JPH08158014A - 耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レール及びその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レール及びその製造方法Info
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- JPH08158014A JPH08158014A JP27214195A JP27214195A JPH08158014A JP H08158014 A JPH08158014 A JP H08158014A JP 27214195 A JP27214195 A JP 27214195A JP 27214195 A JP27214195 A JP 27214195A JP H08158014 A JPH08158014 A JP H08158014A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性
に優れた高強度レール及びその製造方法を課題とする。 【解決手段】 （ａ）ｗｔ％で、Ｃ：０．２〜０．５
％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％、Ｎｂ：０．０５〜０．
１％、残部が実質的に鉄からなる成分組成を有するレー
ルであって、（ｂ）前記レールの金属組織がベイナイト
組織であり、（ｃ）前記レールの頭部及び頭部コーナー
部の硬度がいずれの位置においてもＨＶで４００〜５０
０の間にある。また、前記レールの成分組成に加え、Ｎ
ｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１
〜０．１％を１種以上含有する耐遅れ破壊性、耐摩耗性
及び靱性に優れた高強度レールである。
に優れた高強度レール及びその製造方法を課題とする。 【解決手段】 （ａ）ｗｔ％で、Ｃ：０．２〜０．５
％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％、Ｎｂ：０．０５〜０．
１％、残部が実質的に鉄からなる成分組成を有するレー
ルであって、（ｂ）前記レールの金属組織がベイナイト
組織であり、（ｃ）前記レールの頭部及び頭部コーナー
部の硬度がいずれの位置においてもＨＶで４００〜５０
０の間にある。また、前記レールの成分組成に加え、Ｎ
ｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１
〜０．１％を１種以上含有する耐遅れ破壊性、耐摩耗性
及び靱性に優れた高強度レールである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速運転される列
車、あるいは高軸荷重の条件下における鉱山鉄道用のレ
ールに要求される耐摩耗性に加えて、更に寒冷地で要求
される靱性と耐遅れ破壊性にも優れた高強度レール及び
その製造方法に関するものである。
車、あるいは高軸荷重の条件下における鉱山鉄道用のレ
ールに要求される耐摩耗性に加えて、更に寒冷地で要求
される靱性と耐遅れ破壊性にも優れた高強度レール及び
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、鉄道のレールは耐摩耗性、耐転動
疲労特性等を重視する観点から高強度化のみが指向され
てきた。しかし近年、鉄道輸送の高速化と高軸荷重化に
伴い、レールの使用条件はますます厳しいものになって
きている。特にロシアやカナダのような寒冷地では靱性
の優れた高強度レールが要求されるようになってきた。
しかし、現在の普通レールの靱性は２ｍｍＵノッチシャ
ルピー吸収エネルギーが２０℃で１０Ｊ未満と低く、５
Ｊ増加させるのも困難である。
疲労特性等を重視する観点から高強度化のみが指向され
てきた。しかし近年、鉄道輸送の高速化と高軸荷重化に
伴い、レールの使用条件はますます厳しいものになって
きている。特にロシアやカナダのような寒冷地では靱性
の優れた高強度レールが要求されるようになってきた。
しかし、現在の普通レールの靱性は２ｍｍＵノッチシャ
ルピー吸収エネルギーが２０℃で１０Ｊ未満と低く、５
Ｊ増加させるのも困難である。
【０００３】レールの強度、靱性を向上させる手段とし
ては、従来次の２つの熱処理方法が開示されている。 レール圧延終了後いったんレールを冷却した後に、Ａ
ｃ3 点以上に再加熱して加速冷却を行うオフライン熱処
理法（特開昭６３−１２８１２３号公報）。 レール圧延終了後、Ａｒ3 点以上の温度にある段階で
そのまま加速冷却を行うオンライン熱処理法（特公昭６
３−２３２４４号公報）。
ては、従来次の２つの熱処理方法が開示されている。 レール圧延終了後いったんレールを冷却した後に、Ａ
ｃ3 点以上に再加熱して加速冷却を行うオフライン熱処
理法（特開昭６３−１２８１２３号公報）。 レール圧延終了後、Ａｒ3 点以上の温度にある段階で
そのまま加速冷却を行うオンライン熱処理法（特公昭６
３−２３２４４号公報）。
【０００４】また、従来のレールは、高強度化と耐摩耗
性を向上する観点から微細パーライト組織としている
が、パーライト組織では靱性の大幅は向上は望めないの
で、微細パーライト組織に比べより高靱性のベイナイト
組織を有する以下のようなレールも開示されている。
性を向上する観点から微細パーライト組織としている
が、パーライト組織では靱性の大幅は向上は望めないの
で、微細パーライト組織に比べより高靱性のベイナイト
組織を有する以下のようなレールも開示されている。
【０００５】Ｃ量を従来成分よりも幾分低くし、さら
にレールの頭頂部と頭部コーナー部に硬度差をつけ、耐
ころがり疲労損傷性を良好にしたベイナイト組織の有す
るレール（特開平２−２８２４４８号公報）。 Ｃ量を従来成分よりも低くし、レール頭部表面の耐こ
ろがり疲労損傷性を向上させるためために有効なベイナ
イト組織を有するレール（特開平５−２７１８７１号公
報）。
にレールの頭頂部と頭部コーナー部に硬度差をつけ、耐
ころがり疲労損傷性を良好にしたベイナイト組織の有す
るレール（特開平２−２８２４４８号公報）。 Ｃ量を従来成分よりも低くし、レール頭部表面の耐こ
ろがり疲労損傷性を向上させるためために有効なベイナ
イト組織を有するレール（特開平５−２７１８７１号公
報）。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記熱
処理方法やレールには、それぞれ以下ののような問題が
ある。上記の方法では、加速冷却することで鋼を低温
で変態させ、組織の微細化を図れ、かつ変態を繰り返す
