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WO1999036583A1 - Rail de type bainite presentant une excellente resistance aux dommages de fatigue en surface et une excellente resistance a l'usure - Google Patents

Rail de type bainite presentant une excellente resistance aux dommages de fatigue en surface et une excellente resistance a l'usure Download PDF

Info

Publication number
WO1999036583A1
WO1999036583A1 PCT/JP1999/000102 JP9900102W WO9936583A1 WO 1999036583 A1 WO1999036583 A1 WO 1999036583A1 JP 9900102 W JP9900102 W JP 9900102W WO 9936583 A1 WO9936583 A1 WO 9936583A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rail
bainite
bainite structure
resistance
carbide
Prior art date
Application number
PCT/JP1999/000102
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Masaharu Ueda
Kouichi Uchino
Katsuya Iwano
Akira Kobayashi
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
Priority to BR9904802-7A priority Critical patent/BR9904802A/pt
Priority to US09/380,992 priority patent/US6254696B1/en
Priority to CA002283760A priority patent/CA2283760C/en
Priority to JP53701399A priority patent/JP3290669B2/ja
Priority to AU18901/99A priority patent/AU737977B2/en
Publication of WO1999036583A1 publication Critical patent/WO1999036583A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength bainite-based rail having improved surface fatigue damage resistance and abrasion resistance at a rail head required for heavy-load railways, and improved metal flow resistance.
  • These rails are high-strength rails exhibiting a fine pearlite structure by carbon steel containing carbon (carbon content: 0.7 to 0.8%).
  • the wear resistance was improved by reducing the lamella spacing in the pearlite structure, and at the same time, the properties of the welded joint were improved by adding alloy.
  • the rail head surface is ground with a grinder etc.
  • the present inventors verified by experiment the relationship between the formation of a fatigue layer (fatigue damage layer, texture) generated by repeated contact between the rail and the wheel and the metallographic structure.
  • a fatigue damage layer fatigue damage layer, texture
  • a pearlite tissue having a layered structure of a ferrite phase and a cementite phase
  • a fatigue damage layer easily accumulates and a texture is easily developed, while a soft ferrite texture is formed.
  • the bainite structure in which granular hard carbides are dispersed in the ground, it is difficult for the fatigue damage layer to accumulate, and further, it is unlikely that the aggregated structure that triggers surface fatigue damage is generated, and as a result, dark spot damage is not easily generated.
  • dark spot damage is not easily generated.
  • the bainite organization can prevent surface fatigue damage such as dark spot damage, but it has been suggested that the service life of the rail will be shortened due to the increase in wear, and the rail head just below the wheel running surface Metal flow is likely to occur in the part, especially in a gentle curve section with a high tangential force, and sometimes it becomes easy for cracks and other surface fatigue damage such as flaking to occur in the G.C. Therefore, the present inventors have studied a method for improving the strength of the bainite structure.
  • the strength of bainite steel is governed by the hardness of the ferrite ground and carbide in the veneite structure and the size of the carbide.
  • the present inventors have focused on the bainite structure in which a fatigue layer (fatigue damage layer, texture) is unlikely to accumulate, and as a method of improving wear resistance and metal flow resistance without adding a large amount of alloy. Considering the control of the size of carbide, The size was verified by experiment.
  • the present inventors have examined the amount of carbide having an optimum size for improving wear resistance and metal flow resistance.
  • the carbide is reduced and the wear resistance of bainite steel is secured immediately below the rolling surface of hard carbide. It was found that the accumulation in the steel became insufficient, and as a result, the wear resistance deteriorated.
  • the amount of the hard carbide having the optimum size in a given cross section exceeded a certain amount, the ductility of the veneite structure deteriorated, and peeling damage such as spalling easily occurred on the rolling surface.
  • the present inventors controlled the size of carbides in the bainite structure in the bainite structure to be within a certain range, and at the same time, occupied the area occupied by the carbide within a certain range within an arbitrary cross section.
  • a veneite structure with excellent surface fatigue damage resistance and wear resistance can be obtained without adding a large amount of alloy.
  • the present invention provides a low-cost high-strength rail with improved surface fatigue damage resistance, abrasion resistance, and metal flow resistance required for heavy-load railways.
  • the purpose is. Disclosure of the invention
  • the present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows. It is as follows.
  • the present invention is a steel rail at least partially exhibiting a bainite structure, wherein in an arbitrary cross section of the bainite structure, the total area occupied by carbide having a major axis in a range of 100 to 1000 nm is as follows: It is a bainite-based rail with excellent surface fatigue damage resistance and abrasion resistance characterized by having an area of any cross section of 10 to 50%.
  • the above bainite rails are in weight%
  • Mn 0.20 to 3.00%
  • Cr 0.20 to 3.00%
  • the balance can be made of steel having a composition of Fe and inevitable impurities.
  • bainite rails mentioned above may be any bainite rails mentioned above.
  • N i 0.05 to 4.00%
  • T i 0.01 to 0.05%
  • V 0.01 to 0.30%
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • One or more of B: 0.0001 to 0.0050%, Mg: 0.0010 to 0.0100%, and Ca: 0.0010 to 0.011% can be contained.
  • At least a range of a depth of 20 arms from a corner portion and a top surface of the rail head has a bainite structure.
  • FIG. 1 is a drawing showing the designation of the surface position of the cross section of the rail head.
  • Fig. 3 is a schematic drawing of the rolling fatigue tester.
  • FIG. 4 is a drawing showing an example of the state of carbide in the bainite structure of the rail copper of the present invention.
  • FIG. 5 is a drawing showing another example of the state of carbide in the bainite structure of the rail steel of the present invention.
  • FIG. 6 is a view showing a bainite structure.
  • FIG. 6 shows a schematic diagram of a cross section of the bainite structure.
  • the island-shaped parts indicated by white parts granules with short major axis, major axis: 100-1000 nm
  • hatched lines granular bodies with long major axis, major axis: l OOO nm or more
  • the major axis of the carbide in the present invention refers to the length between both ends in the carbide length direction.
  • the size of the carbide in the bainite structure is an important factor that determines the wear resistance and strength of the bainite structure. If the major axis of the carbide in the bainite structure exceeds 1000 nm, the wear of the bainite structure will increase significantly, and the service life of the rail will be significantly reduced, and metal flow will occur on the surface of the rail head directly under the wheel running surface. In the case of a gentle curve with a high tangential force, which is likely to occur, creaking cracks and surface peeling damage such as flaking occur in the GC part.
