WO2020170930A1 - レールの製造方法およびレール - Google Patents

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直輝 飯塚
諒 松岡
稔 本庄
成夫 岡本
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a rail, specifically, a method for manufacturing a continuous long rail by joining a plurality of rail base materials by flash butt welding. Further, the present invention particularly relates to a rail manufacturing method and rail having a long life, which can suppress breakage from a joint portion due to flash butt welding. INDUSTRIAL APPLICABILITY
  • the rail and the manufacturing method thereof according to the present invention are suitable for a rail used under severe high axial load conditions, such as an overseas mining railroad that has a heavy freight car weight and many sharp curves.
  • the high-axle railroad is a railroad on which a train or a freight car has a large load weight (a load weight per freight car is, for example, about 150 tons or more).
  • the long rail is a long rail having a total length of 200 m or more obtained by joining end surfaces of a plurality of rail base materials to each other by flash butt welding.
  • the welded joint will break when the rail is bent and deformed. That is, when the characteristics of the welded joint portion are significantly inferior to those of the rail base material, there is a problem that the welded joint portion is broken due to passage of a train or a freight car.
  • Patent Document 1 discloses a flash butt welding method in which the amounts of C, Si, and Mn are optimized and the latter II flash length in the latter II flash step in flash butt welding is specified.
  • Patent Document 2 discloses a method for cooling a rail welded part, which defines a method for cooling the welded part after welding the rails.
  • electrodes that are cooled by contacting a conductor provided with a water cooling pipe through an insulator are arranged on the top surface and the bottom surface of the rail steel, and the electrodes are located between the end surfaces on the proximal surface side in the rail longitudinal direction.
  • Flash butt welding was performed after the distance was set within 100 mm, and the range between the rail head immediately after welding and the rail longitudinal direction electrode was cooled by the electrode, and the heat-affected width and the softening width of the weld joint were defined.
  • a flash butt welding method is disclosed.
  • Patent Document 4 proposes a rail that defines the hardness and deflection of the flash butt welded joint. That is, in Patent Document 4, proper ranges are provided for the hardness difference between the flash butt welded joint portion and the rail base material and the amount of deflection during the bending test.
  • Patent Document 4 discloses controlling the composition of components, the amount of upset during flash butt welding, and cooling, as in the methods described in Patent Documents 1 to 3. There is.
  • the hardness difference between the flash butt welded joint portion and the rail base material and the deflection amount during the bending test are in a better range than the range disclosed in Patent Document 4, and the welded joint portion is always stable.
  • the purpose is to propose the welding conditions for forming. Further, the present invention makes it possible to stably provide a rail having excellent characteristics of a flash butt welded joint portion as compared with a conventional flash butt welded joint portion of a rail.
  • the inventors changed the welding heat input to produce a rail flash butt welded joint, and the hardness distribution of the rail and the hardness of the rail base metal and the hardness of the welded joint.
  • the difference between the two was diligently investigated.
  • the inventors improve the characteristics of the flash butt welded joint by setting the welding heat input amount to 1.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec or more and 4.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec or less.
  • the welding heat input is determined by the following equation (1).
  • Heat input in the initial flash step average current (kA) in the initial flash step x average current (kA) in the initial flash step x time (seconds) in the initial flash step
  • Heat input in preheating step ⁇ (average current in i-th preheating step (kA) ⁇ average current in i-th preheating step (kA) ⁇ time of i-th preheating step (seconds))
  • i is an arbitrary integer
  • the preheating process is performed a plurality of times.
  • Heat input amount in the latter flash process average current (kA) in the latter flash process ⁇ average current (kA) in the latter flash process ⁇ latter flash process Time (seconds)
  • the present invention was made based on the above findings, and the summary thereof is as follows.
  • the absolute value of the hardness difference between the rail base material and the joint portion in the surface layer portion up to a depth of 2.5 mm from the surface of the rail head after welding is 20 or less in Vickers hardness and the deflection of the joint portion.
  • the composition of components is as follows: V: 0.30% by mass or less, Cu: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.2 mass% or less, Mo: 0.5 mass% or less, Al: 0.07 mass% or less, W: 1.0 mass% or less,
  • the rail base material is joined via a joint portion.
  • the absolute value of the hardness difference between the rail base material and the joint portion is 20 or less in Vickers hardness, and the amount of deflection of the joint portion is Rails that are 20 mm or more.
  • composition of components is as follows: V: 0.30% by mass or less, Cu: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.2 mass% or less, Mo: 0.5 mass% or less, Al: 0.07 mass% or less, W: 1.0 mass% or less, B: 0.005 mass% or less, and Ti: The rail according to 4, containing at least one selected from 0.05 mass% or less.
  • the rail manufacturing method of the present invention will be described in order from the reason for limiting the component composition of the rail base material.
  • the C content is less than 0.60 mass%, it becomes difficult to secure the strength of the flash butt welded joint portion of the rail steel, and the characteristics of the flash butt welded joint portion deteriorate.
  • the C content is 0.60 to 1.20 mass %.
  • the C content is preferably 0.70% by mass or more, 1.10% by mass or less, and more preferably 0.70 to 1.10% by mass.
  • Si 0.10 to 1.50 mass% Si is added as an oxygen scavenger, but if it is less than 0.10% by mass, its effect is small. On the other hand, if it exceeds 1.50 mass %, an oxide is generated in the steel of the rail due to the high binding force of Si with oxygen, and the oxide remains in the joint portion after flash butt welding to cause flash. The characteristics of the butt welded joint deteriorate. Furthermore, the scale generated in the weld joint portion heated to a high temperature during flash butt welding becomes difficult to peel off, and as a result of difficulty in discharging the scale generated by the upset during welding, the scale easily remains in the weld joint portion, Good performance of welded joint cannot be obtained. Therefore, the amount of Si is set to 0.10 to 1.50 mass %. The amount of Si is preferably 0.15% by mass or more, 1.45% by mass or less, and more preferably 0.15 to 1.45% by mass.
