(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．５０〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．２０％
を含有する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、硬さＨｖ２５０〜３５０のパーライト組織であり、かつ、当該部分の２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が常温で２５Ｊ／ｃｍ２  以上であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼レールにおいて、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差がＨｖ±４０以下であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項３】
質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項４】
質量％でさらに、
Ｖ  ：０．００５〜０．３０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項５】
質量％でさらに、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％
を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項６】
質量％でさらに、
Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項７】
質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項８】
質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項９】
質量％でさらに、
Ａｌ：０．００４〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼レールを製造するに際し、熱間圧延直後のＡｒ１  点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは、熱処理する目的でＡｃ１  点＋３０℃以上の温度に加熱した直後の鋼レール頭部を、２〜１０分間自然放冷し、その後０．５〜１０℃／ｓｅｃ  の冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００〜３５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後自然放冷することを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レールの製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に靭性を向上させることを目的とした熱処理パーライト系レールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
旅客および貨物鉄道では、鉄道輸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、急曲線区間に敷設されたレールでは、Ｇ．Ｃ．（ゲージ・コーナー）部や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点で問題視されるようになった。
【０００３】
そこで、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）レールが発明され、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▼  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℃間を１〜４℃／ｓｅｃで加速冷却する１３０ｋｇｆ／ｍｍ２  （１２７４ＭＰａ）以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
▲２▼  Ｃｒ，Ｎｂなどの合金を添加し、耐摩耗性ばかりでなく溶接部の硬度低下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）。
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的はパーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、主に急曲線区間の耐摩耗性や溶接性を向上させるところにあった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの高強度レールは、急曲線区間以外の直線や緩曲線に敷設された場合には、耐摩耗性が非常に高いため摩耗が極端に抑制され、ころがり面にダークスポット損傷をはじめとする表面疲労損傷が発生しやすいという問題点があった。また、これらの高強度レールは靭性が低いため、寒冷地に敷設された場合には、レール頭部や低部の欠陥等からレール折損が発生しやすいという問題点があった。
【０００５】
このような背景から、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間に敷設されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性に優れ、同時に靭性の高いレールの開発が求められるようになってきた。
すなわち本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性を向上させ、同時に靭性を向上させることを目的としたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
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次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．５０〜０．７５％、  Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．２０％
を含有する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、硬さＨｖ２５０〜３５０のパーライト組織であり、かつ、当該部分の２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が常温で２５Ｊ／ｃｍ２  以上であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
（２）上記レールは、さらに頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下とすることができる。
（３）また上記（３）のレールには、質量％でさらに、下記▲１▼〜▲７▼の成分を選択的に含有させることができる。
▲１▼  Ｃｒ：０．０１〜１．００％、    Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種、
▲２▼  Ｖ  ：０．００５〜０．３０％、  Ｎｂ：０．００２〜０．０３０％
の１種または２種、
▲３▼  Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％、
▲４▼  Ｃｏ：０．０１〜１．００％、    Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
▲５▼  Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
▲６▼  Ｔｉ：０．００５０〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上、
▲７▼  Ａｌ：０．００４〜１．００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