ことによる組織を微細化させる効果がある。このため高
強度、高靱性のレールが得られる。しかし、冷却後に再
加熱を行うため熱効率の観点から好ましくない。
処理方法やレールには、それぞれ以下ののような問題が
ある。上記の方法では、加速冷却することで鋼を低温
で変態させ、組織の微細化を図れ、かつ変態を繰り返す
ことによる組織を微細化させる効果がある。このため高
強度、高靱性のレールが得られる。しかし、冷却後に再
加熱を行うため熱効率の観点から好ましくない。
【０００７】上記の方法では、圧延終了後そのまま加
速冷却を行うため熱効率はよい。しかし、従来の鋼成分
のレールでは加速冷却により強度の向上は図れるもの
の、大幅な靱性の改善は難しい。
速冷却を行うため熱効率はよい。しかし、従来の鋼成分
のレールでは加速冷却により強度の向上は図れるもの
の、大幅な靱性の改善は難しい。
【０００８】図１には、パーライト組織、ベイナイト組
織及び焼き戻しマルテイサイト組織を有するレールの硬
度と摩耗量の関係を示す。ベイナイト組織はパーライト
組織に比べ同じ硬さでも摩耗量が多いことがわかる。こ
うしたベイナイト組織が有する耐摩耗性の欠点を補うた
めに考えられたのが上記、に示したレールである。
織及び焼き戻しマルテイサイト組織を有するレールの硬
度と摩耗量の関係を示す。ベイナイト組織はパーライト
組織に比べ同じ硬さでも摩耗量が多いことがわかる。こ
うしたベイナイト組織が有する耐摩耗性の欠点を補うた
めに考えられたのが上記、に示したレールである。
【０００９】しかし、このようなベイナイト組織を有す
るレールは、鉱山鉄道などの重軸荷重条件下で使用され
た場合、レール寿命が著しく短くなるという欠点があ
る。また、重軸荷重条件下では、高強度化に伴う遅れ破
壊の発生することも考慮する必要がある。
るレールは、鉱山鉄道などの重軸荷重条件下で使用され
た場合、レール寿命が著しく短くなるという欠点があ
る。また、重軸荷重条件下では、高強度化に伴う遅れ破
壊の発生することも考慮する必要がある。
【００１０】そこで、本発明は、寒冷地や重軸荷重条件
下のような厳しい条件下におかれても、上記のような特
性上の問題が生じない耐遅れ破壊性及び靱性に優れた高
強度レール及びその安価な製造方法を提供することを目
的とする。
下のような厳しい条件下におかれても、上記のような特
性上の問題が生じない耐遅れ破壊性及び靱性に優れた高
強度レール及びその安価な製造方法を提供することを目
的とする。
【００１１】具体的には、レールの引張強度が１３００
ＭＰａ以上、２０℃における２ｍｍＵノッチのシャルピ
ー吸収エネルギーが３０Ｊ以上、耐遅れ破壊性
（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇｆ・ｍｍ-3/2以上であるレール
を課題とする。引張強度が１３００ＭＰａ以上あれば、
従来のパーライト型高強度レールと同等以上の耐摩耗性
が得られ、また、靱性が３０Ｊ以上あればロシアの規格
である１８Ｊより１．５倍以上も優れた特性が得られる
ためである。
ＭＰａ以上、２０℃における２ｍｍＵノッチのシャルピ
ー吸収エネルギーが３０Ｊ以上、耐遅れ破壊性
（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇｆ・ｍｍ-3/2以上であるレール
を課題とする。引張強度が１３００ＭＰａ以上あれば、
従来のパーライト型高強度レールと同等以上の耐摩耗性
が得られ、また、靱性が３０Ｊ以上あればロシアの規格
である１８Ｊより１．５倍以上も優れた特性が得られる
ためである。
【００１２】遅れ破壊特性は、片持ち張り式遅れ破壊試
験機を用いて求めたＫ1SCCで評価し、レールより応力、
切り欠条件の厳しい１３０ｋｇ級ボルト鋼の場合、Ｋ
1SCCが１００ｋｇｆ・ｍ-3/2以上であれば、レールの使
用上問題ないことがわかっているので、この値を判定基
準とした。
験機を用いて求めたＫ1SCCで評価し、レールより応力、
切り欠条件の厳しい１３０ｋｇ級ボルト鋼の場合、Ｋ
1SCCが１００ｋｇｆ・ｍ-3/2以上であれば、レールの使
用上問題ないことがわかっているので、この値を判定基
準とした。
【００１３】
（１）第１の発明は、下記の特徴（成分組成はｗｔ％で
ある）を備えた耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れ
た高強度レールである。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有するレールであ
って、（ｂ）前記レールの金属組織がベイナイト組織で
あり、（ｃ）前記レールの頭部及び頭部コーナー部の硬
度がいずれの位置においてもＨＶで４００〜５００の間
にある。
ある）を備えた耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れ
た高強度レールである。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有するレールであ
って、（ｂ）前記レールの金属組織がベイナイト組織で
あり、（ｃ）前記レールの頭部及び頭部コーナー部の硬
度がいずれの位置においてもＨＶで４００〜５００の間
にある。
【００１４】（２）第２の発明は、第１の発明のレール
の成分組成に加え、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１
〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％を１種以上含有するこ
とを特徴とする耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れ
た高強度レールである。
の成分組成に加え、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１
〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％を１種以上含有するこ
とを特徴とする耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れ
た高強度レールである。
【００１５】（３）第３の発明は、第１及び第２の発明
において、レールの引張強度が１３００ＭＰａ以上、２
０℃における２ｍｍＵノッチのシャルピー吸収エネルギ
ーが３０Ｊ以上、耐遅れ破壊性（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇ
ｆ・ｍｍ-3/2以上である耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱
性に優れた高強度レールである。
において、レールの引張強度が１３００ＭＰａ以上、２
０℃における２ｍｍＵノッチのシャルピー吸収エネルギ
ーが３０Ｊ以上、耐遅れ破壊性（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇ
ｆ・ｍｍ-3/2以上である耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱
性に優れた高強度レールである。
【００１６】（４）第４の発明は、下記の工程を備えた
ことを特徴とする（成分組成はｗｔ％である）を備えた
耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レール
の製造方法である。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有する鋼を用意
し、（ｂ）前記鋼を８００〜１０００℃の範囲でレール
に熱間圧延し、（ｃ）前記レールをオンラインでベイナ
イト変態開始点以上の温度から４００℃以下までの冷却
速度を５℃／sec 以下にする。
ことを特徴とする（成分組成はｗｔ％である）を備えた
耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レール
の製造方法である。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有する鋼を用意
し、（ｂ）前記鋼を８００〜１０００℃の範囲でレール
に熱間圧延し、（ｃ）前記レールをオンラインでベイナ
イト変態開始点以上の温度から４００℃以下までの冷却
速度を５℃／sec 以下にする。
【００１７】（５）第５の発明は、第４の発明におい
て、前記鋼の成分組成が更に、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍ
ｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％を１種以上
含有することを特徴とする請求項４に記載された耐遅れ
破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レールの製造
方法である。
て、前記鋼の成分組成が更に、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍ
ｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％を１種以上
含有することを特徴とする請求項４に記載された耐遅れ
破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レールの製造
方法である。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明のレールの成分組成（ｗｔ
％）、ミクロ組織、硬度及び製造条件についての限定理
由を以下に述べる。
％）、ミクロ組織、硬度及び製造条件についての限定理
由を以下に述べる。
【００１９】Ｃ：０．２〜０．５％とする。 Ｃは鋼の強度及び耐磨耗性を確保するための必須の元素
であり、０．２％未満ではレール鋼としての硬さを安価
に確保することが難しい。また、０．５％を超えるとレ
ール頭部に均一なベイナイト組織が得られず靱性を劣化
させてしまう。そこで、上記範囲とする。
であり、０．２％未満ではレール鋼としての硬さを安価
に確保することが難しい。また、０．５％を超えるとレ
ール頭部に均一なベイナイト組織が得られず靱性を劣化
させてしまう。そこで、上記範囲とする。
【００２０】Ｓｉ：０．１〜２％とする。 Ｓｉは脱酸剤として有効なだけでなく、ベイナイト組織
中のフェライトに固溶して強度を上昇させ耐摩耗性を向
上させる元素であるが、０．１％未満ではその効果が認
められず２％を超えると鋼の脆化が生じる。そこで、上
記範囲とする。
中のフェライトに固溶して強度を上昇させ耐摩耗性を向
上させる元素であるが、０．１％未満ではその効果が認
められず２％を超えると鋼の脆化が生じる。そこで、上
記範囲とする。
【００２１】Ｍｎ：１〜４％とする。 Ｍｎはベイナイト変態温度を低下させ焼入性を高めるこ
とによりレールの高強度化に寄与する元素である。しか
し、１％未満ではその効果が小さく、４％を超えると鋼
のミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じ易く、熱
処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じ材質劣化を来すの
で好ましくない。そこで、上記範囲とする。
とによりレールの高強度化に寄与する元素である。しか
し、１％未満ではその効果が小さく、４％を超えると鋼
のミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じ易く、熱
処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じ材質劣化を来すの
で好ましくない。そこで、上記範囲とする。
【００２２】Ｐ：０．０３５％以下とする。 Ｐは０．０３５％を超えると靱性を劣化するためであ
る。
る。
【００２３】Ｓ：０．０３５％以下とする。 Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在するが、０．０３５
％を超えるとこの介在物量が著しく増加して、材質の劣
化を引き起こすためである。
％を超えるとこの介在物量が著しく増加して、材質の劣
化を引き起こすためである。
【００２４】Ｃｒ：０．３〜３％とする。 Ｃｒはベイナイト焼入性を増加する元素であり、本発明
鋼では金属組織をベイナイト組織として高強度化を図る
ため、非常に重要な元素である。０．３％未満ではベイ
ナイト焼入性が低く、金属組織が均一なベイナイト組織
にならない。一方、３．５％を超えるとマルテンサイト
が生成しやすくなり好ましくない。そこで、上記範囲と
する。
鋼では金属組織をベイナイト組織として高強度化を図る
ため、非常に重要な元素である。０．３％未満ではベイ
ナイト焼入性が低く、金属組織が均一なベイナイト組織
にならない。一方、３．５％を超えるとマルテンサイト
が生成しやすくなり好ましくない。そこで、上記範囲と
する。
【００２５】Ｎｂ：０．０５〜０．１％とする。 Ｎｂはベイナイト中のＣと結び付いて圧延後に析出する
ことから、頭部の内部まで析出強化により硬度を高く
し、耐摩耗性を向上させレールの寿命を延ばすために有
効である。また、Ｎｂは結晶粒の微細化、粒界への炭化
