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WO2010050238A1 - 耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール - Google Patents

耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール Download PDF

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Publication number
WO2010050238A1
WO2010050238A1 PCT/JP2009/005800 JP2009005800W WO2010050238A1 WO 2010050238 A1 WO2010050238 A1 WO 2010050238A1 JP 2009005800 W JP2009005800 W JP 2009005800W WO 2010050238 A1 WO2010050238 A1 WO 2010050238A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rail
steel
pearlite
amount
sulfide
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/005800
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
上田正治
関和典
佐藤琢也
山本剛士
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
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Priority to JP2010535687A priority patent/JP4757957B2/ja
Priority to PL09823351T priority patent/PL2343390T3/pl
Priority to CA2734980A priority patent/CA2734980C/en
Priority to US13/061,001 priority patent/US20110155821A1/en
Priority to CN2009801337274A priority patent/CN102137947B/zh
Priority to EP09823351.3A priority patent/EP2343390B1/en
Priority to ES09823351.3T priority patent/ES2550793T3/es
Priority to BRPI0918859-2A priority patent/BRPI0918859B1/pt
Priority to AU2009308639A priority patent/AU2009308639B2/en
Publication of WO2010050238A1 publication Critical patent/WO2010050238A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0025—Adding carbon material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
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    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/064—Dephosphorising; Desulfurising
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a pearlite rail intended to simultaneously improve wear resistance and toughness of a head in a rail used in overseas freight railroads.
  • Patent Document 1 discloses that, in the finish rolling of a steel rail containing a high carbon content, a high ductility rail can be provided by rolling for three or more consecutive passes in a predetermined time between rolling passes. Further, in Patent Document 2, in finish rolling of a steel rail containing high carbon, by performing continuous rolling for two or more passes at a predetermined time between passes, and further performing accelerated cooling after rolling after performing continuous rolling. It discloses that a high wear resistance and high toughness rail can be provided. Furthermore, Patent Document 3 provides a high wear resistance and high toughness rail by performing accelerated rolling after rolling after cooling between passes in finish rolling of steel rails containing high carbon steel. We disclose what we can do.
  • Patent Documents 1 to 3 a certain level of austenite structure can be refined by combining the temperature during continuous hot rolling, the number of rolling passes and the time between passes, and a slight improvement in toughness is recognized.
  • the effect is not recognized for the fracture starting from the inclusions present in the steel, and the toughness is not drastically improved.
  • the grain growth of the austenite structure is fast in high carbon steel. For this reason, the austenite structure refined
  • Patent Document 4 a method for producing high-carbon silicon-killed high-clean molten steel in which MnS-based elongation inclusions are reduced by means of fixing the amount of Ca as appropriate and fixing S as CaS has been proposed.
  • segregated and concentrated S in the solidification process reacts with the segregated and concentrated Ca and calcium silicate generated in molten steel, and is sequentially fixed as CaS, thereby suppressing the formation of MnS elongation inclusions. It is to be done.
  • Patent Document 5 a method for producing a high-carbon high-clean molten steel that reduces MnO inclusions and reduces MnS elongation inclusions precipitated from MnO has been proposed.
  • this technique after melting in an air refining furnace, after steel is discharged in an undeoxidized or weakly deoxidized state, the dissolved oxygen is reduced to 30 ppm or less by vacuum treatment at a vacuum degree of 1 Torr or less. Next, Al and Si are added, and then Mn is added. As described above, the number of secondary deoxidation products serving as crystallization nuclei of MnS crystallized in the final solidified portion is decreased, and the MnO concentration in the oxide is decreased. Thereby, crystallization of MnS is suppressed.
  • Patent Document 6 a method for producing high-carbon high-clean molten steel in which the amount of oxygen and Al in steel is reduced is proposed.
  • This technique can produce a rail with excellent damage resistance by limiting the total oxygen amount based on the relationship between the total oxygen value of oxide inclusions and damage. Furthermore, the damage resistance of the rail is further improved by limiting the amount of solute Al or the composition of inclusions to a preferable range.
  • Patent Documents 4 to 6 control the form and amount of MnS and Al-based inclusions produced at the billet stage.
  • the form of inclusions changes during hot rolling.
