WO1997036016A1

WO1997036016A1 - Rails d'acier faiblement allies, a structure perlitique, traites a chaud, temoignant d'une remarquable resistance a l'usure et dotes d'excellentes caracteristiques de soudage et procede de fabrication

Info

Publication number: WO1997036016A1
Application number: PCT/JP1996/001265
Authority: WO
Inventors: Masaharu Ueda; Hideaki Kageyama; Kouichi Uchino; Koji Babazono; Ken Kutaragi
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1996-03-27
Filing date: 1996-05-14
Publication date: 1997-10-02
Also published as: CA2222281A1; BR9608995A; AU5660096A; JPH09316598A; AU690457B2; CN1074056C; CN1189858A; CA2222281C

Description

- 明細書耐摩耗性および溶接性に優れた低合金熱処理パーラィト系レールおよびその製造方法技術分野

本発明は、重荷重鉄道のレ一ルに要求される耐摩耗性および溶接性（溶接施工性、溶接継手部特性）を大きく向上させたパーライト系レールおよびその製造方法に関するものである。特に、溶接性を損なわず、溶接継手部頭頂面の局部的な摩耗による落ち込みを防止するため、溶接継手部と母材レールの硬度差を一定の範囲に制御出来る当該レールおよびその製造方法に関するものである。背景技術

鉄道輪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、海外の重荷重鉄道の曲線区間に敷設されたレールでは摩耗が急激に増加し、レールの摩耗寿命の点で問題視されるようになった。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）レールが開発され、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°C間を 1〜 4 C Z s e c で加速冷却する 1 30kgf 匪² 以上の高強度レー-ルの製造法（特公昭 63- 23244) 。

これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼による高強度レールであり、その目的とするところはパーライト組織中のラメラ間隔の微細化により耐摩耗性を向上させるところにあった。

一方、レール継目部は破損防止および軌道の保守管理軽減のため溶接され、実軌道ではレールはロングレールとして使用されている。しかし、オーステナイト域まで再加熱された溶接継手部においては、溶接後の冷却速度がレール製造時の頭部熱処理冷却速度と比較して遅く、溶接後の継手部硬さが低下し、軟化部が生成することが知られている。この軟化部では車輪とのころがり接触により局部的な摩耗が進行し易く、これにともないレール頭頂面に落ち込みが生成し、列車通過時の騒音、振動の発生や軌道の劣化が大きな問題となってきた。

この対策としては、レール溶接継手部を溶接後直ちに、または再加熱を施し、加速冷却熱処理を行うことにより、溶接継手部の硬さを母材程度に向上させる方法が用いられているが、この方法では溶接施工時間が長くなり、作業能率が低下するといつた新たな問題が発生してきた。そこで、溶接ままで溶接継手部の軟化部生成防止が図れる下記に示す様なレールが開発され、摩耗寿命ばかりでなく溶接性（溶接施工性）の改善を可能とした。

③ Cr、 Nbなどの合金を添加し、耐摩耗性の向上と溶接性（溶接施ェ性、溶接継手部特性）を改善した低合金熱処理レールの製造法（特公昭 59- 19173号公報）。

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、上記開発のレ一ルを使用しても、車輪接触面圧の増加により耐摩耗性の確保や溶接継手部の局部的な摩耗による頭頂面の落ち込みが完全に防止できず、摩耗寿命の低下や溶接継手部の騒音、振動の発生および軌道の劣化が再び問題視されるようになつてきた。

このような背景から、現状の共析炭素含有鋼による高強度レール以上の耐摩耗性有し、かつ、溶接ままで継手部の局部的な摩耗を防止できる溶接性に優れた耐摩耗レールの開発が求められるようになつてきた。

従来の共析炭素成分のパーラィト組織を呈したレール鋼においては、耐摩耗性を向上させるため、パ一ライト組織中のラメラ間隔を微細化し、硬さを向上させる方法が用いられている。

しかし、共析炭素成分のパーライト組織を呈したレール鋼では現状の硬さが上限（Hv420) であり、硬さの向上を狙って熱処理冷却速度や合金の添加量を増加させると、パーライト組織中にペイナイトやマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性や靭性を低下させるといった問題点があつた。

また、もう一つの解決方法としてはパーライト組織より耐摩耗性が高い金属組織を呈した材料をレール鋼として使用する方法が考えられるが、レールと車輪のようなころがり摩耗環境下では微細パーライト組織よりも安価で耐摩耗性に優れた材料は見いだされていないのが現状である。

従来レール鋼として用いられている共折炭素成分のパーライト組織は硬さの低いフヱライト組織と板状の硬いセメンタイト組織の層状構造になっている。本発明者らはパーライト組織の摩耗機構を解折した結果、まずはじめに車輪の通過により柔らかなフェライト相が絞り出され、その後ころがり面直下に硬いセメンタイト相のみが積層化し、耐摩耗性が確保されていることを確認した。

そこで、本発明者らは耐摩耗性を向上させるためパーライト組織の硬さを向上させると同時に、炭素量を高くし、耐摩耗性を確保しているバーライト組織中の板状の硬いセメンタイト相の比率を増加させ、ころがり面直下でのセメン夕イト相密度を高めることにより、耐摩耗性が飛躍的に向上することを実験により見いだした。

第 1 図は炭素量と摩耗量の関係を実験室的に比較したものである

。炭素量の増加にともない同一硬さにおいて摩耗量が減少しており

、高炭素化（過共析化）により従来の共析鐧（炭素量： 0. 7 〜 0. 8 % ) と比較して耐摩耗性が飛躍的に改善することを確認した。

さらに、本発明者らはパ一ライト変態特性におよぼす炭素量の影響に着目し、高炭素材料においてパーラィト組織を安定的に生成させる熱処理方法を発明した。第 2図は炭素量とパーライ卜変態特性の関係を連続冷却変態線図（CCT図）を用いて示したものである。炭素量を増加させると、従来の共析鋼（炭素量： 0. 7 〜 0. 8 % ) と比較してパーライト変態ノ一ズが短時間側へ移動し、パーライト変態が高冷却速度範囲でも容易に生成することを確認した。

すなわち、高炭素化（過共析化）したレール鋼の熱処理方法の着目点としては、従来の共折鋼よりも一段と熱処理加速冷却速度を高めても、マルテンサイトなどの異常組織が生成せず、パーライト組織が安定して生成し、高強度化が達成可能であることを見出した。

また、高炭素鋼（過共析鋼）の問題点である延性ゃ靭性に有害な初析セメンタイト生成についても、上記の高強度化のための熱処理加速冷却によりその生成を防止することが可能となり、延性ゃ靭性を損なわず高炭素化により耐摩耗性の向上が可能であることを見出した。発明の開示

前記従来発明にさらに、本発明者らは溶接性（溶接施工性）を損なわず、溶接継手部頭頂面の局部的な摩耗による落ち込みを防止する方法を検討した。レール溶接継手部の局部的な摩耗を防止するにはオーステナイト域まで再加熱された溶接継手部と母材の硬度差をできるだけ小さくすることが必要である。まず、本発明者らは実験により高炭素鋼（過共析鋼）の溶接継手部の硬さにおよぼす添加元素の影響を調査した。その結果、高炭素鋼（過共析鋼）においては

、 Cr、さらには、 Crほどの効果はないが S iの添加量が溶接継手部の硬さに影響していることが確認され、この添加量を制御すれば溶接継手部の硬さ低下を防止できるとの知見を得た。