物の析出を防止し、耐遅れ破壊性を向上させる。ただ
し、その効果は０．０５％未満では効果がなく、０．１
％を超えるとその効果が飽和する。そこで、上記範囲と
する。
ことから、頭部の内部まで析出強化により硬度を高く
し、耐摩耗性を向上させレールの寿命を延ばすために有
効である。また、Ｎｂは結晶粒の微細化、粒界への炭化
物の析出を防止し、耐遅れ破壊性を向上させる。ただ
し、その効果は０．０５％未満では効果がなく、０．１
％を超えるとその効果が飽和する。そこで、上記範囲と
する。
【００２６】Ｎｉ：０．１〜１％とする。 Ｍｏ：０．１〜１％とする。 Ｖ：０．０１〜０．１％とする。 Ｎｉ、Ｍｏはいずれもベイナイトに固溶してベイナイト
焼入性を向上せしめ、高強度化するのに有効な元素であ
る。しかし、上記範囲未満ではその効果が認められず、
上記範囲を超えた添加ではその効果が飽和してまうの
で、上記範囲とする。また、Ｖは圧延後に、Ｃと結び付
いてベイナイト中に析出することから、頭部の内部まで
析出強化により硬度を高くし耐摩耗性を向上させ、レー
ルの寿命を延ばすために有効である。しかし、上記範囲
未満ではその効果が認められず、上記範囲を超えた添加
ではその効果が飽和してまう。従って、これらの元素は
上記範囲内で１種以上添加することが有効である。
焼入性を向上せしめ、高強度化するのに有効な元素であ
る。しかし、上記範囲未満ではその効果が認められず、
上記範囲を超えた添加ではその効果が飽和してまうの
で、上記範囲とする。また、Ｖは圧延後に、Ｃと結び付
いてベイナイト中に析出することから、頭部の内部まで
析出強化により硬度を高くし耐摩耗性を向上させ、レー
ルの寿命を延ばすために有効である。しかし、上記範囲
未満ではその効果が認められず、上記範囲を超えた添加
ではその効果が飽和してまう。従って、これらの元素は
上記範囲内で１種以上添加することが有効である。
【００２７】金属組織（ミクロ組織）：上記成分組成に
加えて、鋼の金属組織をベイナイト組織とする。ベイナ
イト組織とすることにより、従来レールのパーライト組
織と比較して高強度化、高靱性化することが可能であ
る。
加えて、鋼の金属組織をベイナイト組織とする。ベイナ
イト組織とすることにより、従来レールのパーライト組
織と比較して高強度化、高靱性化することが可能であ
る。
【００２８】硬度：以下に示す理由で、レールの頭頂
部、頭部コーナー部のいずれの位置においてもＨＶで４
００〜５００の間とする。
部、頭部コーナー部のいずれの位置においてもＨＶで４
００〜５００の間とする。
【００２９】一般的に硬度と磨耗量との間には一定の関
係がある。磨耗量は実際に敷設した場合の摩耗量で評価
することが最も望ましいが、西原式摩耗試験機を用いて
実敷設レールの接触条件をシミュレートした比較試験に
より評価する方法も有効である。この試験法を用い、以
下に示す試験片の耐摩耗性（硬度と摩耗減量比の関係）
を評価した。
係がある。磨耗量は実際に敷設した場合の摩耗量で評価
することが最も望ましいが、西原式摩耗試験機を用いて
実敷設レールの接触条件をシミュレートした比較試験に
より評価する方法も有効である。この試験法を用い、以
下に示す試験片の耐摩耗性（硬度と摩耗減量比の関係）
を評価した。
【００３０】供試鋼は、その成分組成を表１、２、４、
６、８、１０、１２、１４に示したが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを種々変化させた鋼で
あり、これを１２５０℃に加熱し、請求項に記載の圧
延、冷却条件を満足するように、９２０℃で圧延を終了
後空冷した板厚１２ｍｍの鋼板を使用した。
６、８、１０、１２、１４に示したが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを種々変化させた鋼で
あり、これを１２５０℃に加熱し、請求項に記載の圧
延、冷却条件を満足するように、９２０℃で圧延を終了
後空冷した板厚１２ｍｍの鋼板を使用した。
【００３１】これらの鋼板から外径３０ｍｍ、幅８ｍｍ
の西原式摩耗試験片を採取し、接触荷重５０ｋｇ、すべ
り率−１０％、潤滑剤無しの条件で摩耗試験を行い、５
０万回転後の摩耗減量を測定した。評価は、普通レール
の摩耗減量を測定し、普通レールに対する供試鋼の摩耗
減量比により行なった。
の西原式摩耗試験片を採取し、接触荷重５０ｋｇ、すべ
り率−１０％、潤滑剤無しの条件で摩耗試験を行い、５
０万回転後の摩耗減量を測定した。評価は、普通レール
の摩耗減量を測定し、普通レールに対する供試鋼の摩耗
減量比により行なった。
【００３２】図２に、摩耗減量比に及ぼす硬度の影響を
調査した結果を示す。パーライト組織を有する普通レー
ルの硬度はＨＶ２５０程度である。ベイナイト組織にお
いては、硬度の増加に伴い摩耗減量比が減少しており、
また、同一硬度においてはパーライト組織よりもベイナ
イト組織のほうが摩耗減量比が大きい。
調査した結果を示す。パーライト組織を有する普通レー
ルの硬度はＨＶ２５０程度である。ベイナイト組織にお
いては、硬度の増加に伴い摩耗減量比が減少しており、
また、同一硬度においてはパーライト組織よりもベイナ
イト組織のほうが摩耗減量比が大きい。
【００３３】ただし、ベイナイト組織においては、Ｍｎ
量が１％以上のものはＭｎ量が１％未満のものに比べ、
同一硬度における摩耗減量比が小さい傾向がみられ、硬
度がＨＶ４００以上になれば摩耗減量比が普通レールと
同程度以下になっている。
量が１％以上のものはＭｎ量が１％未満のものに比べ、
同一硬度における摩耗減量比が小さい傾向がみられ、硬
度がＨＶ４００以上になれば摩耗減量比が普通レールと
同程度以下になっている。
【００３４】従って、Ｍｎを１％以上含有するベイナイ
ト組織を有するレールの頭頂部、頭部コーナー部のいず
れの位置においてもの硬度がＨＶ４００以上であれば、
現在使用されている普通レールと同等以上の耐摩耗性が
得らる。
ト組織を有するレールの頭頂部、頭部コーナー部のいず
れの位置においてもの硬度がＨＶ４００以上であれば、
現在使用されている普通レールと同等以上の耐摩耗性が
得らる。
【００３５】また、図３に硬度と疲労強度の関係を示す
が、同一硬度で比較した場合、ベイナイト鋼はパーライ
ト鋼より疲労強度が高い。このため、ベイナイト鋼にお
いては、硬度がＨＶ３５０以上あれば、従来のパーライ
トレールと同程度以上の疲労強度が確保でき、損傷抵抗
性の低下はない。そこで、耐摩耗性と損傷抵抗性とを考
慮し、硬度をＨＶ４００以上とした。
が、同一硬度で比較した場合、ベイナイト鋼はパーライ
ト鋼より疲労強度が高い。このため、ベイナイト鋼にお
いては、硬度がＨＶ３５０以上あれば、従来のパーライ
トレールと同程度以上の疲労強度が確保でき、損傷抵抗
性の低下はない。そこで、耐摩耗性と損傷抵抗性とを考
慮し、硬度をＨＶ４００以上とした。
【００３６】また、レールの頭頂部、頭部コーナー部の
いずれの位置においてもＨＶ５００を超えると、後述す
るＮｂの作用により、耐遅れ破壊性が劣化する。そこ
で、硬度をＨＶ５００以下とした。
いずれの位置においてもＨＶ５００を超えると、後述す
るＮｂの作用により、耐遅れ破壊性が劣化する。そこ
で、硬度をＨＶ５００以下とした。
【００３７】また、本発明のレールは強度が高いため、
レールの枕木への締結を考慮すると遅れ破壊の可能性が
考えられる。遅れ破壊性は片持ち張り式遅れ破壊試験機
を用いて３％ＮａＣｌ中で試験し、Ｋ1SCCで評価した。
従来のパーライト組織レールは遅れ破壊性の問題は顕在
化していないが、レールより応力と切り欠き条件の厳し
い１３０ｋｇ級ボルト鋼においてもＫ1SCCが１００ｋｇ
ｆ・ｍ-3/2以上であれば実用上問題がないことが知られ
ているので、これを目安とした。
レールの枕木への締結を考慮すると遅れ破壊の可能性が
考えられる。遅れ破壊性は片持ち張り式遅れ破壊試験機
を用いて３％ＮａＣｌ中で試験し、Ｋ1SCCで評価した。
従来のパーライト組織レールは遅れ破壊性の問題は顕在
化していないが、レールより応力と切り欠き条件の厳し
い１３０ｋｇ級ボルト鋼においてもＫ1SCCが１００ｋｇ
ｆ・ｍ-3/2以上であれば実用上問題がないことが知られ
ているので、これを目安とした。
【００３８】図４にＫ1SCCに対する硬度の影響を調査し
た結果を示す。供試鋼として、表１、８に成分を示した
２１種の鋼種を用い、上記試験方法によるＫ1SCCで評価
した結果を示す。硬度の増加に伴いＫ1SCCが減少してお
り、同一硬度においては、パーライト組織よりもベイナ
イト組織のほうがＫ1SCCが小さい。
た結果を示す。供試鋼として、表１、８に成分を示した
２１種の鋼種を用い、上記試験方法によるＫ1SCCで評価
した結果を示す。硬度の増加に伴いＫ1SCCが減少してお
り、同一硬度においては、パーライト組織よりもベイナ
イト組織のほうがＫ1SCCが小さい。
【００３９】ただし、ベイナイト組織においては、Ｎｂ
量が０．０５％以上のものは、０．０５％未満のものに
比べ、同一硬度におけるＫ1SCCが高い値を示す。これ
は、上述したように、Ｎｂの添加により結晶粒の微細
化、また、粒界への炭化物の析出が抑制され粒界破壊が
防止されたためと考えられる。Ｎｂ量が０．０５％以上
であれば、ＨＶ５００以下の条件下で１００ｋｇｆ・ｍ
-3/2以上のＫ1SCCが得られる。
量が０．０５％以上のものは、０．０５％未満のものに
比べ、同一硬度におけるＫ1SCCが高い値を示す。これ
は、上述したように、Ｎｂの添加により結晶粒の微細
化、また、粒界への炭化物の析出が抑制され粒界破壊が
防止されたためと考えられる。Ｎｂ量が０．０５％以上
であれば、ＨＶ５００以下の条件下で１００ｋｇｆ・ｍ
-3/2以上のＫ1SCCが得られる。
【００４０】
【表１】
【００４１】圧延条件：上記成分組成の鋼をベイナイト
組織とし、上記レールの材料特性を得るためには、レー
ルの熱間圧延仕上温度が８００〜１０００℃となるよう
にし、熱間圧延後、オンラインで、ベイナイト変態開始
点以上の温度から４００℃以下までを５℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度（空冷を含む）で冷却する。ここでオンライ
ン冷却とは、レール圧延終了後直ちに該圧延ラインにお
いて冷却を行う方法である。オンライン冷却は、熱間圧
延後いったん室温まで冷却した後再加熱して熱処理する
方法に比べて、熱効率がよい。
組織とし、上記レールの材料特性を得るためには、レー
ルの熱間圧延仕上温度が８００〜１０００℃となるよう
にし、熱間圧延後、オンラインで、ベイナイト変態開始
点以上の温度から４００℃以下までを５℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度（空冷を含む）で冷却する。ここでオンライ
ン冷却とは、レール圧延終了後直ちに該圧延ラインにお
いて冷却を行う方法である。オンライン冷却は、熱間圧
延後いったん室温まで冷却した後再加熱して熱処理する
方法に比べて、熱効率がよい。
【００４２】圧延仕上温度が８００℃未満では圧延中に
ベイナイト変態が開始してしまい、強度が著しく低下す
る。また、圧延仕上温度が１０００℃を超えるとオース
テナイト粒が粗大化し、熱間圧延後の靱性の確保が困難
になる。そこで、圧延温度は８００〜１０００℃とす
る。
ベイナイト変態が開始してしまい、強度が著しく低下す
る。また、圧延仕上温度が１０００℃を超えるとオース
テナイト粒が粗大化し、熱間圧延後の靱性の確保が困難
になる。そこで、圧延温度は８００〜１０００℃とす
る。
【００４３】冷却速度に関しては、空冷でもベイナイト
組織が得られ、所望の強度、靱性等が確保できる。しか
し、５℃／sec を超えるとマルテンサイトが生成し靱性
が著しく低下する。そこで、冷却速度は５℃以下とす
る。
組織が得られ、所望の強度、靱性等が確保できる。しか
し、５℃／sec を超えるとマルテンサイトが生成し靱性
が著しく低下する。そこで、冷却速度は５℃以下とす
る。
【００４４】
【実施例】以下に本発明の具体的な実施例を示す。な
お、本文、図、表中でＴＳは引張強度、ＵＥ20は２０℃
における２ｍｍＵノッチシャルピー試験における吸収エ
ネルギーを表している。
お、本文、図、表中でＴＳは引張強度、ＵＥ20は２０℃
における２ｍｍＵノッチシャルピー試験における吸収エ
ネルギーを表している。
【００４５】実施例１ 表２に示す成分を有する供試鋼を１２５０℃に加熱し、
９２０℃で圧延を終了後空冷した板厚１２ｍｍの鋼板を
使用し、引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を
行った。摩耗試験については、外径３０ｍｍ、幅８ｍｍ
の試験片を圧延鋼板より採取し、鉄道車輪材から同一寸
法のタイヤ試験片を採取して、これらを西原式摩耗試験
機を用いて、すべり率−１０％、接触荷重５０ｋｇ、潤
滑剤無しの条件で試験を行い、５０万回転後の摩耗減量
を測定した。なお、比較として行った普通レール材の摩
耗減量との比をとることで摩耗減量比を求めている。
９２０℃で圧延を終了後空冷した板厚１２ｍｍの鋼板を
使用し、引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を
行った。摩耗試験については、外径３０ｍｍ、幅８ｍｍ
の試験片を圧延鋼板より採取し、鉄道車輪材から同一寸
法のタイヤ試験片を採取して、これらを西原式摩耗試験
