(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．６５〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ２あたり２００個以上存在し、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の範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．８５超〜１．４０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた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項に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項６】
質量％で、さらに、Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％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項に記載の耐摩耗性および延性に優れた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項に記載の耐摩耗性および延性に優れた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項に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項９】
質量％で、さらに、Ａｌ：０．００８０〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項１０】
質量％で、さらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％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１〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、重荷重鉄道のレール頭部に要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、レール頭部の微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、延性の向上を図り、寒冷地におけるレール折損の発生を抑制することを目的としたパーライト系レールに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
海外の重荷重鉄道では、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、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】
このような背景から、主に、次のような耐摩耗性の向上を目指したレールの開発が進められた。
▲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（特開昭５７−１９８２１６号公報）。
▲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た耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４０１６号公報）。
【０００４】
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％）または、過共析炭素含有鋼（炭素量：０．８５超〜１．２０％）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、その目的とするところは、パーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、さらには、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、耐摩耗性を向上させるところにあった。
【０００５】
しかし、これらの高強度レールは、靭性が低いため、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。そこで、このような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。
▲３▼共析鋼（Ｃ：０．６０〜０．８５％）を用いて、圧延によりパーライト組織の平均ブロック粒径を微細化し、延性や靭性を向上させたレール（特開平８−１０９４４０号公報）。
▲４▼過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、圧延によりパーライト組織の平均ブロック粒径を微細化し、延性や靭性を向上させたレール（特開平８−１０９４３９号公報）。
これらのレールの特徴は、パーライト組織の平均ブロック粒径を微細化することにより、パーライト組織の耐摩耗性と延性や靭性を向上させるものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記の▲３▼，▲４▼に示されたパーライト組織を呈する発明レールは、パーライト組織の平均ブロック粒径を微細化することにより、パーライト組織の延性や靭性を向上させ、レール折損等の破壊の発生を軽減することは可能である。しかし、氷点下まで気温が低下する寒冷地においては、レールの延・靭性が不足し、レール折損の発生を抑制することが困難であった。
また、この問題を解決するため、パーライト組織の平均的なブロック粒径をより一層微細化し、レールの延性や靭性を向上させる方法もあるが、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を十分に抑制することが困難であった。
【０００７】
このような背景から、高炭素含有のパーライト組織のレール頭部において、耐摩耗性を確保し、同時に、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止する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、重荷重鉄道用のレール頭部に要求される耐摩耗性を向上させ、特に、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止することを目的としたものである。
【０００８】
【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。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるパーライト組織を呈する鋼レールにおいて、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ２あたり２００個以上存在し、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の範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【００１０】
（２）上記（１）のレールが、質量％で、Ｃ：０．８５超〜１．４０％を含有することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
【００１１】
（３）上記（１）または（２）のレールに、質量％でさらに、下記(1)〜(8)の成分の１以上を選択的に含有させることを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
(1) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
(2) Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２
種、
(3) Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
(4) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種または２種、
(5) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(6) 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、
(7) Ａｌ：０．００８０〜１．００％、
(8) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％。
【００１３】
【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、まず、レール折損の発生とパーライト組織の機械的特性の関係を整理した。その結果、車輪との接触により発生するレール頭部の荷重速度が比較的遅いため、レール頭部から発生する折損現象は、荷重速度の比較的早い衝撃試験による評価よりも、引張試験での延性と良い相関があることが確認された。
【００１４】
次に本発明者らは、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、延性とパーライト組織のブロックサイズの関係を再検証した。その結果、パーライト組織の平均的なブロック粒径が微細化するとパーライト組織の延性は向上する傾向を示すが、平均的なパーライトブロック粒径が非常に微細な領域では、単純に平均的なブロック粒径を微細化しても延性が十分に向上しないことが確認された。
【００１５】
そこで、本発明者らは、パーライト組織の平均的なブロック粒径が微細な領域において、パーライト組織の延性支配因子を検討した。その結果、パーライト組織の延性は、平均的なブロック粒径ではなく、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数との相関があり、ある一定面積の視野において、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒数をある一定値以上に制御することにより、パーライト組織の延性が大きく向上することを見出した。
【００１６】
これらの結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール頭部のある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、レール頭部の耐摩耗性と延性が同時に向上することを知見した。
すなわち、本発明は、高炭素含有の重荷重鉄道用レールにおいて、頭部の耐摩耗性を向上させ、同時に、ある一定の粒径を有する微細なパーライトブロック粒の数を制御することにより、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止することを目的としたものである。
【００１７】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）パーライトブロック粒径および粒数の規定
まず、粒数を規定するパーライトブロック粒径を１〜１５μｍの範囲に規定した理由について説明する。
粒径が１５μｍを超えるパーライトブロックは、微細なパーライト組織の延性向上には大きく寄与しないからである。また、粒径が１μｍ未満のパーライトブロックは、微細なパーライト組織の延性向上には寄与するが、その寄与度が小さい。このため、粒数を規定するパーライトブロック粒径を１〜１５μｍの範囲に限定した。
【００１８】
次に、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を被検面積０．２ｍｍ2 あたり２００個以上に規定した理由を説明する。
被検面積０．２ｍｍ2 あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数が２００個未満になると、微細なパーライト組織の延性向上が図れないからである。なお、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数には上限を設けないが、レールの製造時の圧延温度や熱処理時の冷却条件の制約から、実質的には、被検面積０．２ｍｍ2 あたり１０００個が上限となる。
【００１９】
次に、被検面積０．２ｍｍ2 あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を２００以上とした部位を、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に限定した理由を説明する。
レール頭部から発生する折損は、基本的にはレール頭表面を起点としている。このため、レール折損を防止するにはレール頭表部の延性、すなわち、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数を増やす必要がある。実験により、レール頭表部の延性とレール頭表部パーライトブロックとの相関を調査した所、レール頭表部の延性は、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲のパーライトブロックサイズと相関があることがわかった。さらに、レール頭表面の延性との相関を調査した結果、この領域において、少なくとも一部に粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数が２００以上となる領域があれば、レール頭表面の延性が向上し、結果的にレール折損が抑制できることを確認した。本限定は上記のような調査結果に基づくものである。
【００２０】
ここで、パーライトブロックサイズの測定方法について述べる。パーライトブロックの測定方法には、▲１▼修正カーリングエッチ法、▲２▼エッチピット法、▲３▼ＳＥＭによる後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ：Electron Back-Scatter diffraction Pattern）法がある。今回の測定では、パーライトブロックサイズが微細であるため、▲１▼修正カーリングエッチ法、▲２▼エッチピット法ではその確認が困難であった。そこで、▲３▼後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）法を用いた。
【００２１】
以下に測定条件を記す。測定は▲３▼〜▲７▼の手順に従い、パーライトブロックの粒径測定を行い、被検面積０．２ｍｍ2 あたりの粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数をカウントした。測定はそれぞれの観察位置で最低２視野以上行い、下記の手順に従い粒数をカウントし、その平均値を観察位置での代表粒数とした。
●パーライトブロックの測定条件
▲１▼ＳＥＭ：高分解能走査型顕微鏡
▲２▼測定前処理：機械加工面１μｍダイヤ研磨→電解研摩
▲３▼測定視野：４００×５００μｍ2   （被検面積０．２ｍｍ2 ）
▲４▼ＳＥＭビーム径：３０ｎｍ
▲５▼測定ステップ（間隔）：０．１〜０．９μｍ
▲６▼粒界認定：隣り合う測定ポイントにおいて、結晶方位差１５°以上
（大角粒界）をパーライトブロック粒界として認識させた。
▲７▼粒径測定：各パーライトブロック粒の面積を測定後、パーライトブロックを円形と仮定し、各結晶粒の半径を計算後、直径を算定し、その値をパーライトブロック粒径とした。
【００２２】
（２）鋼レールの化学成分
請求項１〜１０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て、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６５％未満では、レール頭部のパーライト組織の硬度が確保できず、さらに、初析フェライト組織が生成し、耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。また、Ｃ量が１．４０％を超えると、レール頭表部や頭部内部のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成することやパーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、パーライト組織の延性が低下する。このため、Ｃ量を０．６５〜１．４０％に限定した。なお、耐摩耗性をより一層向上させるには、パーライト組織中のセメンタイト相の密度がさらに増加し、耐摩耗性の一層の向上が図れるＣ量０．８５％超とすることが望ましい。
【００２３】
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り、同時に、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、レールの硬度や靭性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待できず、硬度や靭性の向上が認められない。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、パーライト組織自体が脆化し、レールの延性が低下するばかりでなく、スポーリング等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、Ｓｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２４】
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、耐摩耗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とや、偏析が助長され、高炭素鋼成分系（Ｃ＞０．８５％）では、柱部などに初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下するため。このため、Ｍｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２５】
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の強化による耐摩耗性の向上、初析セメンタイト組織の生成抑制による靭性低下の防止、溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止、パーライト組織の延性や靭性の向上、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成の防止を図る目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒの元素を必要に応じて添加することができる。
【００２６】