そこで、本発明者らは溶接継手部の硬さ低下防止に最も効果のある Crの添加量を変えた高炭素鋼（過共折鋼）を用いて、 Crの添加量と溶接まま（熱処理なし）のレール溶接継手部の硬さの関係を実験により解析した。その結果、 C rの添加量が 0. 50 %を超えると、溶接継手部の硬さが向上し、その硬さを母材レール並に確保できた。

また、過共析鋼は炭素量が高いため、レール柱部では Cに加えて Mn、 Cr等が偏折し、その偏析部分にレールの靭性に有害なマルテンサイト組織を生成しやすい。このため、本発明者らは、この偏析を軽減するため Mn、 C rの添加量をある一定範囲内に抑え、かつ、溶接継手部の硬さの低下を防止する方法を検討した。その結果、高炭素鋼（過共析鐧）においては、レール柱部にほとんど偏析しない S iの添加量を制御すれば、 C rと同様に溶接継手部の硬さ低下が防止できることを見出した。

そこで、本発明者らは偏析を防止するため Mn, C rの添加量をある一定範囲内に抑え、 S iの添加量を変えた高炭素鋼（過共析鋼）を用いて、 S iの添加量と溶接まま（熱処理なし）のレール溶接継手部の硬さの関係を実験により解析した。その結果、 S iの添加量が 0. 40 % を超えると、 Mn， Crの添加量が少ない範囲でも溶接継手部の硬さが向上し、その硬さを母材レール並に確保できた。以上の実験結果から、 -本発明者らはオーステナイト域まで再加熱された溶接継手部と母材の硬度差をできるだけ小さくする方法として、上記請求範囲内の熱処理条件で製造された各種のレール母材においては、主に Cr， Mn, Siの合金添加量が硬さに影響しており、溶接継手部と母材の硬さの差を制御するには、溶接継手部の硬さの確保に有効な Cr， Siに加えて、 Mnの添加量を制御することが有効であることがわかった。そこで本発明者らは、 Cr, Si, Mnの添加量を変えた鋼レールを用いて、レール母材と溶接継手部の硬さの差と Si, Cr, Mnの添加量の関係を調査した。その結果、 3元素の硬さへの寄与度を Crを〗として整理すると、同一添加量においては Siは 1 Z 4 , Mnは 1 / 2の寄与度があることが確認された。すなわち、溶接性 (溶接施工性）を孭なわず、溶接継手部頭頂面の局部的な摩耗による落ち込みを防止するため、溶接継手部と母材レールの硬度差を一定の範囲に収めるには、 Cr (wt%) , Si (wt%) / 4 , Mn (wt%) / 2の総和にある範囲が存在することがわかった。

本発明は重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性および溶接性 (溶接施工性、溶接継手部特性）を大きく向上させたレールを以上の検討によつて提供することを目的とするものである。

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、重量％で

C ： 0.85超〜 1.20 、 Si ： 0.10〜1.00%

Mn： 0.20—1.50%, Cr： 0.50超〜 1.00%

または、重量で

C ： 0.85超〜 1.20%、 Si ： 0.40〜1.00%

Mn： 0.20〜0.40%未満、 Cr： 0.35〜 0.50%

を含有し、かつ、重量％で Si/ 4 +MnZ 2 + Crの含有率の和が 0. 8 〜1.8 であり、さらに、重量％で Mo ： 0.01— 0.20%, - V ： 0.02〜0.30%、

Nb ： 0.002 〜0.050 %、 Co ： 0.10-2.00%,

B ： 0.0005〜0.005 %

の 1種または 2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部を、 ①オーステナィト域温度から 1 〜10°CZsec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度が 700 〜500 °C達した時点で加速冷却を停止する。 ②オーステナイト域温度から 10超〜 30°C /sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レールのパーライト変態が 70%以上進行した時点で加速冷却を停止する。 ③オーステナイト域温度から 750 〜600 てまでの間を 10超〜30°C/sec の冷却速度で加速冷却し、引き続き、 750 〜600 でから 550 〜450 °Cまでの間を 1 〜10°CZsec 未満の冷却速度で制御冷却する。のいずれかの方法で加速冷却および制御冷却を施し、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 20mmの範囲がパ一ライト組織を呈し、前記パ一ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、母材と溶接継手部の硬さの差が Hv 30以下であることを特徴とする溶接性および耐摩耗性に優れたパ一ライト系レールおよびその製造方法である。図面の簡単な説明

第 1 図は炭素量と摩耗量の閧係を示した図である。

第 2図は炭素量とパーライト変態特性の関係を示した図である。第 3図はレール頭部断面表面位置の呼称を表示した図で、 1 は頭頂部、 2は頭部コーナー部である。

第 4図は西原式摩耗試験機の概略図で、 3 はレール試験片、 4 は相手材、 5 は冷却用ノズルである。第 5図は実施例 1 の^さと摩耗量の関係を示す図である。

第 6図は実施例 1 の溶接継手部の頭部硬度分布を示す図である。第 7図は実施例 2の硬さと摩耗量の関係を示す図である。

第 8図は実施例 2の溶接継手部の頭部硬度分布を示す図である。第 9図は実施例 3の硬さと摩耗量の関係を示す図である。

第 1 0図は実施例 3の溶接継手部の頭部硬度分布を示す図である。第 1 1図は実施例 3の他の硬さと摩耗量の関係を示す図である。第 12図は実施例 3の他の溶接継手部の頭部硬度分布を示す図であ

発明を実施するための最良な形態

本発明レール鋼は従来のレール鋼と比べて炭素量が高く、同一硬さにおいて摩耗量が少なく、耐摩耗性が大きく向上する。また、化学成分を適切な範囲に納め、適切な熱処理条件を選択することにより、レールの延性、靭性ゃ耐摩耗性に有害なマルテンサイト、ペイナイトゃ初析セメンタイトを生成させることなく、耐摩耗性に優れた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。

また、溶接線上の脱炭による硬度低下が改善され、溶接継手部（オーステナイト域まで再加熱された部位）については、マルテンサイトなどの異常組織の生成もなく、母材との硬度差が Hv 30以下に収まっており、溶接まま（熱処理なし）で溶接継手部頭頂面の摩耗による局部的な落ち込みなどの偏摩耗を防止することができる。

本発明によれば、重荷重鉄道に耐摩耗性および溶接性（溶接施工性、溶接継手部特性）に優れたレールを提供することを可能とする以下、本発明について詳細に説明する。

請求の範囲〗〜 6において、化学成分、パーライト組織の範囲および硬さを上記請求の範 -面に限定した理由について詳細に説明する

( 1 ) 化学成分について、

まず、本発明において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、耐摩耗性を確保する有効な元素であり、通常のレール鋼としては C量 0.60〜0.85%が添加されているが、 C量 0.85 %以下では耐摩耗性の向上を図るためのパ —ライト組織中のセメン夕イト相密度が確保できず、さらに、レール頭部内部に疲労損傷の起点となる粒界フェライ卜が生成し易くなる。また、 C量が 1.20%を超えると、熱処理後のレール頭部に初析セメンタイトが多く生成し、延性および靭性が大きく低下するため、 C量を 0.85超〜 1.20%に限定した。