  • the major diameter of the carbide in the bainite structure is less than 100 nm, hard carbides that contribute to wear resistance are less likely to accumulate directly under the rolling surface, and the carbides are removed by abrasion together with the ferrite ground. Since the wear resistance cannot be secured, the major diameter of the carbide was set to 100 nm or more.
  • the area occupied by fine (100 to 1000 nm long) carbides in the bainite structure is an important factor that determines the ductility and wear resistance of the bainite structure. If the area occupied by the fine carbides in the bainite structure exceeds 50%, the ductility of the bainite structure decreases, and accompanying this, a large amount of peeling damage such as spalling occurs on the rolling surface. Was set to 50% or less. In addition, fine carbonization in bainite structure When the area occupied by the carbide is less than 10%, the amount of the carbide decreases, and the hard carbide, which secures the wear resistance of the bainite steel, is insufficiently accumulated immediately below the rolling surface, and the wear resistance is reduced.
  • the area occupied by carbide was set to 10% or more. In order to sufficiently secure the wear resistance and ductility of the payinite structure and further improve the rail life, it is more preferable that the area occupied by fine carbides is set to 20 to 40%.
  • the size and area occupied by carbides in the bainite structure were measured by etching steel with a predetermined corrosive solution such as nitral and pitalal, and observing these with a scanning electron microscope or A steel thin film is formed, observed with a transmission electron microscope, and the major axis of each carbide is measured in each field of view. Furthermore, a carbide having a major axis of 100 to 100 nm is selected, and its occupied area is obtained by performing elliptic approximation.
  • the form and density of carbide often vary depending on the visual field to be observed. It is desirable to take the average.
  • C is an essential element for securing the strength and wear resistance of the bainite structure.
  • Si is an element that improves strength by solid solution hardening of ferrite base in bainite structure, but its effect cannot be expected at less than 0.10%.
  • the content exceeds 2.0%, surface flaws are liable to be generated during hot rolling of the rail, and a martensite structure is formed in the bainite structure, and the wear resistance and metal flow resistance of the rail are reduced.
  • the amount of 31 was limited to 0.10 to 2.00%.
  • Mn has the effect of lowering the transformation temperature of bainite and at the same time increasing the hardness of carbides, and is an element contributing to high strength.However, if less than 0.20%, the effect is small, and it is necessary for bainite rails. It is difficult to secure the required strength. On the other hand, if the content exceeds 3.00%, the hardness of the carbide in the bainite structure becomes excessively high, and the ductility decreases, the transformation speed of the bainite structure decreases, and the wear resistance and metal resistance of the rails decrease. Since a martensite structure harmful to flowability and toughness is likely to be generated, the Mn content is limited to 0.20 to 3.00%.
  • Cr has the effect of finely dispersing the carbides in the bainite structure, and at the same time, has the effect of increasing the hardness of the light ground and carbides in the bainite structure, and is an important element for ensuring strength. If it is less than 0.20%, the effect is small, and it becomes difficult to secure the strength required for the bainite rail. On the other hand, if the content exceeds 3.00%, the hardness of the carbide in the payinite structure becomes excessively high, and the ductility decreases, and the transformation speed of the bainite structure decreases. Martensite structure, which is harmful to abrasion, metal flow resistance and toughness, is likely to be formed, so the content of 1: 1: 0.2-3.0% was limited.
  • one or more of the following elements are added as necessary for the purpose of preventing strength, ductility, toughness, and material deterioration during welding.
  • Mo is appropriately selected and added according to the purpose, if necessary.
  • the addition range of each element is as follows.
  • Ni 0.05 to 4.00%
  • Ti 0.01 to 0.05%
  • V 0.01 to 0.30%
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • Mg 0.0010 to 0.010%
  • Ca 0.000 10-0.0150%.
  • Mo is an element that lowers the bainite transformation temperature and contributes to stabilization of the bainite transformation and strengthening of the bainite structure.At the same time, Mo is effective in strengthening carbides in the payinite structure. If it is less than 0.01%, its effect is not sufficient, and if it exceeds 1.00%, the transformation rate of bainite structure is significantly reduced, and like Mn and Cr, the rail wear resistance, Since the martensite structure harmful to the metal flow resistance and toughness is likely to be generated, the Mo content is limited to 0.01 to 1.00%.
  • Cu is an element that improves the strength without deteriorating the toughness of steel, and its effect is greatest in the range of 0.05 to 0.50%, and when it exceeds 0.50%, red-hot embrittlement occurs.
  • the Cu content was limited to 0.05 to 0.50%.
  • Ni is an element that stabilizes austenite, has the effect of lowering the bainite transformation temperature, refining the bainite structure, and improving ductility and toughness. However, if it is less than 0.05%, the effect is extremely small. Even if the addition exceeds 4.0%, the effect is saturated, so the Ni content was limited to 0.05 to 4.00%.
  • T i makes use of the fact that Ti (C, N) precipitated during melting and solidification does not dissolve even during reheating during rail rolling, and aims to refine the austenite crystal grains during rolling heating and to improve the ductility of the bainite structure. It is an effective component for improving toughness. However, if the content is less than 0.01%, the effect is small. If the content is more than 0.05%, coarse Ti (C, N) is generated, which becomes a starting point of fatigue damage during use of the rail, and cracks are generated. In order to generate them, the amount of the quince was limited to 0.01 to 0.05%.
  • V increases the strength by precipitation hardening by V-carbon / nitride generated in the cooling process during hot rolling, and furthermore, it suppresses the growth of crystal grains during the process of heating to a high temperature. It is an effective component for refining austenite grains and improving the strength and toughness of bainite structure.However, if the content is less than 0.01%, the effect cannot be sufficiently expected. Even if added over 0.30%, no further effect can be expected, so the V content was limited to 0.01 to 0.30%.
  • B is an element that suppresses the formation of the pro-eutectoid ferrite structure formed from the prior austenite grain boundary and stably forms the bainite structure.
  • the content is less than 0.0001%, the effect is weak, and if it exceeds 0.0050%, a coarse compound of B is generated and the rail material is deteriorated, so the B content is limited to 0.0001 to 0.0050%. did.
  • a preferred lower limit of the amount of B is 0.0005%.
  • Mg combines with O or S, A1, etc. to form fine oxides, suppresses the growth of crystal grains during reheating during rail rolling, and refines austenite grains. It is an element effective for improving the ductility of the pearlite structure. Further, Mg 0 and Mg S finely disperse Mn S, form a thin layer of Mn around Mn S, and promote ferrite transformation, which is a bainite texture, and as a result, a bainite texture It is an effective element for improving the ductility and toughness of the bainite structure by reducing the grain size.
  • C a has a strong bonding force with S, forms a sulfide as C a S, and C a S finely disperses Mn S, forms a thin band of Mn around Mn S, and forms bainite.
  • Rail steel composed of the above composition is melted in a commonly used melting furnace, such as a converter or an electric furnace, and the molten steel is formed by ingot-bulking or continuous casting, and further It is manufactured as a rail after rolling.
  • heat treatment is applied to the head of the hot-rolled rail holding high-temperature heat or the rail heated to a high temperature to stabilize a highly rigid veneer structure at the rail head. It can be generated automatically.
  • the reason why the above-mentioned bainite structure is desirably set to a range of at least 2 Omm in depth from the surface of the corner and the top of the rail head will be described. That is, if the depth is less than 2 Omm, the wear resistance and surface fatigue damage resistance area required for the rail head is small, and a sufficient life improvement effect cannot be obtained. Further, if the range in which the bainite structure is exhibited is 3 Omm or more starting from the head corner and the top surface, the effect of improving the life is further increased, which is more desirable.
  • the designation of the head of the veneered rail with excellent wear resistance and surface fatigue damage resistance of the present invention, and the wear resistance and surface fatigue damage resistance are required.
  • 1 is the crown
  • the area indicated by 2 is a part of the head corner
  • one of the head corners 2 is a gauge corner (GC) that mainly contacts the wheels.
  • GC gauge corner
  • the rail service life can be improved if the bainite structure is arranged at least in the shaded area in the figure (at a depth of 2 Omm from the surface).
  • the metal structure of the rail of the present invention is desirably a bainite structure, but depending on the manufacturing method, a small amount of martensite structure is mixed into the bainite structure. Sometimes. However, the inclusion of a small amount of martensite structure in the bainite structure does not significantly affect the wear resistance, surface fatigue damage resistance and toughness of the rail. It may include a mixture of martensite structures.
  • Tables 1 and 2 show the chemical composition of the rail steels of the present invention example and comparative example, the long range of carbides in any cross section of the microstructure and bainite structure, and the occupation of carbides with a long diameter of 100 to 100 nm. Indicates the area.
  • Each rail steel contains Fe and unavoidable impurities in addition to the indicated components.
  • Tables 1 and 2 show the wear characteristics test results of the rail head material using the Nishihara-type abrasion tester shown in Fig. 2, and the rails shown in Fig. 3. Shows the life of surface fatigue damage occurrence in water lubricated rolling fatigue damage test using test specimens.
  • FIG. 4 shows an example of a microstructure of 500 times in the cross section of the bainite structure of the rail steel of the present invention: code G
  • FIG. 5 shows the rail steel of the present invention: code H
  • Figs. 4 and 5 show the rail steel of the present invention corroded with 5% nital solution and observed with a scanning electron microscope.
  • the white granular part in the figure (the major axis is in the range of 100 to 100 nm)
  • the lump-shaped part are carbides in the bainite structure.
  • carbides having a major axis of less than 100 nm are not shown.
  • the configuration of the rail is as follows.
  • Rail steel of the present invention (11 steel) Code: A to K: The component system is within the scope of the present invention, exhibits bainite structure, and in the carbide contained in an arbitrary cross section of the bainite structure, the major diameter is smaller.
  • Comparative rail steel (11) Code: L to V: Conventional rail steel with a pearlite structure made of eutectoid carbon-containing steel (code: L to N). Rail steel whose component system is outside the scope of the present invention (symbol: 0 to R). The component system is within the scope of the present invention and exhibits a bainite structure, and the carbide contained in an arbitrary cross section of the bainite structure has a major axis of 100 to 1
  • a rail steel (symbol: s-v) having a total carbide occupying area in the range of 0.00 nm more than 50% or less than 10% of the area of the arbitrary cross section.
  • Specimen shape disk-shaped specimen (outer diameter 30 mm, thickness 8 mm)
  • Drying + water lubrication (500 000 times or more): 300 rpm * Number of repetitions: 0 to 500 times dry, then 200 000 times with water lubrication or until damage occurs
  • the rail steel of the present invention (code: A to K) in which the size of the carbide in the payinite structure and the area occupied by the carbide were controlled was the current rail steel (code: L) exhibiting a pearlite structure. -N), no dark spot damage was observed, and it had almost the same level of wear resistance I "life as conventional rail steel.
  • the rail steel of the present invention has a composition within a predetermined range to provide a pearlite structure or a martensite structure that is harmful to wear resistance due to surface fatigue damage generated by a comparative rail (code: 0 to R).
  • a comparative rail code: 0 to R.
  • a high-strength rail with improved surface fatigue damage resistance and wear resistance in a heavy-load railway can be provided at low cost.