機を用いて、すべり率−１０％、接触荷重５０ｋｇ、潤
滑剤無しの条件で試験を行い、５０万回転後の摩耗減量
を測定した。なお、比較として行った普通レール材の摩
耗減量との比をとることで摩耗減量比を求めている。
【００４６】機械的性質及び摩耗減量比の測定結果を表
３に示す。本発明よりもＣ量が低いＢ−１については、
硬度もＨＶ３３３と本発明の下限値未満となり、そのた
め摩耗減量比が２．６４と高く実用に供し得ない。
３に示す。本発明よりもＣ量が低いＢ−１については、
硬度もＨＶ３３３と本発明の下限値未満となり、そのた
め摩耗減量比が２．６４と高く実用に供し得ない。
【００４７】また、本発明よりもＣ量が高く、パーライ
ト組織を呈しているＢ−６については、硬度もＨＶ３５
２と本発明の下限値未満であり、摩耗減量比も１．３０
と高い。また、靱性も UＥ20が２０．５Ｊと本発明下限
値未満である。これに対し、成分が本請求項範囲を満た
すＢ−２、３、４、５は強度、靱性、摩耗減量比いずれ
も目標範囲内の値を示している。
ト組織を呈しているＢ−６については、硬度もＨＶ３５
２と本発明の下限値未満であり、摩耗減量比も１．３０
と高い。また、靱性も UＥ20が２０．５Ｊと本発明下限
値未満である。これに対し、成分が本請求項範囲を満た
すＢ−２、３、４、５は強度、靱性、摩耗減量比いずれ
も目標範囲内の値を示している。
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】実施例２ 表４に示す成分、硬度を有する供試鋼について実施例１
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行い、機械的性
質及び摩耗減量比を表５に示す。供試鋼は全てベイナイ
ト組織を呈している。Ｍｎの含有量が本請求範囲よりも
低いＣ−１，２は硬度が低く、摩耗減量比がそれぞれ
２．９８、１．５５と高い値を示す。
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行い、機械的性
質及び摩耗減量比を表５に示す。供試鋼は全てベイナイ
ト組織を呈している。Ｍｎの含有量が本請求範囲よりも
低いＣ−１，２は硬度が低く、摩耗減量比がそれぞれ
２．９８、１．５５と高い値を示す。
【００５１】これに対し、Ｍｎの含有量が本請求範囲を
満たすＣ−３、４、５、６、７、８、１０は強度、靱
性、摩耗減量比いずれも本発明の目標値を示している。
しかし、Ｍｎの含有量が請求範囲よりも高いＣ−１０で
は硬度が請求項で規定するＨＶ５００を超えており、ま
た、Ｍｎの耐摩耗性の向上効果が飽和している。
満たすＣ−３、４、５、６、７、８、１０は強度、靱
性、摩耗減量比いずれも本発明の目標値を示している。
しかし、Ｍｎの含有量が請求範囲よりも高いＣ−１０で
は硬度が請求項で規定するＨＶ５００を超えており、ま
た、Ｍｎの耐摩耗性の向上効果が飽和している。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【表５】
【００５４】実施例３ 表６に示す成分、硬度を有する供試鋼について実施例１
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行った。機械的
性質および摩耗減量比を表７に示す。供試鋼はすべてベ
イナイト組織を呈している。
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行った。機械的
性質および摩耗減量比を表７に示す。供試鋼はすべてベ
イナイト組織を呈している。
【００５５】Ｄ−１はＣｒ含有量が請求範囲より低く、
摩耗減量比が２．５２と高い。これに対して、Ｃｒ含有
量が請求範囲にあるＤ−２，３，４，５，６，７，８は
強度、靱性、摩耗減量比がいずれも本発明の目標値を達
成している。しかし、Ｃｒ含有量が請求範囲を超えてい
るＤ−９ではＣｒの効果が飽和している。
摩耗減量比が２．５２と高い。これに対して、Ｃｒ含有
量が請求範囲にあるＤ−２，３，４，５，６，７，８は
強度、靱性、摩耗減量比がいずれも本発明の目標値を達
成している。しかし、Ｃｒ含有量が請求範囲を超えてい
るＤ−９ではＣｒの効果が飽和している。
【００５６】
【表６】
【００５７】
【表７】
【００５８】実施例４ 表８に示す成分、硬度を有する供試鋼について実施例１
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行った。機械的
性質及び摩耗減量比を表９に示す。供試鋼はすべてベイ
ナイト組織を呈している。Ｎｂ含有量が請求範囲よりも
低いＥ−１、２は強度、靱性、摩耗減量比いずれも本発
明の目標範囲内の値を示しているが、遅れ破壊性が１０
０ｋｇｆ・ｍ-3/2に達していない。これに対して、Ｎｂ
が請求範囲を満たすＥ−３，４は強度、靱性、摩耗減量
比、耐遅れ破壊性のいずれも本発明の目標値を達成して
いる。
と同様な条件で加工し、得られた鋼板について、引張試
験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験を行った。機械的
性質及び摩耗減量比を表９に示す。供試鋼はすべてベイ
ナイト組織を呈している。Ｎｂ含有量が請求範囲よりも
低いＥ−１、２は強度、靱性、摩耗減量比いずれも本発
明の目標範囲内の値を示しているが、遅れ破壊性が１０
０ｋｇｆ・ｍ-3/2に達していない。これに対して、Ｎｂ
が請求範囲を満たすＥ−３，４は強度、靱性、摩耗減量
比、耐遅れ破壊性のいずれも本発明の目標値を達成して
いる。
【００５９】
【表８】
【００６０】
【表９】
【００６１】実施例５ 表１０に示す成分、硬度を有する供試鋼について実施例
１と同様に引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験
を行った。機械的性質及び摩耗減量比を表１１に示す。
供試鋼は全てベイナイト組織を呈している。Ｆ−１はＮ
ｉ、Ｍｏを添加していないが、請求範囲であり、強度、
靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標値を達成してい
る。
１と同様に引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験
を行った。機械的性質及び摩耗減量比を表１１に示す。
供試鋼は全てベイナイト組織を呈している。Ｆ−１はＮ
ｉ、Ｍｏを添加していないが、請求範囲であり、強度、
靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標値を達成してい
る。
【００６２】ＮｉとＭｏの含有量が本請求範囲よりも低
