JPH1192867A - 耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レールおよびその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性、
溶接性を向上させ、柱部初析セメンタイト組織の生成を
抑制する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．８５超〜１．２０
％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．４０〜
１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０
１〜０．２０％を含有し、必要に応じて、Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｃｏ，Ｂの１種または２種以上を含む鋼を、熱間圧延し
た高温の熱を保有する鋼レール、あるいは熱処理する目
的で加熱された高温度の熱を保有する鋼レールの頭部を
オーステナイト域温度から、１〜１０℃／sec の冷却速
度で加速冷却を行い、該鋼レール温度が７００〜５００
℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐摩耗性・溶接性に優れた低偏析性パー
ライト系レールおよびその製造法。 【効果】 本発明レールは、適切な合金添加により、柱
部初析セメンタイト組織の生成を抑制し、同時に、溶接
継手部の硬度低下を防止する。

Description

【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
ルに要求される耐摩耗性、溶接性（溶接施工性、溶接継
手部特性）を向上させ、同時に、偏析の軽減により、柱
偏析部の初析セメンタイト組織の生成を抑制し、レール
の靭性低下を防止することを目的としたパーライト系レ
ールおよびその製造法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】しかしながら、最近の高強度化熱処理技術
の進歩により、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。 頭部がソルバイト組織、または、微細なパーライト組
織の超大荷重用の熱処理レール（特公昭５４−２５４９
０号公報）。 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℃／se
c で加速冷却する１３０kgf/mm² 以上の高強度レールの
製造法（特公昭６３−２３２４４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、耐摩耗性を向上さ
せるところにあった。

【０００４】一方、レール継目部は破損の防止および軌
道の保守管理軽減のため溶接され、実軌道ではレールは
ロングレールとして使用されている。しかし、オーステ
ナイト域まで再加熱された溶接継手部においては、溶接
後の冷却速度がレール製造時の頭部熱処理冷却速度と比
較して遅いため、溶接後の継手部硬さが低下し、ある一
定範囲の軟化域が生成する。この軟化域では、車輪との
ころがり接触により局部的な摩耗が生成しやすく、これ
に伴いレール頭頂面に落ち込みが発生し、列車通過時の
騒音、振動の発生や軌道の劣化が大きな問題となってき
た。

【０００５】この対策として、レール溶接継手部を溶接
後直ちに加速冷却を行う、または、再加熱により加速冷
却を行う等の熱処理方法が開発され、溶接継手部の硬度
低下を防止してきた。しかし、この方法では溶接施工時
間が長くなり、作業能率が低下するといった新たな問題
が発生した。

【０００６】そこで、溶接ままで継手部の硬度低下の防
止が可能な下記に示すような共析炭素含有鋼（炭素量：
０．７〜０．８％）による微細パーライト組織を呈する
高強度熱処理レールが開発され、摩耗寿命ばかりでな
く、溶接性（溶接施工性、溶接継手部特性）の改善を可
能としてきた。 Ｃｒ，Ｎｂなどの合金を添加し、耐摩耗性の向上と溶
接性（溶接施工性、溶接継手部特性）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）。

【０００７】しかし、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、車輪接触面圧の増加により摩耗がさら
に増加し、同時に、溶接継手部の局部的な摩耗による頭
頂面の落ち込みが発生し、摩耗寿命の低下や溶接継手部
の騒音、振動の発生および軌道の劣化が再び問題視され
るようになってきた。

【０００８】そこで、耐摩耗性のより一層の向上を図
り、同時に、溶接ままで継手部の硬度低下の防止を可能
とする下記に示すような過共析炭素含有鋼（炭素量：
０．８５超〜１．２０％）による微細パーライト組織を
呈する高強度熱処理レールが開発された。 現行の高強度熱処理レールよりも炭素量を高め、さら
に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒなどの合金添加量を制御し、耐摩
耗性の向上と溶接性（溶接施工性、溶接継手部特性）を
改善した低合金熱処理レールおよびその製造法（特願平
８−９２７７２号）。このレールの特徴は、現行の高強
度熱処理レールよりも炭素量を高くし、耐摩耗性を確保
しているパーライト組織中の硬いセメンタイト相の比率
を増加させ、同時に、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの合金添加量を
ある一定の範囲で制御し、耐摩耗性の向上と溶接継手部
の硬度低下の防止を狙ったものであり、また、この製造
法の特徴は、高炭素化によりパーライト変態ノーズが短
時間側へ移動し、パーライト変態が高冷却速度範囲でも
容易に生成することに着目し、従来の共析鋼よりも加速
冷却速度を高め、パーライト組織の高強度化とレールの
延・靭性に有害な初析セメンタイトの生成防止を図るも
のであった。