  • Mn 0.10 to 1.50 mass% Mn is added in an amount of 0.10 mass% or more in order to reduce the pearlite transformation temperature and make the lamellar spacing finer, thereby contributing to the high strength of the flash butt welded joint.
  • the Mn content is set to 0.10 to 1.50 mass %.
  • the Mn content is preferably 0.15% by mass or more, 1.45% by mass or less, and more preferably 0.15 to 1.45% by mass.
  • Cr 0.10 to 1.50 mass% Cr is an element that increases the strength of the flash butt welded joint portion of the rail, and is added in an amount of 0.10 mass% or more.
  • the Cr content is 0.10 to 1.50 mass %.
  • the Cr amount is preferably 0.15% by mass or more, 1.45% by mass or less, and more preferably 0.15 to 1.45% by mass.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the rail base material of the present invention may further contain the following elements for the purpose of further increasing the hardness of the welded joint. That is, V: 0.30 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.2 mass% or less, Mo: 0.5 mass% or less, Al: 0.07 mass% or less, W: 1.0 mass% or less, If necessary, one or more selected from the group consisting of B: 0.005 mass% or less and Ti: 0.05 mass% or less can be further contained.
  • V 0.30% by mass or less
  • V is an element for forming a carbonitride, dispersively depositing it in the matrix, and enhancing the strength of the flash butt welded joint portion of the rail.
  • V it is desirable to add V at 0.005 mass% or more.
  • the amount of V exceeds 0.30 mass %, the effect is saturated and the alloy cost increases. Therefore, when V is added, the amount of V is preferably 0.30 mass% or less.
  • Cu 1.0 mass% or less
  • Cu is an element for further strengthening the flash butt welded joint portion of the rail by solid solution strengthening. For that purpose, it is desirable to add 0.005 mass% or more of Cu.
  • the amount of Cu exceeds 1.0 mass %, Cu cracking tends to occur during flash butt welding. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is preferably 1.0% by mass or less.
  • Ni 1.0% by mass or less
  • Ni is an element for increasing the strength of the flash butt welded joint portion of the rail without deteriorating the ductility. Further, in order to suppress Cu cracking during flash butt welding by adding Ni together with Cu, it is desirable to add Ni when Cu is added. For that purpose, it is desirable to add Ni in an amount of 0.005 mass% or more. On the other hand, when the amount of Ni exceeds 1.0 mass %, the effect is saturated and alloy cost is increased. Therefore, when Ni is added, the amount of Ni is preferably 1.0% by mass or less.
  • Nb 0.2% by mass or less
  • Nb is associated with C and N in steel and precipitates as a carbide, a nitride or a carbonitride during rolling and after rolling to increase the hardness of the flash butt welded joint portion of the rail. be able to.
  • the Nb content is preferably 0.2 mass% or less.
  • Mo 0.5 mass% or less
  • Mo is an element for further strengthening the flash butt welded joint portion of the rail by solid solution strengthening.
  • the amount of Mo exceeds 0.5 mass %, the above effect is saturated and alloy cost is increased. Therefore, when Mo is added, the amount of Mo is preferably 0.5% by mass or less.
  • Al 0.07 mass% or less
  • Al is an element added as a deoxidizing agent.
  • the Al content exceeds 0.07% by mass, the above effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, when Al is added, the Al content is preferably 0.07 mass% or less.
  • W 1.0 mass% or less
  • W is an element for precipitating as a carbide and for further strengthening the flash butt welded joint portion of the rail by precipitation strengthening.
  • W it is preferable to add W in an amount of 0.001 mass% or more.
  • the W content exceeds 1.0% by mass, the above effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, when W is added, the W content is preferably 1.0% by mass or less.
  • B 0.005% by mass or less
  • B is an element that precipitates as a nitride and further strengthens the flash butt welded joint portion of the rail by precipitation strengthening.
  • B it is preferable to add B in an amount of 0.0001 mass% or more.
  • the B content is preferably 0.005 mass% or less.
  • Ti 0.05 mass% or less
  • Ti is an element for precipitating as a carbide, a nitride, or a carbonitride, and further strengthening the flash butt welded joint portion of the rail by precipitation strengthening.
  • the Ti content exceeds 0.05% by mass, the above effect is saturated and the alloy cost is increased. Therefore, when Ti is added, the Ti content is preferably 0.05% by mass or less.
  • a plurality of rail base materials having the above component composition are joined via a weld joint by flash butt welding to form a long rail.
  • the welding conditions will be described in detail below.
  • the rail base material has only to have the above-described component composition, and a rail manufactured through a normal process can be used as the rail base material. That is, after melting steel having a predetermined component composition, casting to produce a bloom, and using the bloom as a raw material, the rail manufactured by subjecting to hot rolling using a hole-shaped roll is used as a rail base material. be able to. If necessary, the hot rail after hot rolling may be forcibly cooled. Also, the rails may be straightened if necessary.
  • the welding heat input amount is ensured to be 1.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec or more.
  • the welding heat input exceeds 4.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec, the welding heat input becomes too large, and the hardness of the welded joint decreases, resulting in the hardness of the rail base metal and the welded joint.
  • the welding heat input needs to be 1.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec or more and 4.50 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ sec or less.
