライト組織の塑性流動に伴う微視割れの発生と、この微視割れが母材パーライト組織を伝播する過程でのき裂伝播速度に着目し、パーライト組織のラメラー間隔がそれらに及ぼす影響を精査したことに特徴がある。 As described above, the present invention is characterized by focusing on the lamellar spacing of the pearlite structure of the rail. That is, it has been conventionally known that the lamellar spacing of the pearlite structure affects the wear resistance and rolling fatigue characteristics. However, the present invention takes into account the change in the environment of use of the rail in the curved track section in recent years, and the occurrence of microcracking due to the plastic flow of the pearlite structure directly under the friction surface caused by the contact with the wheel. Focusing on the crack propagation rate in the process of crack propagation in the base metal pearlite structure, the effect of the lamellar spacing of the pearlite structure on them is scrutinized.
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
０．７〜０．８ｍａｓｓ％Ｃ−０．８〜１．１ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．３ｍａｓｓ％Ｃｒの成分組成を有する数種類の鋼材に、パーライト組織のラメラー間隔を変化させるために熱処理および加工熱処理を施した。そして、この鋼材から、外径：３０ｍｍφ、厚さ：８ｍｍのリング状試験片を採取し、図１に示した西原式摩耗試験機を用いてすべり転動摩耗試験を行い、摩擦面直下に形成される塑性流動域について調査した。この際の試験条件は、試験片回転速度：６８４ｒｐｍ、相手材回転速度：７６０ｒｐｍ、すべり率：−１０％、接触圧力：６８４ＭＰａで、試験時間は４時間とした。
First, an experiment that triggered the development of the present invention will be described.
In order to change the lamellar spacing of the pearlite structure, several types of steel materials having a component composition of 0.7 to 0.8 mass% C-0.8 to 1.1 mass% Mn-0.3 mass% Cr are subjected to heat treatment and thermomechanical treatment. gave. A ring-shaped test piece having an outer diameter of 30 mmφ and a thickness of 8 mm is taken from this steel material, and a sliding rolling wear test is performed using the Nishihara type wear tester shown in FIG. The plastic flow zone is investigated. The test conditions at this time were: test piece rotation speed: 684 rpm, mating material rotation speed: 760 rpm, slip ratio: −10%, contact pressure: 684 MPa, and the test time was 4 hours.
すべり転動摩耗試験後、試験片の摩擦面断面を顕微鏡で観察し、塑性流動域の組織を調べた。図２は、一例として、０．７ｍａｓｓ％Ｃ−０．９ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．３ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼（ラメラー間隔＝０．２６μｍ）における摩擦面断面のミクロ組織を示したものであり、摩耗面の表面直下には、すべり接触に伴って大きな塑性流動域が形成されており、その塑性流動域には微視割れが発生していることが確認できる。 After the sliding rolling wear test, the cross section of the friction surface of the test piece was observed with a microscope to examine the structure of the plastic flow region. FIG. 2 shows, as an example, a microstructure of a frictional surface cross section in 0.7 mass% C-0.9 mass% Mn-0.3 mass% Cr steel (lamellar spacing = 0.26 μm). A large plastic flow region is formed immediately below the surface with sliding contact, and it can be confirmed that microscopic cracks are generated in the plastic flow region.
図３は、上記塑性流動域の形成および微視割れの深さに及ぼすラメラー間隔の影響について調べた結果を示したものである。この図から、ラメラー間隔が粗い（大きい）場合には、塑性流動域がより深くまで形成されており、その塑性流動域では、塑性流動に沿って発生する微視割れの深さも大きくなっている。一方、ラメラー間隔が微細化する（小さくなる）ほど、塑性流動域の深さは軽減し、微視割れの深さも浅くなっている。これは、ラメラー間隔が微細化することで、レール母材の強度（０．２％耐力）が上昇し、すべり変形に対する抵抗力が増した結果、塑性変形深さが小さくなり、内部に生じる微視割れも軽減されたものと考えられる。 FIG. 3 shows the results of examining the influence of lamellar spacing on the formation of the plastic flow zone and the depth of microcracking. From this figure, when the lamellar spacing is rough (large), the plastic flow region is formed deeper, and in the plastic flow region, the depth of the microcrack generated along the plastic flow is also large. . On the other hand, as the lamellar spacing becomes finer (smaller), the depth of the plastic flow region is reduced and the depth of microcracking is also shallower. This is because the finer lamellar spacing increases the strength of the rail base material (0.2% proof stress) and increases the resistance to slip deformation. It is thought that visual cracks were also reduced.