  • Mn sulfide inclusions that have been stretched in the longitudinal direction by rolling serve as the failure start point of the rail, so that it is possible to stably improve the damage resistance and toughness of the rail only by controlling the inclusions at the steel slab stage. There is a problem that can not be.
  • Patent Document 7 suppresses grain growth by adding an alloy, precipitating carbonitride, and pinning an austenite structure.
  • the amount of alloy carbonitride produced varies greatly depending on the rolling temperature and the amount of reduction.
  • large variations occur in the suppression of grain growth, resulting in partial grain coarsening, and the alloy carbonitride alone cannot stably improve the damage resistance and toughness of the rail.
  • the disclosed technique of Patent Document 7 is only to achieve the miniaturization of the austenite structure. There is no effect on damage from Mn sulfide inclusions stretched in the longitudinal direction by rolling, and there is a problem that the damage resistance and toughness of the rail cannot be improved stably.
  • the present invention was created in view of the above-mentioned problems, and has an object to provide a pearlite rail that is improved in the wear resistance and toughness of the head at the same time, which is particularly required for rails of overseas freight railroads.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the pearlitic rail of the present invention is, in mass%, C: 0.65-1.20%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.05-2.00%, P ⁇ 0.0150 %, S ⁇ 0.0100%, Ca: 0.0005 to 0.0200%, and the balance is made of steel containing Fe and inevitable impurities.
  • a head surface portion having a depth of up to 10 mm starting from the surface of the head corner portion and the top of the head is a pearlite structure, and the hardness of the pearlite structure is Hv 320 to 500.
  • the amount of Mn sulfide inclusions having a long side of 10 to 100 ⁇ m per unit area is 10 to 200 / mm 2 .
  • Hv refers to the Vickers hardness defined in JIS B7774.
  • the steel contains, by mass%, one or two of Mg: 0.0005 to 0.0200% and Zr: 0.0005 to 0.0100%, 500 to 50000 Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of 5 to 100 nm per unit area in an arbitrary transverse section (cross section parallel to the rail width direction) in the pearlite structure May be present in an amount of / mm 2 .
  • the steel may selectively contain one or more of steel components described in the following (1) to (9) in mass%.
  • Co 0.01 to 1.00%
  • Mo 0.01 to 0.50%
  • V 0.005 to 0.50%
  • Nb 0.002 to 1 type or 2 types of 0.050%
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • Cu 0.01 to 1.00%
  • Ni 0.01 to 1.00%
  • Ti 0.0050 to 0.0500%
  • Al more than 0.0100 to 1.00% (9)
  • N 0.0060 to 0.0200%
  • the composition, structure and hardness of the rail steel are controlled, and in addition to this, P and S are reduced, Ca is added, and the number of Mn sulfide inclusions is controlled.
  • the wear resistance and toughness of the pearlite structure can be improved, and in particular, the service life of overseas railroad rails can be improved.
  • the toughness of the pearlite structure can be further improved, and the service life can be further improved. it can.
  • FIG. 1 shows a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a pearlitic rail excellent in wear resistance and toughness of the present invention.
  • the rail head portion 3 includes a top portion 1 and head corner portions 2 located at both ends of the top portion 1.
  • One of the head corner portions 2 is a gauge corner (GC) portion that mainly contacts the wheel.
  • GC gauge corner
  • a range from the surface of the head corner portion 2 and the top of the head 1 to a depth of 10 mm is referred to as a head surface portion 3a (solid hatched portion).
  • a range up to a depth of 20 mm starting from the surfaces of the head corner portion 2 and the top portion 1 is indicated by reference numeral 3b (dotted line hatched portion).
  • the present inventors examined a steel component system that adversely affects the toughness of the rail.
  • a steel with a changed carbon content and a steel with a changed content of P and S we conducted test melting and hot rolling experiments simulating hot rolling conditions equivalent to rails, and prototyped rails was made.
  • the impact value of the prototype was measured by the impact test, and the influence of the P and S contents on the impact value was examined.
  • the impact value is improved when the P and S contents are both reduced below a certain level.
  • the impact value was greatly improved by reducing the amount of addition of any element to a certain level at the same time.
  • the inventors proceeded to elucidate the factors governing the impact value.
  • the rail having a low impact value it was confirmed that a large number of Mn sulfide inclusions extending in the longitudinal direction by hot rolling existed and became the starting point of fracture. Therefore, the present inventors have elucidated the generation mechanism of Mn sulfide inclusions extending in the longitudinal direction.