Siはパーライト組織中のフヱライト相への固溶体硬化によりレール母材やオーステナイト域まで再加熱された溶接継手部の硬度（強度）を向上させ、パーライト組織中のフヱライト Zセメンタイトの界面に饞縮し、溶接時にオーステナイト域温度以下の温度に再加熱される熱影響部において、 Siの濃化帯がセメンタイ卜の球状化を抑制し、熱影響部の硬度低下、すなわち、鋼の焼戻し軟化抵抗を増大させる元素であるが、 0.10%未満ではこれらの効果が十分に期待できず、また、 1.00%を超えると熱間圧延時に表面疵が多く生成し、さらにレールが脆化し、溶接性が低下するため、 Si量を 0.10〜1.00 %に限定した。なお、レール柱部の偏析を軽減させるため、 Mn， Cr 量をある一定量に抑えた成分系において、レール母材および溶接継手部の硬さを確保するには、 Si量を 0.40%以上とすることが必要でめ。

Mnはパ一ライ卜変態温度を低下させ、焼き入れ性を高めることによって高硬度（強度）化-に寄与し、さらに、初析セメンタイトの生成を抑制する元素であるが、 0.20%未満ではその効果が小さく、熱処理後のレール頭部に初析セメンタイトが生成しやすくなる。また、 1.50%を超えるとレールの靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなるため、 Mn量を 0.20〜1.50%に限定した。なお、レール柱部の偏析を軽減し、レールの靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、 Mn量を 0.20〜0.40%未満とすることか必要である。

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化してレール母材の高硬度（強度）化やオーステナイト域まで再加熱された溶接継手部の硬度を向上させ、レール母材と溶接継手部の硬度差を小さくし、さらに、 Cr炭化物の形成によりパ一ライト組織中のセメンタイトを強化し、耐摩耗性ばかりでなく、結果として、溶接時にオーステナイト域温度以下の温度に再加熱される熱影響部において、セメンタイトの軟化を抑制する元素であるか、 0.50%未満ではレール母材の高強度化は達成できるものの、溶接継手部の硬さを十分に確保できず、レール母材と溶接継手部の硬度差が大きくなり、溶接継手部では局部摩耗による落ち込みが生成する。また、 1.00%を超える過剰な添加はべイナイトやマルテンサイト組織を生成させ、レールの耐摩耗性や靭性を低下させるため、 Cr 添加量を 0.50〜1.00%に限定した。なお、レール柱部の偏析を軽減し、レールの靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、 Siを多く添加することにより、 Cr量を 0.20〜0.40%未満に抑えることができる。

また、上記の成分組成で製造されるレールは強度、延性、靭性を向上させる目的で以下の元素を必要に応じて 1 種または 2種以上を添加する。 Mo ： 0.0卜 0.20%、 - V ： 0.02〜0.30%、

Nb ： 0.002 〜0.050 %、 Co ： 0· 10〜2.00%、

B ： 0.0005〜0.005 %

次に、これらの化学成分の上記のように定めた理由について説明する。

Moは Cr同様パーライ卜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強度化に寄与し、耐摩耗性を向上させる元素である力、 0.01%未満ではその効果が小さく、 0.20 %を超える過剰な添加は、パーライト変態速度を低下させ、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しゃすくなるため、 Mo添加量を 0. 01〜0.20%に限定した。

Vは熱間圧延時の冷却過程で生成した V炭 · 窒化物による折出硬化で強度を高め、さらに、高温度に加熱する熱処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作用によりオーステナイト粒を微細化させ、レールに要求される強度、延性および靭性を向上させるのに有効な成分であるが、 0.02%未満ではその効果が十分に期待できず、 0. 30%を超えて添加してもそれ以上の効果が期待できないことから、 V量を 0.02〜0.30%に限定した。

Nbは Vと同様に Nb炭 · 窒化物を形成してオーステナィト粒を細粒化する有効な元素であり、そのオーステナイト粒成長抑制効果は V よりも高温度域（ 1200°C近傍）まで作用し、レールの延性と靭性を改善する。その効果は、 0.002 %未満では期待でぎず、また、 0.05 0 %を超える過剰な添加を行ってもそれ以上の効果が期待できない従って、 Nb量を 0.002 〜0.050 %に限定した。

Coはパ一ライ卜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強度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。

Bは旧オーステナイト粒界から生成する初析セメンタイ卜の抑制効果があり、パーライト組織を安定的に生成させるために有効な元素である。しかし、 0.0005%未満ではその効果が弱く、 0.0050%を超えて添加すると Bの粗大な炭硼化物が生成し、レールの延性および靭性を劣化させるため 0.0005〜0.0050%に限定した。

さらに、重量％で SiZ 4 +Mn/ 2 +Crの含有率の総和を 0.8 〜1. 8 %の範囲に限定した理由について説明する。重量％において SiZ 4 + / 2 + Crの総和が 0.8 %未満では、フラッシュノット等のレ —ル溶接後の継手部硬度が母材と比較して大きく低下し、継手部と母材の硬度差が増加し、継手部頭頂面での局部的な摩耗を防止することが可能な硬度差 Hv30以下を満足することかできない。また、重量％において Si Z 4 + n/ 2 + Crの重量％の総和が i.8 %を超えると、レール溶接継手部の硬度が母材と比較して大きく増加し、継手部頭頂面での局部的な摩耗を防止することが可能な硬度差 Hv30以下を満足することができない。これに加えて、溶接継手部にマルテンサイト等の異常組織が生成し、レール溶接継手の靭性ゃ疲労強度が大きく低下するため、 Si/ 4 + n/ 2 + Crの含有率の総和を 0.8 〜 1.8 %の範囲に限定した。なお、レール柱部の偏析を防止するため Mn、 Crの添加量を抑え、 Siを多く添加した成分系では、 Mn、 Cr、 Si を上限まで添加しても、溶接継手部にマルテンサイト等の異常組織は生成せず、また、溶接継手部と母材の硬度差が Hv30以上を超えることがないため、 Si 4 + Mn / 2 + Crの含有率の総和を 0· 95以下とした。

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铸造法、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加熱されたレールの頭部を加速冷却し、レール頭部のパーライト組織の硬さを向上させる。

( 2 ) パーライト組織の硬さおよびその範囲について、

はじめに、パーライト組織の硬さを Hv 320 以上に限定した理由について説明する。硬さが Hv 320 未満では、本成分系において重荷重鉄道用レールに要求されている耐摩耗性を確保することが困難であり、さらに、急曲線区間のレール G. （ゲージコーナ一）部においてレールと車輪の強い接触によりメタルフローが生成し、これにともないきしみ割れゃフレ一キングなどの表面損傷が発生するため、パーライト組織の硬さを Hv 320 以上に限定した。

さらに、 Hv 320 以上の硬さを有する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 20 mmの範囲に限定した理由について説明する。 20mm未満では、レール頭部に必要とされている耐摩耗性領域として小さく、摩耗の進行により十分な寿命改善効果が得られないためである。また、前記パ一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 30隱以上であれば、寿命改善効果がさらに増し、より望ましい。

ここで、第 3図に本発明の耐摩耗性および溶接性に優れたレールの頭部断面表面位置の呼称を示す。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、頭部コーナ一部 2の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（G. ）部である。