しかしながら、従来技術のレールでは、ラメラー間隔を微細化してもなお、剥離性の表面損傷を起こすことが問題となっている。発明者らは、この問題についてさらに検討した結果、上記表面損傷は、塑性流動域に発生した微視割れが、レールの母材組織中に進展して引き起こされるのではないかと考えるに至った。そこで、微視割れが剥離に至るまでの母材組織中におけるき裂の伝播特性を把握するため、上記鋼材から、図４に示した形状の試験片を採取し、鋼材板厚方向の疲労き裂伝播試験に供し、き裂伝播速度とラメラー間隔との関係について調査した。 However, the rails of the prior art have a problem of causing peelable surface damage even if the lamellar spacing is reduced. As a result of further study on this problem, the inventors have come to consider that the above-described surface damage may be caused by microscopic cracks generated in the plastic flow region being propagated into the base metal structure of the rail. Therefore, in order to grasp the crack propagation characteristics in the base metal structure until the microcrack reaches delamination, a specimen having the shape shown in FIG. In the crack propagation test, the relationship between crack propagation speed and lamellar spacing was investigated.
図５は、応力拡大係数が１５ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）とラメラー間隔との関係を示したグラフである。なお、上記応力拡大係数ΔＫが１５ＭＰａ√ｍのときのき裂伝播速度は、概ねレール摩擦面表層の塑性流動に伴う微視割れ先端におけるき裂伝播速度と同レベルである。この図から、ラメラー間隔が小さいほどき裂伝播速度は遅くなる傾向を示すが、０．０８μｍ未満では、逆に、き裂伝播速度は大きく上昇すること、ラメラー間隔が０．０８〜０．２５μｍの範囲では、ラメラー間隔が０．２５μｍ以上と粗い普通レールの伝播速度（３．０Ｅ−８〜５．０Ｅ−８）と比べると、き裂伝播速度が約１／２以下に低下し、き裂が母材中へ進展し剥離を起こすまでの寿命を２倍以上に向上できる可能性があることがわかった。特に、ラメラー間隔が０．１０〜０．２２μｍの範囲では、安定して低い疲労き裂伝播特性が得られている。上記理由については、まだ十分に明らかとなっていないが、単にラメラー間隔を微細化したのみでは、き裂が母材中を進展する速度をむしろ高めてしまうためと考えられる。 FIG. 5 is a graph showing the relationship between the fatigue crack propagation rate (da / dN) and lamellar spacing when the stress intensity factor is 15 MPa√m. The crack propagation speed when the stress intensity factor ΔK is 15 MPa√m is approximately the same level as the crack propagation speed at the tip of the microcrack accompanying the plastic flow on the rail friction surface. From this figure, the smaller the lamellar spacing, the lower the crack propagation speed. However, when the lamellar spacing is less than 0.08 μm, conversely, the crack propagation speed greatly increases, and the lamellar spacing is 0.08 to 0.25 μm. In this range, the crack propagation speed is reduced to about ½ or less compared with the propagation speed of a rough ordinary rail with a lamellar spacing of 0.25 μm or more (3.0E-8 to 5.0E-8). It has been found that there is a possibility that the life until the crack propagates into the base material and peels can be improved more than twice. In particular, when the lamellar spacing is in the range of 0.10 to 0.22 μm, low fatigue crack propagation characteristics are stably obtained. The reason for the above is not yet fully clarified, but it is considered that simply refining the lamellar spacing rather increases the speed at which the crack propagates in the base material.
以上の実験結果から、単に摩擦面の塑性流動を低減しようとした場合には、ラメラー間隔を０．２５μｍ以下とし強度を高めればよいが、塑性流動域に発生した微視割れの母材中へ進展する伝播速度を考慮した場合には、ラメラー間隔は０．０８μｍ以上とする必要があること、すなわち、ラメラー間隔を０．０８〜０．２５μｍに調整することで、ゲージコーナー部の耐摩耗性と耐表面損傷性のいずれをも向上できることがわかった。本発明は、上記新規な知見に基づくものである。 From the above experimental results, when simply reducing the plastic flow of the friction surface, it is sufficient to increase the strength by setting the lamellar spacing to 0.25 μm or less, but into the base material of the microcrack generated in the plastic flow region. Considering the propagation velocity, the lamellar spacing needs to be 0.08 μm or more, that is, by adjusting the lamellar spacing to 0.08 to 0.25 μm, the wear resistance of the gauge corner portion And surface damage resistance can be improved. The present invention is based on the above novel findings.
次に、本発明に係る耐摩耗性レールの成分組成について説明する。
Ｃ：０．５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃは、レールの高強度化およびパーライト組織形成のために必須の元素である。特に、耐摩耗性の向上に対して極めて有効であり、この観点から０．５ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、レールの延性や靭性の低下を招く。よって、本発明では、Ｃは０．５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、延性や靭性をより重視する場合には、Ｃの上限は０．８５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Next, the component composition of the wear-resistant rail according to the present invention will be described.
C: 0.5 to 1.0 mass%
C is an essential element for increasing the strength of the rail and forming a pearlite structure. In particular, it is extremely effective for improving wear resistance, and from this viewpoint, addition of 0.5 mass% or more is required. On the other hand, addition exceeding 1.0 mass% causes a decrease in the ductility and toughness of the rail. Therefore, in the present invention, C is in the range of 0.5 to 1.0 mass%. In addition, when importance is attached to ductility and toughness, it is preferable that the upper limit of C is 0.85 mass%.
Ｓｉ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸材として添加される元素であり、その効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｓｉ酸化物が晶出して、介在物起因による内部割れを起こすようになる。よって、Ｓｉは０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Si: 0.1 to 1.0 mass%
Si is an element added as a deoxidizing material, and in order to obtain the effect, addition of 0.1 mass% or more is necessary. On the other hand, addition exceeding 1.0 mass% causes Si oxide to crystallize and cause internal cracks due to inclusions. Therefore, Si is set to a range of 0.1 to 1.0 mass%.
Ｍｎ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、オーステナイト形成元素でありパーライト変態温度を低下させることから、鋼の高強度化に有効な元素であり、また、脱酸材としても有効である。しかし、０．１ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果が小さく、一方、１．５ｍａｓｓ％を超える添加は、逆に焼入れ性が過度に高まってマルテンサイトが形成されやすくなる。よって、Ｍｎは０．１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．２〜１．２ｍａｓｓ％の範囲である。
Mn: 0.1 to 1.5 mass%
Since Mn is an austenite forming element and lowers the pearlite transformation temperature, it is an element effective for increasing the strength of steel, and is also effective as a deoxidizing material. However, when the addition is less than 0.1 mass%, the above effect is small. On the other hand, when the addition exceeds 1.5 mass%, the hardenability is excessively increased and martensite is easily formed. Therefore, Mn is set to a range of 0.1 to 1.5 mass%. Preferably, it is the range of 0.2-1.2 mass%.
Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる有害な不純物元素であり、偏析を起こして鋼を脆化させるので極力低減することが望ましい。しかし、本発明では、０．０３０％以下であれば許容することができる。
P: 0.030 mass% or less P is a harmful impurity element inevitably mixed in steel, and segregation causes embrittlement of the steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. However, in the present invention, 0.030% or less is acceptable.
Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、レールの延性を低下させるので、極力低下することが望ましい。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％以下であればその影響は小さいので、上限を０．０２０ｍａｓｓ％とする。
S: 0.020 mass% or less S is an impurity element that is inevitably mixed in steel, and forms MnS by combining with Mn, thereby reducing the ductility of the rail. However, since the effect is small if it is 0.020 mass% or less, the upper limit is made 0.020 mass%.
Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸材として強力な効果を有する元素であるが、鋼中にアルミナクラスターを形成し、レールにとって致命的となる転動疲労特性の低下を引き起こす。したがって、本発明では、Ａｌ脱酸は極力避けて、鋼中のＡｌを低減することが望ましい。そこで、本発明では、Ａｌは０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。
Al: 0.005 mass% or less Al is an element having a strong effect as a deoxidizing material, but forms an alumina cluster in the steel and causes a decrease in rolling fatigue characteristics that are fatal to the rail. Therefore, in the present invention, it is desirable to avoid Al deoxidation as much as possible and reduce Al in the steel. Therefore, in the present invention, Al is limited to 0.005 mass% or less.
Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％超え１．５ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、過度に鋼の焼入れ性を上昇させることなく、過冷度を拡大して、ラメラー間隔を微細化する効果があり、レールのより内部まで高い硬度を得る場合などに有用な元素である。しかし、０．２５ｍａｓｓ％以下ではその効果が小さく、一方、１．５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性を損なう。よって、Ｃｒは、０．２５ｍａｓｓ％超え１．５ｍａｓｓ％以下の範囲で添加する。
Cr: More than 0.25 mass% and less than 1.5 mass% Cr has the effect of expanding the degree of supercooling and minimizing the lamellar spacing without excessively increasing the hardenability of the steel. This element is useful for obtaining high hardness. However, the effect is small at 0.25 mass% or less, while addition exceeding 1.5 mass% impairs weldability. Therefore, Cr is added in the range of more than 0.25 mass% and less than 1.5 mass%.
Ｏ：０．００２０ｍａｓｓ％以下
Ｏは、鋼中へ不可避的に混入し、硬質の酸化物系介在物を形成し、これが破壊の起点となって転動疲労特性を著しく低下させる有害元素である。しかし、Ｏが０．００２０ｍａｓｓ％以下であれば、その悪影響は小さい。よって、Ｏは０．００２０ｍａｓｓ％以下とする。
O: 0.0020 mass% or less O is a harmful element that inevitably mixes into steel and forms hard oxide inclusions, which are the starting point of fracture and significantly reduce rolling fatigue characteristics. However, if O is 0.0020 mass% or less, the adverse effect is small. Therefore, O is set to 0.0020 mass% or less.
本発明のレールは、上記必須成分に加えてさらに、要求される強度に応じて、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で添加することができる。
Ｃｕ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃｕは、鋼中に固溶してマトリックスを強化する有用な元素であり、その効果は、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができる。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、レールの脆化を促進する。よって、Ｃｕを添加する場合は、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
In addition to the essential components described above, the rail of the present invention may further contain one or more selected from Cu, Ni and Mo within the following range, depending on the required strength.
Cu: 0.05-1.0 mass%
Cu is a useful element that solidifies in steel and strengthens the matrix, and the effect can be obtained by addition of 0.05 mass% or more. However, if added in excess of 1.0 mass%, the embrittlement of the rail is promoted. Therefore, when adding Cu, it is preferable to set it as the range of 0.05-1.0 mass%.
Ｎｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素であり、それらの効果は、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができる。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果が飽和するだけなので、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。よって、Ｎｉは、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ni: 0.05-1.0 mass%
Ni is an element effective for improving the strength and toughness of steel, and these effects can be obtained by addition of 0.05 mass% or more. However, even if added in excess of 1.0 mass%, the effect is only saturated, so the upper limit is 1.0 mass%. Therefore, Ni is preferably added in the range of 0.05 to 1.0 mass%.
Ｍｏ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、レールの強度向上に有効な元素であり、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加でその効果を発現する。一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性を低下したり、焼入れ性を上昇してマルテンサイト変態を促進させたりする。よって、Ｍｏは、０．０５〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Mo: 0.05-0.5 mass%
Mo is an element effective for improving the strength of the rail, and the effect is exhibited by addition of 0.05 mass% or more. On the other hand, addition exceeding 0.5 mass% decreases weldability or increases hardenability and promotes martensitic transformation. Therefore, it is preferable to add Mo in the range of 0.05 to 0.5 mass%.
さらに、本発明のレールは、国内の鉄道に使用される場合、信号電流の送信手段としても使用される。レールを流れる信号電流は、レールの電気抵抗によって大きく変動することから、電気抵抗の変動は、信号の誤動作を起こす原因となる。したがって、レールの電気抵抗は、一定とする必要があり、本発明では、固有抵抗値を２１〜２４ρμΩ・ｃｍの範囲に制御する。ここで、レールの固有抵抗値は、レールの化学組成で一義的に求まり、本発明の成分組成範囲内では、下記（１）式；
固有抵抗値（ρμΩ・ｃｍ）＝５．６８×Ｃ＋６．４９×Ｍｎ＋６．０６×Ｃｒ＋４．１３×Ｍｏ＋１１．８４ ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の質量（ｍａｓｓ％）である。
で求めることができる。
Furthermore, when the rail of the present invention is used for a domestic railway, it is also used as a means for transmitting a signal current. Since the signal current flowing through the rail largely fluctuates depending on the electric resistance of the rail, the fluctuation of the electric resistance causes a malfunction of the signal. Therefore, the electric resistance of the rail needs to be constant, and in the present invention, the specific resistance value is controlled in the range of 21 to 24 ρμΩ · cm. Here, the specific resistance value of the rail is uniquely determined by the chemical composition of the rail, and within the component composition range of the present invention, the following formula (1):
Specific resistance value (ρμΩ · cm) = 5.68 × C + 6.49 × Mn + 6.06 × Cr + 4.13 × Mo + 11.84 (1)
Here, the element symbol in the above formula is the mass (mass%) of each element.