（４）上記レールは、熱間圧延直後のＡｒ１  点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは、熱処理する目的でＡｃ１  点＋３０℃以上の温度に加熱した直後の鋼レール頭部を、２〜１０分間自然放冷し、その後０．５〜１０℃／ｓｅｃ  の冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が７００〜３５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後自然放冷することにより製造できる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、現行の高強度レールを旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間に敷設した場合に、ころがり面にダークスポット損傷等の表面疲労損傷が発生する原因を調査した。
まず本発明者らは、実軌道において直線や緩曲線区間と急曲線区間の摩耗挙動を調査した。その結果、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間は、急曲線区間と比較してレールに作用する面圧やすべりが低く、現行の高強度レールでは摩耗速度が極端に小さいことが確認された。
【０００８】
次に本発明者らは、この摩耗速度と表面疲労損傷の関係を詳細に調査した。その結果、摩耗速度がある一定量以下になるところがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷をはじめとする表面疲労損傷の発生が顕著になることがわかった。
そこで本発明者らは、この摩耗速度を決定している軌道因子を解明した。その結果、摩耗速度はころがり面の硬さと非常によい相関があり、ころがり面の硬さが高いと摩耗速度が低下することを確認した。
さらに本発明者らは、ころがり面の硬さを支配している因子を調査した。その結果、旅客および貨物鉄道ではころがり面に作用する面圧やすべりに違いがあるものの、ころがり面の硬さはレール鋼の初期硬さと非常によい相関があることが確認された。
【０００９】
これらの結果から、レール鋼の初期硬さを変化させた鋼を用いて、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区を想定した表面疲労損傷の再現実験を行った。その結果、表面疲労損傷の発生とレール鋼の初期硬さには相関があり、レール鋼の硬さが現行の高強度レール（Ｈｖ３６０〜３９０）レベルになると、摩耗速度の減少によるダークスポット損傷の発生が抑制され、摩耗速度を増すためレール鋼の硬さを下げると、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、表面疲労損傷の発生を防止するにはレール鋼の初期硬さをある一定範囲に収める必要があることを知見した。
【００１０】
これらの検討に加え本発明者らは、耐表面損傷性を向上させるため、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収めたレールにおいて、寒冷地の使用に耐え得る靭性を付与する方法を検討した。
まず本発明者らは、レール鋼の靭性、すなわち衝撃値を支配している因子を解明した。その結果、上記の硬度範囲では、衝撃値に最も大きく影響を与えている因子は、パーライト組織の粒径に加えてパーライト組織中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量であり、これらの添加量を低減させることにより衝撃値が大きく向上することを見出した。
【００１１】
しかし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの強化元素を低減させると、レール鋼の初期硬さが大きく低下し、耐表面損傷性を向上させることが困難となる。そこで本発明者らは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの強化元素を低減した成分系において、レール鋼の初期硬さを向上させる方法について検討した。その結果、熱間圧延直後の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的で加熱した直後の鋼レール頭部を数分間自然放冷し、その後加速冷却を行う方法によって、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収め、同時に靭性も向上させることができることを確認した。
【００１２】
さらに本発明者らは、この熱処理レール鋼において、さらにレール使用寿命を向上させる方法を考案した。レールの熱処理では、各部位の冷却速度が異なるため、レール頭部断面内で硬度が不均一になる。このため、車輪からの面圧に対してレール頭部断面内の歪分布が不均一となり、低硬度部に歪が集中する。その結果レール頭部に疲労損傷が発生し、レール使用寿命が低下する。
そこで本発明者らは、その疲労損傷の再現実験を行った。頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さを代表点とし、その硬さの差と疲労損傷の発生の有無を確認した結果、この硬さの差と疲労損傷の発生には相関があり、この硬さの差をある一定範囲内に収めることにより、レール頭部の疲労損傷の発生が抑えられることを確認した。
【００１３】
以上の結果、パーライト組織の鋼レールにおいて、鋼の成分をある一定範囲に収め、同時に熱処理を施すことにより、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に収め、さらに衝撃値も大きく向上させることが可能となり、耐表面損傷性と靭性が大きく向上することを知見した。さらに、レール頭頂部表面と内部の硬さの差をある一定範囲内に収めることにより、疲労損傷の発生を抑制し、さらにレール使用寿命が向上することを知見した。
【００１４】
すなわち本発明は、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、鋼の成分をある一定範囲に収め、同時に熱処理を施すことにより、耐表面損傷性の向上と靭性を向上を同時に達成させることを目的としたものである。
【００１５】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の呈する範囲およびその硬さと衝撃値：
まず、耐表面損傷性および靭性に優れた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２０ｍｍの範囲に限定した理由について説明する。
この範囲が２０ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間のレールに要求される、耐表面損傷性や靭性を必要とされている領域としては小さく、十分な耐表面損傷性や靭性の改善効果が得られないためである。また、耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の呈する範囲が、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３０ｍｍ以上であれば、耐表面損傷性や靭性の改善効果がさらに増し、より望ましい。
【００１６】
次に、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２０ｍｍの範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の硬さを、Ｈｖ２５０〜３５０の範囲に限定した理由について説明する。
本成分系では、硬さがＨｖ２５０未満になると、ころがり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。さらに、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となり、レールとしての機能が損なわれる。また硬さがＨｖ３５０を超えると、ころがり面の摩耗速度が低下する。これに伴いころがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷が発生し、耐表面損傷性を十分に確保することが困難となる。このためパーライト組織の硬さをＨｖ２５０〜３５０の範囲に限定した。
【００１７】
次に、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２０ｍｍの範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織の衝撃値を、常温で２５Ｊ／ｃｍ２  以上に限定した理由について説明する。
本成分系のレール鋼では、パーライト組織の衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ２  未満になると、レール頭部の靭性が著しく低下する。その結果、寒冷地の使用において頭部の欠陥等からレール折損が発生しやすく、レールの靭性の向上が望めない。このため、パーライト組織の衝撃値を２５Ｊ／ｃｍ２  以上に限定した。