次に、レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv 30以下である理由について説明する。溶接継手部と母材の硬度差が H v 30を超えると、レール溶接継手部の頭頂面に落ち込み等の偏摩耗が生成し、列車通過時に騒音、振動が発生-することや軌道の劣化が大きく進行するため、溶接継手部と母材の硬度差を Hv 30以下に限定した。なお、この硬度差はオーステナイト域まで再加熱されるレール溶接継手部と母材の頭部硬度分布の差を限定するものであり、溶接継手部の周囲に生成する熱影響部や溶接線上の脱炭による硬度低下領域と母材との硬度差を示すものではない。また、この硬度差は主にレール母材に対する溶接継手部の硬度低下量の絶対値を示すものである。しかし、成分系や溶接条件によっては母材と比較して溶接継手部の硬さが若干高くなる場合もあるが、溶接継手部の特性に大きな影響をおよぼさないことから、本硬度差には、溶接継手部の硬度が母材と比べて低い場合、溶接継手部の硬度が母材と比べて高い場合のそれぞれ含んでいる。

( 3 ) 製造条件について、

請求の範囲 4〜 6 において、レール製造時の各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。

請求の範囲 4 においてオーステナイト域温度から 1 〜1 0 °C / s e,c の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度が 700 〜500 てに達した時点で冷却を停止する冷却条件に限定した理由について説明する。なお、本冷却条件は冷媒として空気や空気を主としミスト等を加えたものを用いる場合の熱処理製造条件である。

まず、オーステナイト域温度から 750 〜500 °Cまでの間を 1 〜1 0 で / s e c の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度および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 o

700 °Cを超える温度で加速冷却を停止すると、加速冷却直後にパ一ライ卜変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭部の硬さが Hv 320 未満となり、耐摩耗性の確保ができないため、 700 °C以下に限定-した。また、 500 で未満まで加速冷却を行うと、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、偏析部にレールの靭性 . 耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成するため 500 °C以上に限定した。

加速冷却速度を 1 l CTC Z sec に限定した理由を説明する。

加速冷却速度が 1 °C 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、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭部の硬さが Hv320 未満となり、耐摩耗性の確保ができないことや、レールの靭性および延性に有害な初析セメンタイトが多く生成するため、 1 °C Z se c 以上に限定した。また、熱処理生産上、最も安価で安定した特性を有する空気や空気を主としミスト等を加えたものを冷媒として使用した場合には、 10°C Z s ec を超える冷却速度は安定して確保することができないことから、 1 〜10°C / se の範囲に限定した。

なお、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およぼさないため、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ともなう冷却速度の低下も含んでいる。

また、 l 〜10°C Z 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み合わせにより、所定の冷却速度を得ることが可能である。

従って、 Hv320 以上のパーライト組織を呈した耐摩耗性および溶接性に優れたレールを製造するには、レール頭部において、硬さの

1 5 低いパーライト組織の生成を防止し、延性、靭性および耐摩耗性に有害な初析セメンタイト、マルテンサイ卜組織などの異常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 〜10°CZsec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度が 700 〜500 °Cに達した時点で加速冷却を停止することにより、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。

レールの金属組織としてはパ一ライト組織であることが望ましいが、成分系、加速冷却速度および素材の偏析状態によっては、パーライト組織中に微量な初折セメンタイトが生成することがある。しかし、パーライト組織中に微量な初析セメンタイトが生成してもレールの延性、靭性、耐摩耗性および強度に大きな影響をおよぼさないため、本パーライト系レールの組織としては若干の初析セメン夕ィ卜組織の混在も含んでいる。

請求の範囲 5でオーステナイト温度域から 10超〜 30°CZsec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レールのパーライト変態が 70%以上進行した時点で加速冷却を停止する冷却条件に限定した理由について説明する。なお、本冷却条件はミスト、噴霧水などの主に水を使用した冷媒を用いる場合の熱処理製造条件である。

前記第 2図に示すように、加速冷却速度 10°CZsec 以下では、必ずパーライトノーズを通過し、大部分連続冷却中にパーライト変態が終了するが、加速冷却速度が liTCZsec を超えると、ある一定以上の炭素量の鋼のみしかパーライト変態ノーズを通過しないことがわかる。さらに、加速冷却速度が 10°C/sec を超えた場合、この冷却を 300 で以下の低温度域まで続けると、パーライト組織中に多量のマルテンサイト組織が生成してしまい、レールの耐摩耗性および靭性に悪影響をおよぼす。 7/36016 CT/JP96/01265 しかし、このような高-冷却速度範囲ではパ一ライト変態時の過冷度が大きくなり、冷却途中に一定量のパ一ライト変態が進行していれぱ、変態途中のある温度域で加速冷却を停止することにより、パ一ライ卜の変態発熱やレール頭部内部からの自然復熱が発生し、一時的に恒温変態に類似した状態となり、レール頭部全体においてパ —ライト変態を完遂させることが可能となる。

詳細な実験によると、レール頭部において加速冷却後にパーライトの変態熱やレール頭部内部からの自然復熱の生成を利用してパーライト変態を完遂させるためには、その最低パーライト変態量は全体の 70 %以上であることが確認されている。

第 2図に示した炭素量 1. 0 %の鋼を例にとつて連続冷却変態線図 (CCT図）上に上記製造法の概念を重ねて示す。この例ではオーステナイト域から加速冷却（10超〜 30°C Z sec ) を行い、パーライト変態量が全体の 75 %以上に達した時点で、加速冷却を中止したものである。パーライ卜の変態熱やレール自体の自然復熱により、加速冷却中止後の冷却速度が 10°C Z sec 以下となり、パーライト変態を安定的に完遂させることができる。

まず、加速冷却速度を 10超〜 30°C Z sec に限定した理由を説明す加速冷却速度が l iTC Z sec 以下では、空気以外のミスト、噴霧水などの主に水を使用した冷媒の場合は、冷却能が非常に高いため低冷却速度領域での冷却安定性が非常に乏しく、その制御が非常に困難となることや、冷却不安定部では硬さにばらつきが発生し、安定的にレール頭部の硬さを Hv320 以上に制御することが困難となるため 10°C Z sec 超に限定した。また、加速冷却速度が 30°C Z s ec を超えると、第 2図の連続冷却変態線図（CCT図）に示したように、加速冷却中にパーライト変態ノーズに十分掛からず、レールの靭性ゃ耐摩耗性に有害なマルテン-サイト組織が多く生成してしまう。また、加速冷却中に若干パーライト変態ノーズに掛かったとしても全体の

70 %以上のパーライ卜変態は期待出来ず、レール頭部全体においてパーライト変態が終了せず、その後にレールの靭性ゃ耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成するため、加速冷却速度を 1 0超〜 30 °C Z s e c の範囲に限定した。

なお、本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か上記範囲内であれば本パ一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ともなう冷却速度の低下も含んでいる。

また、 1 0超〜 SiTC Z s ec の冷却速度を得る方法としては、水 - 空気混合噴射冷却、あるいはこれらの組み合わせ、および、油、熱湯、ボリマ一 +水、ソルトバスへのレール頭部あるいは全体を浸漬等を用いて、所定の冷却速度を得ることが可能である。

次に、パーライト変態が 70 %進行した時点で加速冷却を停止する理由について説明する。

加速冷却終了時のパーライト変態が全体の 70 %以下では、加速冷却を停止した後のパーライト変態による発熱量が少なく、レール頭部全体においてパーライト変態を完遂させることができず、その結果、レール頭部内部に多量のマルテンサイトが生成する。さらに、レール頭部内部にミクロ的な偏折が存在する場合は、この部分が未変態のままさらに冷却され、島状のマルテンサイト組織を点在させてしまい、レールの靭性ゃ耐摩耗性を著しく低下させるため、加速冷却を停止する時のパーライト変態の進行率を 70 %以上に限定した 5

