WO2003085149A1 - Pealite based rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof - Google Patents

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WO2003085149A1
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ductility
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Masaharu Ueda
Koichiro Matsushita
Kazuo Fujita
Katsuya Iwano
Kouichi Uchino
Takashi Morohoshi
Akira Kobayashi
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment

Definitions

  • the present invention improves the wear resistance required for the rail head of heavy-duty railways, and at the same time improves the ductility by controlling the number of fine block blocks on the rail head.
  • a private rail designed to increase resistance to breakage and reduce the amount of pro-eutectoid cementite structure in the rail column and foot, and to prevent deterioration in the toughness of the rail column and foot.
  • the heating conditions of the steel slab for rails (slabs) are optimized to prevent cracking and breakage during hot rolling, and the decarburization of the outer surface of the steel slab (slab) is suppressed to achieve high efficiency.
  • the present invention relates to a method for manufacturing high-quality perlite rails. Background art
  • a fine pearlite structure is formed from eutectoid carbon-containing steel (C: 0.7 to 0.8%) and intended to have high strength.
  • C eutectoid carbon-containing steel
  • rail breakage was likely to occur because of insufficient ductility and low ductility.
  • a fine pearlite structure is generated from hypereutectoid carbon steel (C: more than 0.85 to 1.20%), and the cementite density in the lamellar pearlite structure is increased. It was to improve wear resistance.
  • the carbon content was higher than the current eutectoid carbon-containing steel, the ductility was liable to decrease and the resistance to rail breakage was low.
  • a segregation zone enriched with carbon and alloy elements is likely to form at the center of the slab at the forging stage of the molten steel, and especially along the segregation zone in the rolled rail column as shown by reference numeral 5 in FIG.
  • a part of the slab is melted at an inappropriate heating temperature, causing cracks during the rolling and breaking. Or cracks remain in the rail after final rolling, resulting in a decrease in product yield.
  • the temperature at the end of the rolling process is lowered compared to other parts, and a pro-eutectoid cementite structure is generated before heat treatment. .
  • segregation bands of various alloy elements remain, and there is a problem that a pro-eutectoid cementite structure is likely to be formed, resulting in fatigue from the foot part and column part. There was a problem that cracks and brittle cracks could not be completely prevented.
  • the present invention improves the wear resistance and ductility required for the head of heavy-duty railroad rails, particularly increases resistance to rail breakage, and prevents the formation of proeutectoid cementite structures.
  • the present invention provides a pearlite rail with improved wear resistance and ductility, which has improved resistance to smashing of the rail pillar, foot and toe, and a method for manufacturing the same.
  • the present invention heats a steel slab (slab) containing a high carbon content for rail rolling. Wear resistance by optimizing the maximum heating temperature and holding time in the reheating process during hot rolling, preventing cracking and breaking during rolling, and suppressing decarburization of the rail outer surface.
  • the present invention provides a high-efficiency, high-quality perlite rail that suppresses the decrease in fatigue strength.
  • the rail head portion, the column portion, and the foot portion are accelerated and further cooled.
  • the generation of pro-eutectoid cementite structure is prevented to prevent the occurrence of fatigue cracks, brittle cracks and tough cracks, and at the same time, the wear resistance of the rail head.
  • the present invention provides a method for manufacturing a pearlite rail with excellent wear resistance and ductility that ensures uniformity of the material in the longitudinal direction of the rail and ductility of the rail head.
  • the present invention achieves the above object, and the gist thereof is as follows.
  • the particle size 1 ⁇ 15 ⁇ m pearlite-based rail par Lai heat block is excellent in wear resistance and ductility, characterized in that there inspection area 0 ⁇ 2 mm 2 per 200 or more.
  • An excellent wear resistance and ductility characterized by the presence of 200 or more perlite blocks with a particle size of 1 to 15 ⁇ m per area of 0.2 mm 2 in at least part of the range up to 10 mm. To rail.
  • the C content is more than 0.85% to 1.40%. To rail.
  • the hardness within the range of at least 20mm from the corner of the head and the surface of the top is Hv: 300
  • NS (CE) is the value (CE) of the following structure (NC), and NS ⁇ CE, the generation of the primary segregation structure of the rail column Perlite rail with excellent wear resistance and ductility, characterized by reduced volume.
  • the finish rolling is performed in the range where the surface temperature of the rail is in the range of 850 to 1000 ° C, and the cross-section reduction rate of the final pass is After finishing rolling to 6% or more, the head of the rail is accelerated and cooled from the austenite temperature to at least 550 ° C at a cooling rate of 1 to 30 ° C / sec.
  • At least 200 perlite block with a particle size of 1 to 15 ⁇ should exist at least 200 parts per area of 0.2mm 2 with a minimum depth of 10mm starting from the top surface.
  • a parlite with excellent wear resistance and ductility, characterized in that there are 200 or more block blocks per test area of 0.2 mm 2 A method for manufacturing rails.
  • the rolling reduction in hot rolling of the steel rail has a cross-section reduction rate of 1 to 30 per pass.
  • the head of the rail is mounted within 200 seconds after the finish rolling in the hot rolling of the steel rail.
  • a method for producing a pearlite rail with excellent wear resistance and ductility characterized by accelerated cooling from an austenite temperature range to a cooling rate of 1 to 30 ° C / sec to at least 550 ° C.
  • the head of the rail is mounted within 200 seconds after the finish rolling in the hot rolling of the steel rail. From the austenite temperature to the cooling rate of 1 to 30 ° C Zsec to at least 550 ° C, and 2 Abrasion resistance and ductility characterized by accelerated cooling of the column and foot of the rail from the austenite temperature within a range of 1 to 10 ° C / sec to at least 650 ° C within 00 seconds A superior method for manufacturing perlite rails.
  • a steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 60 seconds.
  • the steel rail foot is accelerated from the austenite temperature to a cooling rate of 1 to 10 ° C Zsec to at least 650 ° C, and the steel rail head, column and foot are austenized.
  • a method for producing a pearlite rail with excellent wear resistance and ductility characterized by accelerated cooling to a temperature of at least 650 ° C at a cooling rate of 5 to 20 ° C / sec.
  • a steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 100 seconds.
  • the steel rail column is The steel rail head and feet are accelerated and cooled at a cooling rate of 2 to 20 ° CZsec to a minimum of 650 ° C, and the steel rail head and feet are cooled from the austenite temperature to a cooling rate of 1 to 10 ° CZsec.
  • the steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 60 seconds.
  • the steel rail post is accelerated and cooled from the austenite temperature to a cooling rate of 5 to 20 ° C Zsec to at least 650 ° C, and within 100 seconds after hot rolling.
  • the steel rail is accelerated and cooled at a cooling rate of 2 to 20 ° C / sec to at least 650 ° C, and the head and feet of the steel rail are cooled from the austenite temperature to the cooling rate of 1 to:
  • a steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 60 seconds.
  • the temperature of the foot part of the steel rail is increased by 50 ⁇ from the temperature before the temperature rise: LOO ° C, and the head, column and foot of the steel rail are cooled from the austenite temperature to 1 ⁇ 10
  • the steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 100 seconds.
  • the temperature of the steel rail column is 20 ⁇ higher than before the temperature rise: LOO ° C, and the head, column and foot of the steel rail are cooled from the austenite temperature to 1-10 ° C / sec range
  • the steel slab or slab having the steel component is hot rolled into a rail shape within 60 seconds.
  • the temperature of the foot part of the steel rail is increased by 20 ⁇ from before the temperature rise: LOO ° C, and the temperature of the column part of the steel rail is raised within 100 seconds after the hot rolling. 20 ⁇ ; increase the LOO ° C, and accelerate the steel rail head, column and foot from the austenite temperature to the cooling rate 1 ⁇ : LCTCZsec to at least 650 ° C.
  • TCR 0.05 TH (° C / sec) +0.10 TS (° C / sec) +0.50 TJ (° C / sec)
  • the C content is 0.85 to 1.40%, which is excellent in wear resistance and ductility.
  • the wear resistance is characterized in that the rail length after hot rolling is 100 to 200 m. And a method for producing a perlite rail with excellent ductility.
  • the head of the perlite rail according to any one of (1) to (10) Manufacture of pearlite rails with excellent wear resistance and ductility, characterized by a hardness of at least 20mm in the range of Hv: 300-500, starting from the corner and head surface Method.
  • Fig. 1 shows the names of the rail parts.
  • Fig. 2 is a schematic diagram showing a method for evaluating the generation status of proeutectoid cementite structures.
  • FIG. 3 is a diagram showing a designation of the head section cross-sectional surface position and a region where wear resistance is required of the parlite rail excellent in wear resistance and ductility of the present invention.
  • Fig. 4 is a schematic diagram of the Nishihara type wear tester.
  • Fig. 5 shows the specimen collection position in the abrasion test shown in Tables 1 and 2.
  • Fig. 6 is a diagram showing the specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 1 and 2.
  • Figure 7 shows the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the wear test results for the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: 1 to 12) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: 13 to 22).
  • Table 1 shows the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the wear test results for the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: 1 to 12) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: 13 to 22).
  • Figure 8 shows the relationship between the amount of carbon and the total elongation in the tensile test results for the rail steel of the present invention shown in Table 1 (symbol: 1 to 12) and the comparative rail steel shown in Table 2 (symbol: 17 to 22 V). The figure shown.
  • Figure 9 shows an overview of the rolling wear tester for rails and wheels.
  • Fig. 10 shows details of each part of the rail head.
  • the inventors first organized the relationship between the occurrence of rail breakage and the mechanical properties of the parlite structure. As a result, the load speed of the rail head generated by the contact with the wheel is relatively slow, so the breakage phenomenon generated from the rail head is more than the evaluation by the impact test with a relatively high load speed. It was confirmed that there is a good correlation with the ductility at.
  • the present inventors re-examined the relationship between ductility and block size of the pearlite structure in a steel rail having a high carbon content pearlite structure.
  • the ductility of the pearlite structure tends to improve, but in the region where the average pearlite particle size is very fine. It was confirmed that the ductility was not sufficiently improved even if the average particle size of the particles was simply refined. Therefore, the present inventors have determined that the average block particle size of the particulate structure
  • the ductility of the pearlite structure is not an average block particle size but a correlation with the number of fine pearlite block particles having a certain particle size.
  • the wear resistance and ductility of the rail head can be improved at the same time by controlling the number of fine pearlite blocks with a certain grain size on the rail head. I found out.
  • the present invention improves the wear resistance of the head in a heavy-duty railway rail having a high carbon content, and at the same time, controls the number of fine pearlite grains having a certain grain size.
  • the purpose of this is to improve ductility and prevent the occurrence of breakage such as rail breakage.
  • a pearlite block with a particle size of more than 15 ⁇ m does not greatly contribute to improving the ductility of a fine pearlite structure.
  • a pearlite block with a particle size of less than 1 ⁇ contributes to improving the ductility of a fine pearlite structure, but its contribution is small.
  • the particle size of the perlite block that defines the number of grains was limited to the range of 1 to 15 ⁇ m.
  • the reason why the number of perlite blocks having a particle size of 1 to 15 ⁇ m is specified to be 200 or more per 0.2 mm 2 of test area will be explained. This is because when the number of perlite blocks having a grain size of 1 15 ⁇ m per 0.2 mm 2 of test area is less than 200, the ductility of the fine perlite structure cannot be improved. Although there is no upper limit on the number of particles of pearlite blocks with a particle size of 1 15 ⁇ m, due to restrictions on rolling temperature during rail manufacturing and cooling conditions during heat treatment, 1000 per 0.2 ⁇ 2 is the upper limit.
  • the depth starting from the corner of the head and the surface of the top of the head, where the number of particles of perlite block with a particle size of 1 15 ⁇ ⁇ per 0,2mm 2 in area to be examined is 200 or more
  • the range up to 10 is limited to at least a part.
  • Breakage that occurs from the rail head basically starts from the rail head surface. For this reason, in order to prevent rail breakage, it is necessary to increase the ductility of the rail head surface part, that is, the number of particles of a parallel block having a particle size of 115 ⁇ m.
  • the experiment investigated the correlation between the rail head surface ductility and the rail head surface parlite block, and the rail head surface ductility ranged from the top surface to a depth of lOmin. It was found that there was a correlation with the size of the private block.
  • Measurements according to the procedure of 2 ⁇ 7 below par Lai Toburo Tsu perform particle size measurement of click, force the number of grains of pearlite heat block having a particle size 1 to 1 [delta] mu m per inspection area 0. 2 mm 2 Unto did. Measurements were made at least 2 fields of view at each observation position, the number of grains was counted according to the following procedure, and the average value was taken as the representative number of grains at the observation position.
  • Particle size measurement After measuring the area of each pearlite block grain, assuming that the pearlite block is circular, calculate the radius of each crystal grain, calculate the diameter, and calculate the value of the pearlite block. The particle size.
  • C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. If the amount of C is 0.65% or less, the hardness of the pearlite structure of the rail head cannot be secured, and further, a pro-eutectoid ferrite and an it structure are formed, wear resistance is reduced, and the service life of the rail is shortened. descend. In addition, if the C content exceeds 1.40%, the rail head surface and the inside of the pearlite structure inside the head The formation of the pro-eutectoid cementite structure and the density of the cementite phase in the parlite structure increase and the ductility of the parrite structure decreases. Also
  • the number of primary cementation intersections (NC) in the column increases and the toughness of the rail column decreases. For this reason, the C content was limited to 0.65 to 1 ⁇ 40%.
  • the density of cementite phase in the parlite structure is further increased, and the C content exceeding 0.85% can be further improved. desirable.
  • Si is an essential component as a deoxidizer.
  • it is an element that increases the hardness (strength) of the rail head by solid solution hardening to the ferrite phase in the parlite structure. At the same time, it suppresses the formation of proeutectoid cementite structure, and the hardness and toughness of the rail. It is an element that improves.
  • the content is less than 0.05%, the effect cannot be expected sufficiently, and hardness does not improve toughness.
  • it exceeds 2.00% a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability is deteriorated due to generation of oxides.
  • the pallet structure itself becomes brittle and not only does the ductility of the rail deteriorate, but also causes surface damage such as sporting, which reduces the service life of the rail. Therefore, the Si content is limited to 0.05 to 2.00%.
  • Mn is an element that increases the hardenability and refines the distance between the pearlite lamellas to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance.
  • the content is less than 0.05%, the effect is small and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail.
  • it exceeds 2.00% the hardenability is remarkably increased, the wear resistance is likely to form a martensite structure harmful to toughness, segregation is promoted, and the high carbon steel component system In (C> 0.85%), the pro-eutectoid cementite structure is generated in the column, etc., and the number of NCs in the column is increased and the toughness of the rail is reduced. For this reason, the amount of Mn was limited to 0.05 to 2.00%.
  • P is an element that strengthens ferrite and improves the hardness of the parlite structure.
  • the content exceeds 0.030%, it is an element with high segregation properties, so segregation of other elements is also promoted, and the formation of the primary eutectoid cementite structure of the column is greatly accelerated.
  • the number of primary cementation intersections (NC) in the column increases, and the toughness of the rail column decreases. Therefore, the P content is limited to 0.030% or less.
  • S generates MnS and forms a thin Mn band around MnS, thereby contributing to the promotion of pearlite transformation, and as a result, by reducing the pearlite block size. It is an element that is effective in improving the toughness of the pearlite structure.
  • the content exceeds 0.025%, segregation of Mn is promoted, and the formation of the proeutectoid cementite structure of the column is greatly promoted.
  • the number of first order cementite intersections (NC) in the column increases and the toughness of the rail column decreases. For this reason, the amount of S was limited to 0.025% or less.
  • the rails manufactured with the above composition have improved wear resistance by strengthening the parlite structure, prevention of toughness reduction by suppressing the formation of pro-eutectoid cementite structure, softening of the heat affected zone of the welded part,
  • Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, and Zr elements can be added as required.
  • V and Nb suppress the growth of austenite grains by carbides and nitrides generated during hot rolling and subsequent cooling processes. Precipitation hardening improves the ductility and hardness of the pearlite structure. In addition, carbides and nitrides are stably generated during reheating to prevent softening of the weld joint heat-affected zone. B reduces the dependency of the parrite transformation temperature on the cooling rate, and makes the hardness distribution of the rail head uniform. Co and Cu dissolve in the ferrite in the pearlite structure and increase the hardness of the pearlite structure. Ni prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu, and at the same time improves the hardness of the pearlite steel and further prevents softening of the heat-affected zone of the weld joint.
  • Ti refines the structure of the heat-affected zone and prevents embrittlement of the weld joint.
  • Mg and Ca reduce the austenite grain size during rail rolling, and at the same time promote pearlite transformation and improve the ductility of the pearlite structure.
  • A1 moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and simultaneously moves the eutectoid carbon concentration to the high carbon side, strengthening the pearlite structure and suppressing the formation of proeutectoid cementite, and resistance to rail wear. To prevent the deterioration and toughness reduction.
  • Zr contains Zr0 2 inclusions as solidification nuclei in high-carbon rail steel, and by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidified structure, it suppresses the formation of segregation bands at the center of the slab and is harmful to the toughness of the rail Suppresses generation of proeutectoid cementite structure.
  • N is mainly added to improve toughness by accelerating the pearlite transformation from the austenite grain boundaries and by refining the pearlite structure.
  • NC increases and the toughness of the rail column decreases. For this reason, the Cr content was limited to 0.05 to 2.00%.
  • Mo like Cr raises the equilibrium transformation point of the pearlite and, as a result, refines the distance between the pallet lamellae and contributes to increased hardness (strength). It is an element that improves the hardness (strength), but if it is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel is not seen at all. In addition, if excessive addition exceeding 0.50% is performed, the transformation rate of the pearlite structure is remarkably reduced, and a martensite structure that is harmful to toughness is easily formed. Therefore, the Mo addition amount is limited to 0.01 to 0.50%.
  • V is refined by the pinning effect of V carbide and V nitride when heat treatment is performed at a high temperature, and V carbide generated in the cooling process after hot rolling, It is an element effective for improving ductility as well as increasing the hardness (strength) of the pearlite structure by precipitation hardening with V nitride. It is also effective in preventing softening of the weld joint heat-affected zone by generating V carbide and V nitride at a relatively high temperature range in the heat-affected zone reheated to a temperature range below the AC1 point. Element. However, if it is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and no improvement in the hardness or ductility of the pearlite structure is observed. If added over 0.5%, coarse V carbides and V nitrides are formed, and the toughness of the rails and internal fatigue damage are reduced. For this reason, the amount of V was limited to 0.005 to 0.500%.
  • Nb like V, causes fine graining of austenite grains due to the pinning effect of Nb carbide and Nb nitride when heat treatment is performed at a high temperature. It is an element effective for improving ductility as well as increasing the hardness (strength) of the parlite structure by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. is there.
  • Nb carbide and Nb nitride are stably generated from the low temperature range to the high temperature range, and the weld joint heat-affected zone is softened. It is an effective element to prevent.
  • the effect cannot be expected at less than 0.002%, and no improvement in the hardness or ductility of the pearlite structure is observed. Also, if added over 0.050%, coarse Nb carbides and Nb nitrides are formed, and the toughness of the rails and the internal fatigue damage resistance are reduced. For this reason, the amount of Nb was limited to 0.002 to 0.050%. .
  • B forms iron boride, suppresses the formation of pro-eutectoid cementite, and at the same time reduces the dependence of the perlite transformation temperature on the cooling rate, makes the head hardness distribution uniform, and lowers the toughness of the rail
  • the content is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the hardness distribution of the rail head is not improved.
  • coarse iron boride is formed, and ductility, toughness, and further, fatigue damage resistance of the heel portion are greatly reduced. Limited to 0050%.
  • Co is an element that dissolves in ferrite in the parlite structure and improves the hardness (strength) of the parlite structure by strengthening the solid solution, and further increases the transformation energy of the parlite, Although it is an element that improves ductility by making the weave finer, its effect cannot be expected at less than 0.10%. Also, if added over 2.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably reduced, and spalling damage is generated on the rolling surface, and the surface damage resistance of the rail is lowered. For this reason, the amount of Co was limited to 0.10 to 2.00%.
  • Cu is an element that dissolves in ferrite in the parlite structure and improves the hardness (strength) of the parlite structure by solid solution strengthening.
  • Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling due to the addition of Cu and, at the same time, increases the hardness (strength) of perlite steel by strengthening the solid solution in the ferrite. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is combined with Ti precipitates finely and suppresses softening by precipitation strengthening. However, if it is less than 0.01%, the effect is low. If it is extremely small, and if it is added in excess of 1.00%, the ductility of the ferrite phase is remarkably reduced, and the surface damage resistance of the rail is deteriorated due to the occurrence of spalling damage on the rolling surface. For this reason, the amount of Ni is 0.01-! ⁇ Limited to 00%.
  • the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region is refined, and the weld joint It is an effective component for preventing embrittlement.
  • the effect is small, and if added over 0 ⁇ 0500%, coarse Ti carbides and Ti nitrides are formed, and the ductility and toughness of the rail, in addition to this, Since the internal fatigue damage is greatly reduced, the Ti content is limited to 0.0050% to 0.050%.
  • Mg combines with 0, S, A1, etc. to form fine oxides, and suppresses crystal grain growth and refining austenite grains during reheating during rail rolling. It is an effective element to improve the ductility of the pearlite structure.
  • Mg0 and MgS finely disperse MnS, forming a thin Mn band around MnS, contributing to the formation of pearlite transformation. As a result, it is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure by reducing the size of the pearlite block.
  • the effect is weak, and if added over 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, which reduces the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance.
  • the amount of Mg was limited to 0.0005% to 0.0200%.
  • Ca has a strong bonding force with S, and forms sulfides as CaS. Furthermore, CaS finely disperses MnS, forming a thin Mn band around MnS, which produces a pearlite transformation. It contributes, and as a result, it is an effective element for improving the ductility of the pearlite structure by reducing the size of the pearlite block. However, if the amount is less than 0.0005%, the effect is weak, and if added over 0.0150%, a coarse oxide of Ca is generated, which reduces the toughness of the rail and further the internal fatigue damage resistance. The Ca content was limited to 0.0005 to 0.0150%.
  • A1 is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and simultaneously the eutectoid carbon concentration to the high carbon side.By increasing the strength of the pearlite structure and suppressing the formation of the eutectoid cementite structure, It is an element that prevents toughness deterioration, but if it is less than 0.0008%, its effect is weak, and if added over 1.00%, it becomes difficult to dissolve in steel and it becomes the starting point of fatigue damage Coarse alumina inclusions are generated, reducing the toughness of the rail and the resistance to internal fatigue damage. In addition, oxides were formed during welding, and the weldability was significantly reduced. Therefore, the A1 content was limited to 0.0008 to 1.00%.
  • Zr has good lattice matching with ⁇ _ Fe because the inclusion of Zr 0 2 inclusions, ⁇ — Fe becomes the solidification nucleus of the high-carbon rail steel that is the solidification primary crystal, and increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure. Therefore, it is an element that suppresses the formation of a segregation zone at the center of the flake and suppresses the formation of a pro-eutectoid cementite structure that is harmful to the toughness of the rail.
  • the Zr amount is 0.0001% or less, rather small, Zr0 2 based inclusions the number, it does not exhibit sufficient effects as a solidified nuclei.
  • the first analysis The effect of suppressing the formation of pit tissue is reduced.
  • the Zr content exceeds 0.200%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, resulting in reduced rail toughness and internal fatigue damage starting from the coarse Zr-based inclusions.
  • the service life of the rail is reduced. Therefore, the amount of Zr is limited to 0.0001 to 0.2000%.
  • N segregates at the austenite grain boundary, promotes the pearlite transformation from the austenite grain boundary, and improves the toughness and ductility of the pearlite structure by refining the pearlite block size. It is an effective element. However, if less than 0.0040%, the effect is weak, and if added over 0.0200%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles starting from fatigue damage are generated inside the wheel. The amount of N was limited to 0.0040 to 0.0200%.
  • Rail steel composed of the above components is melted in a commonly used melting furnace such as a converter or electric furnace, and this molten steel is ingot-bundled or continuously forged. Manufactured as a rail through hot rolling. Next, by applying accelerated cooling to the hot rolled rail that holds high-temperature heat, or to the rail head that has been reheated to a high temperature for the purpose of heat treatment, Can be stably generated.
  • a parelite probe with a particle size of 1 to 15 ⁇ m is to be examined at least in part of the range from the corner of the head of the rail and the surface of the top to a depth of lOinm.
  • the temperature at the time of hot rolling is set as low as possible, and further, accelerated cooling is performed as soon as possible after rolling, so that austenite grain growth immediately after rolling is achieved. It is desirable to reduce the rate of reduction in the final rolling and to perform accelerated cooling while accumulating high strain energy in the austenite grains.
  • Preferred hot rolling, heat treatment The theoretical conditions are a final rolling temperature of 980 ° C or lower, a final rolling area reduction of 6% or higher, and an accelerated cooling rate of 1 ° C / sec or higher from the average from the austenite region to 550 ° C.
  • the preferred reheating heat treatment conditions are a reheating temperature of iooo ° c or lower, and an accelerated cooling rate of 5 ° C Zsec or higher from the austenite region to 550 ° C.
  • the service life of the rail If it is less than 20 mm, considering the service life of the rail, the area that requires the wear resistance required for the rail is small, and it is difficult to ensure a sufficient service life of the rail.
  • the hardness is in the range of Hv300 to 500, starting from the head surface at the head corner and the top, the depth of the rail is 30 mm or more, the service life of the rail is further improved. desirable.
  • Fig. 1 shows the names of each part of the rail, where 1 is the top of the head, 2 is the head side (corner) on the left and right of the rail, and 3 is the lower jaw on the left and right of the rail.