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Description

明 細 書 耐表面疲労損傷性および耐摩耗性に優れたべィナイ ト系レール 技術分野
本発明は、 重荷重鉄道に要求されるレール頭部での耐表面疲労損傷性および耐 摩耗性、 さらには耐メタルフロー性をを向上させた高強度べィナイト系レールに 関するものである。 背景技術
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高効率化はレール使 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とされるように なった。 しかしながら、 最近の高強度化熱処理技術の進歩により、 共祈炭素鋼を 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、 高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圧延終了後或いは、 再加熱したレール頭部をオーステナイト域温度から 8 5 0〜5 0 0。C間を l〜4 °C/sで加速冷却する 1 3 0 kgf /mm2 以上の高強度レ —ルの製造法 （特公昭 6 3— 2 3 2 4 4号公報参照） 。
② C r， N b等の合金を添加し、 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 5 9 - 1 9 1
7 3号公報参照） 。
これらのレールの特徴は、 共祈炭素含有鋼 （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の微細化により耐摩耗性を向上させ、 同時に、 合 金を添加することにより溶接継手部の特性を向上させるところにあった。
—方、 摩耗があまり大きな問題とならない直線又は緩曲線区間のレールでは、 従来からのパーライ ト組織を呈した、 圧延ままレール、 又は一部に高強度熱処理 レールが使用されているが、 近年、 使用環境の過酷化により、 レールと車輪の繰 り返し接触にともなうころがり面の表面疲労損傷が発生することがある。 この中 でも近年問題とされているのが、 「頭頂面シェリング」 または 「ダークスポット 損傷」 と呼ばれているレール頭表面のき裂損傷である。 この損傷の特徴は、 頭表 面から発生し、 頭部の内部まで伝播したき裂がレール底部に分岐することであり、 重荷重鉄道では横裂損傷を引き起こすことがある。
このダークスポット損傷は、 重荷重鉄道だけでなく、 旅客鉄道の高速運転区間 のレールでも発生することが確認されており、 現在までの調査の結果、 その主な 発生原因はレールと車輪との繰り返し接触によってレール頭表部に疲労ダメ一ジ 層 （パーライ トラメラが破砕された組織） が蓄積すること、 集合組織 （結晶粒の 結晶面がある角度に揃う） の発達によりパーライ ト組織中のフェライ ト相にすべ りが発生するためと考えられている。
この対策としては、 レール頭表面をグラインダー等で研削し、 これらの疲労層
(疲労ダメージ層、 集合組織） を除去する方法もあるが、 グラインデイング作業 を定期的に行わなければならず、 その費用と手数がかかるといった問題があった。 もう 3の対策としては、 レール頭表部の硬さを低下させて、 これらの疲労層 が形成される前に摩耗により除去する方法がある。 しカゝし、 硬さを単純に低下さ せると、 車輪走行面直下のレール頭表面に列車進行方向と反対方向の塑性流動
(メタルフロー） が生成し易くなり、 このフローに沿ってき裂損傷が発生すると いう問題もある。
そこで、 本発明者らは、 レールと車輪の繰り返し接触によって生成する疲労層 (疲労ダメージ層、 集合組織） の形成と金属組織の関係を実験により検証した。 その結果、 フェライ ト相とセメンタイ ト相の層状組織をなしているパーライ ト組 織では、 疲労ダメージ層が蓄積しやすく、 さらに、 集合組織が発達し易いのに対 して、 柔らかなフェライ ト組織地に粒状の硬い炭化物が分散したべィナイ ト組織 は、 疲労ダメージ層が蓄積し難く、 さらに、 表面疲労損傷の引き金となる集合組 織が発生し難く、 結果としてダークスポット損傷が発生しにくいことが実験によ り明らかとなった。
しかし、 海外の重荷重鉄道では、 貨物積載重量が大きいため、 レール/車輪の 接触面圧力や接線力が著しく高い。 このため、 ベイナイ ト組織では、 ダークスポ ット損傷のような表面疲労損傷の防止は可能であるものの、 摩耗量の増加により、 レール使用寿命が低下するといつたことや車輪走行面直下のレール頭表部にメタ ルフローが生成し易く、 特に接線力の高い緩曲線区間では、 きしみ割れや G . C . 部にフレーキング等の別の表面疲労損傷が発生し易くなるといつた場合がある。 そこで本発明らはべイナィ ト組織の強度を向上させる方法を検討した。 ベイナ ィ ト鋼の強度は、 べィナイ ト組織中のフェライ ト地と炭化物の硬さおよび炭化物 のサイズによって支配されている。 一般的にべィナイ ト鋼を高強度化するには、 ①合金を多量に添加してフヱライ ト地と炭化物の硬さを向上させる方法と、 ②べ ィナイ ト変態温度を制御して炭化物のサイズを微細化する方法が知られている。 しかし、 フェライ ト地と炭化物の硬さを向上させるには、 合金を多量に添加す る必要があり、 このため成分コストが大きく上昇し、 同時に、 焼き入れ性の向上 により溶接時にマルテンサイ ト組織などのレールの靭性に有害な組織が生成する といった問題があった。 一方、 炭化物のサイズを微細化する方法では、 炭化物の 微細化により強度の向上は図れるものの、 炭化物のサイズ及びその量が不適切で あると、 耐摩耗性の確保が困難になるといった問題があった。
本発明者らは、 疲労層 （疲労ダメージ層、 集合組織） が蓄積し難いべィナイ ト の組織に着目し、 合金を多く添加することなく、 耐摩耗性及び耐メタルフロー性 ^向上させる方法として、 炭化物のサイズの制御を考え、 その最適な炭化物のサ ィズを実験により検証した。
その結果、 べィナイ ト組織中の炭化物のサイズがある一定長さ以上になると、 耐摩耗性が低下し、 これに加えて、 メタルフローの生成によりき裂損傷が発生し 易くなることが明らかになった。 一方、 ベイナイ ト組織中の炭化物のサイズがあ る一定長さ以下になると、 メタルフローの生成は抑制できるものの、 ベイナイ ト 鋼の耐摩耗性を確保している硬い炭化物がころがり面直下に集積し難くなり、 こ の結果、 耐摩耗性の向上が十分に期待できないことが明らかとなった。
これらの検討に加えて、 本発明者らは、 耐摩耗性及び耐メタルフロー性を向上 させる最適サイズの炭化物の量について検証した。 その結果、 任意の断面内にお いて最適サイズの硬い炭化物の占有面積がある一定量以下になると、 炭化物の減 少によりべィナイ ト鋼の耐摩耗性を確保している硬い炭化物のころがり面直下で の集積が不十分となり、 その結果、 耐摩耗性が劣化することが分かった。 一方、 任意の断面において最適サイズの硬い炭化物の量がある一定量以上になると、 ベ ィナイ ト組織の延性が劣化し、 ころがり面にスポーリング等の剥離損傷が発生し やすいことが判明した。
以上の結果から、 本発明者らは、 べィナイ ト組織においてべィナイ ト組織中の 炭化物のサイズをある一定範囲内に制御し、 同時に、 その炭化物の占有面積を任 意断面内においてある一定範囲内に制御することにより、 多量に合金を添加する ことなく、 耐表面疲労損傷性と耐摩耗性に優れたべィナイ ト組織が得られること を実験により見いだした。
すなわち本発明は、 上記した知見に基づいて、 重荷重鉄道に要求される耐表面 疲労損傷性及ぴ耐摩耗性、 耐メタルフロー性を向上させた高強度レールを低コス トで提供することを目的としている。 発明の開示
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、 以下 の通りである。
即ち、 本発明は少なくとも一部がべィナイト組織を呈する鋼レールであって、 前記べィナイト組織の任意断面において、 長径が 1 00〜1000 nmの範囲で ある炭化物が占有する面積の合計が、 前記任意断面の面積の 1 0〜50%である ことを特徴とする耐表面疲労損傷性および耐摩耗性に優れたべィナイト系レール である。
上記べイナイト系レールは 重量％で、
C ： 0. 15〜 0. 45 %、 S i ： 0. 10〜 2. 00 %、
Mn ： 0. 20〜3. 00%、 C r ： 0. 20〜3. 00%
を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなる成分の鋼で構成とすることが できる。
また、 上記べイナイト系レールには、 さらに必要に応じて、
Mo ： 0. 01〜1. 00%、 Cu ： 0. 05〜0. 50%、
N i : 0. 05〜 4. 00%、 T i : 0. 0 1〜0. 05%、
V ： 0. 01〜 0. 30 %、 N b ： 0. 005〜 0. 05 %、
B ： 0. 0001〜0. 0050%、 Mg : 0. 0010〜0. 0100%、 C a ： 0. 0010〜0. 01 50%の 1種又は 2種以上を含有させることが できる。
さらに本発明では、 レール頭部のコーナー部及び頭頂部表面から少なくとも深 さ 20腕の範囲がべィナイト組織を呈するようにすることが好ましい。 図面の簡単な説明
第 1図は、 レール頭部断面表面位置の呼称を示す図面であり、 第 2図は、 西原 式摩耗試験機の概略図。 第 3図は、 ころがり疲労試験機の概略図面。 第 4図は、 本発明レール銅のべィナイト組織中の炭化物の状態の一例を示す図面。 第 5図は、 本発明レール鋼のべィナイト組織中の炭化物の状態の他の例を示す図面。 第 6図 は、 べィナイト組織を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、 べィナイト組織中の炭化物のサイズ及び任意断面におけるその占有面積 を限定した理由について述べる。
第 6図にベイナイト組織の断面の模式図を示す。 第 6図で、 白抜き部分 （長径 の短い粒状のもの、 長径： 100〜1000 nm) 及び斜線付き （長径の長い粒 状のもの、 長径： l O O O nm超） で示した島状の部分が炭化物である。 但し、 長径 100 nm未満のものは図示を省略した。 本発明における炭化物の長径とは 炭化物長さ方向の両端間の長さをいう。
べィナイ ト組織中の炭化物のサイズは、 べィナイト組織の耐摩耗性や強度を決 定する重要な要素である。 べィナイト組織中の炭化物の長径が 1000 nmを超 えると、 ベイナイト組織の摩耗量が著しく多くなり、 レール使用寿命が大幅に低 下することや、 車輪走行面直下のレール頭表面にメタルフローが発生しやすく、 接線力の高い緩曲線などにおいては、 きしみ割れや G. C. 部にフレーキング等 の表面剥離性損傷が発生するため、 炭化物の長径を 1 000 nm以下とした。 ま た、 べィナイト組織中の炭化物の長径が 1 O O nm未満になると、 耐摩耗性に寄 与する硬い炭化物がころがり面直下に集積し難くなり、 炭化物がフェライト地と 一緒に摩耗により取り去られてしまい、 耐摩耗性が確保できないため、 炭化物の 長径を 100 nm以上とした。
べィナイト組織中の微細な （長径 100〜1000 nm) 炭化物の占有面積は、 べィナイ ト組織の延性ゃ耐摩耗性を決定する重要な要素である。 べィナイト組織 の微細な炭化物の占有面積が 50%を超えると、 べィナイト組織の延性が低下し、 これにともない、 ころがり面にスポーリング等の剥離損傷が多く発生するため、 該炭化物の占有面積を 50%以下とした。 また、 ベイナイト組織中の微細な炭化 物の占有面積が 1 0 %未満になると、 該炭化物の量の減少により、 ベイナイ ト鋼 の耐摩耗性を確保している硬い炭化物のころがり面直下での集積が不十分となり、 耐摩耗性が確保できないため、 炭化物の占有面積を 1 0 %以上とした。 ペイナイ ト組織の耐摩耗性及び延性を十分に確保し、 レール寿命をより向上させるには、 微細な炭化物の占有面積を 2 0〜4 0 %とすることが、 より望ましい。
なお、 ベイナイ ト組織中の炭化物の大きさ及びその占有面積の測定は、 ナイタ ール及びピタラール等所定の腐食液で鋼をエッチングし、 これらを走査型電子顕 微鏡で観察するか、 または、 鋼の薄膜を作成し、 透過型電子顕微鏡で観察し、 各 視野において各炭化物の長径を測定する。 さらに、 炭化物の長径が 1 0 0〜1 0 0 0 n mの炭化物を選び出し、 楕円近似を行ってその占有面積を求める。
また、 炭化物の長径及び炭化物の占有面積の算出については、 観察する視野に よって炭化物の形態及びその密度にばらつきがある場合が多いので、 各鋼におい て最低限 1 0視野以上の観察を行い、 その平均をとることが望ましい。
次に、 レールの望ましい化学成分を限定した理由について説明する。
Cはべイナィ ト組織の強度と耐摩耗性を確保するための必須元素であるが、 ο ·
1 5 %未満では、 べィナイ ト組織に必要とされる強度を十分に確保することが難 しくなる。 同時に、 ベイナイ ト組織中の炭化物の量が減少し、 耐摩耗性に寄与す る硬い炭化物がころがり面直下に集積し難くなる。 また、 0 . 4 5 %を超えると、 ペイナイ ト組織中に表面損傷の発生に有害なパーライ ト組織が多く生成し易くな ることや、 炭化物の増加によりべイナイ ト組織の延性が低下し、 これにともない、 ころがり面にスポーリング等の剥離損傷が多く発生するため、 C量を 0 . 1 5〜 0 . 4 5 %に限定した。