  • the steel slab is once reheated to 1200-1300 ° C. and hot rolled.
  • the relationship between the hot rolling conditions and the form of MnS was investigated. As a result, it was confirmed that the soft Mn sulfide inclusions easily cause plastic deformation and easily extend in the rail longitudinal direction when the rolling temperature is high and the rolling amount during rolling is large.
  • the present inventors examined a method for suppressing the stretching of the Mn sulfide-based inclusion itself. As a result of test melting and hot rolling experiments, it was confirmed that Mn sulfide inclusions were produced with various oxides as nuclei. Furthermore, as a result of investigating the hardness of the oxide and the morphology of the Mn sulfide inclusions, it was confirmed that this stretching can be suppressed by hardening the inclusions that are the core of the Mn sulfide inclusions. Furthermore, the present inventors examined a hard inclusion which becomes a nucleus of the Mn sulfide-based inclusion.
  • the present inventors conducted test melting and hot rolling experiments using steel added with Ca.
  • the Mn sulfide inclusions produced by using the Ca oxide and sulfide aggregate (CaO—CaS) as the core hardly stretched after hot rolling, and consequently stretched in the longitudinal direction. It was confirmed that Mn sulfide inclusions were reduced.
  • the fracture from the stretched Mn sulfide inclusions is reduced, and the impact value is reduced. It was confirmed to improve.
  • the present inventors also tested the relationship between the addition amount of Ca and the addition amount of S in which oxide and sulfide form an aggregate in order to further suppress the stretching of Mn sulfide-based inclusions, and test melting and hot rolling It examined by experiment. As a result, by controlling the ratio of the addition amount of S and Ca, Ca sulfide is moderately generated and finely dispersed, thereby further extending the elongation of Mn sulfide inclusions after rolling. It was confirmed that it could be suppressed.
  • the present inventors utilize Mn sulfide inclusions and oxides to increase the grain growth of the austenite structure after hot rolling.
  • the suppression method was examined.
  • a nano-sized oxide or Mn sulfide system can be used as a pinning element instead of the conventional alloys. It was found that it was necessary to finely disperse inclusions. Therefore, the present inventors examined a method for finely dispersing oxides and Mn sulfide inclusions.
  • the present inventors conducted a hot rolling experiment using steel to which Mg and Zr were added. As a result, it was confirmed that nano-sized oxides and Mn sulfide inclusions were finely dispersed, and the grain growth of the austenite structure after rolling could be suppressed. Furthermore, as a result of an impact test using this steel, it was confirmed that the impact value was improved by refinement of the pearlite structure in the steel to which Mg and Zr were added.
  • the present inventors changed the amount of S by using a steel having a carbon content of 1.00% with a P content of 0.0150% or less, and further added Ca, Mg, and Zr to prepare an experimental steel. Test dissolution. Next, a laboratory rolling experiment simulating the hot rolling conditions equivalent to the rail was performed, and a prototype of the rail was produced. Then, the impact value of the prototype was measured by an impact test, and the influence of the amount of S and the addition of Ca, Mg, and Zr on the impact value was investigated. The hardness of the material was adjusted to the Hv400 level by controlling the heat treatment conditions.
  • FIG. 2 shows the relationship between the amount of S (ppm) and the impact value. It was confirmed that the impact value is improved when the S content is reduced to 0.0100% or less when the P content is 0.0150% or less in the steel ( ⁇ mark) with the C content of 1.00%. Moreover, it was confirmed from the result of the steel ( ⁇ mark) to which Ca was added that by adding Ca, the stretched Mn sulfide inclusions were controlled and the impact value was improved. Furthermore, from the result of steel added with Ca, Mg, Zr ( ⁇ mark), by adding Mg and Zr in addition to Ca, nano-sized oxides and Mn sulfide inclusions are finely dispersed. As a result, it was confirmed that the impact value was remarkably improved.
  • C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance.
  • this component system cannot maintain the minimum strength and wear resistance required for the rail.
  • the C content exceeds 1.20%, a large amount of coarse pro-eutectoid cementite structure is generated, and wear resistance and toughness are lowered. For this reason, the amount of C added is limited to 0.65 to 1.20%.