  • Reference numeral 4 denotes the inside of the head, which is near the position 30 mm deep from the center of the rail width at the top of the head.
  • Fig. 3 shows the area where the name of the head section surface position of the pearlite rail excellent in wear resistance and ductility according to the present invention and the part structure of hardness Hv300 ⁇ 500 is required.
  • 1 is the top of the head
  • 2 is the head corner
  • one of the head corners 2 is the gauge corner (G.) that mainly contacts the wheel. If the perlite structure of this component system with a hardness of Hv300 to 500 is placed at least within the diagonal line in the figure, it is possible to ensure the wear resistance of the rail.
  • the pearlite structure with controlled hardness near the rail head surface where the wheel and the rail mainly contact each other, and the other part may be a metal structure other than the pearlite structure.
  • the present inventors quantified the generation amount of the pro-eutectoid cementite structure generated in the rail column part.
  • the number of pro-eutectoid cementite structures (1 ⁇ , hereafter, the number of cross-sections of pro-eutectoid cementite) intersecting a certain length of perpendicular line segments at a certain field magnification A good correlation with the formation state was observed, indicating that the formation state of the primary analysis cementite structure can be quantified.
  • the present inventors investigated the relationship between the toughness of the column and the formation state of the pro-eutectoid cementite structure using a steel rail with a high carbon-containing parlite structure.
  • the toughness of the rail column has a negative correlation with the number of NCs in the first analysis cementite.
  • the toughness of the rail column does not decrease when the number of intersecting lines (NC) below a certain value. 3It becomes the threshold of occurrence of toughness deterioration It was revealed that the number of NCs in the pro-eutectoid cementite was correlated with the chemical composition of the steel rail.
  • the present inventors have obtained the relationship between the number of cross-sections of the pro-eutectoid cementite (NC) and the chemical composition of the steel rail, which are threshold values for the deterioration of the toughness of the rail column, by multiple correlation.
  • CE value the value of Equation 1
  • the first analysis cementite intersection line that becomes the threshold for the occurrence of toughness deterioration is calculated. I found that the number (NC) was required.
  • the present inventors have determined that the number of intersections (NC) in the rail column portion is equal to or less than the CE value calculated from the chemical component of the rail. As a result, it was found that the amount of the first Huawei cementite structure produced in the column part was reduced compared to the current steel rail, and that the toughness of the column part of the rail could be prevented from decreasing.
  • NC Number of lines of intersection with the primary analysis cementite structure of the column
  • CE Equation 1
  • the number of lines of primary analysis cementite at the center of the neutral axis of the rail column NC
  • NC nucleation lines
  • NC priming cementite
  • the first praying cementite is likely to form in the former austenite grain boundaries.
  • the center part of the neutral axis of the rail column that reveals the primary analysis cementite structure is observed with an optical microscope.
  • Figure 2 shows a schematic diagram of this measurement method.
  • it is desirable to observe at least 5 fields of view taking the average value as a representative value, taking into account the variation in the primary analysis cement structure due to the strength of prejudice.
  • the formula for calculating the CE value is to investigate the relationship between the toughness of the column and the formation state of the pro-eutectoid cementite structure using steel rails with a high carbon-containing parlite structure, and then toughness reduction at the rail column
  • the relationship between the number of intersecting lines of the first analysis cement (NC), which is the threshold value for occurrence of nuclei, and the chemical composition (mass%) of the steel rail was obtained by multiple correlation.
  • the correlation equation (Equation 1) is shown below.
  • CE 60 [mass% C] -10 [mass% Si] +10 [mass% Mn] +500 [mass% P] +50 [mass% S] +30 [mass% Cr] -54 --- (1 )
  • the coefficient of each chemical component represents the degree of contribution to the formation of the cementite structure of the rail column, where + indicates a positive correlation, 1 indicates a negative correlation, and the absolute value of the coefficient is a large contribution. It shows.
  • the CE value calculated by the above equation is a natural number rounded to the last decimal place.
  • the CE value may be 0 or negative.
  • the component system when the CE value is 0 or negative is excluded from the scope of the present invention even if the chemical component composition is in the above-mentioned limited range.
  • the present inventors have investigated the cause of cracks in the steel slab in the process of reheating the steel slab for rolling with high carbon content and performing hot rolling.
  • cracks in the steel slab are caused by melting of a part of the steel slab in the segregation part of the solidified structure near the outer surface where the heating temperature of the steel slab is the highest, which is opened by rolling. about.
  • this cracking occurs as the maximum heating temperature of the slab increases and the carbon content of the slab increases.
  • the present inventors examined the relationship between the maximum heating temperature of the steel slab in which partial melting, which is the cause of cracking, occurred and the carbon content of the steel slab by experiment.
  • the maximum heating temperature at which partial melting of the steel slab can be expressed by a quadratic equation using the carbon content (mas S %) of the steel slab shown in the following (Equation 2).
  • CT 1500-140 ([mas s% C]) -80 ([mas s% C]) 2 "-(2)
  • the present inventors analyzed the factors that promote the decarburization of the outer surface portion of the steel slab in the reheating process in which hot rolling is performed using the steel slab for rolling with high carbon content. As a result, decarburization of the outer surface of the billet It was found that the temperature during reheating, the holding time, and the carbon content of the billet were greatly affected.
  • the present inventors have clarified the relationship between the amount of carbon in the steel slab and the amount of decarburization on the outer surface of the steel slab, as well as the temperature at which the steel slab is reheated and the holding time. I made it. As a result, it was found that the amount of decarburization on the outer surface of the slab was promoted as the carbon content of the slab was increased as the time for maintaining the temperature above a certain temperature was longer.
  • the present inventors examined the relationship between the carbon content of the steel slab and the holding time during reheating of the steel slab where the properties of the rail after final rolling did not deteriorate.
  • the steel slab retention time is expressed by a quadratic equation using the carbon content (mass%) of the steel slab shown below (Equation 3).
  • the maximum heating temperature of the billet or a certain constant temperature By optimizing the holding time to be heated as described above and preventing partial melting of the steel slab, cracks and fractures during hot rolling can be prevented, and decarburization of the rail outer surface can be prevented. It was found that by suppressing the deterioration of wear resistance and fatigue strength, high-quality rails can be manufactured with high efficiency.
  • the present invention prevents partial melting of the steel slab and further decarburizes the outer surface of the steel slab in a reheating process in which hot rolling is performed using a steel slab for rolling a rail containing high carbon.
  • High quality rails with high efficiency The conditions for manufacturing are described below.
  • Tmax maximum heating temperature
  • Equation 2 The correlation equation (Equation 2) is shown below.
  • CT 1500-140 ([mass% C])-80 ([mass% C]) 2 ... (2) Equation
  • Eq. (2) is an experimental regression equation.
  • the holding time (Mmax; min) during which the steel slab is heated to 110CTC or more is limited to the CM value or less obtained from the carbon content of the steel rail. The reason for this will be explained in detail.
  • Equation (3) is an experimental regression equation, and the heating retention time (M max; min) is below the CM value obtained from this quadratic equation in the temperature range above 1100 ° C.
  • the lower limit of the heating and holding time (M max; min) is not particularly limited, but it should be 250 min or more from the viewpoint of ensuring that the steel slab is evenly heated and the formability during rail rolling is ensured. desirable.
  • the present inventors investigated a heat treatment method that can increase the hardness of the pearlite structure of the rail head and suppress the formation of proeutectoid cementite structures of the pillars and feet in the high-carbon steel rail. did.
  • the pillars and feet are fixed to a certain extent.
  • accelerated cooling from the austenite region, or increased temperature and then accelerated cooling to increase the hardness of the rail head and the primary analysis cementitious texture of the column and foot. It was confirmed that generation could be suppressed.
  • the present inventors studied a manufacturing method for increasing the hardness of the rail structure of the rail head in actual rail manufacturing.
  • the hardness of the parallel structure of the rail head has a correlation between the elapsed time after completion of hot rolling and the subsequent accelerated cooling rate, and the elapsed time after completion of hot rolling is within a certain range. It is found that by setting the accelerated cooling rate within a certain range and setting the accelerated cooling stop temperature to a certain temperature or higher, the rail head is made into a parallel structure and high hardness can be achieved. It was.
  • the present inventors examined a manufacturing method capable of suppressing the formation of proeutectoid cementite structures in the rail column part and the foot part in the actual rail manufacturing.
  • the first Huawei cementite structure has a correlation between the elapsed time after the end of hot rolling and the subsequent accelerated cooling time, and the elapsed time after the end of hot rolling is within a certain range.
  • the acceleration cooling rate of the above is within a certain range and the acceleration cooling stop temperature is set to a certain temperature or higher, or the temperature is raised within a certain range, and then the accelerated cooling is performed within the certain cooling rate range.
  • the generation of the pro-eutectoid cementite texture can be suppressed.
  • the present inventors examined a method for manufacturing a rail that ensures the uniformity of the material in the longitudinal direction of the rail in the above manufacturing method.
  • the rail length during rail rolling exceeds a certain length, the temperature difference between both ends and inside of the rail after rolling, and both ends of the rail after rolling becomes excessive, and the above rail In the manufacturing method, it became difficult to control the temperature and cooling rate over the entire length of the rail, and the material in the longitudinal direction of the rail was found to be non-uniform. Therefore, the actual rail pressure
  • the present inventors examined a method of manufacturing a rail that ensures the ductility of the rail head.
  • the ductility of the rail head correlates with the hot rolling temperature, the cross-sectional reduction rate during rolling, the time between passes during rolling, and the elapsed time from the end of final rolling to the start of heat treatment.
  • the head of the rail is secured, and at the same time, the formability of the rail is secured. I knew it was possible.
  • the rail head in the high-carbon-containing rail steel, after the hot rolling is finished, in order to suppress the increase in the hardness of the rail head and the formation of the proeutectoid cementite structure in the rail column part and the foot part, By performing accelerated cooling on the rail head, column, and foot within a certain period of time, and further increasing the temperature of the rail column and foot, and then performing accelerated cooling, the rail head It is possible to suppress the formation of pro-eutectoid cementite structure, which is harmful to wear resistance, fatigue cracks and brittle fracture, and further, the rail length during rolling, the final rolling temperature of the rail head, the cross-section reduction rate, and the distance between passes By optimizing the time, from the end of rolling to the start of heat treatment, the rail head wear resistance, uniformity of the material in the longitudinal direction of the rail, the rail head ductility, and the fatigue strength of the rail column and foot And to ensure fracture toughness And knowledge.
  • the high-carbon rail steel according to the present invention reduces the size of the pearlite block and ensures the duct head's ductility. This prevents the fatigue strength and fracture toughness of the steel from decreasing and ensures the uniformity of the material in the longitudinal direction of the rail.
  • the austenite grain size becomes coarse after rolling, and as a result, the pearlite block becomes coarse,
  • the ductility does not improve sufficiently, and depending on the component system, a pro-eutectoid cementite structure is formed, and the rail fatigue strength and toughness are reduced.
  • the elapsed time until the start of accelerated cooling was set to be within 200 sec. It should be noted that even if the elapsed time exceeds 200 sec, the rail material other than ductility does not deteriorate significantly. Therefore, if the elapsed time is 2500 sec or less, a rail material that does not cause a problem in practical use is secured.
  • the rail immediately after the end of hot rolling causes uneven temperature in the cross section due to heat removal from the roll during rolling, and the material in the rail cross section after accelerated cooling becomes uneven.
  • the accelerated cooling conditions for the rail head will be described. If the accelerated cooling rate of the rail head is less than 1 ° C / sec, this component system cannot achieve the high hardness of the rail head, making it difficult to ensure the wear resistance of the rail head. In addition, a pro-eutectoid cementite structure is generated, and the ductility of the rail decreases. In addition, the pearlite transformation temperature rises, the pearlite block becomes coarse, and the ductility of the rail decreases. When the accelerated cooling rate exceeds 30 ° C / sec, a martensite structure is generated in this component system, and the toughness of the rail head is greatly reduced. For this reason, the acceleration cooling rate of the rail head The range was limited to the range of 1 to 30 ° C / sec.
  • the above accelerated cooling rate is an average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling, and does not indicate a cooling rate during cooling. Therefore, if the average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling is within the above limit range, the size of the parlite block can be reduced and at the same time, the hardness of the rail head can be increased.
  • the lower limit of the temperature at which accelerated cooling of the rail head is terminated is not particularly limited, but the hardness of the rail head is ensured, and the generation of a martensite structure that is easy to generate in the segregated part inside the head is generated. In order to prevent this, the lower limit is naturally 400 ° C.
  • the range of the accelerated cooling rate will be described. If the accelerated cooling rate is less than 1 ° C / sec, it is difficult to suppress the formation of proeutectoid cementite structure in this component system. In addition, when the accelerated cooling rate exceeds 10 ° C / sec, a martensite structure is generated in the rail column segregation part and the foot segregation part in this component system, and the toughness of the rail is greatly reduced. For this reason, the range of the accelerated cooling rate was limited to the range of 1 to 10 ° C / sec.
  • the above accelerated cooling rate is an average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling, and does not indicate a cooling rate during cooling. Shi Therefore, if the average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling is within the above limit range, the generation of the first prayer cement tissue can be suppressed.
  • the lower limit of the temperature at which accelerated cooling is terminated is not particularly limited, it is necessary to suppress the formation of a pro-eutectoid cementite structure and prevent the formation of a martensite structure in a columnar segregation part.
  • 500 ° C is the lower limit
  • the cooling rate range during rapid cooling of the rail column will be described.
  • the cooling rate is less than 2 ° C / sec, it is difficult to suppress the formation of the first pray cementite structure of the rail column in this component system. If the cooling rate exceeds 20 ° C / sec, a martensitic structure is generated in the segregation zone of the rail column and the toughness of the rail column is greatly reduced. For this reason, the cooling rate range during rapid cooling of the rail column was limited to the range of 20 to 20 ° C / sec.
  • the cooling speed at the time of rapid cooling of the rail column is the average cooling speed from the start to the end of cooling, and does not indicate the cooling speed during cooling. Therefore, if the average cooling rate from the start to the end of cooling is within the above-mentioned limited range, generation of the primary analysis cementite structure can be suppressed.
  • the lower limit of the temperature at which the rapid cooling is terminated is not particularly limited, but the generation of a pro-eutectoid cementite structure is suppressed, and the generation of a micromartensite structure generated by the segregation part of the column is suppressed. Therefore, to prevent it, the lower limit is naturally 500 ° C.
  • the range of temperature rise of the rail column will be described.
  • the temperature rise is less than 20 ° C, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the rail column before the subsequent accelerated cooling, which reduces the fatigue strength and toughness of the rail column.
  • the temperature rise exceeds 100 ° C, the pearlite structure after heat treatment becomes coarse, and the toughness of the rail column part decreases. For this reason, the temperature rise of the rail column was limited to the range of 20 to 100 ° C.
  • the cooling rate range during rapid cooling of the rail foot will be described. If the cooling rate is less than 5 ° C / s ec, it will be difficult to suppress the formation of the primary cementite structure at the rail foot in this component system. In addition, when the cooling rate exceeds 20 ° C / s ec, in this component system, a martensite structure is formed in the rail toe and the toughness of the rail toe is greatly reduced. For this reason, the cooling rate range during rapid cooling of the rail foot was limited to a range of 5 to 20 ° C / sec.
  • the cooling rate at the time of rapid cooling of the above-mentioned rail foot part is an average cooling rate from the start to the end of cooling, and does not indicate the cooling rate during cooling. Therefore, if the average cooling rate from the start to the end of cooling is within the above-mentioned limited range, the generation of the primary analysis cementite structure can be suppressed.
  • the range of the temperature rise at the rail foot portion will be described. If the temperature rise is less than 50 ° C, a pro-eutectoid cementite structure is formed in the rail toe before the subsequent accelerated cooling, reducing the fatigue strength and toughness of the rail toe. In addition, when the temperature rise temperature exceeds 100 ° C, the pearlite structure after heat treatment becomes coarse, and the toughness of the rail foot portion decreases. For this reason, the temperature rise at the foot portion of the rail was limited to a range of 50 to 100 ° C.
  • hot rolling to heat treatment time is within 200 seconds
  • area reduction rate of the final pass of finish hot rolling is preferably 6% or more.
  • continuous rolling in which the rolling reduction is at least 2 passes with a cross-section reduction rate of 1 to 30% per pass and 10 seconds or less between the rolling passes.
  • the rail length after hot rolling exceeds 200 m, the temperature difference between both ends and inside of the rail after rolling and also both ends of the rail after rolling becomes excessive, and the above rail manufacturing method Even if is used, it becomes difficult to control the temperature and cooling speed over the entire length of the rail, and the material in the rail longitudinal direction becomes uneven. Also, if the rail length after hot rolling is less than 100 m, rolling efficiency decreases and rail manufacturing costs increase. For this reason, after hot rolling The rail length was set in the range of 100 to 200 m.
  • the hot rolling finish temperature exceeds 100 ° C., in the above-described component system, the parrite structure of the rail head is not refined, and the ductility is not sufficiently improved.
  • the hot rolling finish temperature is less than 8500C, it is difficult to control the shape of the rail, and it is difficult to produce a rail that satisfies the product shape.
  • the rail temperature is low, a pro-eutectoid cementite structure is formed immediately after rolling, which reduces the fatigue strength and toughness of the rail.
  • the reduction rate of the cross section of the final pass during hot rolling is less than 6% when the hot rolling finish temperature is in the range of 85 ° C. to 100 ° C., the austenite grain size after rail rolling is reduced.
  • the miniaturization cannot be achieved, and as a result, the size of the parlite block becomes coarse, and the duct head cannot be secured. For this reason, the cross-section reduction rate of the final pass was set to 6% or more.
  • the final rolling is performed continuously for two or more passes, and the cross-section reduction rate per pass and the time between passes Control.
  • the reason why the cross-section reduction rate per pass and the time between passes in the final rolling are limited to the above ranges in claim 14 will be described in detail.
  • the cross-section reduction rate per pass of the final rolling is less than 1%, the austenite grains are not refined at all, and as a result, the refinement of the parlite block size is not achieved, and the duct head ductility is not improved. For this reason, the cross-section reduction rate per pass of the final rolling was limited to 1% or more.
  • the cross-section reduction rate per pass of final rolling exceeds 30%, making it impossible to control the shape of the rail, making it difficult to manufacture a rail that satisfies the product shape. For this reason, the cross-section reduction rate per pass of the final rolling was set to a range of 1 to 30%.
  • the time between passes during final rolling exceeds 10 sec, austenite grains grow after rolling, and as a result, miniaturization of the pearlite block size is not achieved and the duct head is improved in ductility. do not do. For this reason, the time between passes at the time of final rolling was set within 10 sec. Although there is no lower limit on the time between passes, it is as short as possible to suppress grain growth, refine the austenite grains by continuation of recrystallization, and, as a result, refine the parlite block size. It is better to use time.
  • Figure 1 shows the designation of each part of the rail.
  • “Head” refers to the part that mainly contacts the wheel shown in FIG. 1 (symbol: 1).
  • “Column” refers to the part that has a lower cross-sectional thickness than the rail head shown in FIG. (Reference sign: 5)
  • the “foot” is the lower part (reference sign: 6) of the rail column shown in FIG.
  • the “foot tip part” is the tip part (symbol: 7) of the rail foot part (symbol: 6) shown in FIG.
  • the range of 10 to 40 mm from the tip of the rail foot is the target range.
  • the “foot tip” indicates a part of the foot (symbol: 6).
  • the temperature and cooling conditions during rail heat treatment correspond to the center of the rail width of the head (symbol: 1), foot (symbol: 6) and the center of the rail height of the pillar (symbol: 5) shown in Fig. 1. If the range of 0 to 3 mm depth from the surface is measured at 5 mm position from the foot tip of the foot tip (symbol: 7), each part can be represented.
  • the temperature during rail rolling can be obtained by measuring the surface temperature immediately after rolling at the center of the rail width of the head (reference numeral: 1) shown in FIG.
  • the inventors of the present invention have proposed a cooling rate that can prevent the formation of a pro-eutectoid cementite structure inside the head of a rail steel with a high carbon-containing parlite structure (the critical cooling rate of the pro-eutectoid cementite structure). ) And the chemical composition of rail steel.
  • the present inventors have investigated the chemical composition of the rail steel (C, Si, Mn, Cr) and the pro-eutectoid cement in a rail steel with a carbon content exceeding 0.85 mass%, in which the formation of pro-eutectoid cementite fabric is remarkable.
  • the relationship between the formation critical cooling rate of the intite structure was determined by multiple correlation.
  • CCR Equation 1
  • the present inventors examined a method for controlling the cooling rate (ICR, ° CZsec) inside the head in the heat treatment of the rail steel.
  • ICR the cooling rate
  • ° CZsec the cooling rate inside the head.
  • the cooling rate inside the head is the cooling rate on the rail top surface (TH, ° C / sec), the average cooling rate on the left and right head side surfaces (TS, ° CZsec), and the left and right heads of the rail.
  • TCR 0.05TH (° C / sec) + 0.10TS (° C / sec) + 0.50TJ (° C / sec) (5) Equation
  • the head side cooling rate (TS, ° C / sec) and the jaw lowering rate (TJ, ° CZsec) shown in the above equation are average values for the left and right parts of the rail.
  • the present inventors investigated the relationship between the TCR value, the generation state of the pro-eutectoid cementite structure inside the head, and the structure of the head surface part through experiments.
  • the formation of proeutectoid cementite structure inside the head correlates with the magnitude of the TCR value, and when the TCR value is more than twice the CCR value obtained from the chemical composition of the rail steel, It was found that the generation of the proeutectoid cementite structure disappeared.
  • the present invention controls the cooling rate inside the head in the heat treatment of the rail head by controlling the TCR value in the range of 4 CCR ⁇ TCR ⁇ 2 CCR. (ICR, ° C / sec) can be ensured, and the generation of pro-eutectoid cementite structure inside the head can be prevented, and the parite structure on the head surface can be stabilized. .
  • the cooling rate (ICR) inside the head of the rail steel is set to the chemical composition of the rail steel. It is possible to prevent the formation of pro-eutectoid cementite structure inside the head, and to ensure the cooling rate (ICR) inside the head, and to improve the parite of the head surface.
  • the TCR value obtained from the cooling rate of each part of the rail head surface must be controlled within the range obtained from the CCR value.
  • the present invention stabilizes the parite structure of the rail head surface in heat treatment of rail steel containing high carbon used in heavy-duty railways, and at the same time, it tends to occur inside the head, resulting in fatigue damage. It is possible to prevent the formation of the primary cementite structure that is the starting point of wear, and to ensure wear resistance and improve internal fatigue damage resistance.
  • the formula for calculating the CCR value is as follows: First, the critical cooling rate of the pro-eutectoid cementite structure is measured by an experiment that reproduces the heat treatment of the rail head, and the critical cooling of the pro-eutectoid cementite structure is generated. The relationship between the speed and the chemical composition (C, S i, M n, C r) of the rail steel is obtained by multiple correlation. The correlation equation (4) is shown below. Therefore, Equation 1 is an experimental regression equation, and the inside of the head is cooled at a cooling rate that is equal to or greater than the value calculated by Equation 1. This prevents the generation of a pro-eutectoid cementite structure.
  • the rail head cooling rate tends to decrease from the rail head surface toward the inside. Therefore, it is necessary to secure the cooling rate inside the head to prevent the proeutectoid cementite structure generated in the region where the cooling rate is slow in the rail head.
  • the cooling speed at the position 30 mm deep from the head surface is the slowest.
  • the inside of the rail head As a result, it was confirmed that the formation of pro-eutectoid cementite structure could be prevented. From this result, the position of 3 Om depth from the top of the head was defined as the position to define the cooling rate inside the rail head.
  • the equation for calculating the TCR value is based on experiments that reproduce the heat treatment of the rail head.
  • the cooling rate at the top (T, ° C / sec) and the cooling rate at the head (S, ° C / sec) ) Measure the cooling rate at the bottom of the chin (J, ° C / sec) and the cooling rate inside the head (ICR, ° C / sec). It is formulated by the contribution to the internal cooling rate (ICR).
  • the equation (Equation 5) is shown below. Therefore, Eq. (5) is an empirical formula, and if the value calculated by Eq. (5) exceeds a certain value, the cooling rate inside the head can be secured, and the analysis cementite structure Can be prevented.
  • T C R 0. 0 5 T (° C / sec) + 0. 1 0 S (° C / sec) + 0.5 0 J (° C / sec)... (5) Equation
  • the head side cooling rate (S, ° C / sec) and the jaw lowering rate (J, ° C / sec) shown in the above equation show the average values of the left and right parts of the rail.
  • the cooling rate inside the rail head (ICR, ° C / sec) decreases, and a pro-eutectoid cementite structure is generated inside the head, which easily causes internal fatigue damage. Become.
  • the hardness of the rail head surface decreases, and the wear resistance of the rail cannot be ensured.
  • the TCR value exceeds 4 C CR, the cooling speed of the rail head surface increases remarkably, and a paynite or martensite structure harmful to wear resistance is generated on the head surface, reducing the wear life of the rail. Let For this reason, the TCR value was limited to the range of 4CC ⁇ CRCR ⁇ 2CCR.
  • the cooling rate inside the rail head is greatly influenced by the cooling state of the head surface.
  • the cooling rate inside the head is the heat removal surface of the head surface, the top of the head, the side of the head (left and right) It was confirmed that there is a correlation with the cooling rate of the three surfaces of the lower part of the chin (left and right), and that the cooling rate inside the head can be controlled by adjusting the cooling rate of these three surfaces. Based on these results, the position that regulates the cooling speed of the rail head surface was limited to three locations, the top of the head, the side of the head, and the bottom of the chin.