S iはべイナィ ト組織中のフェライ ト素地への固溶体硬化により強度を向上さ せる元素であるが、 0 . 1 0 %未満ではその効果が期待できない。 また、 2 . 0 0 %を超えるとレール熱間圧延時に表面疵が発生し易くなることや、 べィナイ ト 組織中にマルテンサイ ト組織が生成し、 レールの耐摩耗性、 耐メタルフロー性及 び靭性を低下させるため、 3 1量を0. 1 0〜2. 00%に限定した。
Mnはべイナイ ト変態温度を下げ、 同時に、 炭化物の硬さを高める効果があり、 高強度化に寄与する元素であるが、 0. 20%未満ではその効果が少なく、 べィ ナイ トレールに必要とされる強度を確保することが難しくなる。 また、 3. 00 %を超えると、 ベイナイ ト組織中の炭化物の硬さが過剰に高くなり、 延性が低下 することや、 ベイナイ ト組織の変態速度が低下し、 レールの耐摩耗性、 耐メタル フロー性及び靭性に有害なマルテンサイ ト組織が生成し易くなるため、 Mn量を 0. 20〜3. 00%に限定した。
C rはべイナイ ト組織中の炭化物を微細に分散させ、 同時に、 ベイナイ ト組織 中のフ ライ ト地及び炭化物の硬さを高める効果があり、 強度を確保するために 重要な元素であるが、 0. 20%未満ではその効果が少なく、 ベイナイ トレール に必要とされる強度を確保することが難しくなる。 また、 3. 00%を超えると、 ペイナイ ト組織中の炭化物の硬さが過剰に高くなり、 延性が低下することや、 ベ イナイ ト組織の変態速度が低下し、 Mnと同様にレールの耐摩耗性、 耐メタルフ ロー性及び靭性に有害なマルテンサイ ト組織が生成し易くなるため、 じ 1：量を0. 20〜3. 00%に限定した。
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、 さらには溶接 時の材料劣化を防止する目的で、 以下の元素を必要に応じて 1種類又は 2種以上 を添加する。 即ち、 強度向上のために Mo, Cu, Bを、 強度、 靭性向上のため に V， Nbを、 延性、 靭性向上のために N i , T i， Mg, C aを、 また、 溶接 時の材料劣化を防止するために M oを、 必要あればそれぞれ目的に応じて適宜選 択して添加する。 各元素の添加範囲は以下の通りである。
Mo ： 0. 01〜1. 00%、 Cu ： 0. 05〜0, 50%、
N i ： 0. 05〜 4. 00%、 T i ： 0. 01〜 0. 05%、
V： 0. 01〜0. 30%、 Nb ： 0. 005〜0. 05%、
B ： 0. 0001〜0. 0050%、 Mg : 0. 0010〜0. 010%、 C a ： 0. 00 10〜0. 0 150%。
次に、 これらの化学成分を上記範囲に定めた理由について説明する。
Moは Mnあるいは C rと同様に、 べィナイト変態温度を下げ、 べィナイト変 態の安定化及びべイナイト組織の強化に寄与する元素であり、 同時に、 ペイナイ ト組織中の炭化物の強化に有効な元素であるが、 0. 01%未満ではその効果が 十分でなく、 1. 00%を超えると、 ベイナイト組織の変態速度が著しく低下し、 Mn、 C rと同様に、 レールの耐摩耗性、 耐メタルフロー性及ぴ靭性に有害なマ ルテンサイト組織が生成し易くなるため、 Mo量を 0. 0 1〜1. 00%に限定 した。
Cuは鋼の靭性を損なわず強度を向上させる元素であり、 その効果は 0. 05 〜0. 50%の範囲で最も大きく、 また、 0. 50%を超えると赤熱脆化を生じ ることから、 Cu量を 0. 05〜0. 50%に限定した。
N iはオーステナイトを安定化させる元素であり、 べィナイト変態温度を下げ、 ベイナイト組織を微細化し、 延性や靭性を向上させる効果を有するが、 0. 05 %未満ではその効果が著しく小さく、 また、 4. 00%を超える添加を行っても その効果が飽和してしまうため、 N i量を 0. 05〜4. 00%に限定した。
T iは溶解 ·凝固時に析出した T i (C, N) がレール圧延の再加熱において も溶解しないことを利用して、 圧延加熱時のオーステナイト結晶粒の微細化を図 り、 ベイナイト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な成分である。 しかし、 0. 01 %未満ではその効果が少なく、 0. 05%を超えて添加すると、 粗大な T i (C, N) が生成して、 レール使用中の疲労損傷の起点となり、 き裂を発生 させるため、 丁 1量を0. 01〜0. 05%に限定した。
Vは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で強度を高 め、 さらに、 高温度に加熱される処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作 用によりオーステナイト粒を微細化させ、 べィナイト組織の強度や靭性を向上す るのに有効な成分であるが、 0. 01%未満ではその効果が十分に期待できず、 0. 30%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. 30 %に限定した。
！^ は と同様に！^！？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 （1 2 00°C近傍） まで作用し、 ベイナイト組織の靭性を改善する。 しかし、 その効果 は 0. 005%未満では期待できず、 また、 0. 05%を超える過剰な添加を行 うと、 Nbの金属間化合物や粗大析出物が生成して靭性を低下させることから、 Nb量を 0. 005〜0. 50%に限定した。 Nbの望ましい下限量は 0. 01 %である。
Bは、 旧オーステナイト粒界から生成する初析フェライト組織の生成を抑制し、 ベイナイト組織を安定的に生成させる元素である。 しかし、 0. 0001%未満 ではその効果は弱く、 0. 0050%を超えて添加すると Bの粗大化合物が生成 してレール材質を劣化させるため、 B量を 0. 0001〜0. 0050%に限定 した。 B量の好ましい下限量は 0. 0005%である。
Mgは、 O、 または、 Sや A 1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、 Mg 0、 Mg Sが Mn Sを微細に分散させ、 Mn Sの周囲に Mnの稀薄層を形成し、 べィナイト組織の生地組織であるフェライト変態を促進させ、 その結果、 ベイナ ィ ト組織を微細化することにより、 べィナイト組織の延性や靭性を向上させるの に有効な元素である。 しかし、 0. 0◦ 10%未満ではその効果は弱く、 0. 0 100%を超えて添加すると Mgの粗大酸化物が生成してレールの延性や靭性を 劣化させるため、 Mg量を 0. 0010〜0. 0100%に限定した。
