WO2008123483A1 - 耐磨耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 - Google Patents

耐磨耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法 Download PDF

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Minoru Honjo
Tatsumi Kimura
Shinichi Suzuki
Kimihiro Nishimura
Shinji Mitao
Nobuo Shikanai
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Jfe Steel Corporation
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to an internal high hardness type pearlitic rail excellent in wear resistance and rolling contact fatigue (RCF) resistance, and a method for producing the same.
  • RCF rolling contact fatigue
  • the present invention relates to an internal high-hardness pearlite steel rail excellent in wear resistance and fatigue damage resistance that achieves a longer operating life of a lenore used below, and a manufacturing method thereof.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-195601 discloses that the rail at the depth of at least 20 mm from the corner of the head and the top of the head is HV370 or more. The service life is improved. Further, in Japanese Patent Laid-Open No. 2003-293086, by controlling a pearlite block, the hardness of at least a depth of 20 mm starting from the rail corner and head surface is Hv 300 to 500. By making it within the range, the service life of the rail is improved. However, the use environment of pearlite steel rails has become more severe, and in order to improve the service life of pearlite steel rails, it has been a challenge to further increase the hardness and expand the range of hardening depth.
  • the present invention has been made to solve this problem.
  • Mn and Cr were optimized and hardenability index (hereinafter referred to as DI) and carbon equivalent (hereinafter referred to as C eq ) were optimized.
  • DI hardenability index
  • C eq carbon equivalent
  • the inventors manufactured a single-ply steel rail with varying contents of Si, Mn, and Cr, and earnestly examined the structure, hardness, wear resistance, and fatigue damage resistance. investigated.
  • the [% Mn] / [% Cr] value calculated from the Mn content [% Mn] and the Cr content [% Cr] should be 0.3 or more and less than 1.0.
  • the lamellar spacing is miniaturized, and the internal hardness of the rail head defined by the hardness within the range of at least 25 strokes from the surface of the rail head is Hv380 or more.
  • the wear resistance and fatigue damage resistance are improved because the Hv is less than 480.
  • the hardenability index ie DI value
  • the carbon equivalent ie C eq value
  • the Mn content [% Mn] , [% Si] + [% Mn] + [% Cr] calculated from Cr content [% Cr] and Si content [% Si] should be in the range of 1.55 to 2.50% by mass
  • the present invention is C: 0.73-0.85 mass%, Si: 0.5-0.75 mass%, Mn: 0.3-1.0 mass 0 P: 0.035 mass% or less, S: 0.0005-0.012 mass 0 Cr: 0.2-1.3 %, With the balance being Fe and inevitable impurities, with Mn content of [% Mn] and Cr content of [% Cr] and [% Mn] / [% Cr] value of 0.3% Abrasion resistance and fatigue damage that is less than 1.0 and the internal hardness of the rail head defined by the Vickers hardness at a depth of at least 25 mm from the surface of the rail head is Hv380 or more and less than Hv480 This is an internal high hardness type pearlite copper rail with excellent properties.
  • the C content of the above composition is [% C]
  • the Si content is [% Si]
  • the Mn content is [% Mn]
  • the P content is [%
  • the DI value calculated by the following equation (1) satisfies the range of 5.6 to 8.6, where the P] and S contents are [% S] and the Cr content is. it is preferred that C e ⁇ 1 value calculated satisfies a range of 1.04 to 1.27.
  • the lamellar spacing of the pearlite layer in the range of a depth of at least 25 mm from the surface layer of the rail head is 0.04 to 0.15 ⁇ m.
  • the present invention is to hot-roll a steel material having the above-described composition into a rail shape so that the rolling finishing temperature is 850 to 950 ° C., and then continue the rail head from a temperature equal to or higher than the palai small transformation start temperature 1
  • Fig. 1A and Fig. 1B are diagrams showing the Nishihara-type wear test piece for evaluating wear resistance.
  • FIG. 1A is a plan view
  • FIG. 1B is a side view.
  • Figure 2 A cross-sectional view of the rail head showing the sampling position of the Nishihara-type wear test piece.
  • Fig. 3A and Fig. 3B are diagrams showing a Nishihara-type wear test piece for evaluating fatigue damage resistance.
  • Fig. 3A is a plan view and Fig. 3B is a side view.
  • C forms a cementite in the pearlite structure and is an essential element for ensuring wear resistance.
  • wear resistance improves.
  • it is less than 0.73% by mass, it is difficult to obtain superior wear resistance compared to conventional heat-treated perlite copper rails.
  • 0.85 mass If it exceeds / 0 , pro-eutectoid cementite is formed at the austenite grain boundaries during the transformation after hot rolling, and the fatigue damage resistance is significantly reduced. Therefore, the C content is 0.73 to 0.85% by mass. More preferably, it is 0.75 to 0.85% by mass.
  • Si must be 0.5% by mass or more as a deoxidant and a strengthening element for the pearlite structure, but if it exceeds 0.75% by mass, weldability deteriorates due to the high bonding strength of Si with oxygen. Furthermore, due to the high hardenability of Si, a martensite structure is likely to form on the surface layer of internal hardened pearlitic steel rails. Therefore, the Si content is 0.5 to 0.75 mass%. More preferably, it is 0.5 to 0.70% by mass.
  • Mn contributes to increasing the strength and ductility of internal hardened rails by decreasing the lamellar transformation temperature and reducing the lamellar spacing, but excessive addition reduces the equilibrium transformation temperature of the parrite. As a result, the supercooling degree is reduced and the lamellar spacing is increased. If it is less than 0.3% by mass, a sufficient effect cannot be obtained. If it exceeds 1.0% by mass, a martensite structure is likely to be formed, and the material is liable to be hardened or embrittled during heat treatment and welding. Even if a pearlite structure is formed, the equilibrium transformation temperature is lowered. Incurs coarser mellar spacing. Therefore, the Mn content is 0.3 to 1.0 mass%. More preferably, it is 0.3-0.8 mass%.
  • the P content is 0.035% by mass or less. More preferably, it is 0.020 mass% or less.
  • S is present in steel materials mainly in the form of A-based inclusions.
  • the amount exceeds 0.012% by mass, the amount of inclusions increases remarkably, and at the same time, coarse inclusions are produced, which deteriorates the cleanliness of the steel materials. .
  • 0.0005 mass If it is less than 0 , steelmaking costs will increase. Therefore, the S content is 0.0005 to 0.012 mass%. Preferably it is 0.0005-0.010 mass%. More preferably, it is 0.0005-0.008 mass%.
  • the Cr is an element that raises the pearlite equilibrium transformation temperature and contributes to the refinement of the lamellar spacing, while at the same time providing higher strength through solid solution strengthening.
  • the amount is less than 0.2% by mass, sufficient internal hardness cannot be obtained.
  • the amount exceeds 1.3% by mass, the hardenability becomes too high, martensite is generated, and the wear resistance is high. Fatigue damage is reduced. Therefore, the Cr content is 0.2 to 1.3% by mass. Preferably, it is 0.3-1.3 mass%. More preferably, it is 0.5 to 1.3% by mass.
  • Mn and Cr added to increase the hardness of internal hardened pearlitic steel rails Element.
  • Mn content [% Mn] and the Cr content [% Cr] are both mass 0/0. If the value of [% Mn] / [% Cr] is less than 0.3, the amount of Cr added increases, and because of the high hardenability of Cr, martensite is generated on the surface layer of the internal hardened pearlite steel rail. It becomes easy.
  • the value of [% Mn] / [% Cr] is 1.0 or more, the amount of Mn added increases, and because of the high hardenability of Mn, martensite is similarly formed on the surface layer of the internal hardened pearlite copper rail. Is easier to generate.