  • the welding heat input amount is preferably 1.55 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ seconds or more, preferably 4.45 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ seconds or less, and 1.55 ⁇ 10 5 kA 2 ⁇ seconds or more 4.45 ⁇ 10 5 It is more preferably kA 2 ⁇ sec or less.
  • the flash butt welding is usually composed of an initial flash process, a preheating process, a latter flash process, and an upset process. Then, the welding heat input is the total of the heat input in the initial flash process, the preheating process, and the latter flash process.
  • the flash butt welding machine any welding machine such as those manufactured by Chemetron or manufactured by Schelatter may be used.
  • each preheating step is defined as each preheating step because the preheating step is heated by passing an electric current i times at least twice (heating multiple times).
  • Heat input in the initial flash step average current (kA) in the initial flash step x average current (kA) in the initial flash step x time (seconds) in the initial flash step
  • Heat input in preheating step ⁇ (average current in i-th preheating step (kA) ⁇ average current in i-th preheating step (kA) ⁇ time of i-th preheating step (seconds))
  • the preheating step is performed multiple times.
  • Heat input in late flash process average current in late flash process (kA) x average current in late flash process (kA) x time in late flash process (seconds)
  • the welded joint obtained by welding according to the above-mentioned welding heat input is the rail base metal in the surface layer portion (hereinafter, also simply referred to as the surface layer portion) up to a depth of 2.5 mm from the surface of the rail head after the welding.
  • the absolute value of the hardness difference between the joint portion and the joint portion is 20 or less in Vickers hardness, and the deflection amount of the joint portion is 20 mm or more, which satisfies the characteristics.
  • the hardness of the rail base material and the welded joint portion in the surface layer portion is measured as a Vickers hardness at a depth position of 2.5 mm from the surface of the rail head after manufacturing in the manner described later. From the measured value, the hardness difference ⁇ H calculated by [hardness of base material] ⁇ [hardness of welded joint part] is defined. When this ⁇ H exceeds +20, it indicates that the hardness of the welded joint portion is lowered, and as described above, local wear occurs in the welded joint portion, causing breakage of the welded joint portion.
  • the hardness difference ⁇ H is less than ⁇ 20, the hardness of the welded joint is significantly higher than that of the base metal, and as described above, when the wheel passes through the welded joint, A heavy load is applied to the rail welded joint, and the rail welded joint is broken. Alternatively, even if the welded joint portion does not break, the wear of the rail base material progresses and the welded joint portion protrudes from the surface. Therefore, it is necessary to grind the protruding portion using a grinder or the like. Therefore, the absolute value of the hardness difference ⁇ H between the rail base material and the welded joint is 20 or less in Vickers hardness.
  • the bending amount in the rail of the present invention by the bending test described below is 20 mm or more. That is, when the amount of deflection is less than 20 mm, when the railway vehicle travels on the rail and the wheels pass through the welded joint, a large load is applied to the welded joint of the rail, and this is absorbed by the deflection of the welded joint. However, the rail welded joint will be broken. Therefore, the amount of deflection is set to 20 mm or more.
  • the bending test is performed in accordance with the American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association standard: AREMA-sec.2.3.3.6. That is, as shown in FIG. 2, the distance between the fulcrums 4 is set to 24 inches on both sides from the central portion of the welded joint portion 2 (that is, the joint interface 3 between the rail base materials), and the amount of deflection until fracture is measured. To do. In the present invention, it was judged that the characteristics of the welded joint were good if the amount of deflection was 20 mm or more.
  • FIG. 3 shows the relationship between the heat input during flash butt welding and the hardness difference ⁇ H between the rail base material and the flash butt weld joint
  • FIG. 4 shows the heat input during flash butt welding and the bending test. The relationship between the amount of deflection and time is shown.
  • the resistance of the welded joint portion to breakage was investigated as follows. That is, in the present invention, it is judged that the characteristics of the welded joint are good if the deflection amount of 20 mm or more is obtained. Therefore, it was confirmed whether or not the rail was broken when the deflection amount was 20 mm. On the other hand, in the present invention, in order to investigate the original characteristics of the welded joint portion, the test is conducted until the rail breaks without interrupting the test even when the flexure amount is 20 mm or more, and the flexure amount at breakage is determined. investigated.
  • the rail obtained according to the manufacturing method of the present invention does not break at the bending amount of 20 mm, and according to the manufacturing method of the present invention, a rail having good characteristics of the welded joint portion can be obtained. It can be seen that stable results can be obtained. Further, none of the rails of the invention examples having the predetermined component composition, the hardness difference ⁇ H, and the amount of deflection defined in the present invention caused breakage when the amount of deflection was 20 mm.
  • both the hardness difference ⁇ H of the rail base material and the welded joint portion and the amount of deflection during the bending test do not reach a level that satisfies : Breakage occurred at less than 20 mm.
  • the rail manufactured according to the present invention contributes to extending the service life of rails laid on high-axle heavy railroads and preventing railway accidents, and has a marked industrial effect.