  • the temperature of formation of a pro-eutectoid cementite structure is in the range of 75 to 65 ° C. Therefore, in order to prevent the formation of proeutectoid cementite structure, it is necessary to set the cooling rate inside the head to a certain value or higher in the above temperature range.
  • the temperature inside the rail head at the end of accelerated cooling is high because it removes less heat than the head surface. Therefore, in order to secure a cooling rate in the temperature range up to 65 ° C generated by the proeutectoid cementite structure inside the rail head, the accelerated cooling stop temperature of the head surface should be higher than 65 ° C. Need to be lower.
  • the cooling stop temperature inside the head would be less than 6500 ° C when cooled to 500 ° C. From these results, the temperature range that stipulates the cooling rate of the rail head surface (the top of the head, the side of the head, and the lower part of the jaw) is in the range of 75 ° C to 5 ° 0 ° C. Limited to.
  • Figure 10 shows the names of each part of the rail head.
  • "Head surface” means the whole rail top surface (symbol: 1)
  • "head side” means the whole left and right head side (symbol: 2)
  • "chin lower part” means the left and right heads of the rail
  • the entire boundary between the head and the column (symbol: 3), and the “inside of the head” is the vicinity of the position (symbol: 4) 30 mm deep from the center of the rail width of the top of the head.
  • the acceleration cooling rate during the rail heat treatment and the temperature range of the accelerated cooling are shown in Fig. 10.
  • the central part of the rail width of the top (sign: 1)
  • the central part of the rail head height of the head side (reference: 2)
  • the chin Each part of the head surface can be represented by measuring the head surface at the center of the lower part (symbol: 3) or the depth of 5 mm from the head surface.
  • the temperature and cooling rate of this part it becomes possible to stabilize the pearlite structure on the head surface and control the cooling rate inside the head (symbol: 4), and to improve the wear resistance of the head surface. Secures, prevents the formation of pro-eutectoid cementite structure inside the head, and improves internal fatigue damage resistance.
  • the top of the head, the side of the head (left and right), and the lower part of the chin are adjusted so that the TCR value is in the range of 4 CCR ⁇ TCR ⁇ 2 CCR. In the five locations (left and right), the presence or absence of cooling and the accelerated cooling rate can be selected arbitrarily.
  • the rail head Internal cooling rate (IC R) is set to a CCR value equal to or higher than the critical cooling rate of the cementite structure determined from the chemical composition of the rail steel, and at the same time, the cooling rate of each part of the rail head surface is controlled according to the range of the TCR value.
  • the metal structure of the steel rail manufactured by the heat treatment method of the present invention is a parlite structure almost entirely.
  • a small amount of pro-eutectoid ferritic structure, pro-eutectoid cementite structure, and bainitic structure may be generated in the parlite structure.
  • the fatigue strength of the rail does not significantly affect the toughness if the amount is very small.
  • the structure of the head of the steel rail manufactured by the heat treatment method of the present invention includes the case where some proeutectoid ferrite structure, proeutectoid cementite structure and bainitic structure are mixed. It is.
  • Table 1 shows the chemical composition of the rail steel of the present invention, the rolling and heat treatment conditions, the head mouth structure (5 mm below the head surface), the number of grains of parlite block having a grain size of 1 to 15 / m, and the measurement position. Indicates the hardness of the rail head (5 mm below the head surface). Table 1 also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 repetitions in the Nishihara-type wear test under the forced cooling condition shown in Fig. 4, and the tensile test results. In Fig. 4, 8 is a rail test piece, 9 is a mating material, and 10 is a cooling nozzle.
  • Table 2 shows the chemical composition of the comparison rail steel, rolling and heat treatment conditions, the head mouth structure (5 mm below the head surface), the number of grains of parlite block with a grain size of 1 to 15 ⁇ m, and the measurement position. Indicates the hardness of the rail head (5 mm below the head surface). Table 2 also shows the Nishihara equation under the forced cooling conditions shown in Fig. 4. The amount of wear of the rail head material after 700,000 repetitions in the W wear test and the tensile test results are also shown.
  • the steels in Tables 1 and 2 were manufactured under the conditions of a hot rolling to heat treatment time of 180 seconds and a surface reduction rate of the final hot rolling final pass of 6%.
  • the rail configuration is as follows.
  • a parlite block with a particle size of 1 to 15 ⁇ m has a test area of 0 to at least part of the range from the corner of the head and the surface of the top to a depth of 10 mm.
  • pearlite-based rail having excellent wear resistance and ductility, characterized in that there 2 mm 2 per 200 or more.
  • Reference signs 13 to 6 Comparative rail steel (4 pieces) in which the added amounts of C, Si and Mn are outside the above claims.
  • Reference symbols 17 to 22 In the above component range, a parlite block with a particle size of 1 to 15 ⁇ m is tested in at least a part of the range up to 10 mm deep starting from the head corner and top surface. Comparison of less than 200 pieces per area 0.2 mm 2 Rail steel (6 pieces).
  • Fig. 1 shows the designation of the cross-sectional surface of the head and the area where wear resistance is required of the parlite rail excellent in wear resistance and ductility of the present invention.
  • Fig. 4 shows the outline of the Nishihara type wear tester. 'In the figure, 8 is a rail test piece, 9 is a mating material, and 10 is a cooling nozzle.
  • Figure 3 shows the specimen collection positions in the wear tests shown in Tables 1 and 2.
  • Figure 6 shows the specimen collection positions in the tensile tests shown in Tables 1 and 2.
  • Fig. 7 shows the relationship between the amount of carbon and the amount of wear in the wear test results for the rail steel of the present invention shown in Table 1 and the comparative rail steel shown in Table 2.
  • Fig. 8 shows the relationship between the carbon content and the total elongation in the tensile test results of the rail steel of the present invention shown in Table 1 and the comparative rail steel shown in Table 2. The various tests were as follows.
  • Nishihara type abrasion testing machine See Fig. 2
  • Specimen shape Disk-shaped specimen (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm) Specimen sampling position 2 mm below the rail head surface (see Fig. 3)
  • Test load 686N Contact pressure 640MPa
  • Cooling Forced cooling with compressed air (Flow rate: lOONlZmin) Repeat count 700,000 times
  • the rail steel of the present invention has a certain range of added amounts of C, Si, and Mn compared to the comparative rail steel. No pro-eutectoid cementite structure, pro-eutectoid freight structure, or martensite weave that adversely affects ductility was generated, and the surface damage resistance was good.
  • the rail steel of the present invention is compared with the comparative rail steel.
  • the wear resistance was improved by keeping the carbon content within a certain range.
  • the rail steel of the present invention with a carbon content of 0 ⁇ 85% (symbol: 5 to 12) is less wear resistant than the rail steel of the present invention with a carbon content of 0.85% or less (symbol: 1 to 4). Even more improved.
  • the rail steel of the present invention has a rail head portion of the rail head by controlling the number of perlite blocks with a particle size of 1 to 15 ⁇ m, compared with the comparative rail steel.
  • the ductility has been improved, and it has become possible to prevent the occurrence of breakage such as rail breakage in cold regions.
  • Table 3 shows the chemical composition of the rail steel of the present invention, the rolling and heat treatment conditions, the head microstructure (5 mm below the head surface), the number of particles and the measurement position of a pearlite block having a particle size of 1 to 15 ⁇ m, Indicates the hardness of the rail head (5 mm below the head surface).
  • Table 3 also shows the amount of wear of the rail head material after 700,000 repetitions in the Nishihara-type wear test under the forced cooling condition shown in Fig. 4, and the tensile test results.
  • Table 4 shows the chemical composition of rolling steel, rolling and heat treatment conditions, head mouth structure (5 mm below the head surface), the number and measuring position of perlite blocks with grain size 1 to 15 ⁇ m, rail Indicates the hardness of the head (5 mm below the head surface). Table 4 also shows the amount of wear of the rail head material after 70,000 iterations in the Nishihara-type wear test under the forced cooling condition shown in Fig. 4 and the tensile test results.
  • the steels in Tables 3 and 4 were manufactured under the condition that the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • the rail configuration is as follows.
  • At least part of the range from the corner of the head and the surface of the top to a depth of 10 mm is a parallel block with a particle size of 1 to 15 ⁇ m.
  • Reference numerals 39 to 4 2 Comparison rail steel (4 pieces) whose C, Si and Mn additions are outside the claimed range.
  • Code 4 3 Comparison rail steel (1 piece) whose rail length is outside the claimed range.
  • Reference numerals 4 4 and 4 7 The elapsed time from the end of rolling to the start of accelerated cooling is requested.
  • Reference signs 4 5, 4 6, 4 8 Comparison rail steels (3 pieces) whose head accelerated cooling rate is outside the claimed range.
  • the rail steel of the present invention has an added amount of C, Si and Mn, the rail length during rolling, and accelerated cooling from the end of rolling compared to the comparative rail steel.
  • the primary analysis cementite structure, primary analysis ferrite structure, martensite structure, etc. that adversely affect the wear resistance and ductility of the rail are not generated.
  • the surface damage resistance was good.
  • the rail steel of the present invention has a rail by controlling the number of perlite blocks with a grain size of 1 to 15 ⁇ m compared to the comparative rail steel.
  • the ductility of the head has been improved, and it has become possible to prevent the occurrence of breakage such as rail breakage in cold regions.
  • the total elongation is obtained when the time from the completion of rolling to accelerated cooling is within 200 seconds, and the finish hot rolling is 2 passes or more and the interval between passes is within 10 seconds. I was able to improve the value more
  • Table 6 shows the chemical composition of the rail steel of the present invention, the CE value obtained from the chemical composition according to Equation 1, the manufacturing status of the pre-rolling slab, the cooling method during the rail heat treatment, the column microstructure, and the columnar primary analysis cement The generation status of the organization is shown.
  • Table 7 shows the chemical composition of the comparative rail steel, the CE value obtained from Equation 1 from the chemical composition, the production status of the pre-rolling slab, the cooling method during the heat treatment of the rail, the column microstructure, and the column primary precipitation cementite. Shows the generation status of the organization.
  • the steels in Tables 6 and 7 were manufactured under the conditions that the time from hot rolling to heat treatment at the rail head was 180 seconds, and the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • the number of perlite blocks with a particle size of 1 to 15 ⁇ at 5 mm directly below the top of the head was 2 00 to 5 0 0 per 0.2 mm 2 of the test area. It is.
  • Reference numerals 8 3 to 8 8 Comparative rail steels (6 pieces) in which the addition amount of C, Si, Mn, P, S and Cr is outside the above claims.
  • Numerals 8 9 to 9 3 Comparative rail steel (5 bars) in which the number of columnar pro-eutectoid cementite structures (N C) exceeds the CE value calculated from the above chemical composition values within the above composition range.
  • FIG. 1 shows the region (shaded area) where the pro-eutectoid cementite structure is generated along the band.
  • Figure 2 schematically shows a method for evaluating the generation status of the pro-eutectoid cementite structure.
  • the rail steel of the present invention has the added amount of C, Si, Mn, P, S, and Cr within a certain range compared to the comparative rail steel.
  • the primary analysis cementite structure number of cementite intersections: NC
  • the primary analysis cementite structure (number of cementite crossings: NC) generated in the column is kept below the CE value. I was able to.
  • the added amounts of C, Si, ⁇ , ⁇ , S, and Cr should be kept within a certain range, and further optimization should be made under light pressure and cooling of the rail column during fabrication.
  • the pro-eutectoid cementite structure (number of cementite intersections: NC) generated in the column can be reduced below the CE value, and the toughness of the rail column can be prevented from being lowered.
  • CE 60 [mass% C] -10 [mass% Si] +10 [mass% Mn] +500 [mass% P] +50 [mass% S] +30 [mass% Cr] -54
  • Table 8 shows the chemical composition of the test rail steel. The balance is Fe and inevitable impurities.
  • Table 9 shows the final rolling temperature, the rolling length, the elapsed time from the end of rolling to the start of accelerated cooling, and the rail head of the rail manufactured by the manufacturing method of the present invention using the test rail steel shown in Table 8. , Accelerated cooling conditions for pillars and feet, microstructure, number of particles of perlite block with particle size of 1 to 15 im and measurement position, drop weight test results, head hardness, head tension test The total elongation value is shown.
  • Table 10 shows the final rolling temperature, rolling length, elapsed time from the end of rolling until the start of accelerated cooling, rail head, rail rail manufactured by the comparative manufacturing method using the test rail steel shown in Table 8. Accelerated cooling conditions for the pillar and foot, the mouth structure, the number and position of parlite blocks with particle sizes of 1 to 15 ⁇ m, drop weight test results, head hardness The total elongation value of the head tension test is shown.
  • the rail configuration is as follows.
  • the steels in Table 9 and Table 10 were manufactured under the condition that the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • Parallel part length 25 mm
  • parallel part diameter 6 mm
  • distance between elongation measurement grades 21 mm
  • the rail manufactured by the manufacturing method of the present invention suppressed the formation of a pro-eutectoid cementite structure and prevented the fatigue strength and toughness from being lowered.
  • the wear resistance of the rail head is controlled by controlling the accelerated cooling rate of the rail head, optimizing the rolling length, and controlling the final rolling temperature. , Uniformity of the material in the longitudinal direction of the rail, and ductility of the rail head.
  • Head 200 1.0 640 Perlite 215 (2mm below head surface)
  • Head 75 8.0 425 Perlite 380 (below head surface 2
  • Head final rolling temperature is the surface temperature immediately after rolling.
  • the cooling rate of the head, column, and foot is the average cooling rate in the range of depth 0 3 mm of the position described in the specification.
  • * 3 Microstructure observation position of head, column, and foot is the same position as the cooling rate at a depth of 2 mm.
  • * 4 The drop weight test is the method described in the specification.
  • the head hardness measurement position is the same as the Mikuguchi tissue observation position.
  • * 6 The tensile test is the method described in the specification.
  • the microstructure observation position of the head, column, and foot is the same position as the cooling rate, with a depth of 2 mm.
  • * 4 The drop weight test is the method described in the specification.
  • * 5 The head hardness measurement position is the same as the Mikuguchi tissue observation position.
  • * 6 The tensile test is the method described in the specification.
  • Table 11 shows the chemical composition of the test rail steel. The balance is Fe and inevitable impurities.
  • Table 12 shows the reheating conditions (CT value, CM value, maximum slab heating temperature of steel slabs when rails are manufactured by the manufacturing method of the present invention using the test rail steels shown in Table 11 : T max, holding time heated to 110 ° C or higher: Mm ax), rail hot rolling and various properties after rolling (surface properties during and after hot rolling, structure of head surface, Indicates the hardness of the head surface. Furthermore, the results of wear tests on rails manufactured by the manufacturing method of the present invention are shown.
  • Table 13 shows the reheating conditions of the steel slab when manufacturing the rail by the comparative manufacturing method using the test rail steel shown in Table 11 (CT value, CM value, maximum heating temperature of the steel slab: T ma X, holding time heated to 110 ° C or higher: Mm ax), rail hot rolling and various properties after rolling (surface properties during and after hot rolling, head surface structure, head surface) Hardness).
  • CT value maximum heating temperature of the steel slab: T ma X
  • Mm ax maximum heating temperature of the steel slab
  • Mm ax maximum heating temperature of the steel slab
  • the steels in Tables 12 and 13 were manufactured under the conditions that the time from hot rolling to heat treatment at the rail head was 180 seconds, and the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • Figure 9 shows an overview of the rolling wear tester for rails and wheels.
  • 1 1 is a slider for moving the rail, on which rail 1 2 is installed.
  • 1 5 is a load loading device that controls the left and right movements and loads of the wheels 1 3 rotated by the motor 1 4. In the test, wheels 1 3 roll on rails 1 2 moving left and right.
  • the configuration of the rail is as follows.
  • test conditions are as follows.
  • Thrust load 9 80 0 N (1 ton)
  • the rails manufactured under reheating conditions within the above-mentioned limited range are more resistant to the slabs during rolling than the rails manufactured under comparative reheating conditions. Prevents cracks and breakage, further suppresses decarburization of the outer surface of the rail, prevents the formation of proeutectoid ferrite structure, suppresses wear resistance degradation, and increases efficiency. We were able to produce quality rails. Table 11
  • Abrasion amount A reduction in depth in the rail height direction at the center of the rail width after the test.
  • Table 14 shows the chemical composition of the test rail steel. The balance is Fe and inevitable impurities.
  • Table 15 shows the rolling length of the rail manufactured by the heat treatment method of the present invention using the test rail steel shown in Table 14 and the elapsed time from the end of the foot toe rolling to the start of the heat treatment, the rail head Accelerated cooling conditions for the column and foot, micro structure, drop weight test results, and head hardness values are shown.
  • Table 16 shows the rolling length of the rails manufactured by the comparative heat treatment method using the test rail steels shown in Table 14 and the elapsed time from the end of the toe rolling to the start of the heat treatment, rail head, column Accelerated cooling conditions for the head and feet, micro structure, drop weight test results, and head hardness values are shown.
  • the rail configuration is as follows.
  • the steels in Tables 15 and 16 were manufactured under the conditions that the time from hot rolling to heat treatment at the rail head was 180 seconds, and the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • perlite blocks with a particle diameter of 1 to 15 it at 5 mm immediately below the top of the head were in the range of 2 00 to 5500 per 0.2 mm 2 of test area.
  • Test temperature Room temperature (20 ° C)
  • Test posture HT Rail head is tensile stress
  • the rail tip is pre-heated within a certain period of time after the hot rolling, After that, the rail manufactured by the heat treatment method of the present invention in which the rail head, column, and foot are accelerated and cooled) suppresses the generation of proeutectoid cementite structure compared to the rail manufactured by the comparative manufacturing method. Fatigue strength can prevent the toughness from decreasing.
  • the rail foot is accelerated or cooled within a certain period of time, then the rail head, pillar, and foot.
  • accelerated cooling it is possible to suppress the formation of proeutectoid cementite structure that is harmful to the occurrence of fatigue cracks and brittle cracks, and by optimizing the accelerated cooling rate of the head, The wear resistance of the head was secured.
  • the cooling rate of the toe is the average cooling rate in the range of 0 to 3 mm in depth described in the specification.
  • the cooling rate of the head, column, and foot is the average cooling rate in the range of 0 to 3 mm in depth described in the specification.
  • * 3 The Miku mouth tissue observation position of the foot, head, column, and foot is the same position as the cooling rate at a depth of 2 mm.
  • C * 4 The drop weight test is the method described in the specification.
  • * 5 Head hardness measurement position is Miku port tissue observed the same position c
  • the cooling rate of the toe is the average cooling rate in the range of 0 to 3 mm in depth described in the specification.
  • the cooling rate of the head, column, and foot is the average cooling rate in the range of the depth 0 to 3 thighs described in the specification.
  • * 3 The mouth tissue observation position of the toe, head, column, and foot is the same position as the cooling rate at a depth of 2 mm.
  • C * 4 The drop weight test is the method described in the specification.
  • * 5 The head hardness measurement position is the same as the Mikuguchi tissue observation position.
  • Table 17 shows the chemical composition of the test rail steel.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Table 18 shows the rolling length, the time from the end of rolling to the start of the column heat treatment, the heat treatment of the rail column portion in the rail manufactured by the heat treatment method of the present invention using the test rail steel shown in Table 17
  • the number of intersecting lines (N) and head hardness values of the microstructure and the columnar proeutectoid cementite structure are shown based on the conditions and microstructure, accelerated cooling conditions of the rail head and foot.
  • Table 19 shows the rolling length, the time from the end of rolling to the start of column heat treatment, the heat treatment conditions for the rail column, and the rails manufactured by the comparative heat treatment method using the test rail steel shown in Table 17 It shows the microstructure, the number of lines of intersection (N) and head hardness values of the columnar pro-eutectoid cementite weave according to the accelerated cooling conditions of the rail head and foot.
  • the rail configuration is as follows.
  • the steels in Tables 18 and 19 were manufactured under the conditions that the time from hot rolling to heat treatment at the rail head was 180 seconds, and the area reduction rate of the final hot rolling final pass was 6%.
  • perlite blocks with a particle diameter of 1 to 15 ⁇ at 5 mm immediately below the top of the head were all in the range of 200 to 500 per 2 mm 2 .
  • first analysis cementite appears.
  • diamond grinding is performed on the cross section of the rail head.
  • the surface to be polished is dipped in a sodium bicarbonate solution so that a first analysis cementite structure appears.
  • the actual conditions need to be adjusted slightly depending on the condition of the polished surface. Basically, immersion at a liquid temperature of 80 ° C for approximately 120 minutes is desirable.
  • the number of pro-eutectoid cementite structures that intersect was the sum of the number of intersecting 30 / m perpendicular line segments.
  • rails manufactured by the heat treatment method of the present invention that performs accelerated cooling within the above-mentioned limited range can be compared with rails manufactured by the comparative heat treatment method by appropriately controlling the cooling rate during heat treatment. Toughness of joints Martensite structure and coarse pearlite that cause a decrease in fatigue strength Tissue generation can be prevented.
  • the rails manufactured by this heat treatment method are controlled by controlling the accelerated cooling speed of the rail head (reference numerals: 1 5 5 and 1 5 8). As can be seen in ⁇ 1 6 2), the wear resistance of the rail head could be secured.
  • the rail column is accelerated or cooled within a certain period of time, and the rail head and foot, and the column when heated
  • the accelerated cooling makes it possible to suppress the formation of an analysis cementite structure that becomes the starting point of brittle fracture and reduces the fatigue strength and toughness, and further optimizes the accelerated cooling speed of the head. By doing so, the wear resistance of the rail head has been secured.
  • the accelerated cooling rate of the head and feet is the average cooling rate in the range of depth 0 to 3 described in the specification.
  • the microstructure observation position of the head, column, and foot is the same position as the cooling rate measurement position with a depth of 2 mm.
  • the measurement position of the column segregation part is the central part of the width of the neutral axis position of the cross section of the rail column part.
  • the measurement position of the surface of the column is the same as the Mikuguchi structure-the position is 2 mm deep.
  • the temperature rise of the column, the cooling rate during rapid cooling, and the cooling end temperature are the average values in the range of the depth 0 to 3 thighs described in the specification.
  • the accelerated cooling rate of the head and feet is the average cooling rate in the range of depth 0 to 3 thigh described in the specification.
  • the microstructure observation position of the head, column, and foot is the same position as the cooling rate measurement position at a depth of 2 mm.
  • the measurement position of the column segregation part is the central part of the width of the neutral axis position of the cross section of the rail column part.
  • the measurement position of the column surface layer is the same position as the microstructure with a depth of 2 mm.
  • the head hardness measurement position is the same as the Mikuguchi tissue observation position.
  • Table 20 shows the chemical composition of the test rail steel. The balance is Fe and inevitable impurities.
  • Table 21 shows the CCR values of the test rail steels shown in Table 20.
  • Rail extension when the heat treatment of the present invention was performed using the test rail steels shown in Table 20.
  • Table 22 shows the CCR values of the test rail steels shown in Table 20 and the rail rolling length and heat treatment start time when the heat treatment of the comparative method was performed using the test rail steels shown in Table 20. Elapsed time, heat treatment conditions (cooling rate, TCR value) inside the rail head and head surface, and microstructure of the rail head.
  • Figure 1 shows the name of each part of the rail.
  • Fig. 1 is the top of the head
  • 2 is the left and right head side of the rail
  • 3 is the lower jaw of the left and right of the rail.
  • Reference numeral 4 denotes the inside of the head, which is near a position 30 mm deep from the center of the rail width at the top of the head.
  • the rail configuration is as follows.
  • Heat treatment rail of the present invention (1 1) 1 7 4 to 1 8 4
  • Rails in which the rail heads are heat-treated on the rail steels within the above-mentioned component ranges under the conditions within the above-mentioned limited ranges.
  • the perlite blocks having a particle diameter of 1 to 15 ⁇ m at 5 mm directly below the top of the head were within the range of 2 00 to 500 per 2 mm 2 of the test area.
  • the rail-head cooling rate (ICR) of the high-carbon rail steel shown in Table 20 is higher than the CCR value obtained from the chemical composition of the rail steel.
  • the rails manufactured by the heat treatment method of the present invention controlled to the above can prevent the formation of a pro-eutectoid cementite structure in the head and improve the internal fatigue damage resistance.
  • the formation of proeutectoid cementite structure inside the rail head is prevented, that is, the cooling rate (ICR) inside the head is secured, and the head surface
  • the TCR value obtained from the cooling rate of each part of the rail head surface part is controlled within the range obtained from the CCR value, thereby causing fatigue inside the head. It prevented the generation of pro-eutectoid cementite structure that is harmful to the occurrence of damage, and at the same time, prevented the formation of a martensite structure that was harmful to wear resistance on the rail head surface.
  • the cooling rate (ICR) inside the rail head is kept within a certain range, and the cooling rate of each part of the rail head surface is kept within a certain range.
  • Cooling rate inside the head (° C / sec): Temperature range at a depth of 30mm from the top surface Cooling rate at 750 650 ° C
  • Cooling speed of rail head surface top, head side, lower jaw: Temperature range from surface to 5 positions 750 Cooling speed of 500 ° C
  • the cooling rate at the head and lower chin is the average value of the left and right parts of the rail.
  • TCR value 0.05T (Cooling rate at top of head, ° C / sec) + 0.10S (Cooling rate at head side, ° C / sec) + 0.50J (Cooling rate at bottom of jaw, ° C * 5 Microstructure observation position Parietal region: 2 mm depth from parietal surface, Inside of head: 30 mm depth from parietal surface
  • Cooling rate inside the head (° C / sec): Depth from the top of the head 30 Temperature range at awakening position 750 Cooling rate at 650 ° C
  • Cooling speed of rail head surface top, head side, lower jaw: Temperature range from surface to 5 positions 750 Cooling speed of 500 ° C
  • the cooling rate at the head and lower chin is the average value of the left and right parts of the rail.
  • TCR value 0.05T (Cooling rate at the top of the head, ° C / sec) + 0.10S (Cooling speed at the top of the head, ° C / sec) + 0.50J (Cooling rate of the lower jaw, ° C / sec)
  • the present invention improves the wear resistance required for the rail head of heavy-duty railways, and at the same time, improves the ductility by controlling the number of fine parallel block grains on the rail head.
  • the purpose of this product is to prevent the occurrence of rail breakage and to reduce the generation of pro-eutectoid cementite structure in the rail column and foot, and to prevent the deterioration in the toughness of the rail column and foot.
  • steel rails and rail steel slabs (slabs) to optimize the heating conditions, prevent cracking and breakage during hot rolling, and suppress decarburization of the steel slab (slabs) outer surface to achieve high efficiency

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Description

明 細 書 耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールおよびその製造方 法 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、 レール折損の抵抗性を高める と共に、 レール柱部や足部の初析セメ ンタイ ト組織の生成量を低減 し、 レール柱部や足部の靱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、 および上記レール用鋼片 （スラブ） の加熱条件の 適正化を図り、 熱間圧延時の割れ、 破断を.防止し、 鋼片 （スラブ） 外表面部の脱炭を抑制して高効率かつ高品質のパーライ ト系レール の製造方法に関するものである。 背景技術
海外における重荷重鉄道では、 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载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 質の一層の改善が必要になってくる。 具体的には、 曲線区間に敷設 されたレールでは、 ゲージコーナー （G. C.： Gauge Co rner) 部や頭 側部の摩耗が急激に増加し、 レール使用寿命の観点から問題視され てきている。 このよ うな背景から主に次のよ うな耐摩耗性向上を狙 つたレールの開発が進められてきた。
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 温度域から 850〜500 °C間を：！〜 4 °C Z s ec で加速冷却する 130kg
1
訂正された ffi紙 (規則 91) 2 ( 1274MPa) 以上の高強度レールの製造方法 （特開昭 57— 1982
2.
訂正された/ ¾紙 則 91) 16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） 。
上記 1 ) では、 共析炭素含有鋼 （C ： 0. 7〜0. 8 % ) による微細 パーライ ト組織を生成させ高強度を意図したものであるが重荷重鉄 道の使用に際して、 耐摩耗性が十分でなく、 延性が低いため、 レー ル折損が発生しやすいという問題点があった。 また、 上記 2 ) では 、 過共析炭素鋼 （C ： 0. 85超〜 1. 20% ) による微細パーライ ト組織 を生成させ、 パーライ ト組織中のラメ ラ中のセメ ンタイ ト密度を増 加させ耐摩耗性を向上させることにあった。 しかし、 現行の共析炭 素含有鋼より も炭素量が高いため、 延性が低下しやすく、 レール折 損に対する抵抗が低かった。 さらに、 溶鋼の铸造段階で錶片中心部 に炭素や合金元素が濃化した偏析帯が形成され易く、 特に図 1 の符 号 5に示すよ うに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 トが多量に生成し、 疲労亀裂や脆性裂の起点となるという問 題があった。 更に、 圧延用鋼片 （スラブ） を用いて熱間圧延を行う 再加熱工程において、 不適切な加熱温度では鋼片 （スラブ） の一部 が溶融状態となり圧延中に割れが発生し、 破断したり、 最終圧延後 のレールに割れが残留し製品歩留りの低下が起こる。 また、 加熱時 の保持時間によっては鋼片 （スラブ） の外表面部の脱炭が促進され 、 最終圧延後のレール外表面のパーライ ト組織の炭素量の低下に基 づく硬度の低下が起こ り、 レール頭部の耐摩耗性が低下するという 問題があった。
そこで、 このよ うな問題を解決するために次のようなレールの開 発がなされた。
3 ) 共析鋼 （ C ： 0. 60〜0. 85 % ) を用いて圧延によ りパーライ ト 組織中の平均プロ ック粒径を微細化し、 延性や靱性を向上させたレ ール （特開平 8— 109440 号公報） 。
4 ) 過共析鋼 （C ： 0. 85超〜 1. 20 % ) を用いてパーライ ト組織中 のラメラ中のセメンタイ ト密度を増加させ、 同時に硬さを制御した 耐摩耗性に優れたレール （特開平 8— 246100号公報） 。
5 ) 過共析鋼 （C ： 0. 85超〜 1. 20 % ) を用いてパーライ ト組織中 のラメラ中のセメ ンタイ ト密度を増加させ、 同時に頭部や柱部を熱 処理することによ り硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール （特開 平 9 一 137228号公報） 。
6 ) 過共析鋼 （ C ： 0. 85超〜 1 · 20% ) を用いて、 圧延によ りパー ライ ト組織の平均プロ ック粒径を微細化し、 延性や靱性を向上させ たレール （特開平 8— 109439号公報） 。
上記 3 ) , 4 ) に示されるレールにおいては、 パーライ ト組織の 平均プロ 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、 靱性を向上させること、 また鋼の炭素量を増加させパ 一ライ ト組織中のラメラ中のセメンタイ ト密度を増加させ、 更に硬 さを増加させてパーライ ト組織の耐摩耗性を向上させたものである 。 しかし、 このような提案にも関わらず、 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性、 靱性が不足する。 更には、 上述 したようなパーライ ト組織の平均プロ ック粒径をよ り一層微細化し 、 レールの延性、 靱性の改善を図っても、 寒冷地におけるレール折 損の発生を完全に抑制することは困難であった。 更に、 上記 4 ) ， 5 ) に示されるレールにおいては、 レールの圧延長さや最終圧延温 度によってはレール長手方向での材質の均一性、 レール頭部の延性 が確保されないという問題に加え、 レール頭部、 柱部を加速冷却す ることによ り、 頭部のパ一ライ ト組織の硬さの確保や柱部の初析セ メンタイ ト組織生成の抑制は可能であるも、 レール足部や足先部に おいては開示された熱処理方法を用いても疲労亀裂や脆性亀裂の起 点となる初析セメ ンタイ ト組織の生成抑制は困難であった。 特に、 足先部は頭部、 柱部に比較して断面積が小さいために他の部位に比 ぺ圧延終了時の温度が低下し熱処理前に初析セメ ンタイ ト組織が生 成してしまう。 また、 柱部でも圧延終了時の温度が低いことに加え 、 各種合金元素の偏析帯が残存し、 初析セメ ンタイ ト組織が生成し 易いという問題があり、 足先部や柱部からの疲労亀裂や脆性亀裂を 完全に防止することはできないという問題があった。
さ らに、 上記 6 ) に示されるレールでは、 過共析鋼においてパー ライ ト組織の平均ブロ ック粒径を微細化し、 レールの延性ゃ靱性の 改善を図る技術が開示されているが、 寒冷地におけるレール折損の 発生を完全に抑制することは困難であった。 発明の開示
上述した背景から、 高炭素含有のパーライ ト耝織のレールにおい て、 レール頭部での而摩耗性、 延性の向上によるレール折損に対す る高い抵抗性、 さらに冷却の適正化による初析セメ ンタイ ト組織の 生成防止、 これらに加えて、 レール長手方向で均一な材質特性、 レ ール外表面で脱炭抑制を可能と した耐摩耗性および延性に優れたパ 一ライ ト系レールおよびその製造方法が求められていた。
本発明は、 重荷重鉄道用のレールにおいて、 頭部に要求される耐 摩耗性および延性を向上させ、 特にレール折損に対する抵抗性を高 め、 さらに、 初析セメ ンタイ ト組織の生成を防止することによ り、 レール柱部、 足部、 足先部の耐破壌性を高めた耐摩耗性および延性 に優れたパーライ ト系レールおよびその製造方法を提供するもので ある。
また、 本発明は、 高炭素含有のレール圧延用鋼片 （スラブ） を熱 間圧延する際の再加熱工程での最大加熱温度、 保持時間の最適化を 図り、 圧延時の割れ、 破断を防止し、 更にレール外表面の脱炭を抑 制することによ り耐摩耗性および疲労強度の低下を抑制し高効率、 かつ高品質のパーライ ト系レールを提供するものである。
更に、 本発明は、 高炭素含有のレールにおいて、 熱間圧延終了後 、 或いは一定時間内でレール頭部、 柱部、 足部に加速冷却を行い、 更に頭部の加速冷却速度、 圧延時のレール長さ、 最終圧延温度の選 択の適正化を図り、 初析セメ ンタイ ト組織の生成抑制により疲労亀 裂、 脆性亀裂および靱性亀裂の発生を防止し、 同時にレール頭部の 耐摩耗性、 レール長手方向の材質の均一性やレール頭部の延性を確 保する耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方法 を提供するものである。
本発明は上記目的を達成するものであって、 その要旨は次の通り である。
( 1 ) 質量％で、 C ： 0.65〜： 1.40%を含有するパーライ ト組織を 有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までの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1 〜15μ mのパー ライ トブロックが被検面積 0· 2mm2当たり 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。
( 2 ) 質量0 /0で、 C ： 0.65-1.40%, Si ： 0.05-2.00%, Mn： 0. 05〜 2.00%を含有するパーライ ト組織を有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までの範囲を少 なく とも一部に、 粒径 1 〜15μ mのパーライ トブロ ックが被検面積 0.2mm2当たり 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。
( 3 ) 質量0 /0で、 C ： 0.65-1.40%, Si ： 0.05-2.00%, Mn： 0. 05〜2.00%、 Cr ： 0.05〜2.00%を含有するパーライ ト組織を有する 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までの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1〜15μ mのパーライ ト ブロックが被検面積 0.2mm2当たり 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一ライ ト系レール。
( 4) ( 1 ) 〜 （ 3 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 C含有量が 0.85%超〜 1.40%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。
( 5 ) ( 1 ) 〜 （ 4 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 熱間圧延後のレール長さが 100〜200 m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。
( 6 ) ( 1 ) 〜 （ 5 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 頭部コーナー部、 頭頂部表面を起点として、 少なく とも 深さ 20mmの範囲の硬さが Hv： 300〜500 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。
( 7 ) ( 1 ) 〜 （ 6 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 更に、 質量％で、 Mo： 0.01〜0.50%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。
( 8 ) ( 1 ) 〜 （ 7 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 更に、 質量0 /0で、 V ： 0.005-0.50%, Nb： 0.002-0. 050 %、 B ： 0.0001〜0.0050%、 Co ： 0.10〜2.00%、 Cu： 0.05~1. 00%、 Ni ： 0.05~1.00%、 N ： 0.0040〜0.0200%の 1種または 2種 以上を含有するこ 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。
( 9 ) ( 1；) 〜 （ 8 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール 【こおレヽて、 更 こ、 質量0 /0で、 Ti ： 0.0050—0.0500%, Mg： 0.0005— 0.0200%、 Ca： 0.0005〜 0150%、 A1 ： 0.0080〜： L 00%、 Zr ： 0.00 01〜0.2000%の 1種または 2種以上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。
(10) ( 4 ) 〜 （ 9 ) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール において、 レール柱部の中立軸中央部で直行する長さ 300 μ ηιの線 分と交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数 （NC : 初析セメ ンタイ ト 交線数） が下記 （ 1 ) 式で示される値 （CE) に対して、 NS≤CEと し てレール柱部の初析セメンタイ ト組織の生成量を低減したことを特 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。
CE=60( [mass%C] )+10( [mass%Si] ) +10( [mass%Mn] )+500( [mass%P] ) +50( [mass%S] )+30( [mass%Cr] )+50··· ( 1 ) 式
(11) C ： 0.65〜： 1.40質量％を含有する鋼レールの熱間圧延にお いて、 仕上げ圧延を当該レールの表面温度が 850〜1000°Cの範囲で 、 かつ最終パスの断面減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次いで当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1 〜 30°C/sec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コ ーナ一部、 頭頂部表面を起点と して深さ 10匪までの範囲を少なく と も一部に、 粒径 1〜15μ πιのパーライ トブロ ックが被検面積 0.2mm2 当たり 200個以上存在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 ト系レールの製造方法。
(12) 質量0 /0で、 C ： 0.65-1.40%, Si： 0.05— 2.00%, Mn： 0. 05〜2.00%を含有する鋼レールの熱間圧延において、 仕上げ圧延を 当該レーノレの表面温度が 850~1000°Cの範囲で、 かつ最終パスの断 面減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次いで当該レールの 頭部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1 ~30°C/sec の範囲で 少なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コーナー部、 頭頂部表 面を起点と して深さ 10mmまでの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1 〜 15 μ mのパーライ トブロックが被検面積 0· 2mm2当たり 200個以上存 在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 系レールの製造方法。
(13) 質量0 /0で、 C ： 0.65-1.40% , Si ： 0.05-2.00%, Mn： 0. 05〜2.00%、 Cr ： 0.05〜2.00%を含有する鋼レールの熱間圧延にお いて、 仕上げ圧延を当該レールの表面温度が 850〜1000°Cの範囲で 、 かつ最終パスの断面減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次いで当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜 30°C/sec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コ ーナ一部、 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〜： 15μ mのパーライ トプロ ックが被検面積 0.2mm2 当たり 200個以上存在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 ト系レールの製造方法。
(14) (11) 〜 （13) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延 が、 1パス当たり の断面減少率が 1〜30%の圧延を 2パス以上で、 かつ圧延パス間を 10秒以下とする連続仕上げ圧延を施すことを特徴 とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方法
(15) (11) 〜 （13) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延 終了後、 200秒以内に当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度か ら冷却速度 1 〜30°C/sec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却 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 ールの製造方法。
(16) (11) 〜 （13) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延 終了後、 200秒以内に当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度か ら冷却速度 1 〜30°CZsec の範囲で少なく とも 550°Cまで、 かつ 2 00秒以内に当該レールの柱部および足部をオーステナイ ト域温度か ら冷却速度 1〜10°C/sec の範囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却 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 ールの製造方法。
(17) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブの再加 熱工程で、 鋼片またはスラブの最大加熱温度 （Tmax ： °C) が、 前 記鋼片またはスラブの炭素含有量からなる下記 （ 2 ) 式で示される 値 （CT) に対して、 Tmax ≤CTを満足し、 かつ前記鋼片またはスラ ブが 1100°C以上の温度に加熱後の保持時間 （Mmax ： 分） が前記鋼 片またはス ラブの炭素含有量からなる下記 （ 3 ) 式で示される値 （ CM) に対して、 Tmax ≤ CMを満足するよ うに前記鋼片またはスラブ を再加熱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 ト系レールの製造方法。
CT= 1500-140( [mass%C] )-80( [mass%C] )2 ··■ ( 2 ) 式
CM=600-120( [mass%C] )-60( [mass%C] )2 … （ 3 ) 式
(18) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部をオーステ ナイ ト域温度から冷却速度 1〜10°CZsec の範囲で少なく とも 650 °Cまで加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部および足部をォ ーステナイ ト域温度から冷却速度 5〜20°C/sec の範囲で少なく と も 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
(19) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの柱部をオーステ ナイ ト域温度から冷却速度 2〜20°CZsec の範囲で少なく とも 650 °Cまで加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部および足部をオーステ ナイ ト域温度から冷却速度 1〜10°CZsec の範囲で少なく とも 650 °Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
(20) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼'レールの足先部をオーステ ナイ ト域温度から冷却速度 5〜20°CZsec の範囲で少なく とも 650 °Cまで加速冷却し、 かつ熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの 柱部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 2〜20°C/sec の範囲で 少なく とも 650°Cまで加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部および 足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜： L0°C/sec の範囲で 少なく とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
(21) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部の温度を昇 温前よ り も 50〜： LOO °C上昇させ、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部お よび足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜10°C/sec の範 囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
(22) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの柱部の温度を昇 温前よ り も 20〜： LOO °C上昇させ、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部お よび足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜10°C/sec の範 囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
(23) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレー ル形状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部の温度を昇 温前よ り も 20〜： LOO °C上昇させ、 かつ熱間圧延後、 100秒以内に前 記鋼レールの柱部の温度を昇温前よ り も 20〜； LOO °C上昇させ、 かつ 前記鋼レールの頭部、 柱部および足部をオーステナイ ト域温度から 冷却速度 1〜： LCTCZsec の範囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却す 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 ルの製造方法。
(24) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼レール頭部をオーステナイ ト域温度か ら加速冷却するに際し、 前記鋼レールの頭頂面から深さ 30mmの頭部 内部における温度範囲 750〜650 °Cでの冷却速度 （ICR ： °C/sec) が、 前記鋼レールの化学成分からなる下記 （ 4 ) 式で示される値 （ CCR)に対して、 ICR ≥CCR を満足するように加速冷却することを特 徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方 法。
CCR =0.6+10 X ( [%C] - 0.9)-5X ( [%C] - 0.9) X [%Si] - 0.17[%Mn] - 0.
13[%Cr]… ( 4 ) 式
(25) (11) 〜 （16) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 前記鋼レール頭部をオーステナイ ト域温度か ら加速冷却するに際し、 前記加速冷却が、 温度範囲 750〜500 。Cで の前記鋼レールの頭頂部表面の冷却速度 (TH： °C/sec)、 頭側部表 面の冷却速度 （TS : °C/sec)、 顎下部表面の冷却速度 （TJ : °C/se c)からなる下記 （ 5 ) 式で示される値 （TCR)が、 前記鋼レールの化 学成分からなる下記 （ 4 ) 式で示される値 （CCR)に対して、 4CCR ≥TCR ≥ 2 CCR を満足するように加速冷却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 ト系レールの製造方法。
CCR =0.6+10 X ( [%C]-0.9) - 5X ( [%C]-0.9) X [%Si]-0.17[%Mn] - 0.
13[%Cr]--- ( 4 ) 式
TCR =0.05 TH(°C/sec)+0.10 TS(°C /sec)+0.50 TJ(°C/sec) ···
( 5 ) 式
(26) (11) 〜 (25) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 C含有量が 0.85〜1.40%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 ト系レールの製造方法。
(27) (11) 〜 （26) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 熱間圧延後のレール長さが 100〜200m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 ルの製造方法。
(28) (11) 〜 （27) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 （ 1 ) 〜 （10) の何れかの項に記載のパーラ イ ト系レールの頭部コーナー部、 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 Hv： 300〜500 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 ト系レールの製造方 法。
(29) (11) 〜 (28) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 更に、 質量。/。で、 Mo ： 0.01〜0.50%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 ルの製造方法。
(30) (11) 〜 （29) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 更に、 質量％で、 V ： 0.005〜0.50%、 Nb ：
0.002~0.050 %、 B ： 0.0001〜0.0050%、 Co ： 0.10—2.00%, Cu ： 0.05〜： L 00%、 Ni： 0.05〜1.00%、 N ： 0.0040—0.0200% (D I M または 2種以上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 ト系レールの製造方法。
(31) (11) 〜 （30) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 更に、 質量。/。で、 Ti ： 0.0050〜0.0500%、 Mg ： 0.005~0.0200% Ca： 0.0005~0.0150%, A1 ： 0.0080-1.00% 、 Zr： 0.0001〜0.2000%の 1種または 2種以上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 ト系レールの製造方 法。
(32) (11) 〜 （31) の何れかの項に記載のパーライ ト系レール の製造方法において、 レール柱部の中立軸中央部で直行する長さ 3 00 μ πιの線分と交差する初析セメンタイ ト組織の本数 （NC： 初析セ メンタイ ト交線数） が下記 （ 1 ) 式で示される値 （CE) に対して、 NS≤CEとしてレール柱部の初析セメンタイ ト組織の生成量を低減し た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 ルの製造方法。
CE=60( [mass%C] )+10( [mass%Si] )+10( [mass%Mn] )+500( [mass%P] ) +50( [mass%S] ) + 30( [mass%Cr] )+50··· ( 1 ) 式 図面の簡単な説明
図 1は、 レール各部位の呼称を示した図。
図 2は、 初析セメンタイ ト組織の生成状況の評価方法を模式的に 示した図。
図 3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 を示した図。
図 4は、 西原式摩耗試験機の概略を示した図。 図 5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示 した図。
図 6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示 した図。
図 7は、 表 1 に示す本発明レール鋼 （符号 ： 1〜12) と表 2に示 す比較レール鋼 (符号 ： 13〜22) 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 8は、 表 1 に示す本発明レール鋼 （符号 ： 1〜12) と表 2に示 す比較レール鋼 （符号 ： 17〜22 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。
図 9は、 レールと車輪の転動摩耗試験機の概要を示した図。
図 10は、 レール頭部の各部位を詳細に示した図。 発明を実施するための暈良の形態
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。
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 ィ トブロ ック粒径が非常に微細な領域では、 単純に平均的なプ口 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。 そこで、 本発明者らは、 パ一ライ 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 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、 延性の向上 を図り、 レール折損等の破壌の発生を防止することを目的と したも のである。
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 l〜15 /x mの範 囲に規定した理由について説明する。
粒径が 15 μ m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 1 μ ΐη未満のパーライ トプロ 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〜 15 μ mの範囲に限定した。
次に、 粒径 1〜15 μ m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 15μ m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 15μ m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 0.2ππη2 あたり 1000個が上限となる。
次に、 被検面積 0, 2mm2あたりの粒径 1 15μ πι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 10 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 15 μ mを有するパーラィ 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 lOmin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 15μ m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。
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 ングェツチ法、 ②エッチピッ ト法、 ③ SEMによる後方散乱電子回折 （EBSP： Electr on Back-Scatter diffraction Pattern)法力 S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 （EB SP ) 法を用いた。
以下に測定条件を記す。 測定は下記の②〜⑦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 〜1 δ μ mを有するパーライ トブロックの粒数を力ゥントした。 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。
參パーライ 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 1 mダイャ研磨→電解研摩
③測定視野 ： 400 X 500 μ m 2 (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. 9 μ m
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 トプロ ック粒径と した。
( 2 ) 鋼レールの化学成分
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 %以下では、 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。 また
、 柱部の初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) が増加し、 レール柱部の靱 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 ィ 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。
S i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、 レールの硬度や靱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、 硬度ゃ靱性の向上が認め 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 一ライ 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。
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、 耐摩耗性ゃ靱性に有害なマ 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、 柱部の初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) が増加しレールの 靱性が低下するため。 このため、 Mn量を 0. 05〜2. 00%に限定した。
なお、 レール柱部の初析セメ ンタイ ト組織を抑制するには、 P， sの添加量を規定する必要がある。 その場合は以下の成分範囲とす ることが好ましい。 その限定理由は次のとおりである。
Pは、 フェライ トを強化し、 パーライ ト組織の硬さを向上させる 元素である。 しかし、 0. 030%を超えて含有すると、 偏析性が高い 元素であるため、 他の元素の偏析も助長し、 柱部の初析セメンタイ ト組織の生成が激しく促進される。 そして、 柱部の初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) が増加し、 レール柱部の靱性が低下する。 このため 、 P量を 0. 030 %以下に限定した。
Sは、 MnSを生成し、 MnSの周囲に Mnの希薄帯を形成することに よ り、 パーライ ト変態の促進に寄与し、 結果と して、 パーライ トプ ロ ックサイズを微細化することによ り、 パーライ ト組織の靱性を向 上させるのに有効な元素である。 しかし、 0. 025%を超えて含有す ると、 Mnの偏析を助長し、 柱部の初析セメ ンタイ ト組織の生成が激 しく促進される。 その結果、 柱部の初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) が増加し、 レール柱部の靱性が低下する。 このため、 S量を 0. 025 %以下に限定した。
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 る靱性低下の防止、 溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止、 パーライ ト組織の延性ゃ靱性の向上、 パーライ ト組織の強化と初析セメ ンタ ィ トの生成の防止、 レール頭部および内部の断面硬度分布の制御を 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。
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。 A1は、 共析変態温度を高温側へ、 同時に、 共析炭 素濃度を高炭素側へ移動させ、 パーライ ト組織の強化と初析セメ ン タイ トの生成を抑制し、 レールの耐摩耗性の向上と靱性低下の防止 する。 Zrは、 Zr02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、 铸片中心部の偏析帯の形成を 抑制し、 レールの靱性に有害な初析セメンタイ ト組織の生成を抑制 する。 Nはオーステナイ ト粒界からのパーライ ト変態を促進させ、 パーライ ト組織を微細化することにより、 靱性を向上させることが 主な添加目的である。
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 、 レールの靱性が低下する。 さ らに、 偏析が助長され柱部の初析セ メンタイ ト組織の生成量が増加し柱部の初析セメンタイ ト交線数 （
NC) が増加しレール柱部の靱性が低下する。 このため、 Cr量を 0. 05 〜2. 00 %に限定した。
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 一ライ トラメラ間隔を微細化することによ り高硬度 （強度） 化に寄 与し、 パ一ライ ト耝織の硬度 （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、 靱性に有害なマル 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。
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、 AC l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、 レールの靱性ゃ耐内部疲労損傷が低下する。 このた め、 V量を 0. 005〜 0. 500 %に限定した。
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窒化物のピユング効果によ 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、 AC l 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 %を超えて添加すると 、 粗大な Nbの炭化物や Nbの窒化物が生成し、 レールの靱性ゃ耐内部 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。 .
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、 レールの靱性低下を防止し、 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、 延性ゃ靱性、 さらに は、 耐內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。
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 ト耝織を微細 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 エ 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。 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 り靱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〜： . 00%に限定し た。
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〜：！ · 00%に限定した。
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、 レールの延性ゃ靱性、 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。
Mgは、 0、 または、 Sや A1等と結合して微細な酸化物を形成し、 レ一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、 Mg0， 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、 レールの靱性、 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。
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 ルの靱性、 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。
A1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 り靱性低下を防止する元素 であるが、 0. 0080%以下では、 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、 レールの靱性、 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、 A1量を 0. 0080〜： 1. 00 %に限定した。
Zrは、 Zr 02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、 鏺片中心部の偏析帯の形成を抑制し、 レ 一ルの靱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 %以下では、 Zr02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 ィ 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、 レールの靱性が低下する 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。
Nは、 オーステナイ ト粒界に偏析することによ り、 オーステナイ ト粒界からのパーライ ト変態を促進させ、 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 ト組織の靱性ゃ延性を向上さ せるのに有効な元素である。 しかし、 0. 0040 %未満ではその効果は 弱く、 0. 0200 %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、 車輪内部に疲労損傷の起点となる気泡が生成することから 、 N量を 0. 0040〜0. 0200%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 · 分塊あ るいは連続錶造し、 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。
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 lOinmまでの範囲の少なく とも一部に、 粒径 1 〜 15 μ mのパーライ トプロ 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°C以下、 最終圧延減面率 6 %以 上、 加速冷却速度はオーステナイ ト域から 550°Cまでの平均を 1 °C / s e c 以上である。
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 ギ一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 iooo°c以下、 加速冷却速 度はオーステナイ ト域から 550°Cまでの平均を 5 °C Z s ec 以上であ る。
( 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、 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。
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、 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 Hv300〜50 0 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。
こ こで、 図 1 はレール各部位の呼称を示したものであり、 1 は頭 頂部、 2はレール左右の頭側部 （コーナー部） 、 3はレール左右の あご下部である。 また、 4は頭部内部であり、 頭頂部のレール幅中 央部から深さ 30mmの位置近傍である。
こ こで、 図 3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 一ライ 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. ） 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。
次に、 本発明者らは、 レール柱部に生成する初析セメ ンタイ ト組 織の発生量の定量化を行った。 ある視野倍率において、 ある一定長 さの直交する線分と交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数 （1^、 以 下、 初析セメ ンタイ ト交線数） を測定した結果、 セメンタイ ト組織 の生成状態とのよい相関が認められ、 初析セメ ンタイ ト組織の生成 状態を定量化できることがわかった。
次に、 本発明者らは、 高炭素含有のパーライ ト組織の鋼レールを 用いて、 柱部の靱性と初析セメ ンタイ ト組織の生成状況の関係を調 査した。 その結果、 高炭素含有のパーライ ト組織の鋼レールでは、 ①レール柱部の靱性は初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) との負の相関 がある。 ②初析セメンタイ ト交線数 （NC) がある一定値以下になる と レール柱部の靱性は低下しない。 ③靱性低下の発生の閾値となる 初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) は鋼レールの化学成分との相関があ ることが明らかとなった。
そこで、 本発明者らは、 レール柱部の靱性低下の発生の閾値とな る初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) と鋼レールの化学成分の関係を重 相関によ り求めた。 その結果、 鋼レールの化学成分 （mass%) の寄 与度を評価した式 1の値 （CE値） を算定することによ り、 靱性低下 の発生の閾値となる初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) が求められるこ とを見いだした。
さらに、 本発明者らは、 レール柱部の靱性を向上させる方法を検 討した結果、 レール柱部の初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) をレール の化学成分で算定される CE値以下とすることにより、 現行の鋼レー ルと比較して、 柱部の初祈セメ ンタイ ト組織の生成量が低減し、 レ 一ルの柱部の靱性低下が防止できることを知見した。
CE= 60[mass%C]-10[mass%Si]+10[mass%Mn]+500[mass%P]+50[mass %S]+30[mass%Cr]-54--- ( 1 ) 式
NC (柱部の初析セメ ンタイ ト組織との交線数） ≤CE (式 1 ) なお、 本発明において、 レール柱部の中立軸中央部の初析セメ ン タイ ト交線数 （NC) を低減するには、 連続铸造に関しては、 ①铸造 速度の調整等による軽圧下の最適化、 ②錡造温度の低減による凝固 組織微細化が有効である。 また、 レール熱処理に関しては、 ③レー ル頭部に加えて、 柱部に加速冷却を行う方法が有効である。 さ らに 、 初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) をよ り一層低減するには、 上記の 連続铸造と熱処理の組み合わせや初析セメ ンタイ ト組織の生成を抑 制する効果のある Al、 凝固組織を微細にする Zrの添加が有効である
( 4 ) レール柱部初析セメ ンタイ ト組織の現出方法
請求項 10， 32において記載されている初析セメ ンタイ ト組織の現 出方法について説明する。 まず、 レール柱部の横断面をダイヤ研摩 する。 続いて、 被研面をピク リ ン酸カセイソーダ液で浸漬し、 初析 セメ ンタイ ト組織を現出する。 現出条件は、 研摩面の状態によ り若 干調整が必要であるが、 基本的には、 液温 80°C、 約 120分の浸漬が 望ましい。
( 5 ) 初析セメ ンタイ ト組織の現出方法 · 初析セメ ンタイ ト交線数
(NC) の測定方法
次に、 初析セメ ンタイ ト交線数 （NC) の測定方法について説明す る。 初祈セメ ンタイ トは旧オーステナイ ト結晶粒界に生成しやすい 。 初析セメ ンタイ ト組織を現出したレール柱部の中立軸中央部を光 学顕微鏡によ り観察する。 次に、 視野倍率 200倍で直交する 300 / mの線分と交差する初析セメ ンタイ ト組織 （図中の網目） の交点数 をカウントする。 図 2にこの測定方法の模式図を示す。 交差する初 析セメ ンタイ ト組織の本数は、 直交する 300 μ πιの各線分 X, Υと 交差した本数の合計 （ 〔Χη= 4〕 +
Figure imgf000032_0001
7 ] ) と した。 なお、 観 察視野としては、 偏祈の強弱による初析セメ ンタイ ト組織のばらつ きを考慮すると、 最低でも 5視野以上の観察を行い、 その平均値を 代表値とすることが望ましい。
( 6 ) CE値を求める式
CE値を求める式を上記のよ うに規定した理由を説明する。 CE値を 求める式は、 高炭素含有のパーライ ト組織の鋼レールを用いて、 柱 部の靱性と初析セメ ンタイ ト組織の生成状況の関係を調査し、 次に 、 レール柱部における靱性低下が発生する閾値となる初析セメ ンタ ィ ト交線数 （NC) と鋼レールの化学成分 （mass%) との関係を重相 関によ り求めたものである。 以下にその相関式 （式 1 ) を示す。
CE= 60[mass%C]-10[mass%Si]+10[mass%Mn]+500[mass%P]+50[mass %S]+30[mass%Cr]-54--- ( 1 ) 式 各化学成分の係数は、 レール柱部のセメ ンタイ ト組織生成に対す る寄与度を表しており、 +は正の相関、 一は負の相関を示し、 係数 の絶対値はその寄与度の大きさを示す。 また、 上式で算定した CE値 は、 少数点以下の下一桁を四捨五入した自然数をとるものとする。 なお、 上記限定の化学成分の組み合わせによっては、 CE値が 0また は負になる場合が存在する。 CE値が 0または負になる場合の成分系 については、 例え、 上記限定範囲の化学成分組成であっても、 本発 明の対象外とする。
更に、 本発明者らは、 高炭素含有のレール圧延用鋼片を再加熱し 、 熱間圧延を行う工程において、 鋼片に割れが発生する原因につい て調査を行った。 その結果、 鋼片の割れは、 鋼片の加熱温度が最も 高い外表面近傍の凝固組織の偏析部において、 鋼片の一部が溶融し 、 これが圧延によ り開口することで発生していること。 さらに、 こ の割れの発生は、 鋼片の最高加熱温度が高いほど、 また、 鋼片の炭 素量が高いほど発生しゃすいことが明らかとなつた。
そこで、 本発明者らは、 割れの原因である部分的な溶融が発生す る鋼片の最高加熱温度と鋼片の炭素量の関係を実験により検討した 。 その結果、 鋼片の部分的な溶融が発生する最高加熱温度は、 下記 ( 2式） に示す鋼片の炭素量 （mas S % ) を用いた 2次式で表すこ と ができ、 鋼片の最高加熱温度 （Tmax ； °C ) をこの 2次式から求め られる CT値以下に制御することによ り、 再加熱状態での鋼片の部分 的な溶融やこれにともなう熱間圧延時の割れや破断が防止できるこ とを見出した。
CT = 1500-140 ( [mas s%C] ) -80 ( [mas s%C] ) 2 " - ( 2 ) 式
次に、 本発明者らは、 高炭素含有のレール圧延用鋼片を用いて熱 間圧延を行う再加熱工程において、 鋼片の外表面部の脱炭が促進さ れる要因を解析した。 その結果、 鋼片の外表面部の脱炭は、 鋼片を 再加熱する際の温度やその保持時間、 さ らには、 鋼片の炭素量に大 きく影響されていることがわかった。
そこで、 本発明者らは、 鋼片を再加熱する際の温度やその保持時 間は、 さ らには、 鋼片の炭素量と鋼片外表面部の脱炭量の関係を明 らかにした。 その結果、 鋼片の外表面部の脱炭量は、 ある一定温度 以上に保持される時間が長いほど、 さらに、 鋼片の炭素量が高いほ ど促進されることがわかった。
さ らに本発明者らは、 鋼片の炭素量と最終圧延後のレールの諸特 性が低下しない鋼片の再加熱時における保持時間の関係を実験によ り検討した。 その結果、 鋼片の保持時間は、 再加熱温度 1100°C以上 を基準と した場合、 下記 （ 3式） に示す鋼片の炭素量 （mas s % ) を 用いた 2次式で表すこ とができ、 鋼片の再加熱時間 （Mmax； min) をこの 2次式から求められる CM値以下に制御することにより、 鋼片 外表面部のパーライ ト組織の炭素量や硬さの低下が抑制され、 最終 圧延後のレールの耐摩耗性や疲労強度の低下が抑制できることを見 出した。
CM = 600-120 ( [mas s%C] ) - 60 ( [mas s%C] ) 2… （ 3 ) 式
したがって、 本発明では、 高炭素含有のレール鋼において、 高炭 素含有のレール圧延用鋼片を用いて熱間圧延を行う再加熱工程にお いて、 鋼片の最大加熱温度や、 ある一定温度以上に加熱される保持 時間の適正化を図り、 鋼片の部分的な溶融を防止することによ り、 熱間圧延時の割れや破断を防止し、 さらに、 レール外表面部の脱炭 を抑制することによ り、 耐摩耗性や疲労強度の低下を抑制し、 高効 率に高品質なレールが製造できるこ とを知見した。
すなわち、 本発明は、 高炭素含有のレール圧延用鋼片を用いて熱 間圧延を行う再加熱工程において、 鋼片の部分的な溶融を防止し、 さらに、 鋼片外表面部の脱炭を抑制し、 高効率に高品質なレールを 製造するもので、 その条件を以下に説明する。
( 7 ) 熱間圧延を行う再加熱工程における鋼片の最大加熱温度 （T max ； °C) の限定理由について
レール圧延用鋼片に熱間圧延を行う際の再加熱工程において、 鋼 片の最大加熱温度 （Tmax ； °C) を、 鋼レールの炭素含有量から求 められる CT値以下に限定した理由について詳細に説明する。
高炭素含有のレール圧延用鋼片を用いて熱間圧延を行う再加熱ェ 程において、 鋼片に部分的な溶融が発生し、 熱間圧延を行う際に、 鋼片に割れが発生する要因を実験によ り調査した。 その結果、 鋼片 の最高加熱温度が高いほど、 また、 鋼片の炭素量が高いほど、 再加 熱時に鋼片に部分的な溶融が発生し、 圧延時に割れが発生し易いこ とを確認した。
そこで、 鋼片の炭素量と鋼片も部分的な溶融が発生する最高加熱 温度との関係を重相関により求めた。 以下にその相関式 （ 2式） を 示す。
CT=1500-140 ( [mass%C] )- 80( [mass%C] )2… （ 2 ) 式
したがって、 （ 2 ) 式は実験回帰式であり、 鋼片の最高加熱温度 (Tmax ； °C) を鋼片の炭素量を用いた 2次式から求められる CT値 以下に制御することにより、 再加熱時の鋼片の部分的な溶融やこれ にともなう圧延時の鋼片の割れや破断を防止することができる。
( 8 ) 熱間圧延を行う再加熱工程における鋼片の加熱保持時間 （M max； min) の限定理由について
レール圧延用鋼片に熱間圧延を行う際の再加熱工程において、 鋼 片が 110CTC以上に加熱される保持時間 （Mmax； min) を、 鋼レール の炭素含有量から求められる CM値以下に限定した理由について詳細 に説明する。
高炭素含有のレール圧延用鋼片を用いて熱間圧延を行う再加熱ェ 程において、 鋼片の外表面部の脱炭量が増加する要因を実験によ り 調査した。 その結果、 ある一定温度以上に保持される時間が長いほ ど、 さらに、 鋼片の炭素量が高いほど、 再加熱時に脱炭が促進され るこ とがわかった。
そこで、 鋼片の脱炭が著しい再加熱温度 1100°C以上の温度域にお いて、 鋼片の炭素量と最終圧延後のレールの諸特性が低下しない鋼 片の加熱保持時間の関係を重相関により求めた。 以下にその相関式
( 3式） を示す。
CM = 600-120 s%C] ) - 60 ( [mas s%C] ) 2… 3 ) 式
したがって、 （ 3 ) 式は実験回帰式であり、 鋼片の再加熱温度 11 00°C以上の温度域において、 加熱保持時間 （M max； min) をこの 2 次式から求められる CM値以下に制御することにより、 鋼片外表面部 のパーライ ト組織の炭素量や硬さの低下が抑制され、 最終圧延後の レールの耐摩耗性や疲労強度の低下が抑制できる。
なお、 加熱保持時間 （M max ； min) の下限値については、 特に限 定しないが、 鋼片を均一に熟熱させ、 レール圧延時の成形性を確保 する観点から、 250min以上とすることが望ましい。
上記限定のレール圧延用鋼片の再加熱工程における加熱温度やそ の時間の制御については、 直接、 鋼片の外表面部を測温し、 その温 度や時間を制御することが望ましい。 しかし、 工業的にその測定が 困難な場合は、 加熱炉の平均的な雰囲気温度や所定の雰囲気温度に おける在炉時間を制御しても同様の効果が得られ、 高効率に高品質 なレールを製造することが可能となる。
次に、 本発明者らは、 高炭素の鋼レールにおいて、 レール頭部の パーライ ト組織の高硬度化、 柱部、 足部の初析セメ ンタイ ト組織の 生成が抑制可能な熱処理方法を検討した。 その結果、 熱間圧延後の レールにおいて、 頭部の加速冷却に加えて、 柱部や足部をある一定 時間内において、 オーステナイ ト域から加速冷却する、 または、 昇 温し、 その後、 加速冷却することによ り、 レール頭部の高硬度化と 柱部や足部の初析セメ ンタイ ト耝織の生成を抑制できることが確認 された。
まず、 本発明者らは、 実レール製造において、 レール頭部のパー ライ ト組織の高硬度化を図る製造方法を検討した。 その結果、 レー ル頭部のパーライ ト組織の硬さは、 熱間圧延終了後の経過時間とそ の後の加速冷却速度との相関があり、 熱間圧延終了後の経過時間を ある一定範囲内と し、 その後の加速冷却速度をある一定範囲内し、 その加速冷却停止温度を一定温度以上とするこ とによ り、 レール頭 部をパーライ ト組織とし、 高硬度化が図れることを見出した。
さ らに、 本発明者らは、 実レール製造において、 レール柱部、 足 部の初析セメ ンタイ ト組織の生成が抑制可能な製造方法を検討した 。 その結果、 初祈セメ ンタイ ト組織は、 熱間圧延終了後の経過時間 とその後の加速冷却時間との相関があり、 熱間圧延終了後の経過時 間をある一定範囲内と し、 ①その後の加速冷却速度をある一定範囲 内し、 その加速冷却停止温度を一定温度以上とする、 または、 ②ぁ る一定範囲の昇温を行い、 その後、 一定冷却速度範囲内の加速冷却 を行う ことによ り、 初析セメ ンタイ ト耝織の生成が抑制できること を見出した。
これらの製造方法に加.えて、 本発明者らは、 上記の製造方法にお いて、 レール長手方向の材質の均一性を確保するレールの製造方法 を検討した。 その結果、 レール圧延時のレール長さがある一定の長 さを超えると、 圧延後のレール両端部と内部、 さ らには、 圧延後の レール両端部の温度差が過大となり、 上記のレール製造方法では、 レール全長に渡る温度や冷却速度の制御が困難となり、 レール長手 方向の材質が不均一になることがわかった。 そこで、 実レールの圧 延実験により、 材質の不均性が確保される最適な圧延長さを検討し た結果、 経済性を考慮すると、 圧延長さにある一定の範囲が存在す ることを知見した。
さらに、 本発明者らは、 レール頭部の延性を確保するレールの製 造方法を検討した。 その結果、 レール頭部の延性は熱間圧延温度や 圧延時の断面減少率、 圧延時のパス間時間、 さ らには、 最終圧延終 了から熱処理開始まで経過時間と相関があり、 レール頭部の最終圧 延温度、 断面減少率、 パス間時間、 熱処理開始まで経過時間をある 一定範囲内に制御することによ り、 レール頭部の延性が確保され、 同時に、 レールの成形性も確保できることがわかった。
したがって、 本発明では、 高炭素含有のレール鋼において、 レー ル頭部の高硬度化、 レール柱部、 足部の初析セメンタイ ト組織の生 成を抑制するため、 熱間圧延終了後、 ある一定時間内で、 レール頭 部、 柱部、 足部に加速冷却を行う ことによ り、 さらには、 レール柱 部や足先部を昇温し、 その後、 加速冷却することにより、 レール頭 部の耐摩耗性、 疲労き裂や脆性破壊に有害な初析セメ ンタイ ト組織 の生成が抑制可能となり、 さらに、 圧延時のレール長さ、 レール頭 部の最終圧延温度、 断面減少率、 パス間時間、 圧延終了から熱処理 開始まで経過時の適正化を図ることにより、 レール頭部の耐摩耗性 、 レール長手方向の材質均一'性、 レール頭部の延性、 レール柱部や 足部の疲労強度や破壊靱性を確保できることを知見した。
すなわち、 本発明による、 高炭素含有のレール鋼は、 パーライ ト ブロ ックサイズを微細化し、 レール頭部の延性を確保し、 さ らに、 レール頭部の耐摩耗性、 レール柱部や足先部の疲労強度や破壤靱性 の低下を防止し、 レール長手方向の材質の均一性を確保しう る。
( 9 ) 加速冷却条件の限定理由
請求項 1 1 〜 1 6において、 熱間圧延終了後の加速冷却開始まで の経過時間、 加速冷却速度、 加速冷却温度範囲を限定した理由につ いて詳細に説明する。
まず、 熱間圧延終了後の加速冷却開始までの経過時間について説 明する。
加熱間圧延終了後の加速冷却開始までの経過時間が 200秒を超え ると、 本成分系では、 圧延後にオーステナイ ト粒径が粗大化し、 結 果と して、 パーライ トブロ ックが粗大化し、 延性が十分に向上せず 、 さ らに、 成分系によっては、 初析セメ ンタイ ト組織が生成し、 レ ール疲労強度や靭性を低下する。 このため、 加速冷却開始までの経 過時間を 2 0 0 s e c以内と した。 なお、 経過時間が 2 0 0 s e c を超えても、 延性以外のレール材質が大きく低下するものではない 。 したがって、 経過時間が 2 5 0 s e c以內であれば、 実使用上問 題ないレール材質が確保される。
なお、 熱間圧延終了直後のレールは、 圧延時のロール抜熱等によ り、 断面内において温度のムラが発生し、 このため、 加速冷却後の レール断面内の材質が不均一となる。 断面内において温度のムラを 抑制し、 レール断面内の材質を不均一化するには、 圧延後、 5秒以 上経過した後に加速冷却を施すことが望ましい。
次に、 加速冷却速度の範囲について説明する。
まず、 レール頭部の加速冷却条件について説明する。 レール頭部 の加速冷却速度が 1 °C /s e c未満では、 本成分系では、 レール頭部の 高硬度が図れず、 レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。 また 、 初析セメ ンタイ ト組織が生成し、 レールの延性が低下する。 さ ら に、 パーライ ト変態温度が上昇し、 パーライ トブロ ックが粗大化し 、 レールの延性が低下する。 また、 加速冷却速度が 3 0 °C /s e cを超 えると、 本成分系では、 マルテンサイ ト組織が生成し、 レール頭部 の靭性が大きく低下する。 このため、 レール頭部の加速冷却速度の 範囲を 1〜 3 0 °C /s e cの範囲に限定した。
なお、 上記の加速冷却速度は、 加速冷却開始から終了までの平均 的な冷却速度であり、 冷却途中の冷却速度を示すものではない。 し たがって、 加速冷却開始から終了までの平均的な冷却速度が上記限 定範囲内であれば、 パーライ トブロックサイズの微細化が図れ、 同 時に、 レール頭部の高硬度化も可能となる。
次に、 加速冷却温度の範囲について説明する。 5 5 0 °Cを超えた 温度でレール頭部の加速冷却を終了すると、 加速冷却終了後に、 レ ール内部から過大な復熱が発生する。 この結果、 温度上昇によりパ 一ライ ト変態温度が上昇し、 パーライ ト組織の高硬度が図れず、 耐 摩耗性を確保できない。 さ らに、 パーライ トブロ ックが粗大化し、 レールの延性が低下する。 このため、 少なく とも 5 5 0 °Cまで加速 冷却を行う ことを限定した。
なお、 レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定し てないが、 レール頭部の硬度を確保し、 かつ、 頭部内部の偏析部等 に生成しやすいマルテンサイ ト組織の生成を防止するには、 自質的 に 4 0 0 °Cが下限となる。
次に、 請求項 1 6において、 初析セメンタイ ト組織の生成を防止 する、 レール頭部、 柱部、 足部の加速冷却条件について説明する。
まず、 加速冷却速度の範囲について説明する。 加速冷却速度が 1 °C /s e c未満では、 本成分系では、 初析セメ ンタイ ト組織の生成の抑 制が困難となる。 また、 加速冷却速度が 1 0 °C /s e cを超えると、 本 成分系では、 レール柱偏析部ゃ足部偏析部にマルテンサイ ト組織が 生成し、 レールの靭性が大きく低下する。 このため、 加速冷却速度 の範囲を 1〜 1 0 °C /s e cの範囲に限定した。
なお、 上記の加速冷却速度は、 加速冷却開始から終了までの平均 的な冷却速度であり、 冷却途中の冷却速度を示すものではない。 し たがって、 加速冷却開始から終了までの平均的な冷却速度が上記限 定範囲内であれば、 初祈セメ ンタイ ト耝織の生成の抑制が可能とな る。
次に、 加速冷却温度の範囲について説明する。 6 5 0 °Cを超えた 温度で加速冷却を終了すると、 加速冷却終了後に、 レール内部から 過大な復熱が発生する。 この結果、 温度上昇によ り、 パーライ ト組 織が生成せず、 初析セメ ンタイ ト組織が生成する。 このため、 少な く とも 6 5 0 °Cまで加速冷却を行うことを限定した。
なお、 加速冷却を終了する温度の下限値は特に限定してないが、 初析セメ ンタイ ト組織の生成を抑制し、 かつ、 柱偏析部のマルテン サイ ト組織の生成を防止するには、 自質的に 5 0 0 °Cが下限となる
( 10) レール柱部および足部の熱処理条件の限定理由
レール柱部および足先部の初析セメンタイ ト組織の生成を完全に 防止するため、 上記の冷却方法に加えて、 さらに限定的な熱処理を 行う。 次に、 レール柱部および足先部の熱処理時の条件について説 明する。
まず、 請求項 1 9 ， 2 0において、 レール柱部の熱処理条件につ いて説明する。 まず、 熱間圧延終了後のレール柱部の急速冷却開始 までの時間について説明する。 加熱間圧延終了後のレール柱部の急 速冷却開始までの時間が 1 0 0 s e c を超えると、 本成.分系では、 急速冷却前にレール柱部に初析セメ ンタイ ト組織の生成し、 レール 疲労強度ゃ靭性の低下させるため、 急速冷却開始までの経過時間を 1 0 0 s e c以内と した。
なお、 レール柱部の熱間圧延終了後の急速冷却開始までの時間に ついては、 特に下限値は限定していないが、 レール柱部のオーステ ナイ ト粒の均一化や圧延時の温度ムラの低減を図るため、 熱間圧延 終了後 5 s e c以上経過した後に急速冷却を開始することが望まし い。
次に、 レール柱部の急速冷却時の冷却速度範囲について説明する 。 冷却速度が 2 °C /s e c未満では、 本成分系では、 レール柱部の初祈 セメ ンタイ ト組織の生成の抑制が困難となる。 また、 冷却速度が 2 0 °C /s e cを超えると、 本成分系では、 レール柱部の偏析帯にマルテ ンサイ ト組織が生成し、 レール柱部の靭性が大きく低下する。 この ため、 レール柱部の急速冷却時の冷却速度範囲を 2〜 2 0 °C /s e cの 範囲に限定した。
なお、 上記のレール柱部の急速冷却時の冷却速度は、 冷却開始か ら終了までの平均的な冷却速度であり、 冷却途中の冷却速度を示す ものではない。 したがって、 冷却開始から終了までの平均的な冷却 速度が上記限定範囲内であれば、 初析セメ ンタイ ト組織の生成の抑 制が可能となる。