【００１８】
ここで、図１に本発明の耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および耐表面損傷性と靭性が必要とされる領域を示す。図１の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、頭部コーナー部２の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。上記の硬さＨｖ２５０〜３５０、衝撃値２５Ｊ／ｃｍ２  以上のパーライト組織は少なくとも図中の斜線内に配置されていれば、レールの耐表面損傷性や靭性の改善が可能となる。
したがって、硬さや衝撃値を制御したパーライト組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部表面近傍に配置することが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。
【００１９】
（２）頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差：
次に、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下に限定した理由について説明する。
頭頂部の表面下２ｍｍ点と、その点における表面からの深さ２０ｍｍ点の硬さの差がＨｖ±４０を超えると、車輪からの面圧に対してレール頭部断面内の歪分布が不均一となり、歪の集中によりレール頭部の疲労損傷が多発し、レール使用寿命が低下する。このため、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差をＨｖ±４０以下に限定した。
【００２０】
（３）鋼レールの化学成分：
まず、本発明において鋼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。成分含有量は質量％である。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ強度や耐摩耗性を確保する有効な元素である。しかしＣ量が０．５０％未満では、熱処理を行っても初析フェライト組織が多量に生成し、レールに要求されている基本的な強度を確保することが困難となる。さらに、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。またＣ量が０．７５％を超えると、パーライト組織の硬さの上昇により摩耗速度が著しく低下し、ころがり面に疲労層が蓄積してダークスポット損傷が発生する。さらに、セメンタイト相の密度の向上により衝撃値が低下し、レールの靭性が向上しない。このためＣ量を０．５０〜０．７５％に限定した。
【００２１】
Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素であるが、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となる。また１．００％を超えると、フェライト相の延性の低下により衝撃値が低下し、レールの靭性が向上しない。さらに、パーライト組織の延性の低下により、ころがり面にスポーリング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。このためＳｉ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００２２】
Ｍｎは、パーライト変態温度を低下させ、焼入れ性を高めることによって高強度化に寄与する元素であり、さらに、セメンタイト相を強化してパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となる。また、１．２０％を超えると焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織を起点としたスポーリング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。さらに、セメンタイト相の強化が過剰となり、衝撃値が低下してレールの靭性が向上しない。このためＭｎ量を０．０５〜１．２０％に限定した。
【００２３】
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ、Ａｌの元素を必要に応じて添加する。
【００２４】
ここで、Ｃｒ，Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主にパーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却過程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、パーライト組織中に析出硬化することにより、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００２５】
Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｏ，Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、パーライト鋼の靭性と硬度を向上させ、同時に溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｍｇ，Ｃａは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時にパーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高めることが主な添加目的である。
【００２６】
それらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
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にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果は小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、１．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、パーライト組織の硬さが著しく高くなり、ころがり面に疲労層が蓄積して耐表面損傷性が低下する。さらに、セメンタイト相の強化が過剰となり、衝撃値の低下によりレールの靭性向上が図れない。このためＣｒ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００２７】
Ｍｏは、Ｃｒ同様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にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また０．５０％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このためＭｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００２８】
Ｖは、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物のピニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。
また、Ａｃ１  点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また０．３０％を超えて添加すると、フェライト相へのＶの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．３０％に限定した。
【００２９】
Ｎｂは、Ｖと同様に高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ１  点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。
しかしその効果は、０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また０．０３０％を超える添加すると、フェライト相へのＮｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０３０％に限定した。