  • the value of [% Mn] / [% Cr] is set to 0.3 or more and less than 1.0, thereby preventing the formation of martensite on the surface layer. It is possible to control the internal hardness of the head (the hardness in the range of at least 25 thigh depth from the head surface layer of the internal high-hardness pearlite steel rail) to the range described later. Therefore, the value of [% Mn] / [% Cr] is 0.3 or more and less than 1.0. Preferably it is 0.3 or more and 0.9 or less.
  • the DI value is C content [% C], Si content [% Si], Mn content [% Mn], P content [% P], S content [% S], This is a value calculated by the following formula (1), where Cr content is [% Cr].
  • the units L% C], [% Si], [% Mn], [% P], [% S], and [% Cr] are all mass%.
  • This DI value represents hardenability and is hardened. Although it is used as an index to judge the quality of the steel, in the present invention, the generation of martensite on the surface layer of the internal high-hardness pearlite steel rail is suppressed and the target value of the internal hardness of the rail head is set. Achieve It is preferable to use it as an index for maintaining it in a suitable range. If the DI 'value is less than 5.6, the desired internal hardness can be obtained, but it will be close to the lower limit of the target hardness range, so further improvement in wear resistance and fatigue damage resistance cannot be expected.
  • the DI value exceeds 8.6, the hardenability of the internal hardened pearlite steel rail increases, and martensite is easily generated on the surface layer of the rail head. Therefore, the DI value is preferably 5.6 to 8.6. More preferably, it is 5.6 to 8.2.
  • the C eq value is calculated by the following formula (2), where C content is [% C], Si content is [% Si], Mn content is [% Mn], and Cr content is [% Cr]. Is the value to be [% C], [% Si],
  • This C eq value is the alloy composition ratio Therefore, in the present invention, the formation of martensite on the surface layer of the internal high-hardness pearlite steel rail is suppressed and the internal hardness of the rail head is used. It is preferable to use it as an index to achieve the target value and maintain it within a suitable range. If the C eq value is less than 1.04, the desired internal hardness can be obtained, but it will be close to the lower limit of the target hardness range, so further improvement in wear resistance and fatigue damage resistance cannot be expected.
  • the C eq value exceeds 1.27, the hardenability of the internal high hardness type pearlite steel rail is increased, and martensite is likely to be generated on the surface layer of the rail head. Therefore, the C eq value is preferably 1.04 to 1.27. More preferably, it is 1.04-1.20.
  • the internal hardness of the rail head (hardness in the range of depth of at least 25mm from the surface of the head of the internal high hardness type steel steel rail) is Hv380 or more and less than Hv480: If the internal hardness of the rail head is less than Hv380, the wear resistance of the steel will decrease, and the service life of the internal hardened perlite steel rail will decrease.
  • the internal hardness of the rail head is Hv380 or more and less than Hv480.
  • the definition of the internal hardness of the rail head is at least 25mra depth from the surface layer of the internal high-hardness perlite copper rail head. This is because the wear resistance of the internal high hardness type pearlite copper rail decreases and the service life decreases. More preferably, the internal hardness of the rail head is more than Hv390 and less than Hv480.
  • the units of [% Si], [% Mn], and [% Cr] are all mass%.
  • V 0.001 to 0.30 mass%, ( ⁇ 1: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.001 to 0.05 mass% %
  • Mo 0.5 mass / 1 or 2 or more selected from 0 or less may be added as necessary.
  • V forms carbonitrides, disperses and precipitates in the matrix, and improves wear resistance. If the amount is less than%, the effect is small. On the other hand, if the amount exceeds 0.30% by mass, the workability deteriorates and the production cost increases. In addition, the cost of the alloy increases, which increases the cost of the internal hardened pearlite steel rail. Therefore, when V is added, the amount of V is preferably 0.001 to 0.30% by mass. More preferably, it is 0.001 to 0.15 mass%.
  • Cu like Cr, is an element for further strengthening by solid solution strengthening. In order to obtain the effect, addition of Cu of 0.005% by mass or more is preferable. However, Cu cracking tends to occur when the content exceeds 1.0% by mass. Therefore, when adding Cu, the amount of Cu is preferably 1.0% by mass or less. More preferably, it is 0.005 to 0.5 mass%.
  • Ni 1.0 mass. /. Less than:
  • Ni is an element for increasing the strength without deteriorating the ductility.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • addition exceeding 1.0% by mass increases the hardenability and produces martensite, which tends to decrease the wear resistance and fatigue damage resistance. Therefore, when adding Ni, the amount of Ni is preferably 1.0% by mass or less. More preferably, it is 0.005 to 0.5% by mass.
  • Nb binds to C in the steel and precipitates as carbide during and after rolling, and effectively acts to reduce the size of the pearlite colony.
  • wear resistance fatigue damage resistance This greatly contributes to prolonging the service life of internal hardened perlite copper rails.
  • addition of 0.001% by mass or more of Nb content is preferable. Even if added in excess of 0.05% by mass, the effect of improving wear resistance and fatigue damage resistance is saturated, and an effect commensurate with the amount added cannot be obtained. Therefore, when adding Nb, the amount of Nb is preferably 0.001 0.05 mass%. More preferably, it is 0.001 0.03 mass%.
  • Mo is an element for further strengthening by solid solution strengthening.
  • the Mo content is preferably 0.005% by mass or more.
  • the amount of Mo is preferably 0.5% by mass or less. More preferably, it is 0.005 0.3% by mass.
  • the finer the lamellar spacing of the pearlite layer the higher the hardness of the internal high-hardness pearlite steel rail, which is advantageous from the viewpoint of improving wear resistance and fatigue damage resistance. Since the improvement of these characteristics becomes insufficient, it is preferable to set it to 0.15 ⁇ or less. Also, if the lamellar spacing is set to less than 0.04 // m, a method of improving hardenability and making it finer will be used. In this case, martensite is easily generated on the surface layer and fatigue damage resistance is increased. Adversely affect. Therefore, it is preferably 0.04 / 4m or more.
  • a pearlite steel rail that contains other trace component elements within a range that does not substantially affect the function and effect of the present invention instead of a part of the remaining Fe in the composition according to the present invention is also disclosed in the present invention.
  • impurities include P, N, 0, and the like, and P can be allowed to be 0.035 mass% as described above.
  • N is allowed up to 0.006% by mass
  • O is allowed up to 0.004% by mass.
  • Ti mixed as impurities can be allowed to be up to 0.0 0 10%.
  • Ti forms an oxide and causes a decrease in fatigue damage resistance, which is a basic characteristic of the rail, and therefore, it is preferable to control until Ti becomes 0.0% or less.
  • the internal high hardness type pearlite steel rail of the present invention is obtained by hot rolling a steel material having the composition according to the present invention into a rail shape so that the rolling finishing temperature is 850 to 950 ° C. At least the head, temperature force above the pearlite transformation starting temperature, 1.2-5. It is preferred to produce by slack quenching from 400 to 650 ° C at a cooling rate of C / sec. Roll finishing temperature: 850-950 ° C, accelerated cooling rate: 1. 2-5 ° C / sec and cooling stop temperature: 400-650 ° C The following is described. Rolling finishing temperature: 850 ⁇ 950 ° C:
  • the rolling finish temperature is lower than 850 ° C, the rolling will be performed to the low-temperature of austenite range, and the austenite grains
  • austenite grain size ⁇ austenite grain size
  • processing strain 3 ⁇ 4 3 ⁇ 4 '
  • degree of elongation of austenite crystal grains becomes remarkable.