次に、 レール柱部の急速冷却時の冷却温度範囲について説明する 。 6 5 0 °Cを超えた温度で急速冷却を終了すると、 急速冷却終了後 に、 レール内部から過大な復熱が発生する。 この結果、 温度上昇に より、 パーライ ト組織が十分に生成する前に、 初析セメ ンタイ ト組 織が生成する。 このため、 少なく とも 6 5 0 °Cまで急速冷却するこ とを限定した。
なお、 急速冷却を終了する温度の下限値は特に限定してないが、 初析セメンタイ ト組織の生成を抑制し、 かつ、 柱の偏析部等によ り 生成するミク ロマルテンサイ ト組織の生成を,防止するには、 自質的 に 5 0 0 °Cが下限となる。
次に、 請求項 2 2， 2 3において、 熱間圧延終了後のレール柱部 の昇温開始までの時間、 昇温温度範囲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。 まず、 熱間圧延終了後のレール柱部の昇温開始までの時間につい て説明する。 熱間圧延終了後のレール柱部の昇温開始までの経過時 間が 1 0 0 s e c を超えると、 本成分系では、 昇温前にレール柱部 に初析セメ ンタイ ト組織の生成し、 昇温しても、 その後の熱処理に おいて、 初析セメ ンタイ ト組織が残留し、 レールの疲労強度ゃ靭性 の低下させるため、 昇温開始までの時間を 1 0 0 s e c以内と した なお、 レール柱部の熱間圧延終了後の昇温開始までの時間につい ては、 特に下限値は限定していないが、 圧延時の温度ムラの低減し 、 精度よく昇温を図るため、 熱間圧延終了後 5 s e c以上経過した' 後に昇温を開始することが望ましい。
次に、 レール柱部の昇温温度の範囲について説明する。 昇温温度 が 2 0 °C未満では、 その後の加速冷却前に、 レール柱部に初析セメ ンタイ ト組織が生成し、 レール柱部の疲労強度や靭性を低下させる 。 また、 昇温温度が 1 0 0 °Cを超えると、 熱処理後のパーライ ト組 織が粗大になり、 レール柱部の靭性が低下する。 このため、 レール 柱部の昇温温度を 2 0〜1 0 0 °Cの範囲に限定した。
次に、 請求項 1 8， 2 0において、 レール足先部の熱処理条件に ついて説明する。 まず、 熱間圧延終了後のレール足先部の急速冷却 開始までの時間について説明する。 加熱間圧延終了後のレール足先 部の急速冷却開始までの時間が 6 0 s e c を超える と、 本成分系で は、 急速冷却前にレール足先部に初析セメンタイ ト組織の生成し、 レール疲労強度ゃ靭性の低下させるため、 急速冷却開始までの経過 時間を 6 0 s e c以内と した。
なお、 レール足先部の熱間圧延終了後の急速冷却開始までの時間 については、 特に下限値は限定していないが、 レール足先部のォー ステナイ ト粒の均一化や圧延時の温度ムラの低減を図るため、 熱間 圧延終了後 5 s e c以上経過した後に急速冷却を開始することが望 ましい。
次に、 レール足先の急速冷却時の冷却速度範囲について説明する 。 冷却速度が 5 °C /s ec未満では、 本成分系では、 レール足先部の初 析セメ ンタイ ト組織の生成の抑制が困難となる。 また、 冷却速度が 2 0 °C /s ecを超える と、 本成分系では、 レール足先部にマルテンサ イ ト組織が生成し、 レール足先部の靭性が大きく低下する。 このた め、 レール足先部の急速冷却時の冷却速度範囲を 5〜2 0 °C /s e cの 範囲に限定した。
なお、 上記のレール足先部の急速冷却時の冷却速度は、 冷却開始 から終了までの平均的な冷却速度であり、 冷却途中の冷却速度を示 すものではない。 したがって、 冷却開始から終了までの平均的な冷 却速度が上記限定範囲内であれば、 初析セメ ンタイ ト組織の生成の 抑制が可能となる。
次に、 レール足先部の急速冷却時の冷却温度範囲について説明す る。 6 5 0 °Cを超えた温度で急速冷却を終了すると、 急速冷却終了 後に、 レール内部から過大な復熱が発生する。 この結果、 温度上昇 によ り、 パーライ ト耝織が十分に生成する前に、 初析セメ ンタイ ト 組織が生成する。 このため、 少なく とも 6 5 0 °Cまで急速冷却する ことを限定した。
次に、 請求項 2 1， 2 3において、 熱間圧延終了後のレール足先 部の昇温開始までの時間、 昇温温度範囲を上記範囲に限定した理由 について詳細に説明する。
まず、 熱間圧延終了後のレール足先部の昇温開始までの時間につ いて説明する。 熱間圧延終了後のレール.足先部の昇温開始までの経 過時間が 6 0 s e c を超えると、 本成分系では、 昇温前にレール足 先部に初祈セメ ンタイ ト組織の生成し、 昇温しても、 その後の熱処 理において、 初析セメ ンタイ ト組織が残留し、 レールの疲労強度や 靭性の低下させるため、 昇温開始までの時間を 6 0 s e c以内と し た。
なお、 レール足先部の熱間圧延終了後の昇温開始までの時間につ いては、 特に下限値は限定していないが、 圧延時の温度ムラの低減 し、 精度よく昇温を図るため、 熱間圧延終了後 5 s e c以上経過し た後に昇温を開始することが望ましい。
次に、 レール足先部の昇温温度の範囲について説明する。 昇温温 度が 5 0 °C未満では、 その後の加速冷却前に、 レール足先部に初析 セメ ンタイ ト組織が生成し、 レール足先部の疲労強度や靭性を低下 させる。 また、 昇温温度が 1 0 0 °Cを超えると、 熱処理後のパーラ イ ト組織が粗大になり、 レール足先部の靱性が低下する。 このため 、 レール足先部の昇温温度を 5 0〜 1 0 0 °Cの範囲に限定した。
なお、 以上の熱処理を行う際の頭部における条件は、 熱間圧延〜 熱処理時間は 2 0 0秒以内、 仕上げ熱延の最終パスの減面率は 6 % 以上とするのが好ましく、 もしく はさらに、 仕上げ圧延を 1パス当 たりの断面減少率が 1〜 3 0 %の 2パス以上で、 かつ圧延パス間を 1 0秒以下とする連続圧延を行うのが好ましい。
( 11) 熱間圧延後のレール長さの限定理由
請求項 5 , 2 7において、 熱間圧延後のレール長さを上記範囲内 に限定した理由について詳細に説明する。
熱間圧延後のレール長さが 200 mを超えると、 圧延後のレール両 端部と内部、 さ らには、 圧延後のレール両端部の温度差が過大とな り、 上記のレール製造方法を用いても、 レ一ル全長に渡る温度や冷 却速度の制御が困難となり、 レール長手方向の材質が不均一になる 。 また、 熱間圧延後のレール長さが 100 m未満になると、 圧延効率 が低下し、 レール製造がコス トが増加する。 このため、 熱間圧延後 のレール長さを 100〜200 mの範囲と した。
なお、 製品と してレール長さを 100〜200 mを確保するには、 こ の圧延長さに切り しろを加えて長さとすることが望ましい。
( 12) 熱間圧延時の圧延条件の限定理由
請求項 1 1〜 1 4において、 熱間圧延時の圧延条件を上記範囲に 限定した理由を詳細に説明する。
熱間圧延終了温度が 1 0 0 0 °Cを超えると、 上記の成分系では、 レール頭部のパーライ ト組織が微細化せず、 延性が十分に向上しな い。 また、 熱間圧延終了温度が 8 5 0 °C未満では、 レールと しての 形状を制御することが困難となり、 製品形状を満足したレールの製 造が困難となる。 また、 レールの温度が低いため、 圧延直後に初析 セメ ンタイ ト組織が生成し、 レールの疲労強度や靭性を低下させる 。 このため、 熱間圧延終了温度を 8 5 0〜 1 0 0 0 °Cの範囲とした 熱間圧延時の最終パスの断面減少率が 6 %未満になると、 レール 圧延後のオーステナイ ト粒径の微細化が図れず、 結果的にパーライ トブロックサイズが粗大化し、 レール頭部の延性が確保できない。 このため、 最終パスの断面減少率を 6 %以上と した。
上記の圧延温度および断面減少率の制御に加えて、 レール頭部の 延性を向上させるため、 最終圧延を連続して 2パス以上行い、 さ ら に、 1パス当たりの断面減少率およびパス間時間の制御を行う。 次に、 請求項 1 4において、 最終圧延の 1パス当たりの断面減少 率およびパス間時間を上記範囲に限定した理由を詳細に説明する。 最終圧延の 1パス当たりの断面減少率が 1 %未満では、 オーステ ナイ ト粒が全く微細化せず、 結果的にパーライ トブロ ックサイズの 微細化も達成されず、 レール頭部の延性が向上しない。 このため、 最終圧延の 1パス当たりの断面減少率を 1 %以上に限定した。 また 、 最終圧延の 1 パス当たりの断面減少率が 3 0 %を超える、 レール と しての形状を制御することが不可能となり、 製品形状を満足した レールの製造が困難となる。 このため、 最終圧延の 1 パス当たりの 断面減少率を 1〜 3 0 %の範囲と した。
また、 最終圧延時のパス間時間が 1 0 s e c を超えると、 圧延後 にオーステナイ ト粒が粒成長し、 結果的にパーライ トブロ ックサイ ズの微細化も達成されず、 レール頭部の延性が向上しない。 このた め、 最終圧延時のパス間時間を 1 0 s e c以内とした。 なお、 パス 間時間については下限を限定していないが、 粒成長を抑制し、 再結 晶の連続化によりオーステナイ ト粒を微細化し、 結果的にパーライ トプロ ックサイズを微細化するには、 なるべく短時間とするほうが よい。
こ こで、 レールの部位について説明する。 図 1はレール各部位の 呼称を示したものである。 「頭部」 とは、 図 1に示す主に車輪と接 触する部分 （符号 ： 1 ) 、 「柱部」 とは、 図 1 に示すレール頭部よ り も下部の断面厚さが薄い部分 （符号 ： 5 ) 、 「足部」 とは、 図 1 に示すレール柱部よ り も下部の部分 （符号 ： 6 ) である。 また、 「 足先部」 とは、 図 1に示すレール足部 （符号 ： 6 ) の先端部分 （符 号 ： 7 ) である。 本特許では、 レール足先部は先端から 1 0〜 4 0 m mの領域をその対象範囲とする。 したがって、 「足先部」 （符号 ： 7 ) は足部 （符号 ： 6 ) の一部を示すものである。 レール熱処理 時の温度および冷却条件は、 図 1に示す頭部 （符号 ： 1 ) 、 足部 （ 符号 ： 6 ) の レール幅中央部、 柱部 （符号 ： 5 ) のレール高さ中心 部に相当する位置、 足先部 （符号 ： 7 ) の足部先端から 5 m m位置 において、 表面から深さ 0〜 3 m mの範囲を測定すれば、. それぞれ の部位を代表させることができる。
なお、 レール断面内の硬度や組織形態を均一化するには、 上記 3 点の冷却速度をなるべく 同一とすることが望ましい。
また、 レール圧延時の温度は、 図 1に示す頭部 （符号 ： 1 ) の レ ール幅中央部において、 圧延直後の表面温度を測定すれば、 所定の 特性が得られる。
また、 本発明者らは、 高炭素含有のパーライ ト組織のレール鋼に おいて、 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成を防止できる冷却 速度 （初析セメ ンタイ ト組織の臨界冷却速度） とレール鋼の化学成 分の関係について調査した。
レール頭部形状を再現した高炭素鋼の試験片を用いて熱処理実験 を行った結果、 レール鋼の化学成分 ( C， Si, Mn, Cr) と初析セメ ンタイ ト組織の臨界冷却速度には関係があり、 セメ ンタイ ト生成促 進元素である Cは正、 焼入れ性元素である Si， Mn, Crには負の相関 があることが明らかとなった。
そこで、 本発明者らは、 初析セメ ンタイ ト耝織の生成が顕著な炭 素量 0.85mass%超のレール鋼において、 レール鋼の化学成分 （C， Si, Mn, Cr) と初析セメ ンタイ ト組織の生成臨界冷却速度の関係を 重相関によ り求めた。 その結果、 レール銅の化学成分 (mass%) の 寄与度を評価した式 1の値 （CCR)を算定するこ とによ り、 レール鋼 の頭部内部での初析セメ ンタイ ト組織の臨界冷却速度の相当した値 が求められ、 さらに、 レーノレ鋼の熱処理において、 レール鋼の頭部 内部の冷却速度（ICR、 °C/sec)を CCR値以上とすることによ り、 頭 部内部に生成する初析セメ ンタイ ト組織が防止できることを知見し た。
CCR =0.6+10 X ( [%C]-0.9) - 5X ( [%C]-0.9) X [%Si]-0.17[%Mn] - 0.
13[%Cr] "- ( 4 ) 式
次に、 本発明者らは、 レール鋼の熱処理において、 頭部内部の冷 却速度（ICR、 °CZsec)を制御する方法を検討した。 レール頭部の熱処理では、 冷却はレール頭表面の全体で行われる 。 そこで、 本発明者らはレール頭部形状を再現した高炭素鋼の試験 片によ り熱処理実験を行い、 レール頭表部の各部位の冷却速度と頭 部内部の冷却速度の関係を求めた。 その結果、 頭部内部の冷却速度 は、 レール頭頂部表面の冷却速度 （TH、 °C/sec), レール左右の頭 側部表面の平均冷却速度 （TS、 °CZsec)、 レール左右の頭部と柱部 の境界部であるあご下部表面の平均冷却速度 （TJ、 °CZSec)と相関 があり、 頭部内部の冷却速度への寄与度を考慮した （ 5 ) 式の値 （ TCR)を用いることによ り、 頭部内部の冷却速度の評価できることを 確認した。
TCR =0.05TH(°C/sec)+0.10TS(°C /sec)+0.50TJ(°C/sec)■·· ( 5 ) 式
なお、 上式に示す頭側部の冷却速度 （TS、 °C/sec), あご下部の 冷却速度 （TJ、 °CZsec)は、 レール左右の各部位の平均値を示すも のである。
さらに、 本発明者らは、 実験によ り TCR値と頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成状況および頭表部の組織の関係を調査した。 そ の結果、 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織生成は TCR値の大きさ と 相関があり、 TCR値がレール鋼の化学成分から求められる CCR値の 2倍以上になると、 頭部内部の初析セメンタイ ト組織の生成が無く なることがわかった。
さ らに、 頭表部のミクロ組織との関係では、 TCR値がレール鋼の 化学成分から求められる CCR値の 4倍以上になると、 冷却が過剰と なり、 頭表部に耐摩耗性に有害なペイナイ トゃマルテンサイ ト組織 し、 レールの摩耗寿命を低下させることを見出した。
すなわち、 本発明は TCR値を 4 CCR ≥ TCR ≥ 2 CCR の範囲に制御 することによ り、 レール頭部の熱処理において、 頭部内部の冷却速 度（I CR、 °C / sec )を確保でき、 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の 生成防止、 さ らには、 頭表部のパーライ ト組織の安定化が図れるこ とを知見した。
したがって、 本発明では、 高炭素含有のレール鋼において、 頭部 内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成を防止するため、 レール鋼の頭 部内部の冷却速度 （I CR)をレール鋼の化学成分から求められる CCR 値以上とすることにより、 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成 防止が可能となり、 さらに、 この頭部内部の冷却速度 （I CR)の確保 、 頭表部のパーライ ト組織の安定化を図るため、 レール頭表部の各 部位の冷却速度から求められる TCR値を、 CCR値から求められる範 囲内に制御する必要があることを知見した。
すなわち、 本発明は、 重荷重鉄道で使用される高炭素含有のレー ル鋼の熱処理において、 レール頭表部のパーライ ト組織の安定化を 図り、 同時に、 頭部内部に発生しやすく、 疲労損傷の起点となる初 析セメ ンタイ ト組織の生成を防止し、 耐摩耗性の確保と耐内部疲労 損傷性を向上させることができる。
( 13) 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織生成防止熱処理方法の限定 理由
1 ) C C 値を求める式の限定理由
請求項 2 3において、 C C R値を求める式を上記のように規定し た理由を説明する。
C C R値を求める式は、 まず、 レール頭部の熱処理を再現した実 験によ り、 初析セメ ンタイ ト組織の生成臨界冷却速度を測定し、 こ の初析セメ ンタイ ト組織の生成臨界冷却速度と レール鋼の化学成分 ( C、 S i 、 M n、 C r ) の関係を重相関によ り求めたものである 。 以下にその相関式 （4 ) 式を示す。 したがって、 1式は実験回帰 式であり、 1式で算定される値以上の冷却速度で頭部内部を冷却す ることにより、 初析セメ ンタイ ト組織の生成が防止できる。
C C = 0 . 6 + 1 0 X ( 〔％ C〕 - 0 . 9 ) - 5 X ( 〔％ C〕 一 0 . 9 ) X 〔％ S i〕 一 0 . 1 7 〔％ M n〕 — 0 . 1 3 〔％ C r〕 … （ 4 ) 式
2 ) レール頭部内部の冷却速度を規定した位置および冷却速度の温 度範囲の限定理由
請求項 2 3において、 レール頭部内部の冷却速度を規定した位置 を頭頂部から深さ 3 0 m mの位置とした理由について説明する。
レール頭部の冷却速度は、 レール頭表面から内部に向かって低下 する傾向を示す。 したがって、 レール頭部において、 冷却速度の遅 い領域で生成する初析セメ ンタイ ト組織を防止するには、 頭部内部 の冷却速度の確保が必要である。 実験によ り頭部内部の冷却速度を 測定した結果、 頭項面から深さ 3 0 m mの位置の冷却速度が最も遅 く、 この位置での冷却速度が確保されると、 レール頭部内部におい て初析セメ ンタイ ト組織の生成が防止できることを確認した。 この 結果から、 レール頭部内部の冷却速度を規定する位置として、 頭頂 面から深さ 3 O m mの位置を規定した。
次に、 請求項 2 4において、 レール頭部内部の冷却速度を規定し た温度範囲を上記のよ うに限定した理由を説明する。
上記限定の化学成分のレール鋼では、 初析セメ ンタイ ト組織の生 成温度が 7 5 0〜 6 5 0 °Cの範囲であることが実験によ り確認され ている。 したがって、 初析セメンタイ ト組織の生成を防止するには 、 少なく とも、 上記の温度範囲において、 頭部内部の冷却速度をあ る一定値以上とすることが必要である。 この理由から、 レール鋼の 頭頂面から深さ 3 0 m mの位置の冷却速度を規定した温度範囲を 7 5 0〜 6 5 0 °Cの範囲に限定した。
3 ) T C R値を求める式およびその値の範囲の限定理由 請求項 2 4において、 T C R値を求める式を上記のように規定し た理由を説明する。
T C R値を求める式は、 まず、 レール頭部の熱処理を再現した実 験によ り、 頭頂部の冷却速度 （T、 °C/sec) 、 頭側部の冷却速度 （ S、 °C/sec) 、 あご下部の冷却速度 （ J 、 °C/sec) 、 さらに、 頭部 内部の冷却速度 （ I C R、 °C/sec) を測定し、 これら頭表部の各部 位の冷却速度を、 頭部内部の冷却速度 （ I C R) に対する寄与度で 定式化したものである。 以下にその式 （ 5式） を示す。 したがって 、 （ 5 ) 式は実験式であり、 （ 5 ) 式で算定される値がある一定以 上であれば、 頭部内部の冷却速度を確保することが可能となり、 初 析セメ ンタイ ト組織の生成が防止できる。
T C R = 0. 0 5 T (°C/sec) + 0. 1 0 S (°C/sec) + 0. 5 0 J (°C/sec) … （ 5 ) 式
なお、 上式に示す頭側部の冷却速度 （ S、 °C/sec) 、 あご下部の 冷却速度 （ J、 °C/sec) は、 レール左右の各部位の平均値を示すも のである。
次に、 請求項 2 4において、 T C R値を、 4 C C R≥ T C R≥ 2 C C Rの範囲に限定した理由を説明する。
T C R値が 2 C C R未満になると、 レール頭部内部の冷却速度 （ I C R, °C/sec) が低下し、 頭部内部に初析セメ ンタイ ト組織が生 成し、 内部疲労損傷が発生しやすくなる。 さ らに、 レール頭表面の 硬さが低下し、 レールの耐摩耗性を確保できない。 また、 T C R値 が 4 C CRを超えると、 レール頭表部の冷却速度が著しく増加し、 頭表部に耐摩耗性に有害なペイナイ トゃマルテンサイ ト組織が生成 し、 レールの摩耗寿命を低下させる。 このため、 T C R値を 4 C C ≥ T C R≥ 2 C C Rの範囲に限定した。
4 ) レール頭表部の冷却速度を規定した位置および冷却速度の温度 範囲の限定理由
まず、 請求項 2 4において、 レール頭表部の冷却速度を規定した 位置を、 頭頂部、 頭側部、 あご下部の 3 ケ所に限定した理由を説明 する。
レール頭部内部の冷却速度は頭表面の冷却状態に大きく影響され る。 実験によ り頭部内部の冷却速度と レール頭表面の冷却速度の関 係を調査した結果、 頭部内部の冷却速度は、 頭表面の抜熱面である 頭頂部、 頭側部 （左右） 、 あご下部 （左右） の 3面の冷却速度とよ い相関があり、 この 3面の冷却速度を調整すれば、 頭部内部の冷却 速度を制御できることを確認した。 この結果から、 レール頭表部の 冷却速度を規定する位置を頭頂部、 頭側部、 あご下部の 3 ケ所に限 定した。
次に、 請求項 2 4において、 レール頭表部の冷却速度を規定した 温度範囲を上記のように限定した理由を説明する。
上記限定の化学成分のレール鋼では、 初析セメ ンタイ ト組織の生 成温度が 7 5 0〜 6 5 0 °Cの範囲であることが実験によ り確認され ている。 したがって、 初析セメンタイ ト組織の生成を防止するには 、 少なく とも、 上記の温度範囲において、 頭部内部の冷却速度をあ る一定値以上とすることが必要である。 しかし、 加速冷却終了時の レール頭部内部は、 頭表面と比べて抜熱量が少ないため温度が高い 。 したがって、 レール頭部内部では、 初析セメンタイ ト組織が生成 する 6 5 0 °Cまでの温度領域において冷却速度を確保するには、 頭 表部の加速冷却停止温度を 6 5 0 °Cよ り も低くする必要がある。 実 験により頭表部の加速冷却停止温度を検証した結果、 5 0 0 °Cまで 冷却すると、 頭部内部の冷却停止温度が 6 5 0 °C未満となることを 確認した。 これらの結果から、 レール頭表部 （頭頂部、 頭側部、 あ ご下部） の冷却速度を規定した温度範囲を 7 5 0〜 5 ◦ 0 °Cの範囲 に限定した。
こ こで、 レールの部位について説明する。 図 10はレール頭部の各 部位の呼称を示したものである。 「頭表部」 とは、 レール頭頂面全 体 （符号 ： 1 ) 、 「頭側部」 とは、 レール左右の頭側面全体 （符号 ： 2 ) 、 「あご下部」 とは、 レール左右の頭部と柱部の境界部全体 (符号 ： 3 ) 、 また、 「頭部内部」 とは、 頭頂部のレール幅中央部 から深さ 3 0 mmの位置近傍 （符号 ： 4) である。
レール熱処理時の加速冷却速度、 加速冷却の温度範囲は、 図 10に 示す頭頂部 （符号 ： 1 ) のレール幅中央部、 頭側部 （符号 ： 2 ) の レール頭部高さ中央部、 あご下部 （符号 ： 3 ) の中央部の頭表面、 または、 頭表面から深さ 5 mmの範囲を測定すれば、 頭表部の各部 位を代表させることができる。
また、 この部分の温度や冷却速度を調整することによ り、 頭表面 のパーライ ト組織の安定化や頭部内部 （符号 ： 4) 冷却速度の制御 が可能となり、 頭表面の耐摩耗性の確保、 頭部内部の初析セメ ンタ イ ト組織の生成の防止、 さらには、 耐内部疲労損傷性を向上させる ことができる。 また、 レール頭部熱処理時の加速冷却については、 その必要性に応じて、 T C R値が 4 C C R≥ T C R≥ 2 C C Rの範 囲となるよ うに、 頭頂部、 頭側部 （左右） 、 あご下部 （左右） の 5 ケ所において、 冷却の有無や加速冷却速度を任意に選ぶことができ る。
なお、 レール頭表部の硬度や組織形態を左右均等とするには、 頭 側部の左右、 あご下部の左右の冷却速度を同一とすることが望まし い。
従って、 高炭素含有のパーライ ト組織のレール鋼において、 頭部 内部の初析セメンタイ ト組織の生成防止、 さ らには、 頭表部のパー ライ ト組織の安定化を図るには、 レール頭部内部の冷却速度 （ I C R ) をレール鋼の化学成分から決定されるセメ ンタイ ト組織の生成 臨界冷却速度に相当した C C R値以上とし、 同時に、 レール頭表部 の各部位の冷却速度を T C R値の範囲にしたがって制御する必要が ある。
本発明の熱処理方法によつて製造された鋼レールの金属組織は、 ほぼ全体にわたってパーライ ト組織であることが望ましい。 成分系 と加速冷却条件の選択によっては、 パーライ ト組織中に微量な初析 フェライ ト組織、 初析セメ ンタイ ト組織およびべィナイ ト組織が生 成することがある。 しかし、 パーライ ト組織中にこれらの組織が生 成しても、 微量であればレールの疲労強度ゃ靱性に大きな影響をお よぼさない。 このため、 本発明の熱処理方法によって製造された鋼 レールの頭部の組織と しては、 若干の初析フェライ ト組織、 初析セ メ ンタイ ト組織およびべィナイ ト組織が混在する場合も含まれる。 実施例
(実施例 1 )
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 口組織 （頭表面下 5 mm) 、 粒径 1〜15 / m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 5 mm) の硬 さを示す。 また、 表 1 には図 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レール頭部材料の摩耗量、 引張 試験結果も併記した。 図 4において、 8はレール試験片、 9は相手 材、 10は冷却用ノズルを示す。
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 口組織 （頭表面下 5 mm) 、 粒径 1〜15 μ m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 5 mm) の硬さ を示す。 また、 表 2には図 4に示す強制冷却条件下における西原式 W 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。
なお、 表 1、 表 2の鋼はいずれも、 熱間圧延〜熱処理の時間は 1 80秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の条件で製造した。
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 1〜： L2
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 1〜15 μ m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 13〜22
符号 13〜： 6 ： C , S i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 17〜22： 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 〜 15 μ m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） 。
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 4は西原式摩耗試験機の概略を示したものである。'図中 8はレール 試験片、 9は相手材、 10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 6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 7は表 1 に示す本発明レール鋼と表 2に示す比較レー ル鋼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 8は表 1に示す本発明レール鋼と表 2に示す比較レール鋼の引張 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。 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 ： 8 mm) 試験片採取位置 レール頭部表面下 2 mm (図 3参照）
試験荷重 686N (接触面圧 640MPa)
すべり率 20%
ネ目手材 パーライ ト鋼 （Hv380)
大気中
冷却 圧搾空気による強制冷却 （流量 ： lOONlZmin) 繰返し回数 70万回
頭部引張試験
試験機 万能小型引張試験機
試験片形状 JIS 4号相似
平行部長さ ： 25mm、 平行部直径 ： 6 mm、 伸び測定評点間距離 ： 21mm
試験片採取位置 レール頭部表面下 5 mm (図 6参照）
引張速度 10mm/ min
試験温度 常温 (20°C)
表 1、 表 2に示すよ うに、 本発明レール鋼は、 比較レール鋼と比 ベて、 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 ライ ト組織やマルテンサイ ト耝織などは生成せず、 耐表面 損傷性は良好であった。
また、 図 7に示すよ うに、 本発明レール鋼は、 比較レール鋼と比 ベて、 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 ： 5〜12) は 、 炭素量 0. 85%以下の本発明レール鋼 （符号 ： 1 〜 4 ) と比べて、 耐摩耗性はよ り一層向上した。
さ らに、 図 8に示すように、 本発明レール鋼は、 比較レール鋼と 比べて、 粒径 1 〜15 μ m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。