ここで、パーライト変態の進行量の見極としては、加速冷却時のレール頭部の温度変化からを推定することが可能である。パーライト変態が発生すると変態による明瞭な発熱領域が認められる。詳細な実験によると、この発熱領域において昇温が終了する直前の状態がパーライト変態が _70%終了した温度に相当している。なお、これら変態量を制御する簡便な方法としては、主に加速冷却時の冷却時間によつてこれを制御することが最も望ましい。

従って、 Hv320 以上のパーライト組織を呈した耐摩耗性および溶接性に優れたレールを製造するには、レール頭部において、空気以外のミスト、噴霧水などの主に水を使用した冷媒を用いて 10超〜 30 °C/sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レールのパーライト変態が 70%以上進行した時点で加速冷却を停止することにより、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。

なお、レールの金属組織としてはパーライト組織であることが望ましいが、成分系、冷却速度および素材の偏析状態によっては、パ一ライト組織中に微量な初析セメンタイ卜が生成することがある。しかし、パーライト組織中に微量な初析セメンタイトが生成してもレールの延性、靭性、耐摩耗性および強度に大きな影響をおよぼさないため、本パーライト系レールの組織としては若干の初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。

請求の範囲 6でオーステナイ卜域温度から 750 〜600 °Cまでの間を 10超〜 30°CZsec の冷却速度で加速冷却し、引き続き、 750 〜60 0 °Cから 550 〜450 でまでの間を 1 〜10°C/sec 未満の冷却速度で制御冷却する冷却条件に限定した理由について説明する。なお、本冷却条件は初期冷却としてミスト、噴霧水などの主に水を使用し、さらにその後の冷却として空気や空気を主としミスト等を加えたものを用いる場合の熱処理-製造条件である。

前記第 2図に示すように、加速冷却速度 10°CZsec 以下では、必ずパーライトノ一ズを通過し、大部分連続冷却中にパーライト変態が終了するが、加速冷却速度が 10°CZsec を超えると、ある一定以上の炭素量の鋼のみしかパーライト変態ノーズを通過しないことがわかる。さらに、加速冷却速度が 10°CZsec を超えた場合、この冷却を 300 °C以下の低温度域まで続けると、パーライト組織中に多量にマルテンサイト組織が生成してしまい、レールの耐摩耗性および靭性に悪影響をおよぼす。

しかし、加速冷却速度が 10°C_/sec を超える冷却において、硬さの高いパーライト組織が安定して生成する温度域で加速冷却を停止し、その後に発生するパ一ライ卜の変態発熱やレール頭部内部からの自然復熱を制御する冷却を施すことにより、レール頭部全体においてパーライト変態を完遂させることが可能となる。

第 2図に示した炭素量 1.0 %の鋼を例にとって連続冷却変態線図 (CCT図）上に上記製造法の概念を重ねて示す。この例ではオーステナイト域から加速冷却（ 10超〜 30°CZsec ) を行い、さらに、その後に発生するパーライ卜の変態発熱やレール頭部内部からの自然復熱を制御（ 1 〜10°C/sec ) することにより、パ一ライト変態を安定的に完遂させることができる。

まず、オーステナィト域温度から 750 〜600 °Cまでの間を 10超〜 30°CXsec の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度および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 o

750 。(：を超える温度で加速冷却を停止すると、その後の制御冷却途中の高温度域で初析セメンタイ卜が生成し、レールの延性および靭性が大きく低下するため、 750 °C以下に限定した。また、 600 °C 未満まで加速冷却を行 7と、その後の制御冷却時にパーライト変態が完全に終了せず、レールの靭性、耐摩耗性に有害なベイナイトやマルテンサイトなどの異常組織が生成し易くなるため、 600 °C以上に限定した。

加速冷却速度を 10超〜 30°C Z sec に限定した理由を説明する。加速冷却速度が 10°C / sec 以下では、空気以外のミスト、噴霧水などの主に水を使用した冷媒の場合は、冷却能が非常に高いため低冷却速度領域での冷却安定性が非常に乏しく、その制御が非常に困難となることや、冷却不安定部では硬さにばらつきが発生し、安定的にレール頭部の硬さを Hv320 以上に制御することが困難となるため 10°C Z sec 超に限定した。また、加速冷却速度が 30°C Z sec を超えると、その後の制御冷却時にパーライト変態が終了せず、レールの靭性、耐摩耗性に有害なペイナイトゃマルテンサイトなどの異常組織が生成し易くなるため、 10超〜 30°C Z sec に限定した。

なお、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一ルの特性に大きな影響をおよぼさないため、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ともなう冷却速度の低下も含んでいる。

また、 10超〜 SO'C Z sec の冷却速度を得る方法としては、水 . 空気混合噴射冷却、あるいはこれらの組み合わせ、および、油、熱湯、ポリマー +水、ソルトバスへのレール頭部あるいは全体を浸漬等を用いて、所定の冷却速度を得ることが可能である。

次に、 750 〜600 でから 550 〜450 °Cまでの間を 1 〜10°C Z sec 未満の冷却速度で制御冷却する方法において、制御冷却停止温度および制御冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。

550 °Cを超える温度で制御冷却を停止すると、制御冷却直後に硬さの低いパーラィト組織が多く生成し、レール頭部の硬さ力 Hv320 未満となり、頭部の耐摩耗性が確保できないため、 550 で以下に限定した。また、 450 °C未満まで制御冷却を行うと、加速冷却後にレール内部からの十分な自然復熱が期待できず、偏析部等にレールの靭性に有害なマルテンサイ卜組織が生成するため、 450 で以上に限定した。

制御冷却速度を I 〜10°CZsec 未満に限定した理由を説明する。制御冷却速度が 1 °C / sec 未満になると、制御冷却途中の高温度域で硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭部の硬さが Hv 320 未満となり、頭部の耐摩耗性が確保できないため、 1 てノ sec 以上に限定した。また、 10°C/sec 以上の冷却速度で制御冷却を行うと、制御冷却中にパーライト変態が終了せず、制御冷却途中やその後の冷却中にレールの靭性、耐摩耗性に有害なペイナイトゃマルテンサイトなどの異常組織が生成するため、 1 〜 10°C / sec 未満に限定した。

なお、本制御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、制御冷却途中においてパーライ卜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、制御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およぼさないため、本レールの制御冷却条件としては冷却途中の一時的な温度上昇にともなう冷却速度の低下も含んでいる。

また、 l 〜10°C/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み合わせにより、所定冷却速度を得ることが可能である。

従って、 H v320 以上のパーライト組織を呈した耐摩耗性および溶接性に優れたレールを製造するには、レール頭部において、空気以外のミスト、噴霧水などの主に水を使用した冷媒を用いて 1 0超〜 30 °C / s e c の冷却速度で加速冷却し、引き続き、 750 〜600 °Cから 55 0 〜450 てまでの間を 1 〜1 0 °C Z s e c 未満の冷却速度で制御冷却することにより、パーライト組織を安定的に生成させることが可能と 7よる。