  • Rearrangement by increased introduction and austenite grain boundary area (dislocation) (austenite grain boundary area ), Pala I Bok nucleation site Bok (pearlite nucleation site) and Caro increase mosquito, Nono 0 one line Bok colonies Sai
  • the pearlite colony size is refined, the pearlite transformation start temperature rises due to increased calories at the pearlite nucleation site, and the lamellar spacing of the pearlite layer is coarsened, resulting in a marked decrease in wear resistance.
  • the rolling finishing temperature should be 850-950 ° C. Cooling rate from temperature above pearlite transformation start temperature: 1. 2 ⁇ 5 ° C / sec
  • the cooling rate should be in the range of 1-2-5 ° C / sec. More preferably, it is 1.2 to 4.6 ° C / second.
  • pearlite transformation starting temperature varies depending on the cooling rate, cooling of the range of over 720 ° C in Ingredient scope of the equilibrium transformation temperature in the present invention (equilibrium transformation temperature). That city Metsu 1, the present invention Adopt speed. Cooling stop temperature: 400 ⁇ 650 ° C:
  • the cooling stop temperature in order to obtain a homogeneous pallite structure at a cooling rate of 1.2 to 5 ° C / sec, is 70 ° C above the equilibrium transformation temperature. It is preferable to secure a temperature that is at least as low as possible. However, when the cooling stop temperature is less than 400 ° C, the increase in cooling time leads to an increase in the cost of internal hardened pearlite steel rails. Therefore, the cooling stop temperature should be 400-650 ° C. More preferably, it is 450-650 degreeC.
  • a round bar of 32mm ⁇ was taken from the head of the normal rail described in JIS E 1101, and heat-treated so that the Vickers hardness (load 98N) was HV390 and the structure was tempered martensite structure. Then, the shape shown in Fig. 1 was processed into a tire test piece.
  • the Nishihara-type wear test piece 1 is collected from two places on the rail head 3 as shown in Fig.2. The sample taken from the surface of the rail head 3 is the Nishihara-type wear test piece la, and the sample taken from the inside is the Nishihara-type wear test piece lb.
  • the center in the longitudinal direction of the Nishihara style abrasion test specimen lb collected from the inside of the rail head 3 is located at a depth of 24 to 26 sleeps (average value 25 awakening) from the upper surface of the rail head 3.
  • Test environment conditions are dry, contact pressure: 1. 4 GPa, slip ratio: —10%, rotation speed: 675 rpm (tire test piece is 750 rpm) 100,000 Measure the amount of wear after rotation.
  • the heat-treated pearlite steel rail was adopted as the standard steel when comparing the amount of wear, and the wear resistance was improved when the amount of wear was 10% or less than this standard steel. judge.
  • the allowance for improvement in wear resistance was calculated by ⁇ (amount of wear of reference material ⁇ amount of wear of test material) I (amount of wear of reference material)) X 100.
  • the contact surface is a curved surface with a radius of curvature of 15 mm
  • a Nishihara-style wear test piece 1 with a diameter of 30 mm is taken from the rail head, and rotated by contacting with the tire test piece 2 as shown in FIG. And test.
  • the arrows in Fig. 3 indicate the rotation directions of the Nishihara-type wear test piece 1 and the tire test piece 2, respectively.
  • Nishihara-type wear test piece 1 is collected from two places on rail head 3. Since the position optiature test piece from which the Nishihara-type wear test piece 1 is collected is the same as described above, the description thereof is omitted.
  • the test environment was oil lubrication, contact pressure: 2.2 Gpa, slip rate: -20%, rotation speed: 600 rpm (tire test piece 750 rpm), and the surface of the test piece was observed every 25,000 times.
  • the number of rotations at the time when a crack of 5 mm or more has occurred is defined as the fatigue damage life.
  • the heat-treated perlite copper rail used as the standard steel for comparing the size of fatigue damage life was adopted, and it was judged that the fatigue damage resistance was improved when the fatigue damage time was 10% or longer than this standard steel. Determine.
  • the fatigue damage resistance improvement allowance is ⁇ (the number of rotations until the fatigue damage of the test material-the number of rotations until the fatigue damage of the reference material) I (the number of rotations until the damage of the reference material) ⁇ X 100 Calculated.
  • the steel material having the composition shown in Table 1 was rolled and cooled under the conditions shown in Table 2 to produce a perlite steel rail. Cooling was performed only on the rail head and after cooling stopped.
  • the pearlite copper rail was evaluated for Vickers hardness, lamellar spacing, wear resistance, and fatigue damage resistance. The results are shown in Table 3.
  • the rolling finish temperature in Table 2 shows the value measured by the radiation thermometer for the surface temperature of the rail head side surface on the entry side of the final rolling mill as the finish rolling temperature.
  • the cooling stop temperature is the cooling stop temperature obtained by measuring the temperature of the surface layer on the rail head side on the exit side of the cooling facility with a radiation thermometer.
  • the cooling rate was defined as the time change in temperature from the start to the end of cooling.
  • 0 1 value is 5.6 to 8.6, C eq place, such as 1—B to 1_G, 1—S to 1—U. However, if it satisfies 1. 04 to 1.27, it can be seen that wear resistance and fatigue damage resistance are improved compared to 1 1 H to 1 1 K.
  • the rail head Although the hardness at the position 25mm deep from the surface layer of the material satisfies Hv380 or more and less than Hv480, the [% Si] + [% Mn] + [% Cr] value was controlled to 1.55-2.50 mass% No, compared to things. It can be seen that the characteristics of the single-light steel rail deteriorate.
  • the steel material having the composition shown in Table 4 was rolled and cooled under the conditions shown in Table 5 to produce a pearlite steel rail. Cooling was performed only on the rail head and after cooling stopped. As with Example 1, this pearlite steel rail was evaluated for Vickers hardness, lamellar spacing, wear resistance, and fatigue damage resistance. The results are shown in Table 6.

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Abstract

耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールをその好ましい製造方法とともに提供する。具体的には、Ｃ：0.73～0.85質量％，Si：0.5～0.75質量％，Mn：0.3～1.0質量％，Ｐ：0.035質量％以下，Ｓ：0.0005～0.012質量％，Cr：0.2～1.3質量％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Mn含有量を［％Mn］としCr含有量を［％Cr］として［％Mn］／［％Cr］値が0.3以上1.0未満であり、レール頭部の表層から少なくとも25mm深さの範囲におけるビッカース硬さで定義されるレール頭部の内部硬さがHv380以上Hv480未満である。

Description

明細書
耐摩耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーラィ ト鋼レールおよびその製 造方法 技術分野
本発明は、 耐摩耗' I4(wear resistance)と而才疲労損傷性（rolling contact fatigue (RCF) resistance)に優れた 部高硬度型パーライト鋼レール（internal high hardness type pearlitic rail)およびその製造方法に関し、 詳しくは、 貨車 重量（weight of freight car)が重くかつ急曲線（high curve line)が多い海外の鉱 山鉄道（mining railway)のような、 過酷な高軸荷重条件（high- axle load condition)下で使用されるレーノレの長寿命ィ匕（longer operating life)を達成する 耐摩耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよぴその製 造方法に関する。 背景技術
鉱石（mineral ore)の運搬等を主体とする高軸重鉄道（high- axle load railway) では、 貨車の車軸（axle)にかかる荷重（load)は客車 (passenger car)に比べて遥か に高く、 レールの使用環境（use environment)も過酷なものとなっている。 このよ うな環境下で使用されるレールは従来、 耐摩耗性重視（significant concern of wear resistance)の観^;力 ら王としてノヽーライ 卜組織 (pearlitic structure)を有 する銅が使用されている。しかし近年においては鉄道による輸送の効率化のために 貨車への積載重量（carrying capacity)のさらなる増加が進められており、 一層の 耐摩耗性と耐疲労損傷性の向上が求められている。 なお、 高軸重鉄道と.は、 列車や 貨車の積載重量の大きい（貨車 1両あたりの積載重量がたとえば 150 トン程度以 上） 鉄道である。
近年、 さらなる耐摩耗性向上を目指して様々な研究が行なわれている。 たとえば 特開平 8-109439号公報および， 特開平 8-144016号公報では C量を 0. 85超〜 1. 20 質量％に増加し、 また、 特開平 8-246100号公報および、 特開平 8-246101号公報で は C量を 0. 85超〜 1. 20質量％とするとともにレール頭部（rail head)に熱処理を 施す等、 C量を増加して、 セメンタイト分率（cementite ratio)を増加させること によって耐摩耗性の向上を図る等の工夫がなされている。
一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力によ る滑り力が加わるためレールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲 労損傷が発生する。 上記のように単に C量を 0. 85超〜 1. 20質量％にすると、 熱処 理条件によっては初析セメンタイト組織が生成し、また脆いパーライ ト層状組織の セメンタイ ト層の量が増加するため、耐疲労損傷性の向上は見込めない。そのため、 特開 2002-69585号公報では Al， Siの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、 耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。 し力 し、 A1の添加は疲労損傷 の起点となる酸化物が生成する等、パーライ ト組織を有する鋼レールにおいて耐摩 耗性と耐疲労損傷性の両特性を満足させることは困難であつた。
レールの使用寿命向上を目指して、特開平 10-195601号公報では、 レールの頭部 コーナー部および頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ 20讓 の範囲が HV370 以上となるようにすることでレールの使用寿命向上を図っている。 また特開 2003-293086号公報では、 パーライトブロック（pearlite block)を制御することに より、レール 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匪 の範囲の硬さが Hv300〜500の範囲となるようにすることでレールの使用寿命向上 を図っている。 しかしながらパーライト鋼レールの使用環境がさらに過酷化しており、パーライ ト鋼レールの使用寿命向上のためには、さらなる高硬度化かつ硬化深度範囲 (range of hardening depth)の拡大が課題となっていた。 本発明は、 この課題を解決する ベくなされたもので、 従来の亜共析（hypoeutectoid type) , 共析（eutectoid type) および過共析型（hypereutectoid type)パーライ ト鋼レールに比べて、 Si， Mn, Cr 添加の適正化を行なうとともに、 焼入れ性指数 （hardenability index) (以下、 D I とレ、う） と炭素当量（carbon equivalent) (以下、 Ceqとレヽう） の適正化を行な うことで、 少なくともレール頭頂部表面を起点として深さ 25瞧範囲内の硬度を上 昇させ、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性に優れた内部高硬度型パーライ ト鋼レー ルをその好ましい製造方法とともに提供するものである。 発明の開示
発明者らは、 上記の課題を解決するため、 Si, Mn, Crの含有量を変化させたパ 一ライ ト鋼レールを製作し、組織，硬さ，耐摩耗性，耐疲労損傷性を鋭意調査した。 その結果、 Mn含有量 [%Mn] と Cr含有量 [%Cr] から算出される [%Mn] / [% Cr]値を 0. 3以上 1. 0未満とすることで、 パーライト層のラメラー （以下、 単にラ メラーともいう） 間隔（lamellar spacing)が微細化し、 レール頭部の表層から少な くとも 25画深さの範囲における硬さで定義されるレール頭部の内部硬さが Hv380 以上 Hv480未満となり、耐摩耗性と耐疲労損傷性が向上することを見出した。 さら に焼入れ性指数 （すなわち D I値） を 5· 6〜8· 6の範囲内， 炭素当量 （すなわち C eq値） を 1. 04〜1. 27の範囲内とし、 Mn含有量 [%Mn]， Cr含有量 [%Cr]， Si含有 量 [%Si] から算出される [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値を 1. 55〜2. 50質量％ の範囲内にすることで、耐摩耗性と耐疲労損傷性を向上する効果を安定して維持で きることが分かった。 本発明は、 これらの知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、 C ： 0.73〜0.85質量％， Si ： 0.5〜0.75質量％， Mn： 0.3〜 1.0質量0ん P ： 0.035質量％以下， S ： 0.0005〜0.012質量0ん Cr： 0.2〜1.3質 量％を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、 Mn含有量を [%Mn] とし Cr含有量を [%Cr] として [%Mn] / [%Cr] 値が 0.3以上 1.0未 満であり、 レール頭部の表層から少なくとも 25讓深さの範 ftにおけるビッカース 硬さで定義されるレール頭部の内部硬さが Hv380以上 Hv480未満である耐摩耗性と 耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライ ト銅レールである。
本発明の内部高硬度型パーライト鋼レールにおいては、前記した組成の C含有量 を [%C], Si含有量を [%Si], Mn含有量を [%Mn]， P含有量を [%P]， S含 有量を [%S]， Cr含有量を として、 下記の（1)式で算出される D I値が 5.6〜8.6の範囲内を満足し、かつ下記の（2)式で算出される Ce<1値が 1.04〜1.27の 範囲内を満足することが好ましい。
D I = (0.548 [%C] 1/2 ) X ( 1 +0.64 [%Si]) X (1 +4.1 [%Mn]) X ( 1 + 2.83 [%P]) X (1—0.62 [%S]) X ( 1 +2.23 [%Cr]) · · · (1)
Ceq= [%C] + ([%Si] /ll) + ([%Mn] / 7) + ([%Cr] /5.8) · · · (2) また、前記した組成の Si含有量を [%Si]， Mn含有量を [%Mn]， Cr含有量を [% Cr] として、 [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値が 1· 55〜2.50質量％の範囲内を満足 することが好ましい。 さらに、 前記した組成に加えて、 V ： 0.001〜0.30質量％， Cu： 1.0質量％以下， Ni ： 1.0質量0 /0以下， Nb : 0.001〜0.05質量0 /0および Mo： 0.5 質量％以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有することが好ましい。 また、 本発明の内部高硬度型パーライ ト鋼レールは、 好ましくは、 レール頭部の 表層から少なくとも 25瞧の深さの範囲におけるパーライ ト層のラメラー間隔が 0.04〜0.15μ mである。 また本発明は、 上記した組成を有する鋼材を、 圧延仕上温度が 850〜950°Cとな るようにレール形状に熱間圧延し、引き続きレール頭部をパーライ小変態開始温度 以上の温度から 1. 2〜 5 °C/秒の冷却速度で 400〜650°Cまで加速冷却する耐摩耗性 と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライ ト銅レールの製造方法である。 本発明によれば、従来のパーライト銅レールに比べて遥かに優れた耐摩耗性およ び耐疲労損傷性を有するパーライト銅レールを安定して製造することが可能とな り、高軸重鉄道のパーライ ト鋼レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上 有益な効果がもたらされる。 図面の簡単な説明
図 1 A，図 1 B ：耐摩耗性を評価する西原式摩耗試験片を示す図であり、 図 1
Aは平面図、 図 1 Bは側面図である。
図 2 ：西原式摩耗試験片の採取位置を示すレール頭部の断面図である。
図 3 A,図 3 B ：耐疲労損傷性を評価する西原式摩耗試験片を示す図であり、 図 3 Aは平面図、 図 3 Bは側面図である。
(符号の説明）
1 パーライ ト銅レールから採取した西原式摩耗試験片
la レール頭部の表層部から採取した西原式摩耗試験片
lb レール頭部の内部から採取した西原式摩耗試験片
2 タイヤ試験片
3 レーノレ頭部 発明を実施するための最良の形態
本発明の内部高硬度型パーライト銅レールの組成をはじめとする諸要件の限 定理由を説明する。
C ： 0. 73〜0. 85質量0 /0 :
Cはパーライト組織においてセメンタイ トを形成し、耐摩耗性を確保するための 必須元素であり、 含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。 し力 し、 0. 73質量％ 未満では従来の熱処理型パーライ ト銅レールと比較して優れた耐摩耗性を得るこ とが難しレ、。 また、 0. 85質量。 /0を超えると熱間圧延後の変態時に初析セメンタイ トがオーステナイト粒界に生成し、 耐疲労損傷性が著しく低下する。 したがって、 C量は 0. 73〜0. 85質量％とする。 さらに好ましくは、 0. 75〜0. 85質量％である。
Si： 0. 5〜0. 75質量0 /0 :
Siは脱酸素剤及びパーライト組織の強化元素として 0. 5質量％以上必要である が、 0. 75質量％を超えると Siの有する高い酸素との結合力のため、 溶接性が劣化 する。 さらに Siの高い焼入れ性のため、 内部高硬度型パーライト鋼レールの表層 にマルテンサイ ト組織が生成し易くなる。 したがって Si量は 0. 5〜0. 75質量％と する。 さらに好ましくは、 0. 5〜0. 70質量％でぁる。
Mn： 0. 3〜1. 0質量0 /0 :
Mnはパーライ ト変態温度を低下させてラメラー間隔を細かくすることにより、 内部高硬度型レールの高強度化および高延性化に寄与するが、過剰な添加はパーラ ィトの平衡変態温度を低下させ、その結果、過冷度が小さくなりラメラー間隔が粗 大化する元素である。 0. 3質量％未満では十分な効果が得られず、 1. 0質量％を超 えるとマルテンサイト組織を生じ易く、熱処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じ材 質が劣化し易い。 またパーライト組織となっても平衡変態温度が低下チるため、 ラ メラー間隔の粗大化を招く。 したがって、 Mn量は 0.3〜1.0質量％とする。 さらに 好ましくは、 0.3〜0.8質量％でぁる。
P ： 0.035質量％以下：
0.035%を超える Pの含有は延性を劣化する。 したがって、 P量は 0.035質量％ 以下とする。 さらに好ましくは、 0.020質量％以下である。
S ： 0.0005〜0.012質量％：
Sは主に A系介在物の形態で鋼材中に存在するが、 0.012質量％を超えるとこの 介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、鋼材の清浄性が悪 化する。 また、 0.0005質量。 /0未満にすると、 製鋼コストの増加を招く。 したがつ て、 S量は 0.0005〜0.012質量％とする。好ましくは 0.0005〜0.010質量％である。 さらに好ましくは、 0.0005〜0.008質量％である。
Cr： 0.2〜1.3質量。 /0:
Crはパーライト平衡変態温度を上昇させ、 ラメラー間隔の微細化に寄与すると 同時に、 固溶強化によりさらなる高強度化をもたらす元素である。 し力 し、 0.2質 量％未満では十分な内部硬度が得られず、 一方、 1.3質量％を超えて添加すると焼 入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性おょぴ耐疲労損傷性が 低下する。 したがって、 Cr量は 0.2〜1.3質量％とする。 好ましくは、 0.3〜1.3 質量％とする。 さらに好ましくは、 0.5〜1.3質量％でぁる。
[%Mn] / [%Cr]： 0.3以上 1.0未満：
Mnおよび Crは内部高硬度型パーライト鋼レールの硬さを上昇させるために添カロ ' する元素である。 ただし、 Mn含有量 [%Mn] と Cr含有量 [%Cr] のバランスが適 正でないと、内部高硬度型パーライト鋼レールの表層にマルテンサイトが生成する ようになる。 なお [%Mn] と [%Cr] の単位は、 いずれも質量0 /0である。 [%Mn] / [%Cr] の値が 0.3未満であると、 Crの添加量が多くなり、 Crの高い焼入性の ため、内部高硬度型パーライト鋼レールの表層にマルテンサイトが生成しやすくな る。 また、 [%Mn] / [%Cr] の値が 1.0以上になると、 Mnの添加量が多くなり、 Mnの高い焼入性のため、 同様に内部高硬度型パーライト銅レールの表層にマルテ ンサイトが生成しやすくなる。 Mn， Crの含有量をそれぞれ上記した範囲とした上 で、 [%Mn] / [%Cr] の値を 0.3以上 1.0未満とすることで、 表層へのマルテン サイトの生成を防止しつつ、 レール頭部の内部硬さ （内部高硬度型パーライト鋼レ ールの頭部表層から少なくとも 25腿深さの範囲における硬さ） を後述する範囲に 制御できるようになる。 したがって、 [%Mn] / [%Cr] の値は、 0.3以上 1.0未 満とする。 好ましくは 0.3以上 0.9以下である。
D I ： 5.6〜8.6:
D I値は、 C含有量を [%C], Si含有量を [%Si]， Mn含有量を [%Mn]， P含 有量を [%P]， S含有量を [%S]， Cr含有量を [%Cr] として下記の（1)式で算 出される値である。 なお L%C]， [%Si], [%Mn], [%P]， [%S], [%Cr] の単 位は、 いずれも質量％である。
D I = (0.548 [%C] 1/2 ) X (1+0.64 [%Si]) X (1+4.1 [%Mn])