  • the C content is preferably 0.90% or more.
  • Si is an essential component as a deoxidizer. Moreover, it is an element which raises the hardness (strength) of a rail head by the solid solution strengthening to the ferrite phase in a pearlite structure
  • the Si content is less than 0.05%, these effects cannot be expected sufficiently.
  • the amount of Si exceeds 2.00%, a lot of surface defects are generated during hot rolling, and weldability deteriorates due to generation of oxides.
  • the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to the wear resistance and toughness of the rail is generated. Therefore, the Si addition amount is limited to 0.05 to 2.00%.
  • the Si content is preferably 0.20 to 1.30%.
  • Mn is an element that increases the hardenability and refines the pearlite lamella spacing to ensure the hardness of the pearlite structure and improve the wear resistance.
  • the amount of Mn is less than 0.05%, the effect is small, and it is difficult to ensure the wear resistance required for the rail.
  • the amount of Mn exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a martensite structure that is harmful to wear resistance and toughness is easily generated. For this reason, the amount of Mn added is limited to 0.05 to 2.00%.
  • the Mn content is desirably 0.40 to 1.30%.
  • P is an element inevitably contained in steel.
  • the amount of P is an element inevitably contained in steel.
  • the amount of P increases, the pearlite structure becomes brittle due to embrittlement of the ferrite phase, and brittle fracture, that is, rail damage is likely to occur.
  • the amount of P is low.
  • the P amount is reduced to 0.0150% or less, the segregation of P is remarkably reduced, and the embrittlement of the pearlite structure which is the starting point of fracture is suppressed. It was confirmed that the impact value was greatly improved. From this result, the amount of P is limited to 0.0150% or less.
  • the lower limit of the amount of P is not limited, but considering the dephosphorization ability in the refining process, it is considered that the amount of P is about 0.0020% which is the limit in actual production. Note that the process of reducing P (reducing the amount of P) not only increases the refining cost but also deteriorates productivity. Therefore, in view of economy, it is desirable that the P content be 0.0030 to 0.0100% in order to stably improve the impact value.
  • S is an element inevitably contained in steel.
  • the amount of S is reduced to 0.0100% or less, the amount of Mn sulfide inclusions that are the starting point of fracture is reduced.
  • the amount of S is limited to 0.0100% or less.
  • the lower limit of the amount of S is not limited, but considering the desulfurization capability in the refining process, the amount of S of about 0.0010% is considered to be the limit for actual production. Note that the process of reducing S (reducing the amount of S) not only increases the refining cost but also deteriorates productivity.
  • the S amount is 0.0060 or less.
  • the amount of S is reduced to 0. 0020 to 0.0035% is desirable.
  • Ca is a deoxidation / desulfurization element.
  • an oxide and sulfide of Ca form an aggregate (CaO—CaS).
  • This aggregate serves as a production nucleus of Mn sulfide inclusions, and suppresses stretching of the Mn sulfide inclusions after rolling. Furthermore, nano-sized Mn sulfide inclusions are formed using this as a nucleus.
  • Ca is an element having such an effect. If the amount of Ca is less than 0.0005%, the effect is small, and it is insufficient as a production nucleus of Mn sulfide inclusions.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, depending on the oxygen content in the steel, the number of single hard CaO that does not become the core of Mn sulfide inclusions increases. As a result, the toughness of the rail steel is greatly reduced. For this reason, the Ca addition amount is limited to 0.0005 to 0.0200%.
  • the content be 0.0020 to 0.0080%.
  • S and Ca generate an aggregate of oxide and sulfide (CaO—CaS).
  • This aggregate serves as a nucleus of Mn sulfide-based inclusions and greatly affects the stretching of Mn sulfide-based inclusions. Therefore, control of the S addition amount and the Ca addition amount is important. Therefore, hot rolling experiments were carried out by melting the test steel with varying amounts of S and Ca. As a result, when the ratio of the Ca addition amount to the S addition amount (S / Ca) is within a specific range, Ca oxides and sulfides are appropriately generated and finely dispersed. Further, it was found that stretching of Mn sulfide inclusions after rolling can be further suppressed.
  • the value of S / Ca when the value of S / Ca is less than 0.45, the number of single hard CaOs that do not become nuclei of Mn sulfide inