(57)【要約】【課題】過共析含有レール鋼にＶ，Ｎｂ、更にはＮの添加量を制御し、レール頭部の熱処理条件を制御することで、レール頭表部と頭部内部の硬度を向上させ、更にレール頭表部と頭部内部の硬度差が減少し、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性を更に向上させる。【解決手段】質量％で、C:0.85超〜1.20%, Si:0.10〜2.00%, Mn:0.10〜2.00% を含有し、更にV:0.01〜0.20%,Nb:0.020〜0.050%の１種又は２種を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度 1〜20℃で加速冷却し、鋼レールの頭表部温度が 650〜450 ℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後レール頭表部を加速冷却停止温度から最大20〜200 ℃の範囲で温度上昇させ、更にこの温度範囲に20〜600sec保持し、その後放冷又は冷却速度 1〜10℃／sec で300 ℃以下まで加速冷却するパーライト系レールの製造方法。【選択図】    図１
2005171327.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％
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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｎ  ：０．００６０〜０．０５００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項３】
質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
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または２に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項４】
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１〜３のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項５】
質量％でさらに、
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
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１〜４のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項６】
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１〜５のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項７】
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１〜６のいずれか１項に記載の耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項８】
質量％でさらに、
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
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耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項９】
質量％でさらに、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
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耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載の製造方法により製造され、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲が、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲で、かつ、その硬さの差がＨｖ３０以下であるパーライト組織とすることを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れ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。
【背景技術】
【０００２】
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、特に急曲線のレールではゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現状の共析炭素（０．８％Ｃ）鋼の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められるようになってきた。
【０００３】
これらの問題を解決するため、本発明者らは下記に示すようなレールを開発した。
(1)  過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中    のセメンタイト密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特許文献１）。
(2)  過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中    のセメンタイト密度を増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール（特    許文献２）。
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、さらに硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。
【０００４】
さらに本発明者らは、炭素量の高い過共析鋼を用いて、レール頭部の耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させた下記に示すようなレールを開発した。
(3)  過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＢを添加することにより、耐摩耗性と    耐内部疲労損傷性を向上させたレール（特許文献３）。
(4)  過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＶ、さらにはＮを添加し、圧延後、オ    ーステナイト域温度にあるレール頭部を加速冷却することにより、耐摩耗性と耐内部    疲労損傷性を向上させたレールおよびその製造方法（特許文献４）。
【０００５】
これらのレールの特徴は、過共析鋼に微量なＢを添加し、レール頭表面から内部までのパーライト変態温度を均一化する。また、過共析鋼に微量なＮ、さらにはＮを添加し、冷却速度が遅く、パーライト組織の高硬度が困難なレール頭部内部に、Ｖの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、レールの耐摩耗性と耐内部疲労損傷性大きく向上させるものであった。
【特許文献１】特開平８−１４４０６１号公報
【特許文献２】特開平８−２４６１００号公報
【特許文献３】国際公開第９６−２８５８１号パンフレット
【特許文献４】特開２０００−３４５２９６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記(1),(2) に示された発明レール鋼は、主にパーライトラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。しかし上記レール鋼では、パーライト組織自体の硬度に上限があるため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、過酷な使用条件ではレール頭表部に表面損傷が発生する場合があった。
【０００７】
また、上記(3) に示された発明レール鋼は、耐摩耗性に優れた過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）に微量なＢを添加することにより、レール頭表面から内部までのパーライト変態温度を均一化し、主にレール頭表部と内部の硬度差を低減させ、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させることにより、重荷重鉄道用レールの高寿命化に寄与するものであった。しかし上記レール鋼では、鋼の成分系の違いによっては、過共析鋼に単にＢを添加したのみではパーライト変態温度の均一化が十分に図れず、レール頭表面から内部まで均一な硬度分布が得られず、内部疲労損傷が発生する場合があった。
【０００８】
また上記(4) に示された発明レール鋼は、耐摩耗性に優れた過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）に微量なＶ、さらにはＮを添加し、主に冷却速度の遅いレール頭部内部にＶの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させ、重荷重鉄道用レールの高寿命化に寄与するものであった。
しかし上記レール鋼では、冷却速度の速いレール頭表部において析出物の生成が図れず、硬度が上昇しないため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、重荷重鉄道の過酷な使用条件では、レール頭表部に表面損傷が発生する場合があった。また熱処理時の加速冷却速度が速い場合は、レール頭表面と頭部内部の硬度差が過大となり、重荷重鉄道の過酷な使用条件ではレール頭部内部から疲労き裂が生成し、内部疲労損傷性が発生する場合があった。
【０００９】
このような背景から、過共析炭素含有のレール鋼において耐摩耗性を確保し、レール頭表部において表面損傷の発生を防止し、同時に、レール頭部内部において疲労損傷の発生を防止する、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性に優れたレールおよびその製造方法の開発が求められていた。
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に耐内部疲労損傷性を向上させることを目的としたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成からなる。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．２０％、  Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、    Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％
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、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
（２）質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．２０％、  Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、    Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｎ  ：０．００６０〜０．０５００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、前記鋼レールの頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらに、この温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃
／sec で３００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【００１１】
（３）上記（１），（２）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：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
[2]  Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％、
[3]  Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
[4]  Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
[5]  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、
[6]  Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
[7]  Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％。
（４）また、上記（１）〜（３）のレールは、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲が、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲で、かつ、その硬さの差がＨｖ３０以下であるパーライト組織とすることを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、重荷重鉄道に耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたレールを製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、過共析鋼において、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷を防止し、同時にレール頭部内部から発生する疲労損傷の発生を防止するレールの開発に取り組んだ。
まず本発明者らは、これらの問題点を解決するため、過共析鋼において、レール頭表部と頭部内部の硬度の上昇を同時に図る方法を検討した。パーライト組織の強度を上昇させる方法として、パーライト組織中のフェライト相中に析出物を生成させ強化する析出強化の適用を考えた。その結果、変態後のパーライト組織中のフェライト相に析出し易く、パーライト組織の耐摩耗性や靭性に悪影響しない元素として、Ｖに加えてＮｂが有効であることを実験により確認した。
【００１４】
さらに本発明者らは、Ｖ，Ｎｂを添加した実レール鋼を用いて、レール頭部の加速冷却実験を行い、加速冷却速度の速いレール頭表部と、加速冷却速度の遅い頭部内部の硬度上昇を同時に図る熱処理方法を検討した。その結果、レール頭表部においてある一定範囲の冷却速度で加速冷却を行い、ある一定の温度範囲に達した時点で加速冷却を停止し、その後、ある一定の温度範囲で昇温させ、さらにある一定時間保持し、その後、放冷または冷却速度することにより、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物や炭窒化物の析出が促進され、さらに冷却速度の遅いレール頭部内部においても、Ｖ，Ｎｂの炭化物や炭窒化物の析出がさらに促進され、結果的にレール頭表部と頭部内部の硬度がより一層向上し、同時に、レール頭部内部においては硬度の上昇量が著しく増加し、結果的にレール頭表部と頭部内部の硬度差がさらに低減することが明らかとなった。
【００１５】
さらに本発明者らは、Ｖ，Ｎｂの効果をさらに向上させる元素を上記実験により検討した。その結果、Ｖ，Ｎｂの添加に加えてＮの添加量を制御することにより、過共析鋼のパーライトイ組織中のフェライト相に、ＶもしくはＮｂの窒化物やＶもしくはＮｂの炭窒化物の析出がさらに促進され、レール頭表部と頭部内部の硬度が大幅に向上することが確認された。