X (1 +2.83 [%P]) X (1—0.62 [%S]) X (1 +2.23 [%Cr]) · · .· (1) この D I値は焼入れ性を表わすものであり、焼入れ性の良否を判定する指標とし て活用されるが、本発明では、内部高硬度型パーライト鋼レールの表層にマルテン サイ卜が生成するのを抑制するとともにレール頭部の内部硬さの目標値を達成す るための指標として使用し、 好適な範囲に維持することが好ましい。 D I'値が 5.6 未満であると、所望の内部硬さは得られるが目標の硬さ範囲の下限に近くなるので、 一層の耐摩耗性， 耐疲労損傷性の向上が期待できない。 また、 D I値が 8.6を超え ると、 内部高硬度型パーライ ト鋼レールの焼入れ性が上昇し、 レール頭部の表層に マルテンサイトが生成し易くなる。 したがって、 D I値は 5.6〜8.6とすることが 好ましい。 さらに好ましくは、 5.6〜8.2である。
Ceq : 1.04〜1.27：
Ceq値は、 C含有量を [%C]， Si含有量を [%Si]， Mn含有量を [%Mn]， Cr含 有量を [%Cr] として下記の（2)式で算出される値である。 なお [%C]， [%Si]，
[%Mn], [%Cr] の単位は、 いずれも質量0 /0である。
Ceq= [%C] + ([%Si] /11) + ([%Μη] /7) + ([%Cr] ,5.8) · · · (2) この Ceq値は合金成分の配合比率から、 得られる最大硬度と溶接性を見積もるた めに活用されるが、本発明では、 内部高硬度型パーライト鋼レールの表層にマルテ ンサイトが生成するのを抑制するとともにレール頭部の内部硬さの目標値を達成 するための指標として使用し、 好適な範囲に維持することが好ましい。 Ceq値が 1.04未満であると、 所望の内部硬さは得られるが目標の硬さ範囲の下限に近くな るので、一層の耐摩耗性，耐疲労損傷性の向上が期待できない。また、 Ceq値が 1.27 を超えると、 内部高硬度型パーライ ト鋼レールの焼入れ性が上昇し、 レール頭部の 表層にマルテンサイ トが生成し易くなる。 したがって、 Ceq値は 1.04〜1.27とす ることが好ましい。 さらに好ましくは、 1.04〜1.20である。 レール頭部の内部硬さ（内部高硬度型パーライ ト鋼レールの頭部の表層から少な くとも 25mm深さの範囲における硬さ） が Hv380以上 Hv480未満： レール頭部の内部硬さが Hv380未満になると鋼の耐摩耗性が低下し、内部高硬度 型パーライ ト鋼レールの使用寿命が低下する。 一方、 Hv480以上になるとマルテン サイトが生成し、 鋼の耐疲労損傷性が低下する。 よって、 レール頭部の内部硬さは Hv380以上 Hv480未満とする。 また、 レール頭部の内部硬さの定義域を内部高硬度 型パーライ ト銅レールの頭部の表層から少なくとも 25mra深さの範囲としたのは、 25醒未満では、 レール頭部の表層から内部に入るにつれて内部高硬度型パーライ ト銅レールの耐摩耗性が低下し、使用寿命が低下するからである。 さらに好ましく は、 レール頭部の内部硬さが Hv390超 Hv480未満である。
[%Si] + [%Mn] + [%Cr] ： 1. 55〜2. 50質量0 /0 :
Si含有量 [%Si] と Mn含有量 [%Mn] と Cr含有量 [%Cr] の合計 （= [%Si] + [%Mn] + [%Cr]) の値が 1. 55質量0 /0未満であると、 レール頭部の内部硬さが Hv380以上 Hv480未満を満足し難い。 また 2. 50質量0 /0を超えると、 Si， Mn, の 高い焼入れ性のため、マルテンサイ ト組織が生成し、延性および朝性が低下しがち となる。 したがって、 [%Si] + [% n] + [%Cr] 値は 1. 55〜2. 50質量％とする ことが好ましい。 さらに好ましくは、 1. 55〜2. 30質量％である。 なお [%Si] , [% Mn], [%Cr] の単位は、 いずれも質量％である。 上記の組成には、 さらに、 V ： 0. 001〜0. 30質量％， （^1 : 1. 0質量％以下， Ni ： 1. 0質量％以下， Nb ： 0. 001〜0. 05質量％および Mo ： 0. 5質量。 /0以下の中から選ば れる 1種または 2種以上が必要に応じて添加されてもょレ、。
V： 0. 001〜0. 30質量0 /0 :
Vは炭窒化物を形成し、 基地中へ分散析出し、 耐摩耗性を向上するが、 0. 001質 量％未満ではその効果が少なく、一方、 0. 30質量％を超えると、加工性が劣化し、 製造コストが増加する。 また、 合金コストが増加するため、 内部高硬度型パーライ ト鋼レールのコストが増加する。 したがって Vを添加する場合は、 V量は 0. 001〜 0. 30質量％とすることが好ましい。さらに好ましくは、 0. 001〜0. 15質量％である。
01 : 1. 0質量％以下：
Cuは Crと同様に固溶強化により更なる高強度化を図るための元素である。 その 効果を得るためには、 Cu含有量は 0. 005質量％以上の添加が好ましい。 ただし、 1. 0質量％を超えると Cu割れが生じ易くなる。 したがって Cuを添加する場合は、 Cu量は 1. 0質量％以下とすることが好ましい。 さらに好ましくは、 0. 005〜0. 5質 量％である。
Ni： 1. 0質量。/。以下：
Niは延性を劣化することなく高強度化を図るための元素である。 また、 Cuと複 合添加することにより Cu割れを抑制するため、 Cuを添加した場合には Niも添カロ することが望ましい。 その効果を得るためには、 Ni含有量は 0. 005%以上が好まし レ、。 ただし、 1. 0質量％を超える添加により焼入れ性が上昇し、 マルテンサイトが 生成するようになり、 耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下しがちとなる。 したがって Niを添加する場合は、 Ni量は 1. 0質量％以下とすることが好ましい。 さらに好ま しくは、 0. 005〜0. 5質量％でぁる。
Nb： 0. 001〜0. 05質量0 /0 :
Nbは鋼中の Cと結び付いて圧延中および圧延後に炭化物として析出し、 パーラ ィトコロニーサイズの微細化に有効に作用する。 その結果、 耐摩耗性， 耐疲労損傷 性， 延性を大きく向上させ、 内部高硬度型パーライ ト銅レールの長寿命化に大きく 寄与する。 その効果を得るためには、 Nb含有量は 0.001%質量％以上の添加が好ま しい。 また 0.05質量％超えて添加しても、 耐摩耗性， 耐疲労損傷性の向上効果が 飽和し、 添加量に見合う効果が得られない。 したがって、 Nbを添加する場合は、 Nb量は 0.001 0.05質量％とすることが好ましレ、。さらに好ましくは、 0.001 0.03 質量％である。
¾10 : 0.5質量％以下：
Moは固溶強化によりさらなる高強度化を図るための元素である。 その効果を得 るためには、 Mo含有量は 0.005質量％以上の添加が好ましい。 ただし、 0.5質量％ を超えるとべイナィ ト組織が生じ易くなり、耐摩耗性が低下しがちとなる。 したが つて、 Moを添加する場合は、 Mo量は 0.5質量％以下とすることが好ましい。 さら に好ましくは、 0.005 0.3質量％でぁる。 レールの頭部表層から少なくとも 25 深さの範囲におけるパーライト層のラメ ラー間隔： 0.04 0.15 μ m:
パーライト層のラメラー間隔については、微細なほど、 内部高硬度型パーライ ト 鋼レールの硬さが上昇し、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上の観点から有利とな るが、 0.15μπι超では、 これらの特性の向上が不十分となるので、 0·15μπι以下と することが好ましい。 また、 ラメラー間隔を 0.04// m未満にしょうとすると、 焼 入性を向上させて、 より微細化する手法を用いることとなり、 この場合、 表層にマ ルテンサイトが生成しやすくなり耐疲労損傷性に悪影響を及ぼす。 よって、 0.04/Ζ m以上とすることが好ましい。 なお、 本発明に係る組成中の残部 Feの一部に代えて本発明の作用効果に実質的 に影響しない範囲内で他の微量成分元素を含有するものとしたパーライト鋼レー ルも、 本発明に属する。 ここで、 不純物としては、 P、 N、 0、 等が挙げられ、 P は上述の通り 0. 035質量％まで許容できる。 また、 Nは 0. 006質量％まで、 Oは 0. 004質量％まで許容できる。 さらに本発明では、 不純物として混入する T iを、 それぞれ 0 . 0 0 1 0 %まで許容できる。 特に、 T iは酸化物を形成し、 レールの 基本特性である耐疲労損傷性の低下を招くため、 0 . 0 0 1 0 %以下になるまで制 御することが好ましい。