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課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、析出硬化により、パーライト組織の延性と硬度を向上させる。また、再加熱時に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。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、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。
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、パーライト組織の延性を向上させる。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靭性低下を防止する。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、レールの靭性に有害な初析セメンタイト組織の生成を抑制することが主な添加目的である。
【００２７】
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）を向上させる元素であるが、０．０５％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見られない。また、２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの靭性が低下する。このため、Ｃｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００２８】
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。
【００２９】
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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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延性の改善は認められない。また、０．５００％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｖ量を０．００５〜０．５００％に限定した。
【００３０】
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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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延性の改善は認められない。また、０．０５０％を超える添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｎｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００３１】
Ｂは、鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイトの生成を抑制し、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にし、レールの靭性低下を防止し、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、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、粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、延性や靭性、さらには、耐内部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。
【００３２】
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、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、レ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。
【００３３】
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、０．０５％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、レールの延性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％に限定した。
【００３４】
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、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。
【００３５】
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、レールの延性や靭性、これに加えて耐内部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。
【００３６】
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、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。
【００３７】
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、０．０１５０％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。
【００３８】
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、０．００８０％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、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０．００８０〜１．００％に限定した。
【００３９】
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、レールの靭性に有害な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、初析セメンタイト組織の生成抑制の効果が低下する。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、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内部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。
【００４０】
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・分塊あるいは連続鋳造し、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加速冷却を施すことにより、レール頭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。
【００４１】
以上の製造方法において、レールの頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックを被検面積０．２ｍｍ2 あたり２００個以上にする方法としては、上記の熱間圧延時の温度をできるだけ低温とし、さらに、圧延後できるだけ速やかに加速冷却を行うことで、圧延直後のオーステナイト粒成長を抑制し、かつ最終圧延の減面率を高くし、オーステナイト粒に高い歪みエネルギーを蓄積した状態で、加速冷却を行うようにすることが望ましい。好ましい熱間圧延、熱処理条件としては、最終圧延温度９８０℃以下、最終圧延減面率８％以上、加速冷却速度は８００〜５５０℃間を３℃/sec以上である。
【００４２】
また、熱処理する目的でレールを再加熱する場合は、歪みエネルギーの効果を用いることができないため、再加熱温度をできるだけ低くし、また加速冷却速度をより速くすることが望ましい。好ましい再加熱熱処理条件としては、再加熱温度１０００℃以下、加速冷却速度は８００〜５５０℃間を５℃/sec以上である。
【００４３】
（３）レール頭部の硬さとその範囲
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の範囲の硬さをＨｖ３００〜５００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Ｈｖ３００未満になると、寒冷地での使用においては、耐摩耗性の確保が困難となり、レールの使用寿命が低下する。また、硬さがＨｖ５００を超えると、耐摩耗性の著しい向上により、ころがり面に疲労ダメージが蓄積することや、集合組織が発達し、ダークスポット損傷等のころがり疲労損傷が発生し、耐表面損傷性が大きく損なわれる。このためパーライト組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した。
【００４４】
次に、硬さＨｖ３００〜５００の範囲を、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。