Can be obtained.
次に、本発明のレールが有する機械的特性について説明する。
本発明のレールは、レール頭頂から深さ１０ｍｍの領域における鋼の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、曲線軌道区間における車輪との接触によるレール表層の塑性流動域の深さを浅くし、それに伴って発生する微視割れを軽減させるためであり、より好ましくは８５０ＭＰａ以上である。また、レールの延性を確保する観点からは、引張試験における伸びは１０％以上であることが好ましい。
Next, the mechanical characteristic which the rail of this invention has is demonstrated.
In the rail of the present invention, the 0.2% proof stress of steel in a
さらには、レール頭頂から深さ１０ｍｍの領域については、曲線軌道区間における過酷な条件下で使用されるレールの耐摩耗性を向上する観点から、ビッカース硬さＨｖが３５０以上であることが好ましい。しかし、Ｈｖが４７０を超えると、レールの組織が一部マルテンサイト化するのに伴って、延性や靭性の低下だけでなく、耐疲労損傷性の低下を招く。よって、レール頭頂から深さ１０ｍｍの領域における硬さは、Ｈｖで３５０〜４７０であることが好ましく、より好ましくはＨｖ：３７０〜４５０の範囲である。
Furthermore, in the region having a depth of 10 mm from the rail top, the Vickers hardness Hv is preferably 350 or more from the viewpoint of improving the wear resistance of the rail used under severe conditions in the curved track section. However, when Hv exceeds 470, as the structure of the rail partially martensite, not only ductility and toughness but also fatigue damage resistance are reduced. Therefore, the hardness in a
次に、本発明のレールの鋼組織について説明する。
本発明のレールは、パーライト組織を主体としたものであり、レール頭頂から深さ１０ｍｍの領域におけるパーライト組織のラメラー間隔は、０．０８〜０．２５μｍの範囲に制限する必要がある。ラメラー間隔が０．２５μｍを超えると、鋼が軟質化し、耐摩耗性が大きく低下する。一方、ラメラー間隔が０．０８μｍ未満になると、レール摩擦面に形成される塑性流動域に発生した微視割れの進展速度が高まり、却って耐剥離損傷性を低下させるからである。好ましくは、０．１０〜０．２２μｍの範囲である。
Next, the steel structure of the rail of the present invention will be described.
The rail of the present invention is mainly composed of a pearlite structure, and the lamellar spacing of the pearlite structure in a region having a depth of 10 mm from the top of the rail needs to be limited to a range of 0.08 to 0.25 μm. If the lamellar spacing exceeds 0.25 μm, the steel becomes soft and the wear resistance is greatly reduced. On the other hand, when the lamellar spacing is less than 0.08 μm, the rate of progress of microcracking generated in the plastic flow region formed on the rail friction surface increases, and on the contrary, the peel damage resistance decreases. Preferably, it is the range of 0.10-0.
次に、本発明のレールの製造方法について説明する。
本発明のレールは、上述した成分組成に調整した鋼を溶製後、常法により鋼素材とし、この鋼素材を加熱後、熱間圧延してレール形状にし、その後、パーライト変態開始温度Ｐｓ以上の温度からパーライト変態終了温度Ｐｆ以下までを加速冷却して製造する。
Next, the manufacturing method of the rail of this invention is demonstrated.
The rail of the present invention is prepared by melting the steel adjusted to the above-described composition and using a conventional method to produce a steel material. After heating this steel material, it is hot-rolled into a rail shape, and then the pearlite transformation start temperature P s. prepared by the accelerated cooling to pearlite transformation finish temperature P f following the above temperature.