本発明の内部高硬度型パーライ ト鋼レールは、本発明に係る組成を有する鋼材を、 圧延仕上温度が 850〜950°Cとなるようにレール形状に熱間圧延し、 引き続きレー ル形状体の少なくとも頭部を、 パーライト変態開始温度（pearlite transformation starting temperature)以上の温度力 ら、 1. 2〜 5。C/秒の冷却速度（cooling rate) で 400〜650°Cまで加速冷却（slack quenching)することによつて製造することが好 ましい。 圧延仕上温度（roll finishing temperature) ： 850〜950°C， 加速冷却の冷 却速度： 1. 2〜 5 °C /秒および冷却停止温度 (cooling stop temperature) : 400〜650°C とする理由を次に述べる。 圧延仕上温度： 850〜950°C :
圧延仕上温度が 850°Cより低い場合は、オーステナイ ト低温域（low- temperature of austenite range) まで圧延を行なうことになり、 オーステナイト結晶粒
^austenite grain size) ίこカ卩ェ 、 processing strain) ¾ ¾入 れるたりでな'、、 オーステナイト結晶粒の伸長度合いも顕著となる。 転位（dislocation)の導入かつ オーステナイト粒界面積（austenite grain boundary area)の増加により、 パーラ ィ卜核生成サイ 卜（pearlite nucleation site)カ増カロし、 ノヽ0一ライ卜コロニーサイ ズ（pearlite colony size)は微細化するものの、 パーライト核生成サイトの增カロに より、パーライト変態開始温度が上昇し、パーライト層のラメラー間隔が粗大化す るため、耐摩耗性が著しく低下する。一方、圧延仕上温度が 950°Cを超える場合は、 オーステナイト結晶粒が粗大になるため、最終的に得られるパーライ トコロニーサ ィズが粗くなり、 耐疲労損傷性が低下する。 したがって、 圧延仕上温度は 850〜 950°Cとするのがよい。 パーライト変態開始温度以上の温度からの冷却速度： 1. 2〜5 °C/秒
冷却速度が 1. 2°C/秒未満の場合、 パーライ ト変態開始温度が上昇し、 パーライ ト層のラメラー間隔が粗大化し、耐摩耗性，耐疲労損傷性が著しく低下する。一方、 冷却速度が 5 °C/秒を超える場合は、 マルテンサイト組織（martensitic structure) が生成し、延性（ductility)と靭性（toughness)が低下する。 したがって、 冷却速度 は 1. 2〜 5 °C /秒の範囲とするのがよレ、。 さらに好ましくは、 1. 2〜4. 6°C/秒である。 パーライト変態開始温度は冷却速度によっても変化するが、本発明では平衡変態温 度 (equilibrium transformation temperature).のこと 目つ 1 のとし、 本発明の成 分範囲では 720°C以上からこの範囲の冷却速度を採用すればよい。 冷却停止温度： 400〜650°C :
本発明に係る組成， 冷却速度の場合、 冷却速度 1. 2〜5 °C/秒の範囲で均質なパ 一ライ ト組織を得るためには、 冷却停止温度として平衡変態温度よりも 70°C程度 以上低い温度を確保するのが好ましい。 しかしながら、 冷却停止温度が 400°C未満 になると、冷却時間の増大により、 内部高硬度型パーライト鋼レールのコストアツ プにつながる。 したがって、 冷却停止温度は 400〜650°Cとするのがよい。 さらに 好ましくは、 450〜650°Cである。 次に、 耐摩耗性， 耐疲労損傷性， レール頭部の内部硬さ， ラメラー間隔の測定な いし評価方法について説明する。
(耐摩耗性） '
耐摩耗性に関しては、内部高硬度型パーライト鋼レールを実際に敷設して評価す るのが最も望ましいが、 それでは試験に長時間を要する。 そこで、 本発明では、 短 時間で耐摩耗性を評価することができる西原式摩耗試験機 (Mshihara type rolling contact test machine)を用いて実際の内部高硬度型パーライト鋼レール と单輪の接触条件 (condition of rail and wheel contact)をシミュレート (simulate)した比較試験により評価する。 外径 30匪の西原式摩耗試験片 1をレー ル頭部から採取し、図 1に示すようにタイヤ試験片 2と接触させて回転させて試験 を行なう。 図 1中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片 1とタイヤ試験片 2の回転 方向を示す。 タイヤ試験片は、 JIS E 1101に記載の普通レールの頭部から 32mm φ の丸棒を採取し、 ビッカース硬さ （荷重 98N) が HV390、 組織が焼き戻しマルテン サイト組織となるように熱処理を行い、 その後、 図 1に示す形状に加工を施し、 タ ィャ試験片とした。 なお、西原式摩耗試験片 1は図 2に示すようにレール頭部 3の 2ケ所から採取する。 レール頭部 3の表層から採取するものを西原式摩耗試験片 laとし、 内部から採取するものを西原式摩耗試験片 lbとする。 レール頭部 3の内 部から採取する西原式摩耗試験片 lbの長手方向の中心は、 レール頭部 3の上面か ら 24〜26睡 （平均値 25醒） の深さに位置する。 試験環境条件は乾燥状態どし、 接 触圧力（contact pressure) ： 1. 4G P a, 滑り率（slip ratio) ： —10%、 回転速度： 675rpm (タイヤ試験片は 750rpm) の条件で 10万回転後の摩耗量を測定する。 摩耗 量の大小を比較する際に基準となる鋼材として熱処理型パーライト鋼レールを採 用し、 この基準鋼材よりも 10%以上摩耗量が少ない場合に耐摩耗性が向上したと 判定する。 なお、 耐摩耗性向上代は、 { (基準材の摩耗量-試験材の摩耗量） I (基準 材の摩耗量）） X 100で算出した。
(耐疲労損傷性）
耐疲労損傷性に関しては、接触面を曲率半径 15瞧の曲面として直径 30瞧の西原 式摩耗試験片 1をレール頭部から採取し、図 3に示すようにタイヤ試験片 2と接触 させて回転させて試験を行なう。 図 3中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片 1と タイヤ試験片 2の回転方向を示す。 なお、西原式摩耗試験片 1は図 2に示すように レール頭部 3の 2ケ所から採取する。西原式摩耗試験片 1を採取する位置おょぴタ ィャ試験片は上記と同じであるから説明を省略する。 試験環境は油潤滑条件とし、 接触圧力： 2. 2Gpa， 滑り率：—20%、 回転速度： 600rpm (タイヤ試験片は 750rpm) で、 2万 5千回毎に試験片表面を観察し、 0. 5讓以上の亀裂が発生した時点での回 転数（number of rotations)をもって、 疲労損傷寿命とする。 疲労損傷寿命の大小 を比較する際に基準となる鋼材とした熱処理型パーライ ト銅レールを採用し、この 基準鋼材よりも 10%以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判 定する。 なお、 耐疲労損傷性向上代は、 { (試験材の疲労損傷発生までの回転数 -基 準材の疲労損傷までの回転数） I (基準材の損傷発生までの回転数） } X 100で算出 した。
(レール頭部の内部硬さ）
レール頭部の表層から深さ 25mmまでの範囲をビッカース硬さを荷重 98N， 1瞧 ピッチで測定する。 そして、 すべての硬さのうち、 最小の値をレール頭部の内部硬 さとした。
(ラメラー間隔）
走査型電子顕微鏡 ( S E M) を用いてレール頭部の表層近傍 （深さ 1讓程度） と深さ 25mmの位置それぞれについて、 倍率： 7500倍で任意の 5つの視野内を観察 する。 さらにラメラー間隔が一番狭い部分が存在した場合には、 倍率： 20000倍で 観察し、 視野内のラメラー間隔の測定を行う。 なお、 倍率： 7500倍の視野内にラ メラーが狭い部分がない場合や、ラメラーの断面がラメラー面に対して垂直でなく 斜めになつている場合は、 別の視野に切り替えて測定した。 ラメラー間隔は、 5視 野のラメラー間隔測定値の平均値で評価する。 実施例
(実施例 1 )
表 1に示す組成を有する鋼材について、表 2に示す条件で圧延，冷却を行なって、 パーライ ト鋼レールを製造した。冷却はレール頭部のみに行ない、冷却停止後は放 冷した。 このパーライト銅レールについて、 ビッカース硬さ， ラメラー間隔， 耐摩 耗性および耐疲労損傷性を評価した。その結果を表 3に示す。表 2中の圧延仕上温 度とは、最終圧延ミル入側のレール頭部側面表層の温度を放射温度計で測定した値 を仕上圧延温度として示している。冷却停止温度は、冷却設備出側のレール頭部側 面表層の温度を放射温度計で測定した値を冷却停止温度として示している。冷却速 度は、 冷却開始から停止までの間の温度の時間変化を冷却速度とした。