【０００９】しかし、上記のように現行の高強度熱処理
レールよりも炭素量が高く、合金をある一定の範囲で添
加するレール鋼では、鋳造条件の変化によっては、圧延
素材の鋳片の段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が濃
化した偏析帯が形成され、図１の斜線部に示す圧延後の
レール柱部では、偏析帯に沿って初析セメンタイト組織
が生成し、柱部の靭性が大きく低下するといった問題が
あった。

【００１０】このような背景から、過共析炭素含有鋼に
よる上記高強度熱処理レールと同等の耐摩耗性、溶接性
（溶接施工性、溶接継手部特性）を有し、同時に、偏析
を軽減し、柱偏析部の初析セメンタイト組織の生成を抑
制し、レールの靭性低下を防止するレールおよびその製
造法の開発が求められるようになってきた。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】レール鋼のような高炭
素の鋼の偏析を軽減する方法としては、圧延素材の鋳片
の製造過程において、鋳造温度の低減、電磁攪拌、鋳片
の圧下などにより、炭素や合金元素の濃化を防止する方
法が開示されているが、鋼の成分や溶鋼の温度などが微
妙に変動する実生産工程においては、適正な鋳造条件を
安定的に制御することが困難であり、このため、偏析帯
の形成を完全に防止することは困難であった。

【００１２】また、鋳片の段階で生成した偏析帯を無く
す方法として、鋳片をある一定温度で加熱・保定し、偏
析帯を熱拡散させることも可能であるが、この熱拡散に
は数十時間単位での保定熱処理が必要であり、このた
め、生産性が低下するばかりでなく、加熱・保定による
コスト増加が大きな問題であった。

【００１３】一方、柱偏析部の初析セメンタイト組織の
生成を防止するため、レール柱部を加速冷却し、その生
成を防止することも可能であるが、偏析部の成分の濃化
が激しい場合には、加速冷却を行っても初析セメンタイ
ト組織の生成を防止することが困難となり、その効果が
十分に得られなかった。

【００１４】そこで、本発明者らは、初析セメンタイト
組織の生成が認められたレール柱部の成分分析を行っ
た。その結果、初析セメンタイト組織生成部では、炭素
等の濃化と共に、主に溶接継手部の硬度低下を防止する
目的で添加したＣｒの著しい濃化が認められた。なお、
Ｃｒは鋼の共析炭素量を下げる効果の高い元素であり、
柱部において初析セメンタイト組織が生成する主な原因
は、Ｃｒの強偏析による過共析度の増加であることが確
認された。

【００１５】以上の結果から、本発明者らは、レール柱
部において初析セメンタイト組織の生成を防止する成分
系を実験により検討した。その結果、初析セメンタイト
組織の生成量はＣｒの添加量と相関があり、Ｃｒの添加
量がある一定量を超えると、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ことが分かった。すなわ
ち、Ｃｒの濃化による初析セメンタイト組織の生成、靭
性の低下を防止するには、Ｃｒ添加量に一定の上限ある
ことが明らかとなった。

【００１６】さらに、Ｃｒ添加量をある一定量以下にす
る成分系において、柱部の偏析による初析セメンタイト
組織の生成を防止し、溶接継手部の硬度低下の防止を可
能とする成分系を実験により検討した。その結果、Ｃｒ
の添加量を一定量に制限する代わりに、Ｍｎの添加量を
ある一定量以上とし、さらに、Ｃｒ，Ｍｎと比べて偏析
性が低く、セメンタイトなどの異常組織を生成しにくい
Ｖを添加し、Ｖの炭窒化物をパーライト組織中のフェラ
イト相の析出させることにより、柱部の偏析を防止し、
かつ、溶接まま（熱処理なし）で継手部の硬度低下が防
止できることがわかった。