いＦ−２、６はＮｉ、Ｍｏを添加していないＦ−１に比
べ強度、靱性、摩耗減量比いずれもほとんど変化がな
く、Ｎｉ、Ｍｏ添加の効果が現れていない。Ｎｉ、Ｍｏ
の１種まはた２種の添加量が請求範囲を満たしているＥ
−３、４、７、８、１０は強度、靱性、摩耗減量比いず
れも本発明の目標値を示しており、かつＦ−１より優れ
た値を示している。Ｎｉ、Ｍｏの添加量が本請求範囲を
超えるＦ−５、９は強度、靱性、摩耗減量比がＦ−４、
８と同等であり、Ｎｉ、Ｎｏ添加の効果が飽和してい
る。
いＦ−２、６はＮｉ、Ｍｏを添加していないＦ−１に比
べ強度、靱性、摩耗減量比いずれもほとんど変化がな
く、Ｎｉ、Ｍｏ添加の効果が現れていない。Ｎｉ、Ｍｏ
の１種まはた２種の添加量が請求範囲を満たしているＥ
−３、４、７、８、１０は強度、靱性、摩耗減量比いず
れも本発明の目標値を示しており、かつＦ−１より優れ
た値を示している。Ｎｉ、Ｍｏの添加量が本請求範囲を
超えるＦ−５、９は強度、靱性、摩耗減量比がＦ−４、
８と同等であり、Ｎｉ、Ｎｏ添加の効果が飽和してい
る。
【００６３】
【表１０】
【００６４】
【表１１】
【００６５】実施例６ 表１２に示す成分、硬度を有する供試鋼について実施例
１と同様に引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験
を行った。機械的性質及び摩耗減量比を表１３に示す。
供試鋼は全てベイナイト組織を呈している。Ｇ−１はＶ
を添加していないが、請求範囲の成分組成であり、強
度、靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標を達成して
いる。
１と同様に引張試験、シャルピー衝撃試験及び摩耗試験
を行った。機械的性質及び摩耗減量比を表１３に示す。
供試鋼は全てベイナイト組織を呈している。Ｇ−１はＶ
を添加していないが、請求範囲の成分組成であり、強
度、靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標を達成して
いる。
【００６６】Ｖの添加量が請求範囲を満たしているＧ−
２、３は強度、靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標
値を示しており、かつＧ−１より優れた値を示してい
る。Ｖの添加量が本請求範囲を超えるＧ−４は強度、靱
性、摩耗減量比がＧ−３と同等であり、Ｖの効果が飽和
している。
２、３は強度、靱性、摩耗減量比いずれも本発明の目標
値を示しており、かつＧ−１より優れた値を示してい
る。Ｖの添加量が本請求範囲を超えるＧ−４は強度、靱
性、摩耗減量比がＧ−３と同等であり、Ｖの効果が飽和
している。
【００６７】また、Ｇ−５はＮｉ、Ｍｏ、Ｖを本請求範
囲内ですべて満足しているが、単独あるいは２種のみの
添加（Ｆ−１０、Ｇ−３）に比べ強度、靱性、摩耗減量
比いずれも優れた値を示している。
囲内ですべて満足しているが、単独あるいは２種のみの
添加（Ｆ−１０、Ｇ−３）に比べ強度、靱性、摩耗減量
比いずれも優れた値を示している。
【００６８】
【表１２】
【００６９】
【表１３】
【００７０】実施例７ 表１４に本発明の成分条件を満たすＨ−１、２鋼を示
す。表１５に、この２鋼種について圧延仕上げ温度を７
６０〜１０３０℃まで変化させ実際にレール形状に圧延
し、その後冷却温度を空冷〜６．５℃／ｓまで変化さ
せ、製造したレールの引張特性、２ｍｍＵノッチシャル
ピー試験における２０℃での衝撃吸収エネルギー、ミク
ロ組織、硬度、摩耗減量比を示す。摩耗減量比は圧延材
頭部から実施例１に示した摩耗試験用サンプルを採取
し、実施例１と同様な試験法により評価した。
す。表１５に、この２鋼種について圧延仕上げ温度を７
６０〜１０３０℃まで変化させ実際にレール形状に圧延
し、その後冷却温度を空冷〜６．５℃／ｓまで変化さ
せ、製造したレールの引張特性、２ｍｍＵノッチシャル
ピー試験における２０℃での衝撃吸収エネルギー、ミク
ロ組織、硬度、摩耗減量比を示す。摩耗減量比は圧延材
頭部から実施例１に示した摩耗試験用サンプルを採取
し、実施例１と同様な試験法により評価した。
【００７１】条件１は冷却速度は満足しているが圧延仕
上温度を満足していないために、ＴＳが１１６８ＭＰ
ａ、摩耗減量比２．１９（硬度ＨＶ３５０）と低い値を
示している。条件２、３、４、５、６、８、９、１０、
１２は共に圧延仕上温度、冷却速度を満足しているた
め、ＴＳ≧１３００ＭＰａ、 UＥ20≧３０Ｊ，摩耗減量
比１以下（硬度ＨＶ４００〜５００）を良好な値を示し
ている。
上温度を満足していないために、ＴＳが１１６８ＭＰ
ａ、摩耗減量比２．１９（硬度ＨＶ３５０）と低い値を
示している。条件２、３、４、５、６、８、９、１０、
１２は共に圧延仕上温度、冷却速度を満足しているた
め、ＴＳ≧１３００ＭＰａ、 UＥ20≧３０Ｊ，摩耗減量
比１以下（硬度ＨＶ４００〜５００）を良好な値を示し
ている。
【００７２】条件７、１１、１３は圧延仕上温度は条件
を満足しているものの、冷却速度を満足していないため
に、条件７では UＥ20＝２３．０Ｊ、条件１１では UＥ
20＝２８．５Ｊ、条件１３では UＥ20＝２１．１Ｊと低
い値を示している。条件１４、１５は冷却速度は条件を
満足しているが圧延仕上温度を満足していないために、
条件１４では UＥ20＝２８．９Ｊ、条件１５では UＥ20
＝２２．０Ｊと低い値を示している。
を満足しているものの、冷却速度を満足していないため
に、条件７では UＥ20＝２３．０Ｊ、条件１１では UＥ
20＝２８．５Ｊ、条件１３では UＥ20＝２１．１Ｊと低
い値を示している。条件１４、１５は冷却速度は条件を
満足しているが圧延仕上温度を満足していないために、
条件１４では UＥ20＝２８．９Ｊ、条件１５では UＥ20
＝２２．０Ｊと低い値を示している。
【００７３】
【表１４】
【００７４】
【表１５】
【００７５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るレー
ルは、寒冷地や重軸荷重条件下のような厳しい条件下に
おかれても、特性上の問題が生じない耐遅れ破壊性、耐
摩耗性及び靱性に優れた高強度レールである。具体的に
は、レールの引張強度が１３００ＭＰａ以上、２０℃に
おける２ｍｍＵノッチのシャルピー吸収エネルギーが３
０Ｊ以上、耐遅れ破壊性（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇｆ・ｍ
ｍ-3/2以上であるレールである。また、本発明の方法に
よれば、上記特性を有するレールを安価に製造できる。
ルは、寒冷地や重軸荷重条件下のような厳しい条件下に