これらの結果から、 [%Mn] / [%Cr] 値を 0. 3以上 1. 0未満にすることで、 少 なくともレール頭部の表層から 25mm範囲が Hv380以上 Hv480未満となり、 耐摩耗 性および耐疲労損傷性が向上していることが分かる。一方、 1一 L力 ら 1一 Qのよ うに、 [%Mn] / [%Cr] 値が 0. 3以上 1. 0未満の範囲を外れる場合は、 レール頭 部の内部 （すなわち表層から深さ 25瞧の位置） の硬さが Hv380以上 Hv480未満を 満足せず、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する、 あるいはレール頭部の表層近 傍にマルテンサイ トが生成し耐疲労損傷性が低下することが分かる。 また、発明例 の中で 1— Bから 1 _ G、 1— Sから 1— Uのように、 0 1値が5. 6〜8. 6， C e q地 が 1. 04〜1. 27を満足する場合は、 1一 Hから 1一 Kに比べて耐摩耗性および耐疲 労損傷性が向上することが分かる。 さらに、発明例の中で、 1一 Rのように [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値を 1. 55〜2. 50質量％に制御できなぃ場合は、 レール頭部 の表層から深さ 25mm内部の位置の硬さが Hv380以上 Hv480未満を満足するものの、 [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値を 1. 55〜2. 50質量％に制御したものに比べ、 ノ、。 一ライ ト鋼レールの特性が低下することが分かる。
(実施例 2 )
表 4に示す組成を有する鋼材について、表 5に示す条件で圧延，冷却を行なって、 パーライト鋼レールを製造した。冷却はレール頭部のみに行ない、冷却停止後は放 冷した。 このパーライト鋼レールについて実施例 1と同様、 ビッカース硬ざ， ラメ ラー間隔， 耐摩耗性および耐疲労損傷性を評価した。 その結果を表 6に示す。
これらの結果から、 2— Bから 2— J、 2—Tから 2— Vのように、 Si, Mn, Cr の添加量の適正化、 および [%Mn] / [%Cr] 値を 0. 3以上 1. 0未満， [%Si] +
[%Mn] + [%Cr]値を 1. 55〜2· 50質量0 /0に制御した上で、 さらに、 V， Cu， Ni , Mo の中から選ばれる 1種または 2種以上の成分を適正範囲で添加することにより、 耐摩耗性および耐疲労損傷性が向上していることが分かる。 また、発明例の中で 2 — B， 2— C， 2 - E , 2— F， 2— J、 2—T力 ら 2— Vのように、 D I値を 5. 6 〜8. 6， Ceq値を 1. 04〜1. 27に制御することにより、 2— D， 2— Gから 2— 1に 比べて耐摩耗性および耐疲労損傷性が向上することが分かる。 さらに、発明例の中 で 2— D， 2— Iのように、 [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値を 1. 55〜2. 50質量。 /0 に制御できない場合は、レール頭部の表層から深さ 25瞧内部の位置の硬さが Hv380 以上 Hv480未満を満足するものの、 [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値を 1. 55〜2. 50 質量％に制御したものに比べ、パーライト鋼レールの特性が低下していることが分 かる。 また、 2— Sのように Tiを添加した場合は、. 耐疲労損傷性が低下すること が分かる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、従来のパーラィ ト鋼レールに比べて遥かに優れた耐摩耗性およ び耐疲労損傷性を有するパーラィト鋼レールを安定して製造することが可能とな り、高軸重鉄道のパーライト鋼レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上 有益な効果がもたらされる。
表 1 (質量比、 DI, Ceq以外は、質量％)
Figure imgf000022_0001
Figure imgf000023_0001
Figure imgf000024_0002
Figure imgf000024_0001
Figure imgf000025_0001
o i— c io oo -i— cvi -^ c to r- m i- ml ml in σ> σ> m ϋ oo csi to r- o cn oo o oo cM os c loo r»- co o ^ o o o ^ o o o o o o o o oj-^'lo o o o co co oo to o m r- to r- " c p- c ∞ oo r- oo c o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o o
圧延 上 冷却停止 冷却速度
■鋼 No.
/m sc ( ノ 温度 (°c) (°C/s) 備考
2-A 900 500 2.0 基準材
2 - B 950 600 1.3
2-C 950 450 4.5
2-D 900 500 4.9
2-E 900 500 2.2
2-F 950 550 2.5 発明例
2-G 900 650 1.8
2-H 850 600 4.8
2-1 900 500 2.2
2- J 900 500 1.7
2 - K 950 500 2.2
2-L 950 500 1.9
2- 950 550 3.5
2-N 900 500 4.3
比較例
2 - P 900 600 3.3
2-Q 900 600 2.1
2-R 850 550 3.3
2-S 900 550 3.1
2 - T 900 550 2.7
2 - U 900 550 2.6 発明例
2-V 850 450 3.1
Figure imgf000027_0002
Figure imgf000027_0001

Claims

請求の範囲
1. C： 0.73〜0.85質量0 /0、 Si： 0.5〜0.75質量0 /0、 Mn： 0.3〜1.0質量0 /0、 P ： 0.035質量％以下、 S ： 0.0005〜0.012質量％、 Cr： 0.2〜1.3質量％を含有し、 残 部が Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、 Mn含有量を [%Mn] とし Cr 含有量を [%Cr] として [%Mn] / [%Cr] 値が 0.3以上 1.0未満であり、 レール 頭部の表層から少なくとも 25匪深さの範囲におけるビッカース硬さで定義される レール頭部の内部硬さが Hv380以上 Hv480未満である内部高硬度型パーライト鋼レ —ル。 -
2. 前記組成の C含有量を [%C]、 Si含有量を [%Si]、 Mn含有量を [%Mn]、 P含有量を [%P：]、 S含有量を [%S]、 Cr含有量を [%Cr] として、 下記の（1) 式で算出される D I値が 5.6〜8.6であり、 かつ下記の（2)式で算出される Ceq値が 1.04〜1.27である請求項 1に記載の内部高硬度型パーライト鋼レール。
D I = (0.548 [%C] 1/2 ) X (1 +0.64 [%Si]) X (1 +4.1 [%Mn])
X (1 +2.83 [%P]) X (1—0.62 [%S]) X (1+2.23 [%Cr]) · · · (1)
Ceq= [%C] + ([%Si] /ll) + ([%Mn] /7) + ([%Cr] /5.8) · · · (2)
3. 前記組成の Si含有量を [%Si]、 Mn含有量を [%Mn：]、 Cr含有量を [%Cr] として、 [%Si] + [%Mn] + [%Cr] 値が 1.55〜2.50質量。 /0である請求項 1また は 2に記載の内部高硬度型パーライト鋼レール。
4. 前記組成に加えて、 V： 0.001〜0.30質量％、 Cu： 1.0質量％以下、 Ni： 1.0 質量％以下、 Nb： 0.001〜0.05質量％および Mo： 0.5質量％以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有する請求項 1〜 3のいずれか一項に記載の内部高硬度 型パーライト鋼レール,
5 . 前記レール頭部の表層から少なくとも 25瞧深さの範囲におけるパーライ ト 層のラメラー間隔が 0. 04〜0. 15 μ mである請求項 1〜4のいずれか一項に記載の 内部高硬度型パーライト銅レール。
6 . 請求項 1〜4のいずれかに記載される組成を有する鋼材を、圧延仕上温度が 850〜950°Cとなるようにレール形状に熱間圧延し、引き続きレール頭表部をパーラ ィト変態開始温度以上の温度から 1. 2〜 5 °C/秒の冷却速度で 400〜650°Cまで加速 冷却する内部高硬度型パーライ ト鋼レールの製造方法。
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