【００３０】
Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６  ）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化する元素であるが、０．０００１％未満の含有量ではその効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、粗大な鉄炭ほう化物が生成しやすく、延性や靭性の低下を招く。このためＢ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００３１】
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であり、さらに、パーライト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硬度や靭性を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値の低下によりレールの靭性が向上しない。このためＣｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３２】
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値の低下によりレールの靭性が向上しない。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３３】
Ｎｉは、パーライト鋼の靭性を向上させ、同時にフェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ３  Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値が低下してレールの靭性向上が図れない。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３４】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下するため、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３５】
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。
【００３６】
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
【００３７】
Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素であるが、０．００４０％未満ではその効果が弱く、１．００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下することや、溶接時に酸化物が生成して溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．００４０〜１．００％に限定した。
【００３８】
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鋳造法、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再加熱されたレール頭部に所定の熱処理を施すことにより、レール頭部に耐表面損傷性と靭性に優れた一定範囲の硬さを有する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。
【００３９】
（４）レール熱処理製造方法：
請求項１０において、レール製造時の加熱、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。
まず、レール頭部を冷却する前の温度条件であるが、所定の組織および硬度を得るためには、少なくともレール頭部を十分にオーステナイト化させる必要がある。その温度は、圧延直後のレール頭部においてはＡｒ１  点以上の温度域であり、また再加熱されたレール頭部ではＡｃ１  点＋３０℃以上の温度が必要である。なお、温度の上限は特に規定しないが、あまり高温度にすると液相が現れ、オーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃が上限となる。
【００４０】
ここで、上記の「レール頭部」とは、図１に示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む図中の斜線部分である。以下に説明する冷却速度および温度は、前記の図１に示すレール頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面から深さが２〜５ｍｍの範囲で測定すれば、レール頭部の少なくとも深さ３０ｍｍの範囲を代表させることができ、少なくとも図１に示す斜線部分の組織と硬さを制御することができる。
【００４１】
次に、熱間圧延直後のＡｒ１  点以上の温度の鋼レール頭部、あるいは熱処理する目的でＡｃ１  点＋３０℃以上の温度に加熱した直後の鋼レール頭部を、２〜１０分間自然放冷する理由について説明する。
自然放冷する時間が２分未満では、熱間圧延直後および再加熱直後のオーステナイト粒が不安定であり、オーステナイト粒径が不均一となる。その結果、熱処理後のパーライト組織も不均一となり、粗大なパーライト組織から破壊が発生してレールの靭性が低下する。また、自然放冷する時間が１０分を超えると、成分系によっては熱処理開始前にパーライト変態が始まり、硬さの低いパーライト組織が多量に生成する。その結果、フレーキング損傷などの塑性変形起因の表面損傷が発生し、レールの使用寿命が低下する。このため自然放冷時間を２〜１０分の範囲に限定した。
【００４２】
次に、自然放冷後、７００〜３５０℃までの間を０．５〜１０℃／ｓｅｃ  の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度範囲、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。
７００℃を超える温度で加速冷却を停止すると、加速冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果レール頭部の硬さがＨｖ２５０未満となり、レールとして必要な最低限の強度を確保することが困難となり、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生して耐表面損傷性が低下する。さらに、粗大なパーライト組織を起点とした破壊が発生し易くなり、レールの靭性が低下する。また３５０℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では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、レール頭部にマルテンサイト組織が生成してレールの靭性が低下する。さらに、マルテンサイト組織を起点としたスポーリング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却停止温度範囲を７００〜３５０℃の範囲に限定した。
【００４３】
次に、レール頭部の加速冷却速度が０．５℃／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、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果レール頭部の硬さがＨｖ２５０未満となり、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。さらに、粗大なパーライト組織を起点とした破壊が発生し易くなり、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が１０℃／ｓｅｃ  を超えると、パーライト組織の変態温度が低下し、レール頭部の硬さがＨｖ３５０を超える。その結果ころがり面の摩耗速度が低下し、ころがり面に疲労層が蓄積し、ダークスポット損傷が発生する。このため加速冷却速度を０．５〜１０℃／ｓｅｃ  の範囲に限定した。
【００４４】
なお、耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織をレール頭部に安定的に生成させるには、加速冷却速度は２〜６℃／ｓｅｃ  の範囲が最も望ましい。