レールの金属組織としてはパーライト組織であることが望ましいが、成分系、冷却速度および素材の偏析状態によっては、レール頭部および柱部のパーライト組織中に微量な初析セメンタイ卜が生成することがある。しかし、パ一ライト組織中に微量な初析セメン夕イトが生成してもレールの延性、靭性、耐摩耗性および強度に大きな影響をおよぼさないため、本パーライト系レールの組織としては若干の初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。実施例

次に、本発明の実施例について説明する。

実施例 1

本実施例は請求の範囲 1 , 3 の実施例である。

第 1 表および第 2表には、本発明レール鋼と比較レール鋼の化学成分、母材硬さおよびミク π組織、第 4図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を示す。第 1表レ符化学成分（wt%) 母材頭頭部摩 ¾fi 溶接継手部母材と溶接継

1 部硬さミク口組織頭部硬さ手部の硬度差

r Si Mn Cr Mo V Nb Co B Si/4+Mn/2+Cr (Hv) (g/70万回—） (Hv) (ΔΗν)

1 0.86 0.11 1.48 0.51 Co 0.15 1.28 386 パーライ卜 0.99 405 19 本 2 0.91 0.45 0.41 0.55 0.87 395 パーライ卜 0.91 374 21

3 0.91 0.32 0.37 0.98 1.25 410 パーライ卜 0.85 406 4 明 4 0.95 0.81 0.22 0.52 V ; 0.06 0.83 402 パーライ卜 0.81 378 24 レ 5 0.96 0.84 0.21 0.94 V ; 0.05 1.26 412 パーライ卜 0.74 411 1

I 6 1.01 0.61 1.05 0.82 Mo 0.02 1.50 431 パーライト 0.49 440 9 ル 7 1.05 0.28 0.42 0.75 1.03 385 パ一ライ卜 0.74 402 17 鋼 8 1.11 0.98 0.52 0.51 Nb； 0.02 1.02 410 パーライト 0.43 408 2

9 1.19 0.25 0.34 0.74 0.97 401 パーライト 0.42 411 10

第 2表

ルレ七 I (第 1表のつづき）符1 1 7 化学成分（wt%) 頭部摩耗量溶接継手部母材と溶接継クロ組織頭部硬さ手部の硬度差号 C Si Mn Cr Mo, V, Nb, Co. B Si/4+Mn/2+Cr (g/70万回） (Hv) (ΔΗν)

10 0.76 0.55 1.08 0.28 0.96 381 '"—ライ卜 1.22

11 0.81 0.62 1.31 V； 0.06 0.81 389 ベーライ卜 1.15

12 0.77 0.85 0.81 0.58 V； 0.04 1.20 401 ；ーライト 1.06

13 0.81 0.81 1.24 0.82 394 ベーライ卜 1.12

拿交

14 1.01 1.25 0.61 0.65 1.26 圧延中に表面疵発生

レ

パーライト

15 0.90 0.74 0.42 1.30 1.70 506 +

べィナイト

ハ一フィト

ル +

16 1.36 0.41 0.50 0.74 1.09 452

初析セメン

タイ卜

鋼母部

0.90 0.61 0.56 0.21 0.64 3材 έ硬96頭 }さ '、—ライト 0.91 352 44

461

18 0.90 0.90 152 1.05 2.03 421 ぺーライト 0.75 マルテン 40

サイ卜生成

注：残部は不可避的不純物および Fe

また、第 1 表および第 2表には、本発明レール鋼と比較レール鋼のフラッシュバット溶接継手部の硬度および母材との硬度差を明記した。なお、第 1 表および第 2表に示したレール母材とフラッシュバット溶接継手部の硬度は頭部の平均的な値を示すものであり、最大値ゃ最小値を示すものではない。

さらに、第 5図は、第 1 表および第 2表に示す本発明レール鋼と比較レール鋼（共析炭素含有鋼：符号 10〜13) の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較したものである。また、第 6 図は第 1 表および第 2表の実施例に示した本発明レール鋼（符号： 2， 3 ) と比較レール鋼（符号： 17， 18) の溶接継手部の頭部硬度分布の一例を示したものである。なお、レールの構成は以下のとおりである。 • 本発明レール（ 9本）符号】〜 9

上記成分範囲で、該鋼レ―ルの少なくともレール頭部表面から該頭部表面を起点として深さ 20匪の範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さが Hv320 以上の頭部に加速冷却を施した熱処理レール。

• 比較レール（ 9本）

符号 10〜13 ：化学成分が上記請求範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール（ 4本）。

符号 14〜18 ：化学成分が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール（ 5本）。

摩耗試験条件は次のとおりとした。

試験機：西原式摩耗試験機

試験片形状：円盤状試験片（外径： 30mm、厚さ： 8 mm)

試験荷重： 686N

すべり率： 20 %

相手材：パーライト鋼（HV390 ) 雰囲気：大気中 - 冷却：圧搾空気による強制冷却（流量： 100N1 Zmin ) 繰返し回数： 70万回

フラッシュバット溶接条件は次のとおりとした。

溶接機： K — 355 (ソ連製）

容量： 150KVA

二次電流：最大 20000Amp.

クランプ力：最大 125ton

アップセット量： 10mm

実施例 2

本実施例は請求の範囲 2 , 3 の実施例である。

第 3表および第 4表には、本発明レール鋼と比較レール鋼の化学成分、母材硬さおよびミクロ組織、実施例 1 の第 4 図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を示す。

レ符化学成分（wt%) 母材頭頭部摩耗量溶接継手部母材と溶接継

1 部硬さミク口組織頭部硬さ手部の硬度差

,し Mn Cr πν ( Λ , ノレし j 1 IY1U. V, nUiレ ( D 1/ 4 1Ϋ1Ι1/ Tし I ノ πνノ υ

1 1Q υ 081 0.38 0.47 0.86 384 パーフづ卜 0.99 369 15 本 20 0 Q0 0.45 0.39 0.49 V ; 0.04 0.80 391 パ一ライ卜 0.95 370 21

91 0 PR 0.39 0.48 V ； 0.04 0.92 392 ヽ一フづ卜 0.94 383 9 明 22 0.95 0.98 0.21 0.48 0.83 384 ハ一ラィト 0.93 375 9 レ 23 0.95 0.98 0.39 0.37 0.81 380 /Ν—ライ卜 0.95 370 10

1 24 1.00 0.85 0.35 0.41 Mo； 0.01 0.80 395 ライ卜 0.75 380 15 ル 25 1.04 0.78 0.39 0.43 Co； 0.21 0.82 386 /\一ライ卜 0.72 382 4 鋼 26 1.10 0.65 0.35 0.48

0.82 395 ライト 0.53 385 10

27 1.20 0.95 0.22 0.49 Nb 0.03 0.84 401 / —ライ卜 0.38 395 6

第 4表

(第 3表のつづき）

：部は不可的不純物および Fe

また、第 3表および第 4 表には、本発明レール鋼と比較レール鋼のフラッシュバット溶接継手部の硬度および母材との硬度差を明記した。なお、第 3表および第 4表に示したレール母材とフラッシュバット溶接継手部の硬度は頭部の平均的な値を示すものであり、最大値ゃ最小値を示すものではない。

さらに、第 7図は、第 3表および第 4表に示す本発明レール鋼と比較レール鋼（共析炭素含有鋼：符号 28〜3 1 ) の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較したものである。また、第 8 図は第 3表および第 4表の実施例に示した本発明レール鋼（符号： 21 ) と比較レール鋼（符号： 35 ) の溶接継手部の頭部硬度分布の一例を示したものである。