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Abstract

フラッシュバット溶接継手部とレール母材との硬度差および曲げ試験時のたわみ量がより良い範囲にある、溶接継手部を常に安定して形成するための溶接条件について提案する。Ｃ：０．６０～１．２０質量％、Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％、Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％およびＣｒ：０．１０～１．５０質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、レール母材の複数をフラッシュバット溶接による継手部を介して接合するに際し、前記フラッシュバット溶接を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下の溶接入熱量にて行う。

Description

レールの製造方法およびレール
　本発明は、レ－ルの製造方法、詳しくは、複数本のレール母材をフラッシュバット溶接にて接合して連続した、長尺レールを製造する方法に関する。また、本発明は、特に、フラッシュバット溶接による継手部からの破断を抑制することができる、長寿命のレールの製造方法およびレールに関する。本発明のレール及びその製造方法は、貨車重量が重くかつ急曲線が多い海外の鉱山鉄道のような、過酷な高軸荷重条件下で使用されるレールに適している。
　鉱石の運搬等を主体とする高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに高く、レールの使用環境も過酷なものとなっている。近年、鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量のさらなる増加が進められている。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。
　ところで、レールを敷設する際には、高温に曝される夏季にレールが膨張する量を考慮して、レール相互の端面の間に隙間を設ける。この隙間を列車や貨車が通過するとき、車輪から衝撃が加わるために、レールの端部は損耗し易い。これに対して、連続した長尺のレール（いわゆるロングレール）を使用すれば、レールを敷設する際の隙間が削減されるために、レールの端部の損耗が抑制される結果、レールの耐用性を高めることが可能となる。
　そのため、高軸重鉄道においてもロングレールを使用することが検討されている。ここで、ロングレールとは、複数本のレール母材の端面同士をフラッシュバット溶接で接合し、全長２００ｍ以上の長尺にしたレールである。このように溶接継手部を介して接合されたレールでは、溶接継手部の特性がレール母材に比べて大幅に劣る場合は、レールに曲げ変形が加わると溶接継手部が破断してしまう。すなわち、溶接継手部の特性がレール母材に比べて大幅に劣る場合は、列車や貨車が通過することによって溶接継手部が破断することが問題になる。
　そこで、レールの溶接性の向上を達成するために様々な研究が行なわれている。たとえば特許文献１では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの量の最適化とフラッシュバット溶接時の後期IIフラッシュ工程における後期IIフラッシュ長さとを規定したフラッシュバット溶接方法が開示されている。
　特許文献２では、レールを溶接した後の当該溶接部の冷却方法を規定したレール溶接部の冷却方法が開示されている。
　特許文献３では、絶縁体を介して水冷配管を設けた導体に接触させて冷却される電極をレール鋼の頭頂面および底面に配置し、かつ、電極をレール長手方向において近接面側の端面間距離が１００ｍｍ以内に配置した後にフラッシュバット溶接を行い、溶接直後のレール頭部およびレール長手方向の電極に挟まれた範囲を電極により冷却し、溶接継手部の熱影響幅と軟化幅を規定したフラッシュバット溶接方法が開示されている。
　上記した特許文献１～３に記載の方法はいずれも、単に成分、フラッシュバット溶接時のアプセット量、又は冷却方法を制御するものであり、フラッシュバット溶接継手自体の特性を向上させることについては記載されていない。
　この点、特許文献４には、フラッシュバット溶接継手部の硬さやたわみ量を規定したレールが提案されている。すなわち、特許文献４では、フラッシュバット溶接継手部とレール母材との硬度差および曲げ試験時のたわみ量について、それぞれ適正な範囲が与えられている。
特許第５６５９９６５号公報 特開２０１０－１８８３８２号公報 特開２０１１－２５１３３５号公報 特許第５５３２７８９号公報
　上記した特許文献４にて開示された、フラッシュバット溶接継手部とレール母材との硬度差および曲げ試験時のたわみ量に規制することにより、溶接継手部の破断を抑制することが可能である。このような溶接継手部を得るための手法について、特許文献４では、特許文献１～３に記載の方法と同様、成分組成、フラッシュバット溶接時のアプセット量および冷却を制御することが開示されている。
　しかしながら、かような従前の手法では、前記硬度差およびたわみ量のフラッシュバット溶接継手部を有するレールを、性能がばらつくことなしに安定して製造することが難しかった。近年、レールの使用環境がさらに過酷化しており、レールの使用寿命向上のためには、たとえば耐摩耗性や耐疲労損傷性といったレールそのものの機械的特性の向上だけではなく、フラッシュバット溶接による溶接継手部の特性の低下を抑制することが課題となっている。そのためには、溶接条件そのものを厳格に規制する必要がある。
　そこで、本発明は、フラッシュバット溶接継手部とレール母材との硬度差および曲げ試験時のたわみ量が特許文献４にて開示された範囲に比べて良い範囲にある、溶接継手部を常に安定して形成するための溶接条件について提案することを目的とする。そして、本発明は、従来のレールのフラッシュバット溶接継手部に比べて、フラッシュバット溶接継手部の特性に優れたレールを安定して提供することを可能にする。
　発明者らは、上記の課題を解決するため、溶接入熱量を変化させて、レールのフラッシュバット溶接継手を製作し、そのレールの硬さ分布ならびにレール母材の硬さと溶接継手部の硬さとの差を鋭意調査した。その結果、発明者らは、溶接入熱量を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下とすることにより、フラッシュバット溶接継手部の特性が向上することは勿論、溶接毎の特性のばらつきも抑制されることを見出した。
　なお、溶接入熱量は以下の（１）式で求められる。
溶接入熱量（ｋＡ２×秒）＝初期フラッシュ工程での入熱量（ｋＡ２×秒）＋予熱工程での入熱量（ｋＡ２×秒）＋後期フラッシュ工程での入熱量（ｋＡ２×秒）・・・（１）
　ここで、