上記製造方法において、熱間圧延前に行う鋼素材の加熱温度は、１１５０〜１３５０℃とする必要がある。加熱温度が１１５０℃未満では、圧延時の変形抵抗を十分に軽減することができず、一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、鋼素材が部分的に溶融し、レール内部に欠陥を発生するおそれがあるからである。 In the said manufacturing method, the heating temperature of the steel raw material performed before hot rolling needs to be 1150-1350 degreeC. When the heating temperature is less than 1150 ° C., the deformation resistance during rolling cannot be sufficiently reduced. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1350 ° C., the steel material is partially melted and a defect is generated inside the rail. Because there is a fear.
続くレール形状への熱間圧延は、公知の条件で行えばよく、特に制限はない。しかし、熱間圧延後の冷却は、パーライト変態開始温度（Ｐｓ点）以上からパーライト変態終了温度（Ｐｆ点）以下までを冷却速度１〜５℃／ｓで加速冷却する必要がある。冷却開始温度がＰｓ点未満であると、十分な過冷度を確保することができないため、パーライト組織のラメラー間隔が拡大して０．２５μｍ超えの粗いパーライト組織となり、レールと車輪との接触時の塑性流動が大きくなり、レール表面の微視割れも深くなる。一方、冷却停止温度は、パーライト変態が終了するＰｆ点以下の温度であればよい。加速冷却後の冷却は、特に制限はなく、放冷（空冷）でも構わない。 The subsequent hot rolling to the rail shape may be performed under known conditions, and is not particularly limited. However, cooling after hot rolling, it is necessary to accelerated cooling from the pearlite transformation starting temperature (P s point) or higher pearlite transformation finish temperature (P f point) to below at a cooling rate 1 to 5 ° C. / s. If the cooling start temperature is less than the Ps point, a sufficient degree of supercooling cannot be ensured, so that the lamellar spacing of the pearlite structure is expanded to a rough pearlite structure exceeding 0.25 μm, and the contact between the rail and the wheel The plastic flow at the time increases, and the microcracking on the rail surface also deepens. On the other hand, the cooling stop temperature may be a temperature equal to or lower than the Pf point at which the pearlite transformation ends. Cooling after accelerated cooling is not particularly limited, and may be allowed to cool (air cooling).
また、加速冷却における冷却速度を１〜５℃／ｓとする理由は、１℃／ｓ未満では、パーライト組織のラメラー間隔が０．２５μｍ超えの粗いパーライト組織となり、一方、冷却速度が大きいと、ミクロ組織がパーライト単相であっても、過冷度が増すためラメラー間隔が微細化するが、冷却速度が５℃／ｓを超えるような過度な冷却を行うと、過冷度が増大してラメラー間隔が０．０８μｍ未満となり、その結果、疲労き裂伝播速度が上昇してしまうからである。よって、冷却速度は１〜５℃／ｓの範囲とする。好ましくは、１〜３℃／ｓである。 The reason why the cooling rate in accelerated cooling is 1 to 5 ° C./s is that if it is less than 1 ° C./s, the lamellar spacing of the pearlite structure becomes a coarse pearlite structure exceeding 0.25 μm, while the cooling rate is large, Even if the microstructure is a single phase of pearlite, the lamellar spacing is refined because the degree of supercooling increases. However, if the cooling is excessively performed at a cooling rate exceeding 5 ° C / s, the degree of supercooling increases. This is because the lamellar spacing is less than 0.08 μm, and as a result, the fatigue crack propagation rate is increased. Therefore, the cooling rate is in the range of 1 to 5 ° C./s. Preferably, it is 1-3 degreeC / s.
上記のようにして製造された本発明のレールは、耐摩耗性と耐表面損傷性に優れているため、曲線半径Ｒが１０００ｍ以下の曲線軌道区間に敷設される外軌レールのゲージコーナー部の表面損傷を抑制することに対して特に有効である。なお、Ｒが１０００ｍを超える緩やかな曲線軌道区間や直線軌道区間では、車輪とレールとのゲージコーナー部の接触圧力が低下するため、本発明が対象としているようなゲージコーナー部特有の損傷が少なくなるので、汎用の普通レールや熱処理レールで十分に対応可能である。 Since the rail of the present invention manufactured as described above is excellent in wear resistance and surface damage resistance, the gauge corner portion of the outer rail rail laid in a curved track section having a curved radius R of 1000 m or less is used. This is particularly effective for suppressing surface damage. In addition, in a gentle curved track section or a straight track section where R exceeds 1000 m, the contact pressure of the gauge corner portion between the wheel and the rail decreases, so that the damage specific to the gauge corner portion targeted by the present invention is small. Therefore, general-purpose ordinary rails and heat-treated rails can be sufficiently used.