おかれても、特性上の問題が生じない耐遅れ破壊性、耐
摩耗性及び靱性に優れた高強度レールである。具体的に
は、レールの引張強度が１３００ＭＰａ以上、２０℃に
おける２ｍｍＵノッチのシャルピー吸収エネルギーが３
０Ｊ以上、耐遅れ破壊性（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇｆ・ｍ
ｍ-3/2以上であるレールである。また、本発明の方法に
よれば、上記特性を有するレールを安価に製造できる。
【図１】種々の金属組織を示すレール鋼の硬度と摩耗量
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図２】Ｍｎ量の異なるレール鋼の硬度と摩耗減量比と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図３】レール鋼の硬度と疲労強度との関係を示す図で
ある。
ある。
【図４】レール鋼の硬度と遅れ破壊特性（Ｋ1SCC）との
関係を示す図である。
関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年１０月２０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項４
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１２】遅れ破壊特性は、片持ち梁式遅れ破壊試験
機を用いて求めたＫｌｓｃｃで評価し、レールより応
力、切り欠条件の厳しい１３０ｋｇ級ボルト鋼の場合、
Ｋｌｓｃｃが１００ｋｇｆ・ｍ−３／２以上であれば、
レールの使用上問題ないことがわかっているので、この
値を判定基準とした。
機を用いて求めたＫｌｓｃｃで評価し、レールより応
力、切り欠条件の厳しい１３０ｋｇ級ボルト鋼の場合、
Ｋｌｓｃｃが１００ｋｇｆ・ｍ−３／２以上であれば、
レールの使用上問題ないことがわかっているので、この
値を判定基準とした。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】（４）第４の発明は、下記の工程を備えた
ことを特徴とする（成分組成はＷｔ％である）耐遅れ破
壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レールの製造方
法である。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有する鋼を用意
し、（ｂ）前記鋼を仕上温度が８００〜１０００℃の範
囲でレールに熱間圧延し、（ｃ）前記レールをオンライ
ンでベイナイト変態開始点以上の温度から４００℃以下
まで冷却速度５℃／ｓｅｃ以下で冷却する。
ことを特徴とする（成分組成はＷｔ％である）耐遅れ破
壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レールの製造方
法である。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３
５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有する鋼を用意
し、（ｂ）前記鋼を仕上温度が８００〜１０００℃の範
囲でレールに熱間圧延し、（ｃ）前記レールをオンライ
ンでベイナイト変態開始点以上の温度から４００℃以下
まで冷却速度５℃／ｓｅｃ以下で冷却する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３６】また、レールの頭頂部、頭部コーナー部の
いずれの位置においてもＨＶ５００を超えると、図４に
示すように、耐遅れ破壊性が劣化する。そこで、硬度を
ＨＶ５００以下とした。
いずれの位置においてもＨＶ５００を超えると、図４に
示すように、耐遅れ破壊性が劣化する。そこで、硬度を
ＨＶ５００以下とした。
Claims (5)
- 【請求項１】 下記の特徴（成分組成はｗｔ％である）
を備えた耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強
度レール。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、 Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有するレールであ
って、（ｂ）前記レールの金属組織がベイナイト組織で
あり、（ｃ）前記レールの頭部及び頭部コーナー部の硬
度がいずれの位置においてもＨＶで４００〜５００の間
にある。 - 【請求項２】 前記レールの成分組成に加え、Ｎｉ：
０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１〜
０．１％を１種以上含有することを特徴とする請求項１
に記載された耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた
高強度レール。 - 【請求項３】 前記高強度レールの引張強度が１３００
ＭＰａ以上、２０℃における２ｍｍＵノッチのシャルピ
ー吸収エネルギーが３０Ｊ以上、耐遅れ破壊性
（Ｋ1SCC）が１００Ｋｇｆ・ｍｍ-3/2以上である請求項
１又は２に記載された耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性
に優れた高強度レール。 - 【請求項４】 下記の工程を備えたことを特徴とする
（成分組成はｗｔ％である）を備えた耐遅れ破壊性、耐
摩耗性及び靱性に優れた高強度レールの製造方法。 （ａ）Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％ Ｍｎ：１〜４％、Ｐ：０．０３５％以下、 Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．３〜３％ Ｎｂ：０．０５〜０．１％ 残部が実質的に鉄からなる成分組成を有する鋼を用意
し、（ｂ）前記鋼を８００〜１０００℃の範囲でレール
に熱間圧延し、（ｃ）前記レールをオンラインでベイナ
イト変態開始点以上の温度から４００℃以下までの冷却
速度を５℃／sec 以下にする。 - 【請求項５】 前記鋼の成分組成が更に、Ｎｉ：０．１
〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％
を１種以上含有することを特徴とする請求項４に記載さ
れた耐遅れ破壊性、耐摩耗性及び靱性に優れた高強度レ
ールの製造方法。
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