なお、レールの構成は以下のとおりである。

' 本発明レー儿（ 9本）符号 1 9〜27

上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表面から該頭部表面を起点として深さ 20匪の範囲がパーライ卜組織を呈し、前記パーライト組織の硬さが H v320 以上の頭部に加速冷却を施した熱処理レール。

• 比較レール（ 9本）

符号 28〜3 1 ：化学成分か上記請求範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール（ 4本）。

符号 32〜36 ：化学成分が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール（ 5本）。

また、摩耗試験条件、フラッシュバット溶接条件は実施例 1 と同様にした。

実施例 3

本実施例は請求の範囲 4 〜 6 の実施例である。

第 5表〜第 1 0表，第 1 1表〜第 1 6表には、本発明レール鋼と比較レール鋼の化学成分、熱処-理条件（熱処理温度範囲、冷却速度、パーライト生成比率）、母材硬さおよびミク口組織、実施例 1 の第 4 図に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での 70万回操り返し後の摩耗量を示す。また、第 5表〜第 8表、第 1 1表〜第 1 4表には、本発明レール鋼と比較レール鋼のフラッシュバット溶接継手部の硬度および母材との硬度差を明記した。

第 5表

第 7表

(第 6表のつづき）化学成分（wt%) その他の

ク m α

Si Mn Cr Mo. V, Nb. Co. B Si/4W2tCr sec) 件 (g 70万回） W

789

55 1.04 0.22 0.40 0.71 B ； 0.0014 0.97 400 パーライト 0.59 392

562

776 パーライト

56 1.04 0.22 0.40 0.71 B ;0.0014 0.97 19 ^atfc率 409 パーライト 0.54 395 14

(開始) 94%

815

57 1.04 0.22 0.40 0.71 B ； 0.0014 0.97 18 691~532¾ 418 パーライト 0.51 394 24

691 冷却速度

»"C/sec

851

58 1.10 0.97 0.52 0.51 Nb;0.03 1.01 401 パーライト 0.56 402

625

842

59 1.10 0.97 0.52 0,51 Nb； 0.03 1.01 20 405 ハ，一ライト 0.54 400

(開始）

60 1.10 0.97 0.52 0.51 Nb ;0.03 1.01 23 418 パーライト 0.40 404 14

ル

61 1.18 0.21 0.35 0.78 1.01 383 パーライト 0.56 405 22 m 76 87 821 パーライト

62 1.18 0.21 0.35 0.78 1.01 8 o o 29 401 《—ライト 0.39 406

(開 > o始) 71%

840 制御冷却，

63 1.18 0.21 0.35 0.78 1.01 28 410 パーライト 0.32 406

750 ：

'l0¾7sec

注：残部は:^！避的:？^物およ tffe

第 8表

ほ 7表のつづき）レ符化学成分 (，t%) 面蔷冷却度その他の 1 i!S^部

1 *—

sec) 11 、ノ

(Hv) 掌 Sとル号 C Si Mn Cr Mo.V.Nb.Co.B Si/4IMn/2+Cr 職件 (Hv) 70万回） (厶 111

64 075 0.55 1.04 0,28 0.9 384 パーライト 1.21

65 082 0.52 1.33 ― V ; 0.0^A 0.80 387 パーライト 1.16

66 0.78 0.84 0.80 0.54 V ; 0.04 1.15 397 パーライト 1.08

67 0.82 0.80 1.20 0.80 390 パーライト 1.14

レ

68 1.01 1.24 0.66 0.62 1.26 圧延中に表面班発生

1 752 パーライト

69 0.90 0.71 0.43 1,32 1.71 4 364 +

555 ペイナイト

845 パーライト

ル 70 1.43 0.40 0.50 ο.π 1.12 12 478 +

(開始） 72% 初析セメン

少ィ卜

780

m 71 0.91 0.61 0.50 0.24 0.64 5 398 パーライト 0.89 352

574

765 お j御冷却繊 478

72 0.91 0.61 1.50 1.10 2.05 14 625~536"C 421 パーライト 0.74 マルテン

625 冷却啤サイト 4fi£

第 10表

(第 9表のつづき）レ符化学成分 (wt%) 却その他の顔部

1

ル c Si ミク ciiaia

Mn ΠΡι , D 鳞鱺 SGc) 擎

ftfta*件 (Hv Cg/70万回）雷 g，

(Hv)

864 パーライト

比 82 1. 18 0.31 0. 38 0.86 1. 13 441

506

校初^タイ卜ン

レ 824 パーライトパーライト

83 1. 18 0.31 0.38 0.86 1. 13 29 541 +

1 始） 55¾ マルテン

ルサイト

m 820 パーライト

84 1. 18 0.31 0. 38 0.86 1. 13 27 442 +

724 初析セメン

イト

；残郎は:^ «的； Ftt物およ OTe

ΰ¾!

第 11表

第 12¾

づき）

第 13表

(¾12表のつづき）レ符化学成分 (wt%) t .

1 ミクロ

ル C Si Μη Cr o.V.Nb.Co.B Si/4Wn/2+Cr翳，驩その他の

囲

sec) 件 i (pHvf 職

) (g/70万回）暫 (Hv) 掌，

769

103 1.05 ο.π 0.39 0. 4 Co； 0.14 0.83 4 384 パーライト 0.70 385 1

560

801 パーライト

104 1.05 0.77 0.39 0.44 Co； 0.14 0.83 18 404 パ一ライト 0.58 386 18 本 (離） 94%

835

105 1.05 ο.π 0.39 0.44 Co ; 0.14 0.83 19 6¾-50¾ 412 パーライト 0.52 388 24

4*C/sec

834

明 106 1.09 0.68 0.36 0.49 B ;0.0022 0.84 6 406 パーライト 0.52 391 15

602

832 パ一ライト

レ 107 1.09 0.68 0.36 0.49 B :0.0022 0.84 21 410 パーライト 0.49 394 16

C開始） 89%

821

1 108 1.09 0.68 0.36 0.49 B ;0.0022 0.84 22 420 パ一ライト 0.41 394 26

642

St/sec

ル 842

109 1.19 0.94 0.21 0.49 Nb:0.03 0.83 10 381 パーライト 0.57 396 15

695

m 844 パ一ライト

110 1.19 0.94 0.21 0.49 Nb;0.03 0.83 28 411 パーライト 0.32 397 14

(開始〉 74%

860

111 1.19 0.94 0.21 0.49 Nb ;0.03 0.83 29 418 パーライト 0.21 398 20

7 1

注：残 SBは: F¾ai¾:m物およ OTe に -

第 14表

き）

第 16表

(第づき）

注：残 »は:^ ¾的:^物およ OTe

なお、第 5表〜第 8表，第 11表〜第 14表に示したレール母材とフラッシュバット溶接継手部の硬度は頭部の平均的な値を示すものであり、最大値や最小値を示すものではない。

さらに、第 9図は、第 5表〜第 10表に示す本発明レール鋼と比較レール鋼（共析炭素含有鋼：符号 64〜67) の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較したものである。また、第 10図は第 5表〜第 10 表の実施例に示した本発明レール鐧（符号： 41, 44) と比較レール鋼（符号： 71， 72) の溶接継手部の頭部硬度分布の一例を示したものである。