表 1
Figure imgf000059_0001
注：残部は不可避的不純物および Fe
表 2
Figure imgf000060_0001
注：残部は不可避的不純物および Fe
(実施例 2 )
表 3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 5 mm) 、 粒径 1〜 1 5 μ mを有するパーラ イ トプロ ックの粒数および測定位置、 レール頭部 （頭表面下 5 mm ) の硬さを示す。 また、 表 3には図 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レール頭部材料の摩耗 量、 引張試験結果も併記した。 · 表 4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 ク口組織 （頭表面下 5 mm) 、 粒径 1〜 1 5 μ m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 5 mm) の硬さを示す。 また、 表 4には図 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レール頭部材料の摩耗量 、 引張試験結果も併記した。
なお、 表 3、 表 4の鋼はいずれも、 仕上げ熱延最終パスの減面率 は 6 %の条件で製造した。
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 （ 1 6本） 符号 2 3〜 3 8
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 1 0 m mまでの範囲の少なく とも一部に、 粒径 1〜 1 5 μ mのパ 一ライ トブロ ックが被検面積 0. 2 mm2あたり 2 0 0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 （ 1 6本） 符号 3 9〜5 4
符号 3 9〜4 2 : C、 S i および M nの添加量が請求範囲外の比 較レール鋼 （ 4本） 。
符号 4 3 ： レール長さが請求範囲外の比較レール鋼 （ 1本） 。 符号 4 4， 4 7 ： 圧延終了から加速冷却開始までの経過時間が請 求範囲外の比較レール鋼 （ 2本） 。
符号 4 5， 4 6 , 4 8 ： 頭部加速冷却速度が請求範囲外の比較レ ール鋼 （ 3本） 。
符号 4 9〜 5 4 ： 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 1 0 m mまでの範囲の少なく とも一部に、 粒径 1〜 1 5 μ mのパーライ トブロ ックが被検面積 0 . 2 m m 2あたり 2 0 0個未満の比較レール鋼 （ 6本） 。
各種試験の条件は実施例 1 と同様にして行った。
表 3、 表 4に示すように、 本発明レール鋼は、 比較レール鋼と比 ベて、 C， S i， M nの添加量、 圧延時のレール長さ、 さらには、 圧延終了から加速冷却開始までの経過時間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。
さ らに、 表 3、 表 4に示すように、 本発明レール鋼は、 比較レー ル鋼と比べて、 粒径 1〜 1 5 μ m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。
表 3
Figure imgf000063_0001
注：残部は不可避的不純物および Fe
Figure imgf000064_0001
注：残部は不可避的不純物および Fe
(実施例 3 )
実施例 2の表 3に示した鋼を用いて、 表 5に示すように、 圧延終 了から加速冷却までの時間と熱間圧延条件を変更して、 実施例 1， 2 と同様の試験を行った。
表 5から明らかなように、 圧延修了から加速冷却までの時間を 2 0 0秒以内と し、 さらに仕上げ熱間圧延のを 2パス以上でパス間を 1 0秒以内と した場合に、 全伸び値をより向上させることができた
表 5
Figure imgf000066_0001
(実施例 4)
表 6に本発明レール鋼の化学成分、 化学成分から式 1 より求まる C E値、 圧延前铸片の製造状況およびレール熱処理時の冷却方法、 柱部のミクロ組織、 および、 柱部初析セメ ンタイ ト組織の生成状況 を示す。
表 7に比較レール鋼の化学成分、 化学成分から式 1 より求まる C E値、 圧延前鎳片の製造状況およびレール熱処理時の冷却方法、 柱 部のミクロ組織、 および、 柱部初析セメ ンタイ ト組織の生成状況を 示す。
なお、 表 6、 表 7の鋼はいずれも、 レール頭部における熱間圧延 〜熱処理の時間は 1 8 0秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の 条件で製造した。
また、 頭頂部直下 5 mmにおける粒径 1〜 1 5 μ πιのパーライ ト ブロックは被検面積 0. 2 mm2あたり 2 0 0〜 5 0 0個であった 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 （ 1 2本） 符号 7 1〜 8 2
上記成分範囲内で、 柱部初析セメ ンタイ ト耝織の本数 （N C) が 上記化学成分値から算定される C E値を超えないことを特徴とする レール柱部の初析セメ ンタイ ト組織の生成量を低減したレール。 • 比較レール鋼 （ 1 1本） 符号 8 3〜 9 3
符号 8 3〜 8 8 : C， S i , M n , P , Sおよび C rの添加量が 上記請求範囲外の比較レール鋼 （ 6本） 。
符号 8 9〜 9 3 ： 上記成分範囲内で、 柱部初析セメ ンタイ ト組織 の本数 （N C) が上記化学成分値から算定される C E値を超える比 較レール鋼 ( 5本) 。
こ こで、 本明細書中の図について説明する。 図 1 の符号 5は偏析 帯に沿って初析セメンタイ ト組織が生成する領域 （斜線部分） を示 したものである。 図 2は初析セメ ンタイ ト組織の生成状況の評価方 法を模式的に示したものである。
表 6， 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、 C, S i , M n， P， S， C r の添加量をある一定範囲内に納 めることによ り、 柱部に生成する初析セメンタイ ト組織 （セメンタ イ ト交線数 ： N C) を C E値以下とすることができた。
また、 铸造時の軽圧下の最適化およびレール柱部の冷却を施すこ とによ り、 柱部に生成する初析セメンタイ ト組織 （セメ ンタイ ト交 線数 ： N C) を C E値以下とすることができた。
上記のように、 C， S i , Μη， Ρ， S， C r の添加量をある一 定範囲内に納め、 さらに、 铸造時の軽圧下の最適化およびレール柱 部の冷却を施すこ とにより、 柱部に生成する初析セメンタイ ト組織 (セメ ンタイ ト交線数 ： N C) を C E値以下とするこ とができ、 レ ール柱部の靭性低下を防止できた。
表 6
Figure imgf000069_0001
注：残部は不可避的不純物および Fe
*1： CE=60 [mass%C] -10 [mass%Si]+10 [mass%Mn] +500 [mass%P] +50 [mass%S] +30 [mass%Cr] -54
*2 : レール柱部の中立軸中央部を光学顕微鏡により観察。
*3 :初析セメンタイト組織を現出したレール柱部の中立軸中央部を光学顕微鏡により観察し、 視野倍率 200倍の視野において、 直交する 300 μ πι の線分と交差する初析セメンタイト組織の本数をカウント （図 2参照） 。 交差する初析セメンタイト組織の本数は、 直交する 300 mの各線 分と交差した本数の合計とした。
表 7
Figure imgf000070_0001
*1 ： CE==60 [mass%C] -10 [mass%Si]+10 [mass%Mn] +500 [mass%P] +50 [mass%S] +30 [mass%Cr] -54
*2 ： レール柱部の中立軸中央部を光学顕微鏡により観察。
*3 :初析セメンタイト組織を現出したレール柱部の中立軸中央部を光学顕微鏡により観察し、 視野倍率 200倍の視野において、 直交する 300 m の線分と交差する初析セメンタイト組織の本数をカウント （図 2参照） 。 交差する初析セメンタイト組織の本数は、 直交する 300 mの各線 分と交差した本数の合計とした。
(実施例 5 )
表 8に供試レール鋼の化学成分を示す。 なお残部は F eおよび不 可避的不純物である。
表 9は、 表 8に示す供試レール鋼を用いて、 本発明の製造方法で 製造したレールの最終圧延温度、 圧延長さ、 圧延終了後から加速冷 却開始までの経過時間、 レール頭部、 柱部、 足部の加速冷却条件、 ミクロ組織、 粒径 1〜 1 5 i mを有するパーライ トプロックの粒数 および測定位置、 さ らに、 落重試験結果、 頭部硬さ、 頭部引張試験 の全伸び値の値を示す。
表 1 0は、 表 8に示す供試レール鋼を用いて、 比較製造方法で製 造したレールの最終圧延温度、 圧延長さ、 圧延終了後から加速冷却 開始までの経過時間、 レール頭部、 柱部、 足部の加速冷却条件、 ミ ク口組織、 粒径 1〜 1 5 μ mを有するパーライ トブロ ックの粒数お よび測定位置、 さ らに、 落重試験結果、 頭部硬さ、 頭部引張試験の 全伸び値の値を示す。
なお、 レールの構成は以下のとおりである。
• 本発明熱処理レール （ 1 1本） 符号 9 4〜： L 0 4
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲内の製造条件で製造 したレーノレ。
• 比較熱処理レール （ 8本） 符号 1 0 5〜 1 1 2
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲外の製造条件で製造 したレール。
なお、 表 9、 表 1 0 の鋼はいずれも、 仕上げ熱延最終パスの減面 率は 6 %の条件で製造した。
各種試験条件は下記のとおり。 落錘重さ 9 0 7 k g 支点間距離 0. 9 1 4 m
落錘高さ 1 0. 6 m
試験温度 常温 （ 2 0 °C)
H T レール頭部が引張応力
B T レール足部が引張応力
頭部引張試験
試験機 万能小型引張試験機
試験片形状 J I S 4号相似
平行部長さ ： 2 5 mm、 平行部直径 ： 6 mm、 伸び測定評点間距離 ： 2 1 mm
試験片採取位置 レール頭部幅中央部表面下 5 mm
引張速度 1 O mm/ m i n
試験温度 常温 （ 2 0 °C)
表 9、 表 1 0に示すよ うに、 表 9に示した高炭素含有のレール鋼 において、 レール頭部、 柱部、 足部に、 熱間圧延終了後、 ある一定 時間内で、 加速冷却を行う本発明製造方法で製造したレールは、 比 較製造方法で製造したレールと比べて、 初析セメンタイ ト組織の生 成を抑制し、 疲労強度ゃ靭性の低下が防止できた。
さ らに、 表 9、 表 1 0に示すように、 レール頭部の加速冷却速度 の制御、 圧延長さの適正化、 最終圧延温度の制御を行う ことによ り 、 レール頭部の耐摩耗性、 レール長手方向の材質の均一性、 レール 頭部の延性を確保するこ とができた。
上記のように、 高炭素含有のレール鋼において、 レール頭部、 柱 部、 さらには、 足部の初祈セメンタイ ト組織の生成を抑制するため 、 熱間圧延終了後、 ある一定時間内で、 レール頭部、 柱部、 足部に 加速冷却を行う ことによ り、 疲労き裂や脆性き裂の発生に有害な初 析セメ ンタイ ト組織の生成が抑制可能となり、 さらに、 頭部の加速 冷却速度、 圧延時のレール長さ、 最終圧延温度の選択の適正化を図 ることにより、 レール頭部の耐摩耗性、 レール長手方向の材質の均 一性、 レール頭部の延性を確保できた。
Figure imgf000073_0001
表 9
速冷却条件 ~15 μιη
頭部最終 圧延長さ 加
符 圧延終了後から *2 落重試験 *4 頭部硬さ 頭部引張 圧延温度 加速冷却開始 ハ°一ライ卜
鋼 ：クロ組織
*1 フ" π'クタ総数 *5 試験の全 までの経過時間 加速冷却 加速冷却
号 *3 HT：ヘッドテンション
(個ノ 0.2 伸び値 *6 (。C) (m) (sec) 終了温度 BT：へ *-ステンション (Hv) (%)
―、 C/seo (。C) 測定位置
頭部 200 1.0 640 パーライト 215 (頭表面下 2mm)
94 43 1000 200 柱部 200 1.5 645 > "ライ HT：未破断
330 14.0 BT：未破断
足部 200 1.2 642 パーライト
頭部 190 1.2 648 ライ 220 (頭表面下 2mm)_
95 44 980 200 HT：未破断
柱部 190 1.8 645 パーライト 320 13.0
BT：未破断
足部 190 1.8 632 パーライト
頭部 185 2.0 630 パーライト 235 (頭表面下 2mm)
96 45 960 150 HT：未破断
柱部 165 2.5 605 パーライト 365
BT：未破断 12.5 足部 165 2.5 600 パーライト
頭部 165 6.0 450 パーライト 255 (頭表面下 2
97 45 960 125 HT：未破断
柱部 165 3.0 570 パーライト 435
BT：未破断 13.4 本 足部 165 4.5 560 パーライト
頭部 145 8.0 450 パーライト 215 (頭表面下 2
98 46 950 150 HT：未破断
柱部 145 3.0 560 パーライ ト― 405
BT：未破断 10.2
148 4.5 530 一ライト
明 足部
頭部— 150 7.5 465 パ—ライト 226 (頭表面下 2mm)
99 47 950 150 150 3.5 HT：未破断
柱部 540 パーライト BT：未破断 440 10.5 足部 150 5.0 530 パーライト
頭部— 150 7.5 445 パーライト 350 (頭表面下 2
100 47 920
方 115 HT：未破断
柱部— 150 3.5 540 パーライ ト BT：未破断 445 11.8 足部 150 ' 5.0 530 パーライト
法 頭部 125 3.0 530 パーライト 230 (頭表面下 2
101 48 900 150 125 HT：未破断
柱部 3.5 520 —ライ BT：未破断 395 10.8 足部 125 4.0 520 パーライト
頭部 75 8.0 425 パーライト 380 (頭表面下 2
102 49 880 100 HT：未破断
柱部 70 4.5 510 パーライト 401
BT：未破断 10.4 足部 60 4.5 510 パーライト
頭部 35 13.0 415 パーライト 400 (頭表面下 2皿）
103 50 870 110 HT：未破断
柱部 35 8.0 505 パーライト 485 10.3
BT：未破断
足部 35 9.5 500 パーライト
頭部 10 23.0 452 パーライト 362 (頭表面下 2
104 51 900 105 HT：未破断
柱部 10 8.0 515 パーライ ト 465 10.0
BT：未破断
足部— 10 9.5 520 パーライト
*1：頭部最終圧延温度は圧延直後の表面温度である。 *2：頭部、 柱部、 足部の冷却速度は明細書記載の位置の深さ 0 3匪の範囲の平均冷却速度である。 *3 :頭部、 柱部、 足部のミクロ組織観察位置は冷却速度と同一位置の深さ 2匪の位置である *4：落重試験は明細書記載の方法
*5：頭部硬度測定位置はミク口組織観察位置と同一位置である。 *6：引張試験は明細書記載の方法
表 10
Figure imgf000075_0001
*3：頭部、 柱部、 足部のミクロ組織観察位置は冷却速度と同一位置の深さ 2匪の位置である。 *4：落重試験は明細書記載の方法 *5：頭部硬度測定位置はミク口組織観察位置と同一位置である。 *6：引張試験は明細書記載の方法
(実施例 6 )
表 1 1 に供試レール鋼の化学成分を示す。 なお残部は F eおよび 不可避的不純物である。
表 1 2は、 表 1 1に示す供試レール鋼を用いて、 本発明の製造方 法でレールを製造する際の鋼片の再加熱条件 （C T値、 CM値、 鋼 片の最高加熱温度 ： T m a x、 1 1 0 0 °C以上に加熱される保持時 間 ： Mm a x ) 、 レール熱間圧延および圧延後の諸特性 （熱間圧延 時および圧延後の表面性状、 頭表面の組織、 頭表面の硬さ） を示す 。 さ らに、 本発明の製造方法で製造したレールの摩耗試験結果を示 す。
表 1 3は、 表 1 1に示す供試レール鋼を用いて、 比較製造方法で レールを製造する際の鋼片の再加熱条件 （C T値、 CM値、 鋼片の 最高加熱温度 ： T m a X、 1 1 0 0 °C以上に加熱される保持時間 ： Mm a x ) 、 レール熱間圧延および圧延後の諸特性 （熱間圧延時お よび圧延後の表面性状、 頭表面の組織、 頭表面の硬さ） を示す。 さ らに、 比較製造方法で製造したレールの摩耗試験結果を示す。
なお、 表 1 2、 表 1 3の鋼はいずれも、 レール頭部における熱間 圧延〜熱処理の時間は 1 8 0秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の条件で製造した。
こ こで、 本明細書中の図について説明する。 図 9はレールと車輪 の転動摩耗試験機の概要を示したものである。
図 9において、 1 1 はレール移動用スライダーであり、 この上に レール 1 2が設置される。 1 5はモーター 1 4で回転する車輪 1 3 の左右の動きおよび荷重を制御する荷重負荷装置である。 試験は左 右に移動するレール 1 2上を車輪 1 3が転動する。
レールの構成は以下のとおりである。
'本発明熱処理レール （ 1 1本） 符号 1 1 3〜 1 2 3 上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲内の製造方法で製造 した鋼片およびレール。
• 比較熱処理レール （ 8本） 符号 1 2 4〜 1 3 1
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲外の製造方法で製造 した鋼片およびレール。
試験条件は下記のとおり。
- 転動疲労試験
試験機 ： 転動疲労試験機 （図 1参照）
試験片形状
レーノレ ： 1 3 6ポン ドレーノレ X 2 m
車 輪 ： AARタイプ （直径 9 2 0 mm)
荷重条件 （重荷重鉄道再現）
ラジアル荷重 ： 1 4 7 0 0 0 N ( 1 5 ト ン）
スラス ト荷重 ： 9 8 0 0 N ( 1 ト ン）
繰返し回数 ： 1 0 0 0 0回
潤滑条件 ： ドライ （乾燥状態）
表 1 2、 表 1 3に示すよ うに、 表 1 1 に示した高炭素含有のレー ル圧延用鋼片を用いて熱間圧延を行う再加熱工程において、 鋼片の 最大加熱温度やある一定温度以上に加熱される時間の適正化を図る ことによ り、 上記限定範囲内の再加熱条件で製造したレールは、 比 較再加熱条件で製造したレールと比べて、 圧延時の鋼片の割れや破 断を防止し、 さらに、 レール外表面部の脱炭を抑制し、 初析フェラ ィ ト組織の生成を防止することによ り、 耐摩耗性の低下を抑制し、 高効率に高品質なレールを製造するこ とができた。 表 11
Figure imgf000078_0001
表 12
Figure imgf000079_0001
*1 CT値 =1500-140( [mass%C] )-80( [mass%C] )2
*2 CM値 =600_120( [mass%C] )- 60( [mass%C] )2
*3 頭表面の組織観察位置： レール幅中心、 頭頂面から深さ 2腿位置。
*4 頭表面の硬さ測定位置： レール幅中心、 頭頂面から深さ 2 mm位置。
*5 摩耗試験方法：図 1および明細書参照。 摩耗量：試験後のレール幅中心位置のレール高さ方向の減面深さ c
表 13
Figure imgf000080_0001
*1 CT値 =1500- 140( [mass%C] )- 80( [mass%C] )2
*2 CM値 =600- 120( [mass%C] )- 60( [mass%C] )2
*3 頭表面の組織観察位置：頭頂面から深さ 1腿位置。
*4 頭表面の硬さ測定位置：頭頂面から深さ 1 mm位置。
*5 摩耗試験方法：図 1および明細書参照。 摩耗量：試験後のレール幅中心位置のレール高さ方向の減面深さ。
(実施例 7 )
表 1 4に供試レール鋼の化学成分を示す。 なお残部は F eおよび 不可避的不純物である。
表 1 5は、 表 1 4に示す供試レール鋼を用いて、 本発明の熱処理 方法で製造したレールの、 圧延長さ、 足先部圧延終了後から熱処理 開始までの経過時間、 レール頭部、 柱部、 足部の加速冷却条件、 ミ クロ組織、 さ らに落重試験結果、 頭部硬さの値を示す。
表 1 6は、 表 1 4に示す供試レール鋼を用いて、 比較熱処理方法 で製造したレールの、 圧延長さ、 足先部圧延終了後から熱処理開始 までの経過時間、 レール頭部、 柱部、 足部の加速冷却条件、 ミク ロ 組織、 さ らに落重試験結果、 頭部硬さの値を示す。
なお、 レールの構成は以下のとおりである。
•本発明熱処理レール （ 1 1本） 符号 1 3 2〜 1 4 2
上記成分範囲内のレール鋼を上記限定範囲内の熱処理条件で製造 したレール。
• 比較熱処理レール （ 9本） 符号 1 4 3〜 1 5 1
上記成分範囲内のレール鋼を上記限定範囲外の熱処理条件で製造 したレール。
なお、 表 1 5、 表 1 6の鋼はいずれも、 レール頭部における熱間 圧延〜熱処理の時間は 1 8 0秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の条件で製造した。
また、 頭頂部直下 5 mmにおける粒径 1〜 1 5 it mのパーライ ト ブロ ックはいずれも被検面積 0. 2 mm2あたり 2 0 0〜 5 0 0個 の範囲内であった。
各種試験条件は下記のとおり。
• 落重試験
落錘重さ ： 9 0 7 k g 支点間距離 ： 0. 9 1 4 m
落錘高さ ： 1 0. 6 m
試験温度 ： 常温 （ 2 0 °C)
試験姿勢 HT ： レール頭部が引張応力
B T ： レール足部が引張応力
表 1 5， 表 1 6に示すよ うに、 表 1 4に示した高炭素含有のレー ル鋼において、 レール足先部に、 熱間圧延終了後、 ある一定時間内 で事前の熱処理を行い、 その後、 レール頭部、 柱部、 足部に加速冷 却を行う本発明熱処理方法で製造したレール） は、 比較製造方法で 製造したレールと比べて、 初析セメ ンタイ ト組織の生成を抑制し、 疲労強度ゃ靭性の低下が防止できた。
さ らに、 表 1 5、 表 1 6に示すよ うに、 レール頭部の加速冷却速 度の制御を行う ことにより、 レール頭部の耐摩耗性を確保すること ができた。
上記のよ うに、 高炭素含有のレール鋼において、 熱間圧延終了後 、 ある一定時間内で、 レール足先部に加速冷却または昇温を行い、 次にレール頭部、 柱部、 足部に加速冷却を行う ことにより、 疲労き 裂や脆性き裂の発生に有害な初析セメンタイ ト組織の生成が抑制可 能となり、 さらに頭部の加速冷却速度の適正化を図ることによ り、 レール頭部の耐摩耗性を確保できた。
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08 '0 ： UM 98 ·0 19 09 ·0 ： TS
D
6MS80/C0 OAV 表 15
Figure imgf000084_0001
*1：足先部の冷却速度は明細書記載の位置の深さ 0〜 3匪の範囲の平均冷却速度である。
*2：頭部、 柱部、 足部の冷却速度は明細書記載の位置の深さ 0〜 3 mmの範囲の平均冷却速度である。 *3：足先部、 頭部、 柱部、 足部のミク口組織観察位置は冷却速度と同一位置の深さ 2 mmの位置である c *4：落重試験は明細書記載の方法。 *5：頭部硬度測定位置はミク口組織観察位置と同一位置である c
表 16
Figure imgf000085_0001
*1：足先部の冷却速度は明細書記載の位置の深さ 0〜 3匪の範囲の平均冷却速度である。
*2：頭部、 柱部、 足部の冷却速度は明細書記載の位置の深さ 0〜 3腿の範囲の平均冷却速度である。 *3：足先部、 頭部、 柱部、 足部の ク口組織観察位置は冷却速度と同一位置の深さ 2 mmの位置である c *4：落重試験は明細書記載の方法, *5：頭部硬度測定位置はミク口組織観察位置と同一位置である
(実施例 8 )
表 1 7に供試レール鋼の化学成分を示す。 なお残部は F eおよび 不可避的不純物である。 表 1 8は、 表 1 7に示す供試レール鋼を用 いて、 本発明の熱処理方法で製造したレールにおける、 圧延長さ、 圧延終了後から柱部熱処理開始までの時間、 レール柱部の熱処理条 件とミクロ組織、 レール頭部、 足部の加速冷却条件よミクロ組織、 さ らに柱部初析セメンタイ ト組織の交線数 （N) と頭部硬さの値を 示す。
表 1 9は、 表 1 7に示す供試レール鋼を用いて、 比較熱処理方法 で製造したレールにおける、 圧延長さ、 圧延終了後から柱部熱処理 開始までの時間、 レール柱部の熱処理条件と ミクロ組織、 レール頭 部、 足部の加速冷却条件よミクロ組織、 さらに柱部初析セメ ンタイ ト耝織の交線数 （N) と頭部硬さの値を示す。
なお、 レールの構成は以下のとおりである。
• 本発明熱処理レール （ 1 1本） 符号 1 5 2〜 1 6 2
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲内の熱処理条件で製 造したレーノレ。
' 比較熱処理レール （ 1 1本） 符号 1 6 3〜 1 7 3
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲外の熱処理条件で製 造したレーノレ。
なお、 表 1 8、 表 1 9の鋼はいずれも、 レール頭部における熱間 圧延〜熱処理の時間は 1 8 0秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の条件で製造した。
また、 頭頂部直下 5 m mにおける粒径 1〜 1 5 μ πιのパーライ ト ブロ ックはいずれも被検面積 0. 2 mm2あたり 2 0 0〜 5 0 0個 の範囲内であった。
こ こで、 実施例に示す初析セメ ンタイ ト交線数 （N) や測定する 際の初析セメ ンタイ ト組織の現出方法について説明する。
まず、 初析セメ ンタイ ト耝織の現出方法について説明する。 まず レール頭部の横断面をダイヤ研摩する。 続いて被研面をピク リ ン酸 カセィ ソーダ液で浸漬し、 初析セメ ンタイ ト組織を現出する。 現出 条件は、 研摩面の状態によ り若干調整が必要であるが、 基本的には 液温 8 0 °C、 約 1 2 0分の浸漬が望ましい。
次に、 初析セメ ンタイ ト交線数 （N ) の測定方法について説明す る。
初析セメ ンタイ ト組織を現出したレール頭部の任意の点を、 光学 顕微鏡によ り観察する。 視野倍率 2 0 0倍で直交する 3 0 0 μ πιの 線分と交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数を力ゥントする。 図 2 に測定方法の模式図を示す。
交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数は、 直交する 3 0 0 / mの 各線分と交差した本数の合計とした。 なお観察視野と しては、 初析 セメ ンタイ ト組織のばらつきを考慮すると、 最低でも 5視野以上の 観察を行い、 その平均値を代表値とすることが望ましい。
以上の結果を表 1 8， 表 1 9に示す。 表 1 7に示した成分を含有 する高炭素含有のレール鋼において、 レール柱部に、 熱間圧延終了 後、 ある一定時間内で、 上記限定範囲内の熱処理を行い、 さ らにレ ール頭部、 足部についても、 上記限定範囲内の加速冷却を行う本発 明熱処理方法で製造したレールは、 比較熱処理方法で製造したレー ルと比べて、 初析セメンタイ ト組織の交線数 （N ) が大幅に低減し た。
また、 上記限定範囲内の加速冷却を行う本発明熱処理方法で製造 したレールは、 比較熱処理方法で製造したレールと比べて、 熱処理 時の冷却速度の制御を適切に行う ことによ り、 レール柱部の靭性ゃ 疲労強度の低下を引き起こすマルテンサイ ト組織や粗大パーライ ト 組織の生成を防止することができる。
さ らに、 表 1 8， 表 1 9に示すように、 レール頭部の加速冷却速 度の制御を行う ことによ り、 本熱処理方法で製造したレール （符号 : 1 5 5、 1 5 8〜 1 6 2 ) に見られるように、 レール頭部の耐摩 耗性を確保することができた。
上記のように、 高炭素含有のレール鋼において、 熱間圧延終了後 、 ある一定時間内でレール柱部に加速冷却または昇温を行い、 かつ レール頭部や足部、 昇温時には柱部にも加速冷却を行う ことによ り 、 脆性破壊の発生起点となり、 疲労強度ゃ靭性の低下をもたらす初 析セメ ンタイ ト組織の生成が抑制可能となり、 さらに頭部の加速冷 却速度の適正化を図ることによ り、 レール頭部の耐摩耗性を確保で きた。
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/°3/ 9 qN A/oW JQ uW S
(%ssera)
6MS80/C0 OAV 表 18
Figure imgf000090_0001
*2 頭部、 足部の加速冷却速度は明細書記載の深さ 0 ~ 3 の範囲の平均冷却速度である。
*3 頭部、 柱部、 足部のミクロ組織観察位置は冷却速度測定位置と同一の深さ 2 mmの位置である。
*4 初析セメンタイト組織の現出方法、 初析セメンタイト交線数 ( N)の測定方法については明細書および図 2参照。
柱偏析部の測定位置はレール柱部の横断面中立軸位置の幅中央部である。 柱表層部の測定位置はミク口組織と同- -位置の深さ 2 mmの位置で ある。