【００１７】次に、本発明者らは、本成分系において、
溶接まま（熱処理なし）のレール溶接継手部の硬さに及
ぼす添加元素の影響を調査した。その結果、本成分系に
おいては、一定量のＶ添加による硬度増加を前提とする
と、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの３元素の添加量が硬さに大きく
影響していることが明かとなり、これらの添加量を調整
することにより柱部の偏析による初析セメンタイト組織
の生成を防止し、レール溶接継手部の硬度が制御できる
と考えた。

【００１８】そこで、本発明者らは、レール溶接継手部
の硬さの向上に主に影響する上記３元素の寄与度を算定
した。その結果、Ｃｒの重量％当たりの寄与度を基準値
１として他の元素を比較すると、Ｓｉ，Ｍｎはそれぞれ
の重量％に対して１／４，１／２の寄与度であることを
実験により導き出した。

【００１９】図２は、Ｃ量：０．８５超〜１．２０％、
Ｖ量：０．０１〜０．２０％の鋼レールを用いて、フラ
ッシュバット溶接を行い、溶接まま（熱処理なし）の継
手部硬さとＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの関係を整理したものであ
る。Ｓｉ（wt％）／４＋Ｍｎ（wt％）／２＋Ｃｒ（wt
％）の総和を横軸にとり、溶接継手部硬さとの関係を整
理すると、硬さと上式によるこれら３元素の添加量の総
和には直線的な関係があることを発見した。

【００２０】また、溶接継手部の局部的な摩耗を防止す
るには、レール母材と溶接まま（熱処理なし）の継手部
の硬度差を一定の範囲に収める必要がある。そこで、本
発明者らは、この硬度差と成分の関係について考察し
た。その結果、この硬度差も上記Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの関
係式との相関があり、柱部の偏析による初析セメンタイ
ト組織の生成を防止し、レール母材と溶接まま（熱処理
なし）の溶接継手部の硬度差を一定の範囲に収めるに
は、Ｓｉ（wt％）、４＋Ｍｎ（wt％）、２＋Ｃｒ（wt
％）の総和にある一定の範囲が存在することを実験によ
り明らかにした。

【００２１】さらに、本発明者らは、上記成分範囲の鋼
レールの頭部において、パーライト組織の安定生成と高
強度化を達成する熱処理条件を検討した。その結果、上
記成分系において、レールの延・靭性に有害な初析セメ
ンタイトの生成を防止し、同時に、パーライト組織の高
強度化を図るためには、圧延直後のレール頭部、また
は、再加熱されたレール頭部を、オーステナイト域温度
から、ある一定の冷却速度範囲で加速冷却することによ
り、パーライト組織を安定的に高強度化できることを実
験により確認した。

【００２２】このような上記結果を踏まえ、本発明は重
荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性および溶接性
（溶接施工性、溶接継手部特性）を大きく向上させ、同
時に、偏析を軽減し、柱偏析部の初析セメンタイト組織
の生成を制御し、レールの靭性低下を防止することを目
的としたパーライト系レールおよびその製造法を提供す
るものである。

【００２３】

【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、重量％
で、Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜
１．００％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：
０．０５〜０．５０％、Ｖ ：０．０１〜０．２０％を
含有し、かつ、Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの含有率の和
が０．５〜１．２％であり、さらに、必要に応じて、Ｍ
ｏ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．
０５０％、Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｂ ：０．
０００５〜０．００５％、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼レールであって、該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２０
mmの範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライト組織
の硬さがＨｖ３２０以上であり、さらに、該鋼レールの
母材と溶接継手部の硬度差がＨｖ３０以下であることを
特徴とする耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライ
ト系レールであり、上記成分からなる熱間圧延した高温
度の熱を保有する鋼レール、あるいは、熱処理する目的
で高温に加熱された鋼レールの頭部をオーステナイト域
温度から１〜１０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、該
鋼レール温度が７００〜５００℃に達した時点で加速冷
却を停止し、その後放冷する工程からなり、該鋼レール
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の範囲がパーライト組織を呈し、前記パ
ーライト組織の硬さがＨｖ３２０以上であり、さらに、
該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差がＨｖ３０以下
であることを特徴とする耐摩耗性、溶接性に優れた低偏
析性パーライト系レールの製造法である。

