JPH09296254A - 耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナイト鋼レールおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】優れた耐摩耗性、耐フレーキング損傷性を有す
る高性能の高強度ベイナイト鋼レールおよびその製造方
法を提供すること。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．
０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．３〜
４．０％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、ミク
ロ組織がベイナイト組織であり、かつ、硬度が頭頂およ
び頭部コーナー部のいずれの位置においてもＨｖ４１０
以上である耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナ
イト鋼レール。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高速運転条件下に
おける急曲線区間、あるいは海外の鉱山鉄道のような高
荷重条件下で要求される耐摩耗性および耐シェリング損
傷性に加えて耐フレーキング損傷性においても優れた特
性を有する高強度ベイナイト鋼レールおよびその製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、レール鋼としては、耐摩耗性、耐
転動疲労性重視の観点からパーライト鋼を用い、高強度
化のみが指向されてきた。しかし、近年、鉄道輸送の高
速化、高軸重化に伴い、レールの使用条件はますます厳
しいものになってきている。とくに、アメリカ合衆国、
カナダにおいて鉱石を運搬する高軸重鉄道では、曲線内
軌の頭頂面に発生するフレーキング損傷が問題視され、
耐フレーキング損傷性の向上が要求されてきている。従
来の高軸重鉄道向けのレールとしては、耐摩耗、曲線外
軌のゲージコーナー内部に発生するヘビィシェリングに
対する耐シェリング損傷性を向上させることを目的とし
て、高強度微細パーライトレールの開発が進められてき
たが、フレーキング損傷に対する対策は行われていな
い。

【０００３】パーライト組織で高強度化する手法として
は熱処理を行う方法がある。このような熱処理方法とし
ては、 （１）圧延終了後に一旦冷却した後、Ａｃ₃ 点以上に再
加熱して加速冷却を行うオフライン熱処理法（特開昭６
３−１２８１２３号公報） （２）圧延終了後Ａｒ₃ 点以上の温度にある段階でその
まま加速冷却を行うオンライン熱処理法（特公昭６３−
２３２４４号公報） の２種類がある。

【０００４】一方、従来、ベイナイト組織は微細パーラ
イト組織に比べて靱性は高いが、耐摩耗性が劣るといわ
れてきた。このようなベイナイト組織のレールとして
は、Ｃ量を従来よりも幾分低くし、さらに頭頂部と頭部
コーナー部に硬度差をつけ、耐転動疲労損傷性を良好に
したレール（特開平２−２８２４４８号公報、特開平６
−３３６６１４号公報、特開平７−３４１３３号公
報）、あるいは、Ｃ量を従来よりも低くし、レール頭部
表面の転動疲労損傷抵抗性の向上に有効なベイナイト組
織を有する高強度レール（特開平５−２７１８７１号公
報）が提案されているが、耐フレーキング損傷性の向上
の観点から検討したものは全くない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述した従来の熱処理
方法をレールの製造に適用した場合には、次のような問
題がある。上記（１）の方法は、加速冷却することで鋼
を低温で変態させ、組織の微細化を図る方法であり、か
つ、変態を繰り返すことによる組織の微細化の効果もあ
る。したがって高強度のレールが得られるが、冷却後に
再加熱を行うため熱効率の観点から好ましくない。

【０００６】また、上記（２）の方法は、圧延終了後そ
のまま加速冷却を行うため熱効率は良く、従来の成分の
レールでは加速冷却により強度の向上は図れるものの、
フレーキング損傷性の大幅な改善は困難である。

【０００７】一方、ベイナイト組織は微細パーライト組
織に比べ靱性は高いが耐摩耗性が劣るといわれている。
図１に各組織における高度と摩耗量との関係を示すが、
この図から、ベイナイト組織はパーライト組織に比較
し、同じ硬さでも摩耗量が多いことがわかる。