*5 頭部硬度測定位置はミクロ組織観察位置と同一位置である。
表 19
比
較
熱
処 方
法
Figure imgf000091_0001
*1 柱部の昇温温度、 急速冷却時の冷却速度、 冷却終了温度は明細書記載の位置の深さ 0〜3腿の範囲の平均値である。
頭部、 足部の加速冷却速度は明細書記載の深さ 0〜 3腿の範囲の平均冷却速度である。
*3 頭部、 柱部、 足部のミクロ組織観察位置は冷却速度測定位置と同一の深さ 2匪の位置である。
氺 4 初祈セメンタイト組織の現出方法、 初析セメンタイト交線数 (N)の測定方法については明細書および図 2参照。
柱偏析部の測定位置はレール柱部の横断面中立軸位置の幅中央部である。 柱表層部の測定位置はミクロ組織と同一位置の深さ 2 mmの位置で ある。
*5 頭部硬度測定位置はミク口組織観察位置と同一位置である。
(実施例 9 )
表 2 0に供試レール鋼の化学成分を示す。 なお残部は F eおよび 不可避的不純物である。
表 2 1 は、 表 2 0に示す供試レール鋼の C C R値、 表 2 0に示す 供試レール鋼を用いて、 本発明法の熱処理を行った際の、 レール圧 延長さ、 熱処理開始までの経過時間、 レール頭部内部、 頭表部の熱 処理条件 （冷却速度、 T C R値） 、 さらに、 レール頭部のミクロ組 織を示す。
表 2 2は、 表 2 0に示す供試レール鋼の C C R値、 表 2 0に示す 供試レール鋼を用いて、 比較法の熱処理を行った際の、 レール圧延 長さ、 熱処理開始までの経過時間、 レール頭部内部、 頭表部の熱処 理条件 （冷却速度、 T C R値） 、 さ らに、 レール頭部のミクロ組織 を示す。
ここで、 本明細書中の図について説明する。 図 1 はレール各部位 の呼称を示したものである。
なお、 図 1 において、 1 は頭頂部、 2はレール左右の頭側部、 3 はレール左右のあご下部である。 また、 4は頭部内部であり、 頭頂 部のレール幅中央部から深さ 3 0 mmの位置近傍である。
なお、 レールの構成は以下のとおりである。
• 本発明熱処理レール （ 1 1本） 符号 1 7 4〜 1 8 4
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲内の条件でレール頭 部を熱処理したレール。
• 比較熱処理レール （ 1 0本） 符号 1 8 5〜 1 9 4
上記成分範囲内のレール鋼を、 上記限定範囲外の条件でレール頭 部を熱処理したレール。
なお、 表 2 1、 表 2 2の鋼はいずれも、 レール頭部における熱間 圧延〜熱処理の時間は 1 8 0秒、 仕上げ熱延最終パスの減面率は 6 %の条件で製造した。
また、 頭頂部直下 5 mmにおける粒径 1〜 1 5 μ mのパーライ ト ブロックはいずれも被検面積 0. 2 mm2あたり 2 0 0〜 5 0 0個 の範囲内であった。
表 2 1、 表 2 2に示すように、 表 2 0に示した高炭素含有のレー ル鋼において、 レール頭部内部の冷却速度 （ I C R) を、 レール鋼 の化学成分から求められる C C R値以上に制御した本発明熱処理方 法で製造したレールは、 比較熱処理方法で製造したレールと比べて 、 頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成が防止でき、 耐内部疲労 損傷性が向上した。
また、 表 2 1、 表 2 2に示すよ うに、 レール頭部内部の初析セメ ンタイ ト組織の生成防止、 すなわち、 頭部内部の冷却速度 （ I C R ) の確保、 さ らには、 頭表部のパーライ ト組織の安定化を図るため 、 レール頭表部の各部位の冷却速度から求められる T C R値を、 C C R値から求められる範囲内に制御することによ り、 頭部内部に疲 労損傷の発生に有害な初析セメンタイ ト組織の生成防止を防止し、 同時に、 レール頭表部に耐摩耗性に有害なべィナイ トゃマルテンサ ィ ト組織の生成も防止できた。
上記のように、 高炭素含有のレール鋼において、 レール頭部内部 の冷却速度 （ I C R) をある一定範囲内に納め、 さらに、 レール頭 表部の各部位の冷却速度をある一定範囲内に納めることによ り、 頭 部内部に疲労損傷の発生に有害な初析セメ ンタイ ト組織の生成防止 を防止し、 同時に、 レール頭表部に耐摩耗性の高いパーライ ト組織 を得ることができた。
Figure imgf000094_0001
OS峯9£ 0/£0dT/lDd 6 S請 0 OAV 表 21
Figure imgf000095_0001
*2 頭部内部の冷却速度 (°C/sec) ：頭頂面から深さ 30mm位置の温度範囲 750 650°Cでの冷却速度
*3 レール頭表部 (頭頂部、 頭側部、 あご下部）の冷却速度：表面〜 5 位置の温度範囲 750 500°Cの冷却速度
なお、 頭側部、 あご下部の冷却速度はレール左右の部位の平均値である。
*4 TCR値 =0. 05T (頭頂部の冷却速度、 °C/sec)+0. 10S (頭側部の冷却速度、 °C/sec)+0. 50J (あご下部の冷却速度、 °C/sec) *5 ミクロ組織観察位置 頭頂部：頭頂面から深さ 2 mm位置、 頭部内部：頭頂面から深さ 30mm位置
頭部内部の
頭表部の熱処理条件
符 圧延長さ 頭部熱処理 熱処理条件
CCR値 2CCR 4CCR 開始までの 頭頂部の 頭側部の あご下部の
鋼 冷却速度 *2 ミクロ組 5
*1 経過時間 冷却速度 *3冷却速度 *3冷却速度 *3
(ICR値）
Γし/ sec TCR値 *4
号 (m) (sec) T S A
(。し/ sec)
(。し/ sec) / sec) (。C/sec)
185 0.30 0.70
80 0.39 0.78 1.56 198 198 パーライト
2.0 1.0 頭頂部
1.0
(冷却不足） (冷却不足） 頭部内部 /、'-ライト +初析セメンタイト
2.80
186 80 0.39 0.78 1.56 185 178 1.25 6.0 頭頂部 ハ '-ライト + イナイト +マ) サイト
5.0 4.0
(過冷却） 頭部内部 ライト
0.55 1.30
187 頭頂部 パーライト
81 0.81 1.62 3.24 185 165 n , u
(冷却不足） (冷却不足） 頭部内部 ハ '-ライト +初析セメンタイト 比 3.75 頭頂部 ライト
188 81 0.81 1.62 3.24 175 150 1.75 5.0 5.0 fi 0
(過冷却） 頭部内部 ハ'-ライト +へ'イナ +マ ン ト 較
1.05 2.10 頭頂部 ライト
189 82 1.24 2.48 4.96 160 135 0 u
熱 (冷却不足） (冷却不足） 頭部内部 -ライト +初析 Wンタイト
5.00
処 190 頭頂部 ライト
82 1.24 2. 8 4.96 160 120 2.35 10.0 10.0 7.0
(過冷却） 頭部内部 -ライト +へ 'ィナィト+マ; ンサイト 理 250 頭頂部 パーライト
191 82 1.24 2.48 4.96 160
方 (時間長 2.20 4.0 5.0 6.0 3.70
頭部内部 ハ' -ライト +微量初 WWンタイト セメンタイト生成）
法 0.95 2.00 頭頂部 ライト
192 83 1.13 2.26 4.52 145 80 6.0 2.0 3.0
(冷却不足） (冷却不足） 頭部内部 ハ' -ライト +初析«ンタイト
1.00 2.10
193 84 頭頂部 ライ
2.49 4.98 9.97 130 65 4.0 4.0 3.0
(冷却不足） (冷却不足） 頭部内部 ハ '-ライト +初析セ タイト
245 頭頂部 ライト
194 86 2.66 5.32 10.64 (レ-ル長さ大 15 2.25 12.0 8.0 14.0 8.40
頭部内部 '、'-ライト +微量初析セ;ンタイト 端部過冷）
*1 CCR値（°C/sec)=0.6+10 X ( [%C]-0.9)- 5X ( [%C] - 0· 9) X [%Si]-0.17[%Μη] - 0.13[%Cr]
*2 頭部内部の冷却速度 (°C/sec)：頭頂面から深さ 30醒位置の温度範囲 750 650°Cでの冷却速度
*3 レール頭表部 (頭頂部、 頭側部、 あご下部）の冷却速度：表面〜 5 位置の温度範囲 750 500°Cの冷却速度
なお、 頭側部、 あご下部の冷却速度はレール左右の部位の平均値である。
*4 TCR値 =0.05T (頭頂部の冷却速度、 °C/sec)+0.10S (頭側部の冷却速度、 °C/sec)+0.50J (あご下部の冷却速度、 °C/sec〕
*5 ミクロ組織観察位置 頭頂部：頭頂面から深さ 2醒位置、 頭部内部：頭頂面から深さ 30腿位置
産業上の利用可能性
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、 レール折損の発生を抑制する と共に、 レール柱部や足部の初析セメ ンタイ ト組織の生成量を低減 し、 レール柱部や足部の靱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、 および上記レール用鋼片 （スラブ） の加熱条件の 適正化を図り、 熱間圧延時の割れ、 破断を防止し、 鋼片 （スラブ） 外表面部の脱炭を抑制して高効率かつ高品質のパーライ ト系レール の製造方法を提供することが可能となる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 質量％で、 C ： 0.65〜： 1.40%を含有するパーライ ト組織を有 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 10 までの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1〜15// mのパーラ ィ トブロ ックが被検面積 0.2mm2当たり 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。
2. 質量0 /0で、 C ： 0.65~1.40%, Si ： 0.05〜2.00%、 Mn： 0.05 〜2.00%を含有するパーライ ト組織を有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までの範囲を少な く とも一部に、 粒径 1〜15μ mのパーライ トブロ ックが被検面積 0· 2mm2当たり 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。
3. 質量0 /oで、 C ： 0.65〜： L.40%、 Si ： 0.05〜2.00%、 Mn： 0.05 〜2.00%、 Cr ： 0.05〜 2.00%を含有するパーライ ト組織を有する鋼 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 10 mmまでの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1 〜 15 μ mのパーライ トブ ロ ックが被検面積 0.2mm2当たり 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。
4. 請求項 1 〜 3の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 C含有量が 0.85%超〜 1.40%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。
5. 請求項 1 〜 4の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 熱間圧延後のレ一ル長さが 100〜200 m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。
6. 請求項 1 〜 5の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 頭部コーナー部、 頭頂部表面を起点と して、 少なく とも深さ 20mmの範囲の硬さが Hv： 300〜500 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。
7. 請求項 1〜 6の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 更に、 質量％で、 Mo ： 0.01〜0.50%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。
8. 請求項 1〜 7の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 更に、 質量％で、 V ： 0.005〜0.50%、 Nb ： 0.002〜0.050 %、 B ： 0.0001〜 0050%、 Co ： 0.10-2.00%, Cu： 0.05-1.00% 、 Ni ： 0.05〜： L 00%、 N ： 0.0040〜0· 0200%の 1種または 2種以上 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。
9. 請求項 1〜 8の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 更に、 質量0 /0で、 Ti ： 0.0050〜0.0500%、 Mg： 0.0005~0.02 00%、 Ca： 0.0005〜0.0150%、 A1 ： 0.0080〜： L 00%、 Zr ： 0.0001〜 0.2000%の 1種または 2種以上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。
10. 請求項 4〜 9の何れかの項に記載のパーライ ト系レールにお いて、 レール柱部の中立軸中央部で直行する長さ 300 μ πιの線分と 交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数 (NC： 初析セメ ンタイ ト交線 数） が下記 （ 1 ) 式で示される値 （CE) に対して、 NS≤CEと してレ ール柱部の初析セメンタイ ト耝織の生成量を低減したことを特徴と する耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レール。
CE=60( [mass%C] )+10( [mass%Si] )+10( [mass%Mn] )+500( [mass%P] ) +50( [mass%S] )+30( [mass%Cr] )+50··· ( 1 ) 式
11. C ： 0.65〜： 1.40質量％を含有する鋼レールの熱間圧延におい て、 仕上げ圧延を当該レールの表面温度が 850〜1000°Cの範囲で、 かつ最終パスの断面減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次 いで当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜30 °C/sec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コー ナ一部、 頭頂部表面を起点と して深さ 10mmまでの範囲を少なく とも 一部に、 粒径 1 〜15/ mのパーライ トブロ ックが被検面積 0.2mm2当 たり 200個以上存在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 ト系レールの製造方法。
12. 質量0 /0で、 C : 0.65〜： .40%、 Si ： 0.05-2.00%, Mn： 0.05
〜2.00%を含有する鋼レールの熱間圧延において、 仕上げ圧延を当 該レールの表面温度が 850〜1000°Cの範囲で、 かつ最終パスの断面 減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次いで当該レールの頭 部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1 〜 30°C /sec の範囲で少 なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コーナー部、 頭頂部表面 を起点として深さ 10mmまでの範囲を少なく とも一部に、 粒径 1〜 15
/z mのパーライ トブロックが被検面積 0.2mm2当たり 200個以上存在 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 レールの製造方法。
13. 質量0 /0で、 C ： 0.65〜： L 40%、 Si ： 0.05〜2.00%、 Mn： 0.05 〜2.00%、 Cr ： 0.05〜2.00%を含有する鋼レールの熱間圧延におい て、 仕上げ圧延を当該レールの表面温度が 850〜1000°Cの範囲で、 かつ最終パスの断面減少率が 6 %以上とする仕上げ圧延を施し、 次 いで当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜30 °C/sec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却し、 かつ頭部コー ナ一部、 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 1〜15μ mのパーライ トブロ ックが被検面積 0.2mm2当 たり 200個以上存在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 ト系レールの製造方法。
14. 請求項 11〜13の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延が、
1 パス当たりの断面減少率が 1〜30%の圧延を 2パス以上で、 かつ 圧延パス間を 10秒以下とする連続仕上げ圧延を施すことを特徴とす る耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方法。
15. 請求項 11〜13の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延終了 後、 200秒以内に当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷 却速度 1〜30°C / s ec の範囲で少なく とも 550°Cまで加速冷却する 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 の製造方法。
16. 請求項 11〜13の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 当該鋼レールの熱間圧延における仕上げ圧延終了 後、 200秒以内に当該レールの頭部をオーステナイ ト域温度から冷 却速度 1〜30°C / s ec の範囲で少なく とも 550°Cまで、 かつ 200秒 以内に当該レールの柱部および足部をオーステナイ ト域温度から冷 却速度 1〜10°C / sec の範囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却する 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 の製造方法。
17. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブの再加熱ェ 程で、 鋼片またはスラブの最大加熱温度 （T inax ： °C ) 力 S、 前記鋼 片またはスラブの炭素含有量からなる下記 （ 2 ) 式で示される値 （ CT) に対して、 T max ≤CTを満足し、 かつ前記鋼片またはスラブが 1100°C以上の温度に加熱後の保持時間 （Mmax ： 分） が前記鋼片ま たはスラブの炭素含有量からなる下記 （ 3 ) 式で示される値 （CM) に対して、 T max ≤CMを満足するよ うに前記鋼片またはスラブを再 加熱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 系レールの製造方法。
CT= 1500-140( [mass%C] )-80( [mass%C] )2 "- ( 2 ) 式
CM= 600-120( [mass%C] )-60( [mass%C] )2 … （ 3 ) 式
18. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜： 10°C/sec の範囲で少なく とも 650°Cま で加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部および足部をオース テナイ ト域温度から冷却速度 5〜20°CZsec の範囲で少なく とも 6 50°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
19. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの柱部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 2〜20°CZsec の範囲で少なく とも 650°Cま で加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部および足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜： LtTCZsec の範囲で少なく とも 650°Cま で加速冷却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 ト系レールの製造方法。
20. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 5〜20°C/sec の範囲で少なく とも 650°Cま で加速冷却し、 かつ熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの柱部 をオーステナイ ト域温度から冷却速度 2〜20°CZsec の範囲で少な く とも 650°Cまで加速冷却し、 かつ前記鋼レールの頭部および足部 をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1〜： L0°CZsec の範囲で少な く とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
21. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部の温度を昇温前 より も 50〜： 100 °C上昇させ、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部および 足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1 〜10°C / s ec の範囲で 少なく とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
22. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼レールの柱部の温度を昇温前 より も 20〜： 00 °C上昇させ、 かつ前記鋼レールの頭部、 柱部および 足部をオーステナイ ト域温度から冷却速度 1 〜10°C Z s ec の範囲で 少なく とも 650°Cまで加速冷却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 ト系レールの製造方法。
23. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼成分を有する鋼片またはスラブをレール形 状に熱間圧延後、 60秒以内に前記鋼レールの足先部の温度を昇温前 より も 20〜100 °C上昇させ、 かつ熱間圧延後、 100秒以内に前記鋼 レールの柱部の温度を昇温前よ り も 20〜： LOO °C上昇させ、 かつ前記 鋼レールの頭部、 柱部および足部をオーステナイ ト域温度から冷却 速度 l 〜10°C Z s ec の範囲で少なく とも 650°Cまで加速冷却するこ とを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの 製造方法。
24. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼レール頭部をオーステナイ ト域温度から加 速冷却するに際し、 前記鋼レールの頭頂面から深さ 30mmの頭部内部 における温度範囲 750〜650 °Cでの冷却速度 （ ICR： °C//sec)が、 前記鋼レールの化学成分からなる下記 （ 4 ) 式で示される値 （CCR) に対して、 ICR≥CCR を満足するように加速冷却することを特徴と する耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方法。
CCR =0.6+10 X ( [%C]-0.9) - 5X ( [%C]-0.9) X [%Si]-0.17[%Mn] - 0.
13[%Cr]… （ 4 ) 式
25. 請求項 11〜16の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 前記鋼レール頭部をオーステナイ ト域温度から加 速冷却するに際し、 前記加速冷却が、 温度範囲 750〜500 °Cでの前 記鋼レールの頭頂部表面の冷却速度 (TH： °C/sec), 頭側部表面の 冷却速度 (TS： °C/sec)、 顎下部表面の冷却速度 （TJ : °CZsec)か らなる下記 （ 5 ) 式で示される値 （TCR)が、 前記鋼レールの化学成 分からなる下記 （ 4 ) 式で示される値 （CCR)に対して、 4 CCR ≥TC R ≥ 2 CCR を満足するように加速冷却するこ とを特徴とする耐摩耗 性および延性に優れたパーライ ト系レールの製造方法。
CCR =0.6+10 X ( [%C] - 0.9)-5X ( [%C] - 0.9) X [%Si]-0.17[%Mn]-0.
13[%Cr]… （ 4 ) 式
TCR =0.05 TH(°C/sec)+0.10 TS(°C/sec)+0.50 TJ( °C /sec )■·■
( 5 ) 式
26. 請求項 11〜25の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 C含有量が 0.85〜： L 40%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 ト系レールの製造方法。
27. 請求項 11〜26の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 熱間圧延後のレール長さが 100〜200m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 ト系レールの 製造方法。
28. 請求項 11〜27の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 請求項 , 1 〜10の何れかの項に記載のパーライ ト系 レールの頭部コーナー部、 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 Hv： 300〜500 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 ト系レールの製造方法。
29. 請求項 11〜28の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 更に、 質量％で、 Mo ： 0. 01〜0. 50%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 ト系レールの 製造方法。
30. 請求項 11〜29の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 更に、 質量％で、 V ： 0. 005〜0. 50 %、 Nb： 0. 0 02~ 0. 050 %、 B ： 0. 0001〜0. 0050%、 Co ： 0. 10- 2. 00% , Cu： 0. 05〜1. 00%、 Ni ： 0. 05~ 1. 00% , N ： 0. 0040〜 0. 0200 %の 1種また は 2種以上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 ト系レールの製造方法。
31. 請求項 11〜30の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 更に、 質量％で、 Ti ： 0. 0050〜0. 0500%、 Mg ： 0 . 005- 0. 0200% , Ca ： 0. 0005- 0. 0150 % , A1 ： 0. 0080- 1. 00% , Zr
： 0. 0001〜0. 2000%の 1種または 2種以上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 ト系レールの製造方法。 ·
32. 請求項 11〜31の何れかの項に記載のパーライ ト系レールの製 造方法において、 レール柱部の中立軸中央部で直行する長さ 300 μ mの線分と交差する初析セメ ンタイ ト組織の本数 （NC： 初析セメ ン タイ ト交線数） が下記 （ 1 ) 式で示される値 （CE) に対して、 NS≤ CEと してレール柱部の初析セメンタイ ト組織の生成量を低減したこ とを特徴とする耐摩耗性および延性に優れたパーライ ト系レールの 製造方法。 CE=60( [mass%C] )+10( [mass%Si] )+10( [mass%Mn] )+500( [mass%P] ) +50( [mass%S] )+30( [mass%Cr] )+50··· ( 1 ) 式
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