　初期フラッシュ工程での入熱量＝初期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×初期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×初期フラッシュ工程の時間（秒）
　予熱工程での入熱量＝Σ（ｉ回目の予熱工程での平均電流（ｋＡ）×ｉ回目の予熱工程での平均電流（ｋＡ）×ｉ回目の予熱工程の時間（秒））
　　但し、ｉは任意の整数であり、予熱工程は複数回実施
　後期フラッシュ工程での入熱量＝後期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×後期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×後期フラッシュ工程の時間（秒）
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
１．Ｃ：０．６０～１．２０質量％、
　Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％、
　Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％および
　Ｃｒ：０．１０～１．５０質量％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、レール母材の複数をフラッシュバット溶接による継手部を介して接合するに際し、
　前記フラッシュバット溶接を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下の溶接入熱量にて行うレールの製造方法。
２．前記溶接後のレール頭部の表面から２．５ｍｍの深さまでの表層部における、前記レール母材と前記継手部との硬度差の絶対値がビッカース硬さで２０以下、かつ前記継手部のたわみ量が２０ｍｍ以上である前記１に記載のレールの製造方法。
３．前記成分組成は、さらに
　Ｖ：０．３０質量％以下、
　Ｃｕ：１．０質量％以下、
　Ｎｉ：１．０質量％以下、
　Ｎｂ：０．２質量％以下、
　Ｍｏ：０．５質量％以下、
　Ａｌ：０．０７質量％以下、
　Ｗ：１．０質量％以下、
　Ｂ：０．００５質量％以下および
　Ｔｉ：０．０５質量％以下
の中から選ばれる１種以上を含有する前記１または２に記載のレールの製造方法。
４．Ｃ：０．６０～１．２０質量％、
　Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％、
　Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％および
　Ｃｒ：０．１０～１．５０質量％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、レール母材の複数が継手部を介して接合されてなるレールであって、
　前記レールの頭部の表面から２．５ｍｍの深さまでの表層部における、前記レール母材と前記継手部との硬度差の絶対値がビッカース硬さで２０以下、かつ前記継手部のたわみ量が２０ｍｍ以上であるレール。
５．前記成分組成は、さらに
　Ｖ：０．３０質量％以下、
　Ｃｕ：１．０質量％以下、
　Ｎｉ：１．０質量％以下、
　Ｎｂ：０．２質量％以下、
　Ｍｏ：０．５質量％以下、
　Ａｌ：０．０７質量％以下、
　Ｗ：１．０質量％以下、
　Ｂ：０．００５質量％以下および
　Ｔｉ：０．０５質量％以下
の中から選ばれる１種以上を含有する前記４に記載のレール。
　本発明によれば、従来のレールの溶接継手に比べて遥かに優れたフラッシュバット溶接継手にて接合されたレールを安定して製造することが可能となり、フラッシュバット溶接による溶接継手部の特性を低下することなくロングレール化を達成できる。その結果、本発明によれば、高軸重鉄道で敷設するレールの寿命延長および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。
レール母材と溶接継手部との硬さ測定位置を説明する模式図である。 曲げ試験の模式図である。 フラッシュバット溶接時の入熱量と、レール母材及びフラッシュバット溶接継手部の硬度差との関係を示すグラフである。 フラッシュバット溶接時の入熱量と曲げ試験時のたわみ量との関係を示すグラフである。
　本発明のレールの製造方法について、レール母材の成分組成の限定理由から順に説明する。
［レール母材の成分組成］
Ｃ：０．６０～１．２０質量％
　Ｃは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、レール鋼のフラッシュバット溶接継手部の強度を確保するための必須元素である。しかし、Ｃ量が０．６０質量％未満では、レール鋼のフラッシュバット溶接継手部の強度を確保することが困難となり、フラッシュバット溶接継手部の特性が低下する。一方、Ｃ量が１．２０質量％を超えると、フラッシュバット溶接継手部において、初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成するためフラッシュバット溶接継手部の特性が著しく低下する。したがって、Ｃ量は０．６０～１．２０質量％とする。Ｃ量は、０．７０質量％以上が好ましく、１．１０質量％以下が好ましく、０．７０～１．１０質量％がより好ましい。
Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％
　Ｓｉは、脱酸素剤として添加されるが、０．１０質量％未満ではその効果が少ない。一方、１．５０質量％を超えると、Ｓｉの有する高い酸素との結合力のためにレールの鋼中に酸化物が生成し、フラッシュバット溶接後の継手部にその酸化物が残存し、フラッシュバット溶接継手部の特性が劣化する。さらには、フラッシュバット溶接時に高温に加熱された溶接継手部に生成したスケールが剥がれ難くなり、溶接時のアプセットによって生成したスケールの排出が難しくなる結果、溶接継手部にスケールが残存し易くなり、溶接継手部の良好な性能が得られない。したがって、Ｓｉ量は０．１０～１．５０質量％とする。Ｓｉ量は、０．１５質量％以上が好ましく、１．４５質量％以下が好ましく、０．１５～１．４５質量％がより好ましい。
Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％
　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、フラッシュバット溶接継手部の高強度化に寄与するために、０．１０質量％以上で添加される。一方、Ｍｎ量が１．５０質量％を超えると、フラッシュバット溶接後に溶接継手部の硬化や脆化を生じ溶接継手部の特性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．１０～１．５０質量％とする。Ｍｎ量は、０．１５質量％以上が好ましく、１．４５質量％以下が好ましく、０．１５～１．４５質量％がより好ましい。
Ｃｒ：０．１０～１．５０質量％