したがって本発明では、過共析炭素含有レール鋼にＶ，Ｎｂ、さらにはＮの添加量を制御し、熱間圧延後の熱処理において、レール頭表部において加速冷却を行い、その後昇温させ、さらに一定時間保持し、放冷または冷却速度することにより、レール頭表部と頭部内部の硬度が同時に向上し、さらにレール頭表部と頭部内部の硬度差がより一層減少し、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性を同時に向上できることを知見した。
【００１６】
すなわち本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐表面損傷性を向上させ、同時に耐内部疲労損傷性を安定的に向上させるため、炭素量の高い過共析鋼を用いてＶ，Ｎｂを添加し、さらにはＮの添加量を制御することにより、ＶもしくはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物を安定的に析出させ、レール頭表部や頭部内部の硬度の向上と同時に、レール頭表部と頭部内部の硬度差の低減を図り、レール頭表面から頭部内部まで均一な高い硬度分布を有し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。
【００１７】
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
請求項１〜９において、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．８５％以下では、圧延後の冷却条件によってはパーライト組織中に初析フェライト組織が生成し、レール頭表部の高硬度化が図れず、塑性変形起因のフレーキング損傷が発生する。また、レール頭部内部では軟質な初析フェライト組織を起点とした疲労き裂が生成し、内部疲労損傷が発生する。一方、Ｃ量が１．２０％を超えると、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、レール頭部内部において初析セメンタイト相を起点とした疲労き裂が生成して内部疲労損傷が発生する。このためＣ量を０．８５超〜１．２０％に限定した。
【００１８】
Ｓｉは、脱酸剤として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶強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。さらに、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐表面損傷性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００１９】
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、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（強度）を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐表面損傷性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２０】
Ｖは、レール頭表部、さらには特に、頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部や頭部内部の硬度を向上させる元素である。しかし０．０１％未満では、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出が困難となり、レール頭表部や頭部内部の高硬度が図れず、表面損傷や内部疲労損傷が発生する。また０．２０％を超えて添加すると、炭化物、窒化物および炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生する。さらに粗大な炭化物、窒化物および炭窒化物が析出し、レール頭部内部においてこれらの析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生することから、Ｖ量を０．０１〜０．２０％に限定した。
【００２１】
Ｎｂは、Ｖと同様にレール頭表部、さらには特に、頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部で炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部や頭部内部の硬度を向上させる元素である。しかし０．００２％未満では、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出が困難となり、レール頭表部や頭部内部の高硬度が図れず、表面損傷や内部疲労損傷が発生する。また０．０５０％を超えて添加すると、炭化物、窒化物および炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生する。さらに粗大な炭化物、窒化物および炭窒化物が析出し、レール頭部内部においてこれらの析出物からき裂が発生して内部疲労損傷が発生することから、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００２２】
Ｎは、Ｖ，Ｎｂと結合して窒化物および炭窒化物を形成し、パーライト組織中のフェライト相に析出することにより、レール頭表部、さらには頭表部と比較して冷却速度の遅いレール頭部内部の硬度をより一層向上させる元素である。本発明鋼の成分系においては通常、不可避的不純物として０．００２０〜０．００５０％程度を含有するが、０．００６０％以上とすることで、窒化物や炭窒化物の析出を促進させることができる。一方、０．０５００％を超えると、溶鋼溶製時に内部疲労損傷の起点となる気泡等の内部欠陥が発生し、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生する。また、窒化物および炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生することから、Ｎ量を０．００６０〜０．０５００％に限定した。
なお、レール頭表部、さらには頭部内部の硬さの上昇を図るため、Ｖ，Ｎｂの窒化物および炭窒化物の析出を促進させ、同時に気泡等の内部欠陥の発生を抑制するには、Ｎ添加量を０．００８０〜０．０２００％の範囲とすることが望ましい。
【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，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ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。Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらに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、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００２５】
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、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動させ、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靱性低下の防止する。Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の生成を抑制する。
【００２６】
こ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）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成してレールの耐摩耗性や延性が低下する。このためＣｒ量を０．０５〜２．００％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、延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】
Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することにより、レールの延性低下を防止して高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、初析セメンタイト組織の生成や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、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００２９】
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延性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ない。また２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生してｖールの耐表面損傷性が低下する。このためＣｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
【００３０】
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耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらにパーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が低下する。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。      
【００３１】
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、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、ころがり面にスポーリング損傷が発生してレールの耐表面損傷性が低下する。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００３２】
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、レールの延性、これに加えて耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００３３】
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、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらにＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させて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、パーライト組織の延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、レールの延性、さらには耐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。
【００３４】
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の希薄帯を形成して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。
【００３５】
Ａｌは、脱酸剤として必須の成分である。また共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へそれぞれ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成の抑制により靭性低下を防止する元素であるが、０．０１００％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、レールの延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０１００〜１．００％に限定した。
【００３６】
Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。しかしＺｒ量が０．０００１％未満ではＺｒＯ2 系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、偏析部に初析セメンタイト組織が生成してレールの靭性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成してレールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このためＺｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。
【００３７】
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頭部に所定の熱処理を施すことにより、レール頭表部や頭部内部に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。
【００３８】
（２）熱処理製造条件
請求項１、２において、レール製造時の加熱温度、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、レール頭表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は、Ｖ，Ｎｂが析出していない圧延直後のオーステナイト域温度にする必要がある。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てオーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１２００℃が上限となる。
【００３９】
ここで、図１に本発明の耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたレールの頭部断面表面位置での呼称を示す。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。
明細書中に記載の「レール頭表部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から５〜１０ｍｍまで領域を示し、「レール頭部内部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から１５〜３０ｍｍ領域を示し、「レール頭部」とは、頭頂部、頭部コーナー部の外郭表面から４０ｍｍまで領域を示すものである。
以下に説明する冷却速度および温度は、前記図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１〜５ｍｍのレール頭表部を測定すれば、少なくとも、頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲の金属組織やその硬さを制御できる。
【００４０】
次に、レール頭表部をオーステナイト域温度から６５０〜４５０℃までの間を１〜２０℃／sec の冷却速度で加速冷却する方法において、加速冷却停止温度を上記のように限定した理由について説明する。
６５０℃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始まり、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レール頭表部の耐表面損傷性やレール頭部内部の耐内部疲労損傷性が確保できないため、６５０℃以下に限定した。また４５０℃未満まで冷却を行うと、レール頭表部に軟質なベイナイト組織が生成してレール頭表部の耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃の範囲に限定した。
【００４１】
また、レール頭表部の加速冷却速度が１℃／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、レール頭表部の耐表面損傷性やレール頭部内部の耐内部疲労損傷性の確保が困難になることや、成分系によってはレールの靭性および延性に有害な初析セメンタイト組織が生成するため、１℃／sec 以上に限定した。また加速冷却速度が２０℃／sec を超えると、加速冷却中にパーライト変態をせずに、レール頭表部に軟質なベイナイト組織が生成し、レール頭表部の耐表面損傷性が低下する。このため加速冷却速度を１〜２０℃／sec の範囲に限定した。