【００２４】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。請求項１〜４において、化学成分、パーライト組
織の範囲および硬さ、溶接継手部と母材の硬度差を上記
請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。

【００２５】（１）化学成分 まず、本発明において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。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
り、通常のレール鋼としてはＣ量：０．６０〜０．８５
％が添加されているが、Ｃ量：０．８５％以下では耐摩
耗性の向上を図るためのパーライト組織中のセメンタイ
ト相の密度が確保できず、さらに、レール頭部内部に疲
労損傷の起点となる粒界フェライトが生成しやすくな
り、レール寿命が低下する。また、Ｃ量が１．２０％を
超えると、成分系によっては偏析部に初析セメンタイト
が生成し、レールの靭性や延性が大きく低下すること
や、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加
し、レールに必要とされる延性を十分に確保できなくな
るため、Ｃ量を０．８５超〜１．２０％に限定した。

【００２６】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母材やオーステナイト域まで
再加熱された溶接継手部の硬度を上昇させる元素である
が、０．１０％未満ではその効果が十分に期待できず、
また、１．００％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も低下す
るため、Ｓｉ量を０．１０〜１．００％に限定した。

【００２７】Ｍｎはパーライト変態温度を低下させ、焼
き入れ性を高めることによってレール母材やオーステナ
イト域まで再加熱された溶接継手部の硬度を上昇させる
元素であり、さらに、初析セメンタイトの生成を抑制す
る元素であるが、０．４０％未満の含有量ではその硬化
が十分でなく、また、１．５０％を超えると、焼き入れ
性が著しく増加し、マルテンサイト組織が生成しやすく
なることや、偏析が助長され、偏析部にレールの靭性に
有害な初析セメンタイト組織が生成しやすくなるため、
Ｍｎ量を０．４０〜１．５０％に限定した。

【００２８】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レール母材
やオーステナイト域まで再加熱された溶接継手部の硬度
を上昇させる元素であり、さらに、パーライト組織中の
セメンタイト相を強化することによって耐摩耗性を向上
させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十
分でなく、０．５０％を超えると、偏析が助長され、偏
析部においてレールの靭性に有害な初析セメンタイト組
織が生成するため、Ｃｒ添加量を０．０５〜０．５０％
に限定した。なお、Ｃｒはレール母材および溶接継手部
の硬度差を制御するのに最も有効な元素であるが、本成
分系において、偏析を防止し、同時に、溶接後のレール
母材と継手部の硬度差を低減させ、継手部の局部的な落
ち込みを防止するには、Ｃｒ量を０．２０〜０．４０％
の範囲とすることが最も望ましい。

【００２９】ＶはＣｒ，Ｍｎ等の固溶元素と比較して偏
析性が低く、熱間圧延時の冷却過程で生成したＶ炭・窒
化物による析出硬化により、レール母材やオーステナイ
ト域まで再加熱された溶接継手部の硬度を上昇させる元
素であるが、０．０１％未満ではその効果が十分に期待
できず、０．２０％を超えて添加してもそれ以上の効果
が期待できないことから、Ｖ量を０．０１〜０．２０％
に限定した。

【００３０】また、上記の成分組成で製造されるレール
は、強度、延性、靭性を向上させる目的で以下の元素を
必要に応じて１種または２種以上を添加する。 Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜
０．０５０％、Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｂ ：
０．０００５〜０．００５％

【００３１】次に、これらの化学成分の上記のように定
めた理由について説明する。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強度化に寄与し、耐摩耗性を向
上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が
小さく、０．２０％を超える過剰な添加を行うと、偏析
が助長され、さらに、パーライト変態速度が低下するた
め、加速冷却後の保定領域中にパーライト変態が終了せ
ず、その後の冷却において偏析部にマルテンサイト組織
が生成し、レールの靭性を低下させるため、Ｍｏ量を
０．０１〜０．２０％に限定した。