【０００８】このことは、上記特開平５−２７１８７１
号公報に述べられているが、この技術は転動疲労損傷抵
抗性の向上を目的とするため、ベイナイト組織により摩
耗量を増加させることをめざしている。しかし、この方
法は、海外の鉱山鉄道などの高軸重条件下で使用した場
合、レール頭部の摩耗が著しく促進され、レールの寿命
が極端に短くなるという欠点がある。

【０００９】また、特開平２−２８２４４８号公報、特
開平６−３３６６１４号公報、特開平７−３４１３３号
公報に開示された技術のように、曲線外軌ゲージコーナ
ー部の耐摩耗性を考慮してコーナー部を高硬度化する方
法もあるが、実際の敷設においてレールの頭部と列車車
輪の接触状況は一様ではなく、必ずしも設計通りの接触
にはならないため、設計通りの接触を期待して硬度分布
をつけても実際にその効果は認められないという欠点が
ある。

【００１０】このように、従来のパーライトレールにお
いては、耐フレーキング損傷性の大幅な向上は検討され
ておらず、またベイナイトレールでは摩耗量を増加させ
ることによる耐転動疲労損傷性の向上をめざした技術、
硬度分布を調整して耐損傷性の向上を図った技術が提案
されているのみであり、摩耗量の減少や耐フレーキング
損傷性の向上は全く検討されていない。

【００１１】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、優れた耐摩耗性、耐フレーキング損傷性を有
する高性能の高強度ベイナイト鋼レールおよびその製造
方法を提供することを課題とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明は、 （１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１
〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：０．０３５
％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．３〜４．０
％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、ミクロ組織
がベイナイト組織であり、かつ、硬度が頭頂および頭部
コーナー部のいずれの位置においてもＨｖ４１０以上で
あることを特徴とする耐フレーキング損傷性に優れた高
強度ベイナイト鋼レールを提供する。

【００１３】（２）重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：
０．３〜４．０％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．
１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、の１種以上を含有し、
残部が実質的にＦｅからなり、ミクロ組織がベイナイト
組織であり、かつ、硬度が頭頂および頭部コーナー部の
いずれの位置においてもＨｖ４１０以上であることを特
徴とする耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナイ
ト鋼レールを提供する。

【００１４】（３）重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：
０．３〜４．０％を含有する鋼を、圧延仕上温度が８０
０〜１０００℃となるように熱間圧延してレール素材を
成形し、次いでベイナイト変態開始点以上の温度から４
００℃いかまでを放冷ないし５℃／ｓｅｃ以下の冷却速
度で冷却することを特徴とする耐フレーキング損傷性に
優れた高強度ベイナイト鋼レールの製造方法を提供す
る。

【００１５】（４）重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：
０．３〜４．０％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．
１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、の１種以上を含有する
鋼を、圧延仕上温度が８００〜１０００℃となるように
熱間圧延してレール素材を成形し、次いでベイナイト変
態開始点以上の温度から４００℃いかまでを放冷ないし
５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナイト鋼レ
ールの製造方法を提供する。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明係るレ−ルの成分組
成、ミクロ組織、硬度および製造方法について説明す
る。 （成分組成）本発明のレールは、重量％で、Ｃ：０．２
〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜
４．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以
下、Ｃｒ：０．３〜４．０％を含有する。また、選択成
分としてＮｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．
１％の１種以上を含有する。

【００１７】このように規定した理由は以下の通りであ
る。 Ｃ：０．２〜０．５％ Ｃは、強度および耐摩耗性を確保するための必須元素で
ある。しかし、０．２％未満ではレール鋼としての硬さ
を確保することが難しく、また０．５％を超えるとレー
ル頭部に均一なベイナイト組織が得られず、マルテンサ
イトが生成し、これを起点とする損傷が発生するように
なる。したがって、Ｃ量を０．２〜０．５％の範囲とす
る。

【００１８】Ｓｉ：０．１〜１．０％ Ｓｉは脱酸剤として有効なだけでなく、ベイナイト組織
中のフェライトに固溶して強度を上昇させ、耐摩耗性を
向上させる元素である。しかし、０．１％未満ではその
効果が認められず、また、１．０％を超えると脆化が生
じる。したがって、Ｓｉ量を０．１〜１．０％の範囲と
する。

【００１９】Ｍｎ：１．０〜４．０％ Ｍｎはベイナイト変態温度を低下させ、焼入性を高める
ことにより、レールの高強度化に寄与する元素である。
しかし、１．０％未満ではその効果が小さく、また、
４．０％を超えると鋼のミクロ偏析によるマルテンサイ
ト組織を生じやすく、熱処理時および溶接時に硬化や脆
化を生じて材質劣化を来す。したがって、Ｍｎ量を１．
０〜４．０％の範囲とする。

【００２０】Ｐ：０．０３５％以下 Ｐは靭性を劣化させる元素であることから、０．０３５
重量％以下とした。 Ｓ：０．０３５％以下 Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在するが、その量が
０．０３５％を超えるとその介在物の量が著しく増加
し、脆化による材質の劣化を引き起こすので０．０３５
％以下とした。

【００２１】Ｃｒ：０．３〜４．０％ Ｃｒは、ベイナイト焼入性を増加させる元素であり、本
発明鋼のようにミクロ組織をベイナイト組織として高強
度化を図るために非常に重要な元素である。しかし、
０．３％未満ではベイナイト焼入性が低く、ミクロ組織
が均一なベイナイト組織とならない。一方、４．０％を
超えるとマルテンサイトが生成しやすくなり好ましくな
い。したがって、Ｃｒ量を０．３〜４．０％の範囲とす
る。

【００２２】Ｎｉ：０．１〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ ＮｉおよびＭｏは、いずれもベイナイトに固溶してベイ
ナイト焼入性を向上せしめ、高強度化するのに有効な元
素であるが、上記範囲未満ではその効果が認められず、
逆に上記範囲を超えるとその効果が飽和する。したがっ
て、上記範囲内でこれらの１種以上を添加することが有
効である。

【００２３】Ｎｂ：０．０１〜０．１％ Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｎｂはベイナイト焼入性を向上させること、またＮｂお
よびＶはいずれもベイナイト中のＣと結び付いて圧延後
に析出することから、頭部の内部まで析出強化により硬
度を高くして耐摩耗性を向上させ、レールの寿命を延ば
すために有効である。しかし、これらが上記範囲未満で
はその効果が有効に発揮されず、逆に上記範囲を超えて
添加してもその効果は飽和してしまう。したがって、上
記範囲内でこれらの１種以上を添加することが有効であ
る。

【００２４】（ミクロ組織）本発明においてはレールを
ベイナイト組織とする。ベイナイト組織は、従来レール
のパーライト組織と比較して転位密度が増加して、高強
度化、高靭性化していることからＣ量をパーライト鋼よ
りも低くすることが可能である。

【００２５】（硬度）本発明において、硬度は頭頂およ
び頭部コーナー部のいずれの位置においてもＨｖ４１０
以上である。硬度は耐フレーキング損傷性および耐摩耗
性にとって重要であり、これらの項目に分けて以下に説
明する。

【００２６】１．耐フレーキング損傷性 ベイナイト組織であれば耐フレーキング損傷性に有効で
あり、かつ硬度をＨｖ４１０以上にすると耐フレーキン
グ損傷性が優れたものとなる。

【００２７】フレーキング損傷性に関しては実敷設によ
る評価がが最も望ましいが、西原式摩耗試験機を用いて
フレーキング損傷の発生をシミュレートした比較試験に
より評価する方法も有効である。この試験によれば短期
間で耐フレーキング損傷性を評価することができるの
で、以下、この方法により評価した結果を示す。

【００２８】フレーキング損傷はマトリクスの塑性フロ
ーと疲労強度が複雑に影響した現象であると考えられて
いるため、塑性フローが生じ難く疲労強度が高いことが
重要である。耐フレーキング損傷性を評価するために、
図２に示すような直径３０ｍｍ、幅８ｍｍの試験片を用
いて接触荷重５０ｋｇ、すべり率−２０％、油潤滑の条
件でシミュレート試験を行った。試験片には、表１、
２、４、６、８、１０に示す組成の鋼を用いた。このよ
うにして耐フレーキング損傷性を評価した結果を図３に
示す。図３は、横軸にビッカース硬度をとり、縦軸にフ
レーキング発生寿命をとって、これらの関係を示す図で
ある。この図から、０．２％耐力の高いベイナイト鋼
は、微細パーライト組織の高強度レール鋼よりもフレー
キング発生寿命が高く、ベイナイト組織でかつ硬度がＨ
ｖ４１０以上であれば優れた耐フレーキング損傷性が得
られることが確認される。

【００２９】２．耐摩耗性 硬度がＨｖ４１０以上ならば摩耗量が高強度微細パーラ
イトレールと同程度以下となる。

【００３０】この摩耗量についても実際に敷設したレー
ルの摩耗量で評価することが最も望ましいが、耐フレー
キング損傷性の場合と同様に西原式摩耗試験機を用いて
実敷設レールの接触条件をシミュレートした比較試験に
より評価する方法も有効である。この試験法を用いれば
短期間で耐摩耗性（硬度と摩耗減量比の関係）を評価で
きるので、以下、この方法により評価した結果を示して
いる。

【００３１】図４に摩耗減量比に及ぼすミクロ組織およ
び硬度の影響を調査した結果を示す。供試鋼としては、
表１、２、４、６、８、１０に組成を示す、Ｃ、Ｓｉ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを種々変化させたも
のを用い、１２５０℃に加熱した後、９２０℃で圧延を
終了後、３℃／ｓｅｃで加速冷却して板厚１２ｍｍの鋼
板とした。これら鋼板から外径３０ｍｍ、幅８ｍｍの西
原式摩耗試験片（図２参照）を採取し、接触荷重２５０
ｋｇ、すべり率−１０％、潤滑剤なしの乾燥条件で摩耗
試験を行い、５０万回転後の摩耗減量を測定した。評価
においては、硬さの異なるパーライトレール、ベイナイ
トレールの摩耗減量を測定し、高強度パーライトレール
と同等の摩耗減量となるベイナイト鋼の硬さを把握し
た。

【００３２】図４から理解されるように、硬度の増加に
伴い摩耗減量比が減少しており、同一硬度においてはパ
ーライト組織よりもベイナイト組織のほうが摩耗減量比
が大きい。また、ベイナイト組織においては、Ｍｎ量が
１．０％以上のものはＭｎ量が１．０％未満のものに比
較して摩耗減量が少ない。これは、Ｍｎ量の増加により
ベイナイト変態温度が低下し、ラスの幅が狭まったこと
により耐摩耗性が向上したものと考えられる。そして、
Ｍｎを１．０％以上含有する場合、硬度がＨｖ４１０以
上になれば摩耗減量が高強度微細パーライトレールと同
程度になっている。

【００３３】したがって、Ｍｎを１．０％以上含有する
ベイナイト組織であって硬度がＨｖ４１０以上であれ
ば、現在使用されている高強度微細パーライトレールと
同等以上の耐摩耗性が得られるため、頭頂部、頭部コー
ナー部のいずれの位置においてもＨｖ４１０以上とし
た。

【００３４】以上のように、コーナー部の耐摩耗性の観
点および頭頂部の耐フレーキング損傷性の観点のいずれ
においてもＨｖ４１０以上が必要であり、頭頂部の硬さ
を低下させることは相対的にフレーキング損傷性を低下
させることになるため、頭部は均一硬さであることが必
要である。

【００３５】（製造条件）本発明では、上述した組成の
鋼を圧延仕上温度が８００〜１０００℃となるように熱
間圧延し、次いでベイナイト変態開始点以上の温度から
４００℃以下までを５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
する。

【００３６】圧延仕上温度が８００℃以下では、未再結
晶オーステナイトからベイナイトとフェライトが生成
し、強度が著しく低下する。また、圧延仕上温度を１０
００℃以上にすると、オーステナイト粒が粗大化し、熱
間圧延後の靭性の確保が困難になる。したがって、圧延
仕上温度を８００〜１０００℃の範囲とする。

【００３７】冷却速度に関しては、本発明の組成の鋼の
場合、空冷でもベイナイト組織が得られ必要な強度を確
保することができるため、加速冷却を施さなくても問題
はない。逆に、加速冷却の冷却速度が５℃／ｓｅｃを超
えるとマルテンサイトが生成し、靭性が著しく低下す
る。したがって、冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下とする。
この条件を満たす限り、放冷であっても加速冷却であっ
てもよい。

【００３８】

【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）表２に示す成分組成を有する供試鋼を１２
５０℃に加熱し、９２０℃で圧延を終了後、３℃／ｓｅ
ｃで加速冷却して板厚１２ｍｍの鋼板を製造した。これ
ら鋼板から各試験片を作製し、引張試験、摩耗試験、フ
レーキング試験を行った。摩耗試験については外径３０
ｍｍ、幅８ｍｍの西原式摩耗試験片（図２参照）を採取
し、接触荷重２５０ｋｇ、すべり率−１０％、潤滑剤な
しの乾燥条件で摩耗試験を行い、５０万回転後の摩耗減
量を測定した。摩耗減量比は、比較として作製した１３
００ＭＰａ級パーライトレール鋼の摩耗減量との比をと
ることにより求めた。フレーキング発生寿命は、摩耗試
験と同様の試験片を用い、接触荷重５０ｋｇ、すべり率
−２０％、油潤滑の条件で回転させ、フレーキング損傷
が発生するまでの時間で把握した。表３に機械的性質
（引張強度、硬度）、摩耗減量比、フレーキング発生寿
命を示す。

【００３９】表３に示すように、本発明の範囲よりもＣ
量が低いＢ−１については硬度がＨｖ３３３と本発明の
下限値より低く、摩耗減量比も２．６４と高く、実用に
供し得ないレベルであった。また、本発明の範囲よりも
Ｃ量が高く、パーライト組織を呈しているＢ−６、７に
ついては、硬度は本発明の範囲を満足するため摩耗減量
比は低い値となっているが、フレーキング発生寿命が２
時間、３．５時間と低い値を示した。

【００４０】これに対して、本発明の組成範囲を満た
し、ベイナイト組織を有し、硬度がＨｖ４１０以上のＢ
−２、３、４、５は、強度、摩耗減量比、耐フレーキン
グ損傷性のいずれも優れた値を示した。

【００４１】（実施例２）表４に示す成分組成を有する
供試鋼を用いて、実施例１と同様に鋼板を製造し、実施
例１と同様にして引張試験、摩耗試験、フレーキング試
験を行った。表５に機械的性質、摩耗減量比、フレーキ
ング発生寿命を示す。

【００４２】供試鋼は全てベイナイト組織を呈してい
た。しかし、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも低いＣ−
１は硬度が低く、摩耗減量比が３．１５と高い値を示し
た。これに対して、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を満たす
Ｃ−２、３、４、５、６、７、８は、強度、摩耗減量
比、耐フレーキング損傷性のいずれも優れた値を示し
た。一方、Ｍｎ含有量が本発明の範囲より高いＣ−９で
はＭｎによる耐摩耗性向上効果が飽和した。

【００４３】（実施例３）表６に示す成分組成を有する
供試鋼を用いて、実施例１と同様に鋼板を製造し、実施
例１と同様にして引張試験、摩耗試験、フレーキング試
験を行った。表７に機械的性質、摩耗減量比、フレーキ
ング発生寿命を示す。

【００４４】供試鋼は全てベイナイト組織を呈してい
た。しかし、Ｃｒ含有量が本発明の範囲よりも低いＤ−
１は硬度が低く、摩耗減量比が２．５２と高い値を示
し、フレーキング発生寿命も３時間と短時間であった。
これに対して、Ｃｒ含有量が本発明の範囲を満たすＤ−
２、３、４、５、６、７、８、９、１０は、強度、摩耗
減量比、耐フレーキング損傷性のいずれも優れた値を示
した。一方、Ｃｒ含有量が本発明の範囲より高いＤ−１
１ではＣｒによる耐摩耗性向上効果が飽和した。

【００４５】（実施例４）表８に示す成分組成を有する
供試鋼を用いて、実施例１と同様に鋼板を製造し、実施
例１と同様にして引張試験、摩耗試験、フレーキング試
験を行った。表９に機械的性質、摩耗減量比、フレーキ
ング発生寿命を示す。

【００４６】供試鋼は全てベイナイト組織を呈してい
た。Ｅ−１はＮｉ、Ｍｏを添加していないが本発明の範
囲内の組成であり、強度、摩耗減量比、フレーキング発
生寿命はいずれも優れた値を示した。Ｎｉ、Ｍｏの含有
量が本発明の範囲よりも低いＥ−２、６は強度、摩耗減
量比、フレーキング発生寿命はいずれも優れた値を示し
たものの、これらの値はＥ−１と変化がなく、Ｎｉ、Ｍ
ｏの添加効果が得られなかった。Ｎｉ、Ｍｏの１種また
は２種の添加量が本発明の範囲を満たしているＥ−３、
４、７、８、１０は強度、摩耗減量比、フレーキング発
生寿命がＥ−１よりも優れた値を示した。一方、Ｎｉ、
Ｍｏの添加量が本発明の範囲を超えるＥ−５、９は強
度、摩耗減量比、フレーキング発生寿命がＥ−４、８と
同等であり、Ｎｉ、Ｍｏ添加の効果が飽和した。

【００４７】（実施例５）表１０に示す成分組成を有す
る供試鋼を用いて、実施例１と同様に鋼板を製造し、実
施例１と同様にして引張試験、摩耗試験、フレーキング
試験を行った。表１１に機械的性質、摩耗減量比、フレ
ーキング発生寿命を示す。

【００４８】供試鋼は全てベイナイト組織を呈してい
た。Ｆ−１はＮｂ、Ｖを添加していないが本発明の範囲
内の組成であり、強度、摩耗減量比、フレーキング発生
寿命はいずれも優れた値を示した。Ｎｂ、Ｖの１種また
は２種の添加量が本発明の範囲を満たしているＦ−２、
３、５、６、８は強度、摩耗減量比、フレーキング発生
寿命がＦ−１よりも優れた値を示した。一方、Ｎｂ、Ｖ
の添加量が本発明の範囲を超えるＦ−４、７は強度、摩
耗減量比、フレーキング発生寿命がＦ−３、６と同等で
あり、Ｎｂ、Ｖ添加の効果が飽和した。また、Ｆ−９は
Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを本発明の範囲内で全て添加して
いるが、単独あるいは２種のみの添加（Ｅ−１０、Ｆ−
８）に比較して強度、摩耗減量比、フレーキング発生寿
命のいずれも優れた値を示した。

【００４９】（実施例６）表１２に示す本発明の成分組
成を満たすＧ−１、２の鋼を用い、圧延仕上温度を７６
０〜１０３０℃まで変化させて実際にレール形状に圧延
し、その後冷却速度を空冷〜６．５℃／ｓｅｃの間で変
化させてレールを製造した。これらレールのミクロ組織
を把握するとともに、これらレールについて引張試験、
摩耗試験、フレーキング試験を行った。表１３に製造条
件、機械的性質、摩耗減量比、フレーキング発生寿命を
示す。なお、摩耗試験およびフレーキング試験について
は、実施例１と同様の試験用サンプルを採取し、実施例
１と同様の試験方法により評価した。

【００５０】条件１は冷却速度については本発明の範囲
を満足しているが、圧延仕上温度が本発明の範囲よりも
低いために、引張強度（ＴＳ）が１０６８ＭＰａと低
く、また硬度がＨｖ３２０と低く、摩耗減量比が３．１
１となり耐摩耗性が劣っていた。さらに、フレーキング
発生寿命が２．１時間と４時間より短く、耐フレーキン
グ損傷性にも劣っていた。条件７、１１、１３は圧延仕
上温度は本発明の範囲を満足しているものの、冷却速度
が本発明の範囲よりも大きいため、発生したマルテンサ
イトに起因してフレーキング発生寿命が短くなった。条
件１４、１５は冷却速度は本発明の範囲内であるが、圧
延仕上温度が本発明の範囲よりも低いために、ミクロ組
織がベイナイト単相とならず、ポリゴナルフェライトが
混在し、摩耗特性が低下した。

【００５１】これに対し、条件２、３、４、５、６、
８、９、１０、１２は、いずれも圧延仕上温度、冷却速
度の両方とも本発明の範囲内であるため、ＴＳが１２０
０ＭＰａ以上、摩耗減量比が１以下（硬度Ｈｖ４１０〜
５００）、フレーキング発生寿命が４．５時間以上と良
好な値を示した。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【表５】

【００５７】

【表６】

【００５８】

【表７】

【００５９】

【表８】

【００６０】

【表９】

【００６１】

【表１０】

【００６２】

【表１１】

【００６３】

【表１２】

【００６４】

【表１３】

【００６５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
優れた耐摩耗性、耐フレーキング損傷性を有する高性能
の高強度ベイナイト鋼レールおよびその製造方法が提供
される。

【図面の簡単な説明】

【図１】ベイナイト鋼およびパーライト鋼における硬度
と摩耗量との関係を示す図。

【図２】フレーキング損傷発生シミュレート試験片の形
状を示す図。

【図３】ベイナイト鋼およびパーライト鋼における硬度
とフレーキング発生寿命との関係を示す図。

【図４】ベイナイト鋼およびパーライト鋼における硬度
と摩耗減量比との関係を示す図。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：
   ０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．
   ３〜４．０％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、
   ミクロ組織がベイナイト組織であり、かつ、硬度が頭頂
   および頭部コーナー部のいずれの位置においてもＨｖ４
   １０以上であることを特徴とする耐フレーキング損傷性
   に優れた高強度ベイナイト鋼レール。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：
   ０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．
   ３〜４．０％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０
   ％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
   ％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種以上を含有し、残部
   が実質的にＦｅからなり、ミクロ組織がベイナイト組織
   であり、かつ、硬度が頭頂および頭部コーナー部のいず
   れの位置においてもＨｖ４１０以上であることを特徴と
   する耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナイト鋼
   レール。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：
   ０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．
   ３〜４．０％を含有する鋼を、圧延仕上温度が８００〜
   １０００℃となるように熱間圧延してレール素材を成形
   し、次いでベイナイト変態開始点以上の温度から４００
   ℃以下までを放冷ないし５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で
   冷却することを特徴とする耐フレーキング損傷性に優れ
   た高強度ベイナイト鋼レールの製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
   ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ：
   ０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．
   ３〜４．０％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０
   ％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
   ％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１種以上を含有する鋼
   を、圧延仕上温度が８００〜１０００℃となるように熱
   間圧延してレール素材を成形し、次いでベイナイト変態
   開始点以上の温度から４００℃以下までを放冷ないし５
   ℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする
   耐フレーキング損傷性に優れた高強度ベイナイト鋼レー
   ルの製造方法。