なお、硬度の高いパーライト組織をレール頭部内部まで安定的に生成させるには、加速冷却速度を５〜１５℃／sec の範囲とすることが最も望ましい。
【００４２】
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。
また、１〜２０℃／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。
【００４３】
次に、レール頭表部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温する最大温度範囲を上記のように限定した理由について説明する。
加速冷却後の昇温温度が２０℃未満では、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の析出が十分に促進されず、レール頭表部の高硬度が困難となり、レール頭表部に塑性変形起因の表面損傷が発生する。またレール頭部内部の高硬度が困難となり、レール頭部内部に内部疲労損傷が発生する。このため昇温温度を２０℃以上とした。
一方、加速冷却後の昇温温度が２００℃を超えると、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が多量に析出してフェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生しやすくなる。また、レール頭部内部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化し、粗大化した析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生する。このため、加速冷却後の昇温温度を最大２０〜２００℃の範囲に限定した。
【００４４】
次に、レール頭部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温保持する時間を上記のように限定した理由について説明する。
加速冷却後の昇温保持時間が２０sec 未満では、レール頭表部において、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の析出が十分に促進されず、レール頭表部の高硬度が困難となり、レール頭表部に塑性変形起因の表面損傷が発生する。またレール頭部内部の高硬度が困難となり、レール頭部内部に内部疲労損傷が発生する。このため昇温保持時間を２０sec 以上とした。一方、加速冷却後の昇温保持時間が６００sec を超えると、レール頭表部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が多量に析出し、フェライト相自体が脆化し、レール頭表面にスポーリング等の表面損傷が発生しやすくなる。また、レール頭部内部においてＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化し、粗大化した析出物からき裂が発生し、内部疲労損傷が発生する。このため、加速冷却後の昇温保持時間を２０〜６００sec の範囲に限定した。
【００４５】
なお、本加速冷却後の昇温熱処理時の温度制御については、パーライト変態で発生する変態発熱、加速冷却後の発生するレール頭部内部からの復熱の制御が必要である。
これらの制御については、(1) 加速冷却開始時のレール頭部のオーステナイト域温度、オーステナイト域からの加速冷却速度の選択の適正化、さらには(2) レール頭表部の冷却および加熱が必要である。レール頭表部の冷却および加熱については特にその方法を限定しないが、冷却の場合は空気や空気を主としミスト等を加えた冷却媒体、加熱の場合は高周波による誘導加熱等の適用が望ましい。
【００４６】
また、本昇温保持時の温度変化については特に限定しないが、昇温保持開始から終了までの間においてレール頭表部が最大昇温温度範囲内であれば、レール頭表部や頭部内部の高硬度化が図れ、パーライト系レールの諸特性に大きな影響を及ぼさないため、本レールの昇温保持時の温度変化としては、最大昇温温度範囲内での温度低下や上昇を含んでいる。
【００４７】
次に、レール頭部をオーステナイト域温度から加速冷却後、昇温保持し、さらに加速冷却する冷却速度や冷却停止温度を上記のように限定した理由について説明する。
レール頭表部の加速冷却速度が１℃／sec 未満になると、加速冷却途中の高温度域でＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化しやすく、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生しやすくなる。また、レール頭表部の加速冷却速度が１０℃／sec を超えても、Ｖ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化抑制に対してその効果が飽和するため、昇温保持後の加速冷却速度を１〜１０℃／sec の範囲に限定した。
また、加速冷却の冷却停止温度が３００℃を超えると、停止温度の選択によっては、加速冷却停止後にＶ，Ｎｂの炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化が発生し、レール頭部内部において内部疲労損傷が発生しやすくなる。このため、加速冷却停止温度を３００℃以下に限定した。
【００４８】
なお、上記加速冷却はＶやＮｂの添加量が多く、炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化しやすい鋼について適用することが有効であり、ＶやＮｂの添加量によっては、昇温保持後に加速冷却を行わず、放冷しても炭化物、窒化物や炭窒化物の粗大化は発生ぜず、レールの特性の悪化は生じない場合もある。このため、昇温保持後の本加速冷却は全てのレールにおいて必須の処理ではない。
また、１〜１０℃／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。
【００４９】
従って、パーライト組織を呈した耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたレールを製造するには、レール頭表部や頭部内部において、硬さの低いパーライト組織の生成を防止し、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に有害な初析セメンタイト、マルテンサイト、ベイナ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、レール頭表部をオーステナイト域温度から１〜２０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール頭表部の温度が６５０〜４５０℃達した時点で加速冷却を停止し、その後、レール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらにこの温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却することにより、レール頭表部から内部まで高硬度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。
【００５０】
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、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析フェライト組織や初析セメンタイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの耐表面損傷性、延性、靭性、耐内部疲労損傷性および強度に大きな影響を及ぼさないため、本パーライト系レールの組織としては若干の初析フェライト組織および初析セメンタイト組織の混在も含んでいる。
【００５１】
（３）パーライト組織の硬さとその範囲および硬さの差