また、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伴う冷却速度の低下も含んでいる。
【００４５】
０．５〜１０℃／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合わせにより、所定冷却速度を得ることが可能である。したがって、硬さＨｖ２５０〜３５０の範囲の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト系レールを製造するには、レール頭部において、硬さの低いパーライト組織の生成を防止し、耐摩耗性、靭性、耐内部疲労損傷性に有害なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初析セメンタイト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０．５〜１０℃／ｓｅｃ  の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール頭表部の温度が７００〜３５０℃に達した時点で加速冷却を停止することにより、レール頭部に所定の硬さの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。
【００４６】
なお、加速冷却後の冷却は強制的な冷却は行わず、パーライト変態を完遂するまで放冷、すなわち自然冷却することが望ましい。なお、生産性向上等のためレールを強制的冷却する際には、マルテンサイト組織などのレールの靭性を低下させる組織の生成を防止するため、パーライト変態が完遂してから冷却を行うことが望ましい。なお本成分系において、レール頭部全体のパーライト変態がほぼ完了する温度は、レール外表面の温度が３００℃以下に冷却された状態である。
【００４７】
また、頭頂部の表面下２ｍｍ点とその深さ２０ｍｍ点の硬さの差を制御する方法としては、熱間圧延終了および再加熱後の自然放冷時間、加速冷却速度の組合わせにより制御することが可能である。硬さの差を少なくする方法としては、自然放冷時間を６分以下、または加速冷却速度を６℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。
【００４８】
本発明レールの金属組織は、上記限定のようなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、レール頭部のパーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかしこれらの組織が混入しても、レールの耐表面損傷性、靭性、耐内部疲労損傷性等には大きな悪影響を及ぼさないため、耐表面損傷性に優れたパーライト系レールの組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。
【００４９】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に本発明レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、頭部硬さ、頭部加速冷却条件を示す。また表１には、図２に示す試験片採取位置の衝撃試験結果、図３に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。
表２に、比較レール鋼の化学成分、頭部ミクロ組織、頭部硬さ、頭部加速冷却条件を示す。また表２には、図２に示す試験片採取位置の衝撃試験結果、図３に示す水潤滑ころがり疲労損傷試験結果も併記した。
【００５０】
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明レール鋼（１２本）  符号Ａ〜Ｌ
化学成分が上記成分範囲内で、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、硬さＨｖ２５０〜３５０のパーライト組織であり、かつ、当該部分の２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が常温で２５Ｊ／ｃｍ２  以上であることを特徴とする耐表面損傷性および靭性に優れた熱処理パーライト系レール。
・比較レール鋼（１２本）  符号Ｍ〜Ｘ
符号Ｍ〜Ｐ：化学成分が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｑ    ：化学成分が上記請求範囲内で、未熱処理（自然放冷）の比較レール鋼（１本）。
符号Ｒ〜Ｗ：化学成分が上記請求範囲内で、熱処理製造条件が上記請求範囲外の比較レール鋼（６本）。
符号Ｘ    ：化学成分が上記請求範囲内で、頭頂部の硬さの差が上記請求範囲外の比較レール鋼（１本）。
【００５１】
ここで、本明細書中の図について説明する。図１は本発明の耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称および耐表面損傷性および靭性が必要とされる領域を示したものである。図２は衝撃試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、水潤滑ころがり疲労損傷試験機の概略を示したものである。
なお図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。また図３において、３は車輪試験片、４はレール円盤試験片、５はモーター（車輪側）、６はモーター（レール側）、７は水潤滑装置である。
【００５２】
各種試験条件は下記のとおりである。
・衝撃試験
試験片        ：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片
試験片採取位置：レール柱部（図２参照）
試験温度      ：常温（＋２０℃）
・水潤滑ころがり疲労損傷試験
試験機        ：ころがり疲労試験機（図３参照）
試験片形状    ：円盤状試験片
（レール  外径：２００ｍｍ、レール材断面形状：６０Ｋレールの１／４モデル）
（車輪    外径：２００ｍｍ、車輪材断面形状：円弧踏面車輪の１／４モデル）
試験荷重    ラジアル荷重：０．６トン、初期面圧：６５０ＭＰａ
雰囲気    ：乾燥＋水潤滑（６０ｃｃ／ｍｉｎ  ）
回転数    ：乾燥；１００ｒｐｍ、水潤滑；３００ｒｐｍ
繰返し回数：０〜５０００回まで乾燥状態、その後、水潤滑により損傷発生および磨耗限界まで（損傷が発生しない場合は２００万回で試験を中止）。
【００５３】
【表１】
0003631712.tif 000002
【００５４】
【表２】
0003631712.tif 000003
【００５５】
【発明の効果】
表１に示す本発明レール鋼は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量を適切な範囲に納め、熱処理を施すことにより、レール鋼の初期硬さをある一定範囲に制御し、また衝撃値も大きく向上させることができる。さらに表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｐ）で確認されたような、フェライト組織、マルテンサイト組織等の異常組織の生成を防止することにより、レールの耐表面損傷性や靭性を向上させることができる。
また表１に示す本発明レール鋼は、表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）と比べて、適切な条件の熱処理をレール頭部に施すことにより、レール頭部の硬さ、パーライト組織の性状、頭頂部の硬さの差を制御し、さらにマルテンサイト組織等の異常組織の生生成を防止し、耐表面損傷性と靭性を向上させることができる。
このように本発明によれば、旅客および貨物鉄道の直線や緩曲線区間で使用されるパーライト組織のレールにおいて、耐表面損傷性の向上と靭性を向上を同時に達成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明レール鋼の頭部断面表面位置での呼称および耐表面損傷性および靭性に優れたパーライト組織が必要とされる領域を示す図。
【図２】衝撃試験における試験片採取位置を示す図
【図３】水潤滑ころがり疲労損傷試験機の概略図。
【符号の説明】
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
３：車輪試験片
４：レール円盤試験片
５：モーター（車輪側）
６：モーター（レール側）
７：水潤滑装置
【図１】
0003631712.tif 000004
【図２】
0003631712.tif 000005
【図３】
0003631712.tif 000006