　Ｃｒは、レールのフラッシュバット溶接継手部の高強度化をもたらす元素であり、０．１０質量％以上で添加される。一方、Ｃｒを１．５０質量％を超えて添加すると、フラッシュバット溶接時に高温に加熱された溶接継手部に生成したスケールが剥がれ難くなり、溶接時のアプセットによって生成したスケールの排出が難しくなる結果、溶接継手部にスケールが残存し易くなり、溶接継手部の良好な性能が得られない。したがって、Ｃｒ量は０．１０～１．５０質量％とする。Ｃｒ量は、０．１５質量％以上が好ましく、１．４５質量％以下が好ましく、０．１５～１．４５質量％がより好ましい。
　以上の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　また、本発明のレール母材は上記した基本成分に加えて、さらに、溶接継手部の一層の高硬度化を目的として、以下の元素を添加することができる。
　すなわち、
　Ｖ：０．３０質量％以下、
　Ｃｕ：１．０質量％以下、
　Ｎｉ：１．０質量％以下、
　Ｎｂ：０．２質量％以下、
　Ｍｏ：０．５質量％以下、
　Ａｌ：０．０７質量％以下、
　Ｗ：１．０質量％以下、
　Ｂ：０．００５質量％以下および
　Ｔｉ：０．０５質量％以下
からなる群より選択される１種以上を、必要に応じてさらに含有することができる。
Ｖ：０．３０質量％以下
　Ｖは、炭窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、レールのフラッシュバット溶接継手部の高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｖを０．００５質量％以上で添加することが望ましい。一方、Ｖ量が０．３０質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストが増加する。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は０．３０質量％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０質量％以下
　Ｃｕは、固溶強化によりレールのフラッシュバット溶接継手部の更なる高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｃｕを０．００５質量％以上で添加することが望ましい。一方、Ｃｕ量が１．０質量％を超えると、フラッシュバット溶接時に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。
Ｎｉ：１．０質量％以下
　Ｎｉは、延性を劣化することなくレールのフラッシュバット溶接継手部の高強度化を図るための元素である。また、ＮｉをＣｕと複合添加することによりフラッシュバット溶接時のＣｕ割れを抑制するため、Ｃｕを添加した場合にはＮｉも添加することが望ましい。そのためには、Ｎｉを０．００５質量％以上で添加することが望ましい。一方、Ｎｉ量が１．０質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。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。
Ｎｂ：０．２質量％以下
　Ｎｂは、鋼中のＣやＮと結び付いて圧延中および圧延後に炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、レールのフラッシュバット溶接継手部の高硬度化を図ることができる。そのためには、Ｎｂを０．００５質量％以上で添加することが望ましい。一方、Ｎｂ量が０．２質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。したがって、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ量は０．２質量％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５質量％以下
　Ｍｏは、固溶強化によりレールのフラッシュバット溶接継手部の更なる高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｍｏを０．００５質量％以上で添加することが望ましい。一方、Ｍｏ量が０．５質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。したがって、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。
Ａｌ：０．０７質量％以下
　Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。そのためには、Ａｌを０．００１質量％以上で添加することが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。したがって、Ａｌを添加する場合は、Ａｌ含有量を０．０７質量％以下とすることが好ましい。
Ｗ：１．０質量％以下
　Ｗは、炭化物として析出し、析出強化によりレールのフラッシュバット溶接継手部の更なる高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｗを０．００１質量％以上で添加することが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．０質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。したがって、Ｗを添加する場合は、Ｗ含有量を１．０質量％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５質量％以下
　Ｂは、窒化物として析出し、析出強化によりレールのフラッシュバット溶接継手部の更なる高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｂを０．０００１質量％以上で添加することが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．００５質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５質量％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５質量％以下
　Ｔｉは、炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出し、析出強化によりレールのフラッシュバット溶接継手部の更なる高強度化を図るための元素である。そのためには、Ｔｉを０．００１質量％以上で添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５質量％を超えると、前記効果が飽和する上、合金コストの増加を招く。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５質量％以下とすることが好ましい。