C aは、 Sとの結合力が強く、 C a Sとして硫化物を形成し、 さらに、 C a S が Mn Sを微細に分散させ、 Mn Sの周囲に Mnの稀薄帯を形成し、 ベイナイト 組織の生地組織であるフェライトの生成に寄与し、 その結果、 べィナイト組織を 微細化することにより、 べィナイ ト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な元 素である。 しかし、 0. 001 0%未満ではその効果は弱く、 0. 01 50%を 超えて添加すると C aの粗大酸化物が生成してレールの延性や靭性を劣化させる ため、 〇 3量を0. 0010〜0. 01 50%に限定した。
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 ·分塊法或いは連続铸造法、 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、 或いは高温に加熱されたレールの頭部に熱処理を施すことによ り、 レール頭部に硬さの高いべィナイ ト組織を安定的に生成させることが可能と なる。
次に、 上記べイナイ ト組織を呈する望ましい範囲を、 レール頭部のコーナー部 及び頭頂部表面から少なくとも深さ 2 Ommの範囲とした理由について説明する。 すなわち、 深さが 2 Omm未満ではレール頭部に必要とされている耐摩耗性及び耐 表面疲労損傷性領域としては小さく、 十分な寿命改善効果が得られないためであ る。 また、 前記べイナイ ト組織を呈する範囲が、 頭部コーナー部及び頭頂部表面 を起点として深さ 3 Omm以上であれば、 寿命改善効果がさらに増し、 より望まし レ、。
ここで、 第 1図に基づいて本発明の耐摩耗性、 耐表面疲労損傷性に優れたべィ ナイ ト系レールの頭部における呼称と、 耐摩耗性、 耐表面疲労損傷性が必要とさ れる領域を示す。 第 1図のレール頭部において、 1は頭頂部、 2で示す領域は頭 部コーナ一部であり、 頭部コーナ一部 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。 上記べイナイ ト組織は少なくとも図中の斜線部分 (表面からの深さ 2 Omm) 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。
また、 本発明のレールの金属組織はべイナィ ト組織であることが望ましいが、 その製造方法によってはべイナィ ト組織に微量なマルテンサイ ト組織が混入する ことがある。 しかし、 ベイナイト組織中に微量なマルテンサイ ト組織が混入して もレールの耐摩耗性、 耐表面疲労損傷性及ぴ靭性には大きな影響を及ぼさないた め、 本べイナィト系レールの組織としては若干のマルテンサイト組織の混在も含 んでいてよい。 実施例
次に、 本発明の実施例について説明する。
表 1及び表 2に本発明例及び比較例のレール鋼の化学成分、 ミクロ組織、 及び べィナイ ト組織の任意断面における炭化物の長径範囲、 長径 1 0 0〜1 0 0 0 n mの炭化物の占有面積を示す。 なお、 各レール鋼は、 表示した成分以外に、 F e 及び不可避的不純物を含有する。 さらに、 表 1及び表 2には第 2図に示す西原式 摩耗試験機によるレール頭部材料の摩耗特性試験結果、 及び第 3図に示すレール •車輪の形状を 1 / 4に縮尺加工した円盤試験片による水潤滑ころがり疲労損傷 試験の表面疲労損傷発生寿命を示す。
表 1
レ 任意断面内の炭化物の長径範 任意断面内の長径 1
符 化学成分 （w t%) 頭部ミクロ 頭部材料摩耗量 表面疲労損傷発生回 1 囲 0〜 1 0 Onmの炭化
号 組織 (g/50X 104回) 数 （X104回） ル C S i Mn C r 他の添加元素 ※最大値〜最小値 （nm) 物占有面積 （％)
A 0.17 1.82 1.45 1.21 B:0.017 べィナイ ト 200〜2600 11 1.51 200損傷発生なし
B 0.22 0.35 2.91 0.64 V:0.04 べィナイ ト 1 5'0〜1 600 18 0.81 200損傷発生なし
C 0.22 0.81 0.84 2.84 Nb:0.04 べィナイ ト 300〜1 800 16 0.87 200損傷発生なし
D 0.29 0.25 1.51 0.24 Mo:0.31， Ca:0.0025 べィナイ ト 450〜3900 19 0.96 200損傷発生なし
E 0.30 0.31 1.54 1.51 べィナイ ト 200〜2 1 00 25 0.77 200損傷発生なし 本
明
レ F 0.34 0.21 1.24 1.64 Ni:0.21,Mg:0.0025 べィナイ ト 1 50〜2400 27 0.46 200損傷発生なし
1
ノレ
G 0.35 0.31 1.62 0.80 Mo:0.21 べィナイ ト 1 00〜2400 32 0.43 200損傷発生なし
H 0.42 0.30 1.19 1.25 Mo:0.28 ペイナイ ト 1 20〜2200 37 0.24 200損傷発生なし
I 0.41 0.17 1.66 1.35 Ti:0.04 べィナイ 卜 30〜： 1 500 40 0.23 200損傷発生なし
J 0.43 1.01 1.41 1.85 Cu:0.21 べィナイ ト 20〜： 1 200 48 0.18 200損傷発生なし
K 0.45 0.35 0.22 2.10 べィナイ 卜 500〜3500 24 0.38 200損傷発生なし
表 2
任意断面内の炭化物の長径
レ 化学成分 (w t %) 1
頭部ミクロ 範囲 任意断面内の長径
1 符 頭部材料摩耗量 表面疲労損傷発生
0 1 0 Onmの炭化
祖職 （ ル C S i Mn C r 他の添加元素 ※最大値〜最小値 （nm) 物占有面積 （％)
125
L 0.71 0.25 0.75 ライ ト 1.25
ダークスポッ 卜損
102
M 0.77 0.21 0.91 0.17 ライ 卜 0.84
ダークスポッ ト損
74
N 0.77 0.52 1.07 0.21 ライ ト 0.25
ダークスポッ ト損 ハ ライ ト
120
0 0.54 0.35 1.13 1.44 +べィナイ 0.54
ダークスポット損 卜
べィナイ ト
1.54 164
P 0.33 2.54 0.81 1.21 Μο:0· 15
摩耗大 スポーリング損傷 サイ 卜
比
較 べィナイ ト 1.4 121 レ Q 0.35 0.41 3.41 0.40 Μο:0.15
1 摩耗大 スポ一リング損傷 サイ ト