【００３２】ＮｂはＶと同様にＮｂ炭・窒化物を形成し
てオーステナイト粒を細粒化する有効な元素であり、そ
のオーステナイト粒成長抑制効果はＶよりも高温度域
（１２００℃近傍）まで作用し、パーライト組織の延性
と靭性を改善する。その効果は、０．００２％未満では
期待できず、また、０．０５０％を超えると過剰な添加
を行ってもそれ以上の効果が期待できない。従って、Ｎ
ｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。

【００３３】Ｃｏは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強度を
向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果
が期待できず、また、２．００％を超える過剰な添加を
行ってもその効果が飽和域に達してしまうため、Ｃｏ量
を０．１０〜２．００％に限定した。

【００３４】Ｂは旧オーステナイト粒界から生成する初
析セメンタイトの抑制効果があり、パーライト組織を安
定的に生成させるために有効な元素である。しかし、
０．０００５％未満ではその効果が弱く、０．００５０
％を超えて添加するとＢの粗大な炭ほう化物が生成し、
レールの靭性や延性を劣化させるため０．０００５〜
０．００５０％に限定した。

【００３５】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の頭部を
加速冷却し、レール頭部のパーライト組織の硬さを向上
させる。

【００３６】次に、重量％で、Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃ
ｒの含有率の総和を０．５〜１．２％の範囲に限定した
理由について説明する。重量％において、Ｓｉ／４＋Ｍ
ｎ／２＋Ｃｒの総和が０．５％未満では、フラッシュバ
ット溶接後のレール溶接継手部の硬度が母材と比較して
大きく低下し、継手部と母材の硬度差が増加し、継手部
頭頂面での局部的な摩耗を防止することが可能な高度差
Ｈｖ３０以下を満足することができない。また、重量％
において、Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの重量％の総和が
１．２％を超えると、レール溶接継手部の硬度が母材と
比較して大きく増加し、継手部頭頂面での局部的な摩耗
を防止することが可能な硬度さＨｖ３０以下を満足する
ことができない。これに加えて、溶接継手部にマルテン
サイト組織が生成し、レール溶接継手の靭性や疲労強度
が大きく低下し、さらに、柱部に偏析を伴う初析セメン
タイト組織が生成しやすくなるため、Ｓｉ／４＋Ｍｎ／
２＋Ｃｒの含有率の総和を０．５〜１．２％の範囲に限
定した。

【００３７】（２）パーライト組織の硬さおよびその範
囲 はじめに、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限
定した理由について説明する。硬さがＨｖ３２０未満で
は、本成分系において重荷重鉄道用レールに要求されて
いる耐摩耗性を確保することが困難であり、さらに、急
曲線区間のレールＧ．Ｃ．（ゲージコーナー）部におい
てレールと車輪の強い接触によりメタルフローが生成
し、これに伴い、きしみ割れやフレーキングなどの表面
損傷が発生するため、パーライト組織の硬さをＨｖ３２
０以上に限定した。

【００３８】次に、Ｈｖ３２０以上の硬さを有するパー
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。２０mm未満では、レール頭部
に必要とされている耐摩耗性領域として小さく、摩耗の
進行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３０
mm以上であれば、寿命改善効果がさらに増し、より望ま
しい。

【００３９】ここで、図３に本発明の耐摩耗性、溶接性
に優れた低偏析性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す。レール頭部に
おいて１は頭頂部、２は頭部コーナーであり、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。また、Ｈｖ３２０以上のパーラ
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、レール使用寿命の改善が可能となる。

【００４０】（３）溶接継手部と母材の硬度差 レールの母材と溶接継手部の硬度差をＨｖ３０以下にす
る理由について説明する。溶接継手部と母材の硬度差が
Ｈｖ３０を超えると、レール溶接継手部の頭頂面に落ち
込み等の偏摩耗が生成し、列車通過時に騒音、振動が発
生することや軌道の劣化が大きく進行するため、溶接継
手部と母材の硬度差をＨｖ３０以下に限定した。なお、
この硬度差はオーステナイト域まで再加熱されるレール
溶接継手部と母材の頭部硬度分布の差を限定するもので
あり、溶接継手部の周囲に生成する熱影響部や溶接線上
の脱炭による硬度低下領域と母材との硬度差を示すもの
ではない。