　以上の成分組成を有するレール母材は、その複数がフラッシュバット溶接による溶接継手部を介して接合され、長尺のレールとなる。その溶接条件を以下に詳述する。なお、レール母材は、上記した成分組成を有していればよく、通常の工程を経て作製されるレールをレール母材として用いることができる。すなわち、所定の成分組成を有する鋼を溶製した後、鋳造してブルームを製造し、そのブルームを素材として、孔型ロールを用いた熱間圧延に供して製造したレールをレール母材として用いることができる。必要に応じて、熱間圧延後の高温のレールを強制冷却してもよい。また、必要に応じて、レールを矯正してもよい。
［溶接条件］
溶接入熱量：１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下
　鉄道車両がレール上を走行中の、該レールには鉛直下向きの荷重がかかり、その結果、レールがたわむ現象が発生する。ここで、溶接入熱量が１．５０×１０５ｋＡ２×秒未満の場合、溶接入熱量が少なく、溶接継手部の硬さが硬くなり、レール母材と溶接継手部との硬さの差が大きくなる。すると、荷重負荷時のたわみ量が少なくなるので、鉄道車両がレール上を走行し車輪が溶接継手部を通過してレールの溶接継手部に大きな負担がかかった際に、この負担を溶接継手部のたわみによって吸収することができずに、レール溶接継手部は破断に到ることになる。従って、レールの溶接継手部の破断を抑制するためには、溶接入熱量を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上は確保する。一方、溶接入熱量が４．５０×１０５ｋＡ２×秒超えになると、溶接入熱量が大きくなり過ぎて、溶接継手部の硬さが低くなり、レール母材と溶接継手部との硬さの差がやはり大きくなる。すると、溶接継手部に局所摩耗が発生し、鉄道車両がレール上を走行し車輪が溶接継手部を通過してレールの溶接継手部に大きな負担がかかった際に、レール溶接継手部は破断に到る。従って、レール溶接継手部の破断を抑制するためには、溶接入熱量を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下とする必要がある。溶接入熱量は、１．５５×１０５ｋＡ２×秒以上が好ましく、４．４５×１０５ｋＡ２×秒以下が好ましく、１．５５×１０５ｋＡ２×秒以上４．４５×１０５ｋＡ２×秒以下がより好ましい。
　なお、本発明では、フラッシュバット溶接時の溶接入熱量を上記した範囲に規制することが肝要であり、その他の溶接条件はレール製造の一般に従えばよい。すなわち、フラッシュバット溶接は、初期フラッシュ工程、予熱工程、後期フラッシュ工程、アプセット工程からなるのが通例である。そして、溶接入熱量は、初期フラッシュ工程、予熱工程および後期フラッシュ工程での入熱量の合計になる。ちなみに、フラッシュバット溶接機はＣｈｅｍｅｔｒｏｎ製、Ｓｃｈｅｌａｔｔｅｒ製などいずれの溶接機を使用してもよい。
　ここで、フラッシュバット溶接における溶接入熱量の算出方法を詳細に記載する。すなわち、初期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）と初期フラッシュ工程の時間（秒）、各予熱工程での平均電流（ｋＡ）と各予熱工程の時間（秒）、ならびに、後期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）、後期フラッシュ工程の時間（秒）を求める。なお、各予熱工程としたのは、予熱工程は２回以上の任意のｉ回電流が流れて加熱される（複数回加熱）ため、各予熱工程とする。以上をまとめると、下記式（１）の通りに溶接入熱量を求めることができる。
［溶接入熱量（ｋＡ２×秒）］＝初期フラッシュ工程での入熱量（ｋＡ２×秒）＋予熱工程での入熱量（ｋＡ２×秒）＋後期フラッシュ工程での入熱量（ｋＡ２×秒）・・・（１）
　ここで、
　初期フラッシュ工程での入熱量＝初期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×初期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×初期フラッシュ工程の時間（秒）
　予熱工程での入熱量＝Σ（ｉ回目の予熱工程での平均電流（ｋＡ）×ｉ回目の予熱工程での平均電流（ｋＡ）×ｉ回目の予熱工程の時間（秒））
　　ただし、予熱工程は複数回実施される。
　後期フラッシュ工程での入熱量＝後期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×後期フラッシュ工程での平均電流（ｋＡ）×後期フラッシュ工程の時間（秒）
　かように求められる溶接入熱量を、上記した範囲に制御するには、各溶接工程での電流、時間および予熱工程回数を制御する必要がある。
　なお、所期した溶接入熱量で後期フラッシュ工程を終了したのち、アプセット工程では圧力４５～７５トンにてアプセットを行うことが好ましい。フラッシュバット溶接後は、放冷またはエアーによる冷却を実施してもよい。例えば、フラッシュバット溶接終了から１０～７０秒後にエアー圧力：５～２０ｐｓｉで１５～６０秒のエアー冷却を施すことができる。
　上記した溶接入熱量に従う溶接にて得られる溶接継手部は、該溶接後のレール頭部の表面から２．５ｍｍの深さまでの表層部（以下、単に表層部ともいう）における、前記レール母材と前記継手部との硬度差の絶対値がビッカース硬さで２０以下、かつ前記継手部のたわみ量が２０ｍｍ以上となる、特性を満足するものとなる。
［レール母材の硬さと溶接継手部の硬さとの差ΔＨの絶対値：２０以下］
　前記表層部におけるレール母材および溶接継手部の硬さは、本明細書では、製造後のレール頭部の表面から２．５ｍｍの深さ位置のビッカース硬さとして、後述の要領で測定する。その測定値から、[母材の硬さ]－[溶接継手部の硬さ]で算出した硬さの差ΔＨとする。このΔＨが＋２０を超えると、溶接継手部の硬さが低下していることを示し、上記したように、溶接継手部に局部摩耗が発生して溶接継手部の破断を招く。一方、硬さの差ΔＨが－２０を下回ると、溶接継手部の硬さが母材に比べて著しく高硬度化していることを示し、上記したように、車輪が溶接継手部を通過すると、レール溶接継手部に大きな負担がかかり、レール溶接継手部が破断することになる。或いは、溶接継手部が破断しないまでも、レール母材の摩耗が進行して溶接継手部が表面から突出するため、この突出部分をグラインダーなどを用いて研削加工する必要が生じる。従って、レール母材と溶接継手部との硬度差ΔＨの絶対値はビッカース硬さで２０以下とする。
［たわみ量：２０ｍｍ以上］
　後述の曲げ試験による、本発明のレールにおけるたわみ量は、２０ｍｍ以上である。すなわち、たわみ量が２０ｍｍ未満では、鉄道車両がレール上を走行し車輪が溶接継手部を通過する際に、レールの溶接継手部に大きな負担がかかり、これを溶接継手部のたわみによって吸収することができずにレール溶接継手部は破断に到ることになる。従って、たわみ量は２０ｍｍ以上とする。