ノレ
ペイナイ ト
1.32 87
R 0.35 0.25 0.81 3.21 +マノレテン
摩耗大 スポーリング損傷 サイ ト
800 5000 3.31 54
S 0.31 0.31 1.24 1.23 Μο:0.21 べィナイ ト 5
炭化物サイズ：大 摩耗大 フレーキング損傷
20 300 1.45 200
T 0.21 0.41 2.14 1.78 べィナイ ト 9
炭化物サイズ：小 摩耗大 損傷発生なし
6 1 145
U 0.44 0.31 1.45 1.22 べィナイ 卜 1 20 1 1 00 0.19
炭化物サイズ 大 スポーリング損傷
8 1.61 200
V 0.16 0.51 1.24 1.81 Μο:0.45 べィナイ ト 1 60 9 50
炭化物サイズ：小 摩耗大 損傷発生なし
さらに、 第 4図に本発明レール鋼：符号 G、 第 5図に本発明レール鋼：符号 H のべイナィト組織の断面における 5 0 0 0倍のミクロ組織の一例を示す。 第 4図、 5は本発明レール鋼を 5 %ナイタール液で腐食し、 走査型電子顕微鏡により観察 したものであり、 図中の白い粒状の部分 （長径が 1 0 0〜 1 0 0 0 n m範囲） 及 び塊状の部分 （斜線部分で長径が 1 0 0 0 n mを超えたもの） がべイナィト組織 中の炭化物である。 但し、 長径 1 0 0 n m未満の炭化物は図示を省略した。
なお、 レールの構成は以下の通りである。
•本発明レール鋼 （1 1本） 符号： A〜K：成分系が本発明範囲内であって、 ベ ィナイト組織を呈し、 当該べィナイト組織の任意断面内に含まれる炭化物におい て、 長径が 1 0 0〜1 0 0 0 n mの範囲にある炭化物占有面積の合計が前記任意 断面の面積の 1 0〜5 0 %であるレール鋼。
•比較レール鋼 ( 1 1本） 符号： L〜V：共析炭素含有鋼によるパーライト組織 を呈した従来のレール鋼 （符号： L〜N) 。 成分系が本発明範囲外であるレール 鋼 （符号： 0〜R ) 。 成分系が本発明範囲内であって、 べィナイ ト組織を呈し、 当該べィナイト組織の任意断面内に含まれる炭化物において、 長径が 1 0 0〜1
0 0 0 n mの範囲にある炭化物占有面積の合計が前記任意断面の面積の 5 0 %超 若しくは 1 0 %未満であるレール鋼 （符号： s〜v) 。
—方、 摩耗試験及びころがり疲労試験の条件は、 以下の通りとした。
[摩耗試験]
試験機 ：西原式摩耗試験機
試験片形状 ：円盤状試験片 （外径 3 0麵、 厚さ 8瞧）
試験荷重 ： 4 9 0 N
すべり率 ： 9 %
相手材 ：焼き戻しマルイテンサイ ト鋼 （H V 3 5 0 )
雰囲気 ：大気中
冷却 ：なし •繰り返し回数： 5 0万回
[ころがり疲労損傷試験]
•試験機 ：ころがり疲労損傷試験
•試験片形状 ：円盤状試験片
(外径： 2 0 0腿、 レール材断面形状： 6 0 Kレールの 1 Z 4モデル） •試験荷重 ： 2 . 0 トン （ラジアル荷重）
•雰囲気 ：乾燥 +水潤滑 （6 0 cc/rain)
•回転数 ：乾燥 （0 〜 5 0 0 0回） ： 1 0 0 r p m
乾燥 +水潤滑 （5 0 0 0回〜） ： 3 0 0 r p m '繰返し回数 ： 0 〜 5 0 0◦回まで乾燥状態、 その後水潤滑により 2 0 0万回 または損傷発生まで
表 1に示すように、 ペイナイト組織中の炭化物のサイズ及びその炭化物の占有 面積を制御した本発明レール鋼 （符号： A〜K) は、 パーライト組織を呈した現 行のレール鋼 （符号： L〜N) で発生するダークスポット損傷の発生は認められ ず、 さらに従来のレール鋼とほぼ同等レベルの耐摩耗 I"生を有している。
また、 本発明レール鋼は、 成分を所定の範囲内にすることによって、 比較レー ル （符号： 0〜R) で生成した耐表面疲労損傷性ゃ耐摩耗性に有害なパーライト 組織やマルテンサイト組織の生成を防止し、 さらに、 べィナイト組織中の炭化物 のサイズ、 その炭化物の占有面積を制御することによって、 比較レール （符号： S〜V) と比較して、 耐摩耗性ゃ耐表面疲労損傷性が大きく向上している。 産業上の利用可能性
以上のように、 本発明によれば、 重荷重鉄道において耐表面疲労損傷性、 耐摩 耗性を向上させた高強度レールを低コス トで提供することができる。

Claims

1. 少なくとも一部がべィナイト組織を呈する鋼レールであって、 前記べィナイ ト組織の任意断面において、 長径が 100〜1000 nmの範囲である炭化物が 占有する面積の合計が、 前記任意断面の面積の 10〜50%であることを特徴と する耐表面疲労損傷性および耐摩耗性に優れたべィナイト系レール。
2. 重量％で、 言
C : 0, 1 5〜0. 45%、
S i ： 0. 10〜2. 00%、
Mn ： 0. 20〜3. 00%、
C r ： 0. 20〜 3. 00% 囲
を含有し、 残部が F e及ぴ不可避的不純物からなり、 少なくとも一部がべィナイ ト組織を呈する鋼レールであって、 前記べィナイト組織の任意断面において、 長 径が 100〜1000 nmの範囲である炭化物が占有する面積の合計が、 前記任 意断面の面積の 10〜50%であることを特徴とする耐表面疲労損傷性および耐 摩耗性に優れたべィナイト系レール。
3. 重量％で、
C ： 0. 1 5〜0. 45%、
S i ： 0. 10〜2. 00%、
Mn ： 0. 20〜3. 00%、
C r ： 0. 20〜 3. 00%
を含有し、 さらに、
Mo ： 0. 01〜： 1. 00%、
Cu ： 0. 05〜0. 50%、
N i ： 0. 05〜4. 00%、
T i ： 0. 01〜0. 05%、 V : 0. 0 1〜0. 30%、
N b ： 0. 005〜 0. 05%、
B : 0. 000：！〜 0. 0050%、
Mg ： 0. 0010〜0. 0100%、
C a : 0. 001 0〜0. 01 50%
の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなり、 少なく とも一部がべィナイト組織を呈する鋼レールであって、 前記べィナイト組織の任 意断面において、 長径が 100〜1000 nmの範囲である炭化物が占有する面 積の合計が、 前記任意断面の面積の 10〜50%であることを特徴とする耐表面 疲労損傷性および耐摩耗性に優れたべィナイト系レール。
4. レール頭部のコーナー部及び頭頂部表面から少なくとも深さ 20腿の範囲が べィナイ ト組織を呈することを特徴とする請求項 1、 2又は 3のいずれか 1項に 記載の耐表面疲労損傷性おょぴ耐摩耗性に優れたべィナイト系レール。
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