【００４１】また、レールの成分系や溶接条件によって
は母材と比較して溶接継手部の硬さが若干高くなる場合
がある。しかし、溶接部の若干の硬度上昇は溶接継手部
の諸特性に大きな影響を及ぼさないことから、本硬度差
には、溶接継手部の硬度が母材と比べて低い場合、溶接
継手部の硬度が母材と比べて高い場合の両方を含んでい
る。

【００４２】（４）製造条件 請求項３，４において、レール頭部をオーステナイト域
温度から１〜１０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、該
鋼レール温度が７００〜５００℃に達した時点で冷却を
停止する冷却条件に限定した理由について詳細に説明す
る。

【００４３】まず、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。７００℃を超える温度で
加速冷却を停止すると、加速冷却直後にパーライト変態
が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、レ
ール頭部の硬さがＨｖ３２０未満となり、耐摩耗性の確
保ができないため、７００℃以下に限定した。また、５
００℃未満まで加速冷却を行うと、耐摩耗性に有害なベ
イナイト組織が生成することや、加速冷却後にレール内
部からの十分な復熱が得られず、レールの靭性に有害な
マルテンサイト組織が生成するため５００℃以上に限定
した。

【００４４】加速冷却速度を１〜１０℃／sec に限定し
た理由を説明する。加速冷却速度が１℃／sec 未満にな
ると、加速冷却途中の高温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
部の硬さがＨｖ３２０未満となり、耐摩耗性の確保が困
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が生成するため、１℃／
sec 以上に限定した。また、１０℃／sec を超えると、
成分系によっては加速冷却中にパーライト変態が十分終
了せず、レールの靭性に有害なマルテンサイト組織が生
成するため、１０℃／sec 以下に限定した。

【００４５】従って、Ｈｖ３２０以上のパーライト組織
を呈した耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性レールを製
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、延性、靭性および耐摩耗性に有
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、オーステナイト域温度から１〜
１０℃／sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度
が７００〜５００℃達した時点で加速冷却を停止するこ
とにより、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。

【００４６】なお、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。

【００４７】また、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
微量な初析セメンタイトが生成することがある。しか
し、パーライト組織中に微量な初析セメンタイトが生成
してもレールの延性、靭性、耐摩耗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セメンタイト組織の混在も含んでい
る。

【００４８】加速冷却時の冷却媒体としては、エアーお
よび水とエアーの混合噴射冷却、あるいは、これらの組
み合わせ、および、油、熱湯、ポリマー＋水、ソルトバ
スへのレール頭部あるいは全体を浸漬等を用いて、所定
の冷却速度を得ることが可能である。

【００４９】上記のような本発明熱処理方法によって製
造された低偏析性パーライト系レールは、海外重荷重鉄
道用のレールとして要求される耐摩耗性、溶接性を有し
ている。

【００５０】

【実施例１】ここで、本発明レールの実施例について説
明する。表１には、本発明レール鋼と比較レール鋼の化
学成分、母材硬さおよびミクロ組織、図４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
後の摩耗量を示し、また、本発明レール鋼と比較レール
鋼の母材とフラッシュバット溶接継手部の硬度およびこ
れらの差、柱部の衝撃試験結果を示す。なお、表１に示
したレール母材とフラッシュバット溶接継手部の硬度は
頭部の平均的な値を示すものであり、最大値や最小値を
示すものではない。

【００５１】さらに、図５は、表１に示す本発明レール
鋼と比較レール鋼の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係
で比較したものである。また、図６は表１の実施例に示
した本発明レール鋼と比較レール鋼の溶接継手部の頭部
硬度分布の一例を示したものである。

【００５２】なお、レールの構成は以下の通りである。 ・本発明レール（８本） 符号Ａ〜Ｈ 上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表
面から該頭部表面を起点として深さ２０mmの範囲がパー
ライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さがＨｖ３
２０以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手
部の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする耐摩
耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レール。 ・比較レール（１０本） 符号Ｉ〜Ｌ：化学成分が上記請求範囲外の共析炭素含有
鋼による比較レール（４本）。 符号Ｍ〜Ｐ：化学成分が上記請求範囲外の過共析炭素含
有鋼による比較レール（４本）。 符号Ｑ，Ｒ：Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ（wt％）の和が上記請求
範囲外の比較レール（２本）。