［硬さ試験］
　ここで、硬さ試験は、図１に示すように、製造後のレール１のレール頭部の表面から２．５ｍｍ深さの位置を、溶接継手部２の中央部、すなわちレール母材相互の接合界面３からレール長手方向へ両側５０ｍｍの範囲にわたり、ビッカース硬さを加重９８Ｎ、１ｍｍピッチで測定する。レール母材の測定値の平均を母材の硬さとし、溶接継手部の測定値の平均を溶接継手部の硬さとして、[母材の硬さ]－[溶接継手部の硬さ]で硬度差ΔＨを算出する。
［曲げ試験］
　ここで、曲げ試験は、米国鉄道工学および保線協会(American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association)の規格：ＡＲＥＭＡ－ｓｅｃ.２.３.３.６に準拠して行う。すなわち、図２に示すように、支点４間の距離を溶接継手部２の中央部（すなわちレール母材相互の接合界面３）から両側２４インチとして荷重を加え、破断するまでのたわみ量を測定する。本発明では、たわみ量が２０ｍｍ以上得られれば溶接継手部の特性が良好と判断した。
　表１に示す成分組成を有するレール母材（発明鋼Ａ－１）を用いて、表２に示す溶接入熱量に従ってフラッシュバット溶接を行った。そして、レール母材及び溶接継手部の硬度差ΔＨ、ならびに曲げ試験時のたわみ量を、上述した要領に従って調査した。なお、フラッシュバット溶接は、いずれもＣｈｅｍｅｔｒｏｎ社製のＤＣ　Ｒａｉｌ　Ｗｅｌｄｅｒ　＃９２３を使用した。また、溶接終了から５０秒後にエアー圧力：１０ｐｓｉで４５秒のエアー冷却を施した。
　上記のΔＨおよびたわみ量の測定結果を表２に示す。また、図３には、フラッシュバット溶接時の入熱量と、レール母材及びフラッシュバット溶接継手部の硬度差ΔＨとの関係を示し、図４には、フラッシュバット溶接時の入熱量と曲げ試験時のたわみ量との関係を示す。
　さらに、得られたレールについて、その溶接継手部の破断に対する耐性を、次のように調査した。すなわち、本発明ではたわみ量が２０ｍｍ以上得られれば溶接継手部の特性が良好と判断しているため、たわみ量：２０ｍｍのときのレールの破断の有無を確認した。一方で、本発明では溶接継手部の本来の特性も調べるために、たわみ量が２０ｍｍ以上となっても試験を中断することなく、レールが破断するまで試験を実施し、破断時のたわみ量を調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２、並びに図３および４から明らかなように、溶接入熱量が１．５×１０５ｋＡ２×秒以上４．５×１０５ｋＡ２×秒以下であれば、良好なフラッシュバット溶接継手部を形成でき、たわみ量を２０ｍｍ以上確保し、たわみ量：２０ｍｍでレール破断を生じることはなかった。
　表３に示す成分組成を有するレール母材（発明鋼Ｂ－１～１０及びＢ－１９～２６、比較鋼Ｂ－１１～１８）を用いてフラッシュバット溶接を行い、実施例１と同様に、レール母材及び溶接継手部の硬度差ΔＨ、ならびに曲げ試験時のたわみ量を調査した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から明らかなように、本発明の製造方法に従って得られたレールは、たわみ量：２０ｍｍで破断することがなく、本発明の製造方法によれば、溶接継手部の特性が良好なレールを安定して得られることがわかる。また、本発明で規定する所定の成分組成、硬度差ΔＨ及びたわみ量を有する発明例のレールは、いずれも、たわみ量：２０ｍｍで破断を生じることはなかった。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例のレールは、レール母材及び溶接継手部の硬度差ΔＨ、曲げ試験時のたわみ量の両方が満足するレベルに達しておらず、たわみ量：２０ｍｍ未満で破断を生じた。
　本発明によって製造されるレールは、高軸重鉄道で敷設するレールの寿命延長および鉄道事故防止に寄与し、産業上格段の効果を奏する。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．６０～１．２０質量％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％、
    　Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％および
    　Ｃｒ：０．１０～１．５０質量％
    を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、レール母材の複数をフラッシュバット溶接による継手部を介して接合するに際し、
    　前記フラッシュバット溶接を１．５０×１０５ｋＡ２×秒以上４．５０×１０５ｋＡ２×秒以下の溶接入熱量にて行うレールの製造方法。
  2. 　前記溶接後のレール頭部の表面から２．５ｍｍの深さまでの表層部における、前記レール母材と前記継手部との硬度差の絶対値がビッカース硬さで２０以下、かつ前記継手部のたわみ量が２０ｍｍ以上である請求項１に記載のレールの製造方法。
  3. 　前記成分組成は、さらに
    　Ｖ：０．３０質量％以下、
    　Ｃｕ：１．０質量％以下、
    　Ｎｉ：１．０質量％以下、
    　Ｎｂ：０．２質量％以下、
    　Ｍｏ：０．５質量％以下、
    　Ａｌ：０．０７質量％以下、
    　Ｗ：１．０質量％以下、
    　Ｂ：０．００５質量％以下および
    　Ｔｉ：０．０５質量％以下
    の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載のレールの製造方法。
  4. 　Ｃ：０．６０～１．２０質量％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．５０質量％、
    　Ｍｎ：０．１０～１．５０質量％および
    　Ｃｒ：０．１０～１．５０質量％
    を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、レール母材の複数が継手部を介して接合されてなるレールであって、
    　前記レールの頭部の表面から２．５ｍｍの深さまでの表層部における、前記レール母材と前記継手部との硬度差の絶対値がビッカース硬さで２０以下、かつ前記継手部のたわみ量が２０ｍｍ以上であるレール。
  5. 　前記成分組成は、さらに
    　Ｖ：０．３０質量％以下、
    　Ｃｕ：１．０質量％以下、
    　Ｎｉ：１．０質量％以下、
    　Ｎｂ：０．２質量％以下、
    　Ｍｏ：０．５質量％以下、
    　Ａｌ：０．０７質量％以下、
    　Ｗ：１．０質量％以下、
    　Ｂ：０．００５質量％以下および
    　Ｔｉ：０．０５質量％以下
    の中から選ばれる１種以上を含有する請求項４に記載のレール。
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