表１に示した成分組成を有するＡ〜Ｋの鋼を、常用の製鋼プロセスを経て溶製し、連続鋳造法で鋼素材とし、表２に示した条件で熱間圧延し、冷却してレールを製造した。上記のようにして得たレールの頭頂下１０ｍｍの部分からＪＩＳ４号引張試験片と、組織調査用サンプルを採取し、引張試験とミクロ組織観察に供した。なお、ミクロ組織では、ＳＥＭを用いて１万倍でパーライト組織を観察し、緻密なラメラー間隔の部分を写真撮影し、単位長さ当たりに直交するセメンタイトの数をカウントして、そのセメンタイト数を単位長さで除することでラメラー間隔を算出し、この測定を７視野において行い、その平均値をラメラー間隔とした。
The steels A to K having the composition shown in Table 1 are melted through a conventional steelmaking process, made into a steel material by a continuous casting method, hot-rolled under the conditions shown in Table 2, cooled, and railed. Manufactured. A JIS No. 4 tensile test piece and a sample for structure investigation were collected from a
さらに、レールの頭頂下１０ｍｍの部分から、外径が３０ｍｍφで厚さが８ｍｍのリング状摩耗試験片を採取し、先述した西原式摩耗試験機を用いて、すべり転動摩耗試験を行った。この時の試験条件は、試験片回転速度：６８４ｒｐｍ、相手材回転速度：７６０ｒｐｍ、すべり率：−１０％、接触圧力：６８４ＭＰａで試験時間は４時間とした。そして、試験後、試験片の摩耗量と、摩擦面断面に生じた塑性流動域の深さおよび微視割れの深さを、光学顕微鏡で測定した。また、ビッカース硬度計を用いて、レールの頭頂から深さ１０ｍｍまでの範囲の硬さを１ｍｍピッチで１０点測定し、その平均値をレールの硬さとした。
Furthermore, a ring-shaped wear test piece having an outer diameter of 30 mmφ and a thickness of 8 mm was taken from a
さらに、図６に示したようにレール頭頂部とゲージコーナー部の２箇所から、図４と同じ形状の疲労き裂伝播試験片を採取し、応力拡大係数ΔＫ＝１５ＭＰａ√ｍの条件で、疲労き裂伝播試験を行い、疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を測定し、耐表面損傷性を評価した。 Furthermore, as shown in FIG. 6, fatigue crack propagation test pieces having the same shape as in FIG. 4 were taken from two locations, the rail top and the gauge corner, and fatigue stress was measured under the condition of a stress intensity factor ΔK = 15 MPa√m. A crack propagation test was performed, and the fatigue crack propagation rate da / dN (m / cycle) was measured to evaluate the surface damage resistance.
上記測定の結果を表２に併記して示した。本発明に適合する鋼素材を、本発明の製造条件に適合する条件で製造した発明例のレール（Ｎｏ．１〜７）は、いずれもパーライト組織のラメラー間隔が０．０８〜０．２５μｍの範囲にあり、すべり転動摩耗試験後の塑性流動域の深さや微視割れの深さも浅く、疲労き裂伝播速度も小さく抑制されている。また、レール表面下１０ｍｍまでの硬さはＨｖ：３７０〜４７０の高い硬度を維持しており、０．２％耐力も８００ＭＰａ以上を有している。
これに対して、鋼記号Ｇから製造したＮｏ．８のレールは、耐摩耗性や耐表面損傷性については優れているものの、固有抵抗値が本発明の範囲を外れている。
また、Ｃ含有量が高い鋼Ｈから製造したＮｏ．９のレールは、延性が十分ではなく、また、Ｃ含有量が低い鋼Ｉから製造したＮｏ．１０のレールは、ラメラー間隔が０．２５μｍを大きく超えており、摩耗量が多く、すべり転動摩耗試験後の塑性流動域におけるき裂伝播速度も大きい。
また、例え本願発明の成分組成を満たしている場合でも、製造条件が本発明の範囲を外れる場合には、ラメラー間隔が適合範囲（０．０８〜０．２５μｍ）から外れ、耐摩耗性と耐表面損傷性とを兼備したレールは得られない。例えば、Ｎｏ．１１〜１４のレールは、冷却条件が本発明範囲外であるため、ラメラー間隔が粗く、塑性流動域の深さが大きく、また、疲労き裂伝播速度も上昇したことから、耐摩耗性と耐表面損傷性がともに十分でない。また、Ｎｏ．１５のレールは、冷却速度が速すぎたために、ラメラー間隔が０．０８μｍ未満となり、その結果、塑性流動域が浅く、耐摩耗性は十分に優れるものの、塑性流動域に生じた微視割れのき裂伝播速度が大きく、耐表面損傷性が大きく低下している。また、Ｃｒ含有量が少ない鋼Ｊ，Ｋから製造したＮｏ．１６，１７のレールは、ラメラー間隔が０．２５μｍを超えているため、摩耗量が多く、すべり転動摩耗試験後の塑性流動域におけるき裂伝播速度も大きい。
The results of the above measurements are shown together in Table 2. The rails (Nos. 1 to 7) of the inventive examples in which the steel material suitable for the present invention is manufactured under the conditions suitable for the manufacturing conditions of the present invention, all have a pearlite structure lamellar spacing of 0.08 to 0.25 μm. In the range, the depth of the plastic flow region and the depth of microcrack after the sliding rolling wear test are shallow, and the fatigue crack propagation rate is suppressed to a small value. The hardness up to 10 mm below the rail surface maintains a high hardness of Hv: 370 to 470, and the 0.2% proof stress is 800 MPa or more.