２０ｍｍ未満では、レールの使用寿命から考えると、寒冷地のレールに要求される耐摩耗性を必要とされている領域としては小さく、十分なレール使用寿命の確保が困難となるためである。また、硬さＨｖ３００〜５００の範囲が、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、レール使用寿命がさらに向上し、より望ましい。
【００４５】
ここで、図１に本発明の耐摩耗性および延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硬さＨｖ３００〜５００のパーライト組織が必要な領域を示す。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。硬さＨｖ３００〜５００の本成分系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、レールの耐摩耗性の確保が可能となる。
したがって、硬さ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。
【００４６】
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、レール柱部、頭表部、頭部内部のパーライト組織中に、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、これらの組織が若干量混入しても、本発明のパーライト系レールの耐摩耗性や延性には大きな悪影響を及ぼさない。
【００４７】
【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、圧延および熱処理条件、頭部ミクロ組織（頭表面下５ｍｍ）、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数および測定位置、レール頭部（頭表面下５ｍｍ）の硬さを示す。また、表１には図２に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、引張試験結果も併記した。図２において、３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルを示す。
【００４８】
表２に比較レール鋼の化学成分、圧延および熱処理条件、頭部ミクロ組織（頭表面下５ｍｍ）、粒径１〜１５μｍを有するパーライトブロックの粒数および測定位置、レール頭部（頭表面下５ｍｍ）の硬さを示す。また、表１には図２に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、引張試験結果も併記した。
【００４９】
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
上記成分範囲内で、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ2 あたり２００個以上存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レール。
・比較レール鋼（１０本）  符号Ｍ〜Ｖ
符号Ｍ〜Ｐ：Ｃ、ＳｉおよびＭｎの添加量が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｑ〜Ｖ：上記成分範囲内で、頭部コーナー部、頭頂部表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲の少なくとも一部に、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックが被検面積０．２ｍｍ2 あたり２００個未満の比較レール鋼（６本）。
【００５０】
ここで、本明細書中の図について説明する。図１は本発明の耐摩耗性および延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摩耗性が必要とされる領域を示したものである。図２は西原式摩耗試験機の概略を示したものである。図中３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルである。また、図３は表１と表２に示す摩耗試験における試験片採取位置を図示したものである。図４は表１と表２に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。
さらに、図５は表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示したもの、図６は表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）の引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
【００５１】
各種試験は次のとおりとした。
・頭部摩耗試験
試験機        ：西原式摩耗試験機（図２参照）
試験片形状    ：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ，厚さ：８ｍｍ）
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図３参照）
試験荷重      ：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率      ：２０％
相手材        ：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
雰囲気        ：大気中
冷却          ：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数    ：７０万回
【００５２】
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【００５３】
表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｐ）と比べて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納めることにより、レールの耐摩耗性や延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織、初析フェライト組織やマルテンサイト組織などは生成せず、耐表面損傷性は良好であった。
また、図５に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）と比べて、炭素量をある一定範囲内に納めることにより耐摩耗性は向上した。特に、炭素量０．８５％超の本発明レール鋼（符号：Ｅ〜Ｌ）は、炭素量０．８５％以下の本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｄ）と比べて、耐摩耗性はより一層向上した。
さらに、表１、表２に示すように、本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）は、比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）と比べて、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックの数を制御することにより、レール頭部の延性が向上しており、寒冷地におけるレール折損等の破壊の発生を防止することが可能となった。
【００５４】
【表１】
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【００５５】
【表２】
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【００５６】
【発明の効果】
以上ように本発明によれば、重荷重鉄道で使用されるパーライト組織の鋼レールにおいて、Ｃの添加量、さらには、粒径１〜１５μｍのパーライトブロックの数を制御することにより、レール頭部の耐摩耗性、延性を向上させ、寒冷地で使用されるレールの耐摩耗性の向上とレール折損等の破壊の発生を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の耐摩耗性および延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摩耗性が必要とされる領域を示した図。
【図２】西原式摩耗試験機の概略を示した図。
【図３】表１と表２に示す摩耗試験における試験片採取位置を示した図。
【図４】表１と表２に示す引張試験における試験片採取位置を示した図。
【図５】表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｍ〜Ｎ）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示した図。
【図６】表１に示す本発明レール鋼（符号：Ａ〜Ｌ）と表２に示す比較レール鋼（符号：Ｑ〜Ｖ）の引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示した図。
【符号の説明】
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
３：レール試験片
４：相手材
５：冷却用ノズル
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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