【００５３】摩耗試験条件は次の通りとした。 試験機 ：西原式摩耗試験機 試験片形状：円盤状試験片（外径：３０mm，厚さ：８m
m） 試験荷重 ：６８６Ｎ すべり率 ：２０％ 相手材 ：パーライト鋼（Ｈｖ３９０） 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

【００５４】フラッシュバット溶接条件は次の通りとし
た。 溶接機 ：Ｋ−３５５（ソ連製） 容 量 ：１５０KVA 二次電流 ：最大２００００Amp. クランプ力：最大１２５ton アップセット量：１０mm

【００５５】衝撃試験条件は以下の通りとした。 試験片 ：ＪＩＳ３号２mmＵノッチシャルピー衝撃試験
片 試験温度：常温（＋２０℃）

【００５６】

【表１】

【００５７】

【表２】

【００５８】

【実施例２】次に、本発明レール製造法の実施例につい
て説明する。表２には、本発明レール鋼と比較レール鋼
の化学成分、熱処理条件（熱処理温度域、加速冷却速
度）、母材硬さおよびミクロ組織、実施例１と同様に図
４に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７
０万回繰り返し後の摩耗量を示し、また、本発明レール
鋼と比較レール鋼の母材とフラッシュバット溶接継手部
の硬度およびこれらの差、柱部と衝撃試験結果を示す。
なお、表２に示したレール母材とフラッシュバット溶接
継手部の硬度は頭部の平均的な値を示すものであり、最
大値や最小値を示すものではない。

【００５９】さらに、図７は、表２に示す本発明レール
鋼と比較レール鋼の摩耗試験結果を硬さと摩耗量の関係
で比較したものである。また、図８は表２の実施例に示
した本発明レール鋼と比較レール鋼の溶接継手部の頭部
硬度分布の一例を示したものである。

【００６０】なお、レールの構成は以下の通りである。 ・本発明レール（８本） 符号Ａ〜Ｈ 上記成分範囲で、該鋼レールの少なくともレール頭部表
面から該頭部表面を起点として深さ２０mmの範囲がパー
ライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さがＨｖ３
２０以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手
部の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする耐摩
耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レール。 ・比較レール（１１本） 符号Ｉ〜Ｋ：化学成分が上記請求範囲外の共析炭素含有
鋼による比較レール（３本）。 符号Ｌ〜Ｏ：化学成分が上記請求範囲外の過共析炭素含
有鋼による比較レール（４本）。 符号Ｐ，Ｑ：熱処理条件が上記請求範囲外の比較レール
（２本）。 符号Ｒ，Ｓ：Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ（wt％）の和が上記請求
範囲外の比較レール（２本）。

【００６１】摩耗試験条件は次の通りとした。 試験機 ：西原式摩耗試験機 試験片形状：円盤状試験片（外径：３０mm，厚さ：８m
m） 試験荷重 ：６８６Ｎ すべり率 ：２０％ 相手材 ：パーライト鋼（Ｈｖ３９０） 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

【００６２】フラッシュバット溶接条件は次の通りとし
た。 溶接機 ：Ｋ−３５５（ソ連製） 容 量 ：１５０KVA 二次電流 ：最大２００００Amp. クランプ力：最大１２５ton アップセット量：１０mm

【００６３】また、衝撃試験条件は以下の通りとした。 試験片 ：ＪＩＳ３号２mmＵノッチシャルピー衝撃試験
片 試験温度：常温（＋２０℃）

【００６４】

【表３】

【００６５】

【表４】

【００６６】

【発明の効果】図５、図７に示すように、本発明レール
鋼は比較レール鋼と比べて炭素量を高めることにより同
一硬さにおいて摩耗量が少なく、耐摩耗性が大きく向上
している。また、表１，２に示すように化学成分を適切
な範囲に納めることにより、靭性に有害な柱偏析部の初
析セメンタイト組織の生成が防止でき、さらに、レール
頭部に適切な熱処理条件を選択することにより、延性、
靭性や耐摩耗性に有害な初析セメンタイトやマルテンサ
イト組織を生成させることなく、耐摩耗性に優れたパー
ライト組織を安定的に生成させることが可能となる。