In contrast, No. manufactured from steel symbol G. Although the rail No. 8 is excellent in wear resistance and surface damage resistance, the specific resistance value is out of the scope of the present invention.
No. 1 manufactured from steel H having a high C content. No. 9 rail is No. 9 manufactured from Steel I with low ductility and low C content. The rail No. 10 has a lamellar spacing greatly exceeding 0.25 μm, a large amount of wear, and a large crack propagation speed in the plastic flow region after the sliding rolling wear test.
Moreover, even when the component composition of the present invention is satisfied, if the manufacturing conditions are outside the scope of the present invention, the lamellar spacing is out of the applicable range (0.08 to 0.25 μm), and wear resistance and resistance Rails that combine surface damage cannot be obtained. For example, no. Since the cooling conditions of the rails 11 to 14 are outside the range of the present invention, the lamellar spacing is rough, the depth of the plastic flow region is large, and the fatigue crack propagation speed is also increased. Both surface damage is not sufficient. No. The rail No. 15 had a lamellar spacing of less than 0.08 μm because the cooling rate was too high. As a result, the plastic flow region was shallow and the wear resistance was sufficiently excellent, but microcracking occurred in the plastic flow region. Crack propagation rate is large and surface damage resistance is greatly reduced. No. 1 manufactured from steels J and K with low Cr content. Since the rails 16 and 17 have a lamellar spacing exceeding 0.25 μm, the amount of wear is large, and the crack propagation speed in the plastic flow region after the sliding rolling wear test is also large.
Claims (5)
記
固有抵抗値（ρμΩ・ｃｍ）＝５．６８×Ｃ＋６．４９×Ｍｎ＋６．０６×Ｃｒ＋４．１３×Ｍｏ＋１１．８４ ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の質量（ｍａｓｓ％） C: 0.5 to 1.0 mass%, Si: 0.1 to 1.0 mass%, Mn: 0.1 to 1.5 mass%, P: 0.030 mass% or less, S: 0.020 mass% or less, Al : 0.005 mass% or less, Cr: more than 0.25 mass% and 1.5 mass% or less, O: 0.0020 mass% or less, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, inherently obtained by the following formula (1) A rail having a resistance value in the range of 21 to 24 ρμΩ · cm, a microstructure in a region 10 mm deep from the top of the rail is a pearlite structure having a lamellar spacing of 0.08 to 0.25 μm, and a stress intensity factor ΔK is A wear-resistant rail characterized by having a fatigue crack propagation rate at a pressure of 15 MPa√m of 2.5 × 10 −8 m / cycle or less.
Specific resistance (ρμΩ · cm) = 5.68 × C + 6.49 × Mn + 6.06 × Cr + 4.13 × Mo + 11.84 (1)
Here, the element symbol in the above formula is the mass (mass%) of each element.
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