また、第 11図は、第 11表〜第 16表に示す本発明レール鋼と比較レール鋼（共析炭素含有鐧符号： 112 〜115 ) の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較したものである。また、第 12図は第 11表〜第 16表の実施例に示した本発明レール鋼（符号： 91) と比較レール鋼 (符号： 120 ) の溶接継手部の頭部硬度分布の一例を示したものである。

なお、レールの構成は以下のとおりである。

(第 5表〜第 10表の実施例）

• 本発明レール（27本）符号 37〜63

上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表面から該頭部表面を起点として深さ 20讓の範囲がパ一ライ卜組織を呈し、前記パーライト組織の硬さが Hv320 以上の頭部に加速冷却を施した熱処理レ一ル。

• 比較レール（21本）

符号 64〜67 ：化学成分が上記請求範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール（ 4本）。

符号 68〜72 ：化学成分が上記請求範囲外の過共析炭素含有鋼による比較レール（ 5本）。符号 73〜84：熱処理条件が上記請求範囲外の比較レール（12本）

(第 11表〜第 16表の実施例）

• 本発明レール（ 8本）符号 85〜111

上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表面から該頭部表面を起点として深さ 20mmの範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さが Hv320 以上の頭部に加速冷却を施した熱処理レール。

- 比較レール（21本）

符号 112 〜115 ：化学成分が上記請求範囲外の共析炭素含有鋼による比較レール（ 4本）。

符号 116 〜120 ：化学成分が上記請求範囲外の過共折炭素含有鋼による比較レール（ 5本）。

符号 121 〜132 ：熱処理条件が上記請求範囲外の比較レール（12 本）。

第 5図、第 7図、第 9図、第 11図に示すように、本発明レール鋼は比較鋼と比べて炭素量を高くすることにより同一硬さにおいて摩耗量が少なく、従来レールと同等の硬さでも耐摩耗性が大きく向上している。また、第 1 表〜第 4表に示すように化学成分を適切な範囲に納め、適切な熱処理条件を選択することにより、レールの靭性、耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト、ペイナイトゃ初折セメン夕ィトを生成させることなく、耐摩耗性に優れたパ一ライト組織を安定的に生成させることが可能となる。

第 6図および第 10図に示すように、 Crの添加量を 0.50%超〜 1.00 %とすることにより、 Crの添加量 0.50%以下で発生する溶接継手部の硬度低下（比較レール符号： 17 、比較レール符号： 71)や Crの添加量 1.00%以上で発生するマルテンサイトなどの異常組織の生成（比較レール符号：1 8 、比較-レール符号： 72)を防止することが可能となり、レール母材と溶接継手部の硬度差を 30以下に収めることができ、溶接まま（熱処理なし）で溶接継手部頭頂面の摩耗による局部的な落ち込み等の偏摩耗を防止することができる。

第 8図および第 1 2図に示すように、 S iの添加量を 0. 40 %〜1 . 00 % とすることにより、 S iの添加量 0. 40 %未満で発生する溶接継手部の硬度低下（比較レール符号： 35 、比較レール符号： 1 20) を防止することが可能となり、レール母材と溶接継手部の硬度差を 30以下に収めることができ、溶接まま（熱処理なし）で溶接継手部頭頂面の摩耗による局部的な落ち込み等の偏摩耗を防止することができる。産業上の利用可能性

第 5図、第 7図、第 9 図、第 1 1図に示すように、本発明レール鋼は比較レ一ル鋼と比べて炭素量を高めることにより同一硬さにおいて摩耗量が少なく、耐摩耗性か大きく向上している。また、第 1 1表〜第 1 6表に示すように化学成分を適切な範囲に納め、適切な熱処理条件を選択することにより、レールの延性、靭性ゃ耐摩耗性に有害なマルテンサイ卜、ペイナイトゃ初析セメン夕ィトを生成させることなく、耐摩耗性に優れた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。

また、第 6図、第 8図、第 1 0図、第 1 2図に示すように、溶接線上の脱炭による硬度低下が改善され、溶接継手部（オーステナイト域まで再加熱された部位）については、マルテンサイトなどの異常組織の生成もなく、母材との硬度差が Hv 30以下に収まっており、溶接まま（熱処理なし）で溶接継手部頭頂面の摩耗による局部的な落ち込みなどの偏摩耗を防止することができる。

このように本発明によれば、重荷重鉄道に耐摩耗性および溶接性 (溶接施工性、溶接継手部特性）に優れたレールを提供することができる。

Claims

請- 求の範囲

1 . 重量％で、

C ： 0.85超〜 1.20%、 Si ： 0. 10〜1.00%

Mn ： 0.20〜1.50%、 Cr ： 0.50超〜 1 · 00%

を含有し、かつ、重量％で SiZ 4 + Mn/ 2 + Crの含有率の和が 0. 80〜 1.80 %であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼レ一ルにおいて、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 20關の範囲がパーライト組織を呈し、前記パ —ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30以下であることを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れたパーライト系レール。

2. 重量％で、

C ： 0.85超〜 1.20%、 Si ： 0.40〜 1.00%

Mn ： 0.20〜0.40%未満、 Cr ： 0.35—0.50%

を含有し、かつ、重量％で SiZ 4 2 + Crの含有率の和が 0.

80〜0.95%であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼レ一ルにおいて、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 20mmの範囲がパーライト組織を呈し、前記パ —ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30以下であることを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れたパーライト系レール。

3. 請求の範囲 1 または 2の鋼レールにおいてさらに、重量％で、

Mo 0.01〜0.20%、 V ： 0.02〜0· 30%

Nb 0.002 〜0.050 %、 Co ： 0· 10〜2· 00%

B 0.0005—0.005 % の 1 種または 2種以上-を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、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 20mmの範囲がパ一ライト組織を呈し、前記パ一ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鋼レ一ルの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30以下であることを特徴とする請求の範囲 1 または 2 に記載の耐摩耗性および溶接性に優れたパ一ライト系レ一ル。

4 . 請求の範囲 1 〜 3 のいずれか 1 項に記載の成分からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する鐧レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から 1 〜10°CZsec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度が 700 〜50 0 °C達した時点で加速冷却を停止し、その後放冷する工程からなり、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 20mmの範囲がパーライト組織を呈し、前記パ一ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30以下であることを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れたパ一ライト系レールの製造方法。

5 . 請求の範囲 1 〜 3のいずれか 1 項に記載の成分からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から 10 超〜 30°CZsec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レールのパーライト変態が 70%以上進行した時点で加速冷却を停止し、その後放冷する工程からなり、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 20關の範囲がパーライト組織を呈し、前記パ一ライト組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30以下であることを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れたパーライト系レールの製造方法。

6 . 請求の範囲 1 〜 3—のいずれか 1 項に記載の成分からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する鋼レール、あるいは熱処理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から 75 0 〜600 °Cまでの間を 10超〜 30°CZsec の冷却速度で加速冷却し、引き続き、 750 〜600 てから 550 〜450 Vまでの間を 1 〜10°CZse c 未満の冷却速度で制御冷却する工程からなり、該鋼レールの頭部コーナ一部および頭頂部表面を起点として少なくとも深さ 20謹の範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライ卜組織の硬さが Hv320 以上であり、さらに、該鐧レールの母材と溶接継手部の硬度差が Hv30 以下であることを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れたパーラィト系レ一ルの製造方法。