請求項１０において、パーライト組織の硬さをＨｖ３６０〜５００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Ｈｖ３６０未満になると、レール頭表部で塑性変形起因の表面損傷が発生し、重荷重鉄道で要求されている耐表面損傷性を確保することが困難となり、さらに急曲線区間において使用されるレールでは、頭部内部から疲労き裂が発生しやすくなる。また硬さがＨｖ５００を超えると、レール頭表部の車輪とのなじみ性が低下し、表面損傷が発生しやすくなり、レールの耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が低下するため、硬さをＨｖ３６０〜５００の範囲に限定した。
【００５２】
次に、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲のパーライト組織の呈する範囲を、少なくとも頭部コーナー部および頭頂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。
深さが２０ｍｍ未満では、レール頭部に必要とされている耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性の領域としては小さく、表面損傷および内部疲労損傷の発生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、前記パー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３０ｍｍ以上あれば、寿命改善効果がさらに増し、より望ましい。
【００５３】
ここで、本発明の耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたレールの耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が必要とされる領域を、前記図１に併記する。硬さＨｖ３６０〜５００の範囲のパーライト組織は少なくとも図中の斜線部分に配置されていれば、レール頭部の耐表面損傷性や耐内部疲労損傷性が向上し、レール使用寿命の向上が可能となる。
【００５４】
最後に、深さ２０ｍｍの範囲におけるパーライト組織の硬さの差の最大値をＨｖ３０以下に限定した理由を説明する。
レール頭部では断面の各部位によって冷却速度が異なるため、一般的に硬さはレール頭表部から頭部内部へ進むにしたがって低下する分布を示す。このレール頭表面と頭部内部の硬度差がＨｖ３０を超えると、レール頭部断面内において材料強度の変化が著しく大きくなり、これに伴い、レールに作用する外力から発生する応力がレール頭部内部の低硬度（強度）部に集中し、その結果内部疲労損傷が発生してレール寿命が低下するため、硬さの差の最大値をＨｖ３０以下に限定した。
【実施例】
【００５５】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１（表１−１、表１−２）に、本発明レール鋼の化学成分、頭部加速冷却条件、加速冷却後の熱処理条件、頭部の断面硬度、頭部のミクロ組織を示す。また表１には、図２に示す表面損傷再現実験の結果、図３に示す転動疲労試験結果も併記した。
また表２（表２−１、表２−２）に、比較レール鋼の化学成分、頭部加速冷却条件、加速冷却後の熱処理条件、頭部の断面硬度、頭部のミクロ組織を示す。また表２には、図２に示す表面損傷再現実験の結果、図３に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００５６】
図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２において、３は車輪試験片、４はレール円盤試験片、５は車輪側モーター、６はレール側モーター、７は水潤滑装置である。また図３において、８はレール移動用スライダーであり、この上にレール９が設置される。１２はモーター１１で回転する車輪１０の左右の動きおよび荷重を制御する荷重負荷装置である。試験は長手方向に移動するレール９上に車輪１０が転動する。
【００５７】
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（１４本）  符号１〜１４
上記成分範囲で、圧延ままのオーステナイト域温度にある鋼レールの頭部において、レール頭表部を冷却速度１〜２０℃で加速冷却し、頭表部の温度が６５０〜４５０℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後直ちにレール頭表部を加速冷却停止温度から最大２０〜２００℃の範囲で温度上昇させ、さらにこの温度範囲に２０〜６００sec 保持し、その後、放冷または冷却速度１〜１０℃／sec で３００℃以下まで加速冷却し、少なくとも頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲が、硬さＨｖ３６０〜５００の範囲で、かつその硬さの差がＨｖ３０以下であるパーライト組織とすることを特徴とする耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール。
・比較レール鋼（１９本）  符号１５〜３３
符号１５〜１８：Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号１９〜２５：Ｖ，Ｎｂ，Ｎが上記請求範囲外の比較レール鋼（７本）。
符号２６〜３３：熱処理製造方法が上記請求範囲外の比較レール鋼（８本）。
【００５８】
各種試験条件は下記のとおりである。
表面損傷再現試験は次のとおりとした。
試験機：ころがり疲労試験機（図２参照）
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：１９６０００Ｎ（ラジアル荷重）
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、水潤滑により表面損傷発生まで      （損傷が発生しない場合は２００万回で試験を中止）。
【００５９】
転動疲労試験の条件は次のとおりとした。
試験機：転動疲労試験機
試験片形状
レール：１３６ポンドレール×２ｍ
車輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）
ラジアル荷重：１９６０００Ｎ
スラスト荷重：９８００Ｎ
潤滑：ドライ＋油（間欠給油）
繰返し回数：内部疲労損傷発生まで
（損傷が発生しない場合は１０００万回で試験を中止）。
【００６０】
表１（表１−１、表１−２）、表２（表２−１、表２−２）に示すように、本発明レール鋼（符号１〜１４）は、比較レール鋼（符号１５〜３３）と比べて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｂを規定の範囲に納め、レール頭部の熱処理条件（加速冷却速度、加速冷却停止温度、加速冷却後の昇温温度および保持時間）を制御することにより、レール頭表部と頭部内部の硬度が向上し、レール頭表部と頭部内部の硬度差も減少し、耐表面損傷性と耐内部疲労損傷性が向上する。さらに、Ｎの添加量を調整することにより、レール頭表部と頭部内部の硬度差がさらに減少し、耐内部疲労損傷性がさらに向上する。
【００６１】
【表１−１】
2005171327.tif 000003
【００６２】
【表１−２】
2005171327.tif 000004
【００６３】
【表２−１】
2005171327.tif 000005
【００６４】
【表２−２】
2005171327.tif 000006
【図面の簡単な説明】
【００６５】
【図１】レール頭部断面表面位置の呼称及びパーライト組織の必要範囲を示す図。
【図２】表面損傷再現試験機の概略図。
【図３】転動疲労試験機の概要図。
【符号の説明】
【００６６】
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            ８：レール移動用スライダー
９：レール              １０：車輪
１１：モーター            １２：荷重負荷装置
【図１】
2005171327.tif 000007
【図２】
2005171327.tif 000008
【図３】
2005171327.tif 000009