【００６７】また、図６、図８に示すように、溶接継手
部（オーステナイト域まで再加熱された部位）は、マル
テンサイトなどの異常組織の生成もなく、母材との硬度
差がＨｖ３０以下に収まっており、溶接まま（熱処理な
し）で溶接継手部頭頂面の偏摩耗による局部的な落ち込
みを防止することができる。

【００６８】このように本発明によれば、重荷重鉄道に
耐摩耗性および溶接性（溶接施工性、溶接継手部特性）
に優れた低偏析性レールを提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】レールにおいて偏析部から初析セメンタイト組
織が生成する部位を示した図。

【図２】Ｃ量０．８５超〜１．２０％、Ｖ量：０．０１
〜０．２０％の鋼レールのフラッシュバット溶接継手部
硬さとＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの関係を示した図。

【図３】レール頭部断面表面位置の呼称を表示した図。

【図４】西原式摩耗試験機の概略図。

【図５】表１に示す本発明レール鋼と比較レール鋼の摩
耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較した図。

【図６】表１に示す本発明レール鋼と比較レール鋼の溶
接継手部の頭部硬度分布の一例を示した図。

【図７】表２に示す本発明レール鋼と比較レール鋼の摩
耗試験結果を硬さと摩耗量の関係で比較した図。

【図８】表２に示す本発明レール鋼と比較レール鋼の溶
接継手部の頭部硬度分布の一例を示した図。

【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

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．２０％ を含有し、かつ、 Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの含有率の和が０．５〜１．
   ２％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
   レールであって、該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の範囲がパ
   ーライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さがＨｖ
   ３２０以上であり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継
   手部の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴とする耐
   摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レール。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．２０％ を含有し、かつ、 Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの含有率の和が０．５〜１．
   ２％であり、さらに、 Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる鋼レールであって、該鋼レールの頭部
   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の範囲がパーライト組織を呈し、前記パーライ
   ト組織の硬さがＨｖ３２０以上であり、さらに、該鋼レ
   ールの母材と溶接継手部の硬度差がＨｖ３０以下である
   ことを特徴とする耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パ
   ーライト系レール。
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．２０％ を含有し、かつ、 Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの含有率の和が０．５〜１．
   ２％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる熱
   間圧延した高温度の熱を保有する鋼レール、あるいは、
   熱処理する目的で高温に加熱された鋼レールの頭部をオ
   ーステナイト域温度から１〜１０℃／sec の冷却速度で
   加速冷却し、該鋼レール温度が７００〜５００℃に達し
   た時点で加速冷却を停止し、その後放冷する工程からな
   り、該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の範囲がパーライト組織
   を呈し、前記パーライト組織の硬さがＨｖ３２０以上で
   あり、さらに、該鋼レールの母材と溶接継手部の硬度差
   がＨｖ３０以下であることを特徴とする耐摩耗性、溶接
   性に優れた低偏析性パーライト系レールの製造法。
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．８５超〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．００％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．２０％ を含有し、かつ、 Ｓｉ／４＋Ｍｎ／２＋Ｃｒの含有率の和が０．５〜１．
   ２％であり、さらに、 Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、 Ｃｏ：０．１０〜２．００％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる熱間圧延した高温度の熱を保有する鋼
   レール、あるいは、熱処理する目的で高温に加熱された
   鋼レールの頭部をオーステナイト域温度から１〜１０℃
   ／sec の冷却速度で加速冷却し、該鋼レール温度が７０
   ０〜５００℃に達した時点で加速冷却を停止し、その後
   放冷する工程からなり、該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
   囲がパーライト組織を呈し、前記パーライト組織の硬さ
   がＨｖ３２０以上であり、さらに、該鋼レールの母材と
   溶接継手部の硬度差がＨｖ３０以下であることを特徴と
   する耐摩耗性、溶接性に優れた低偏析性パーライト系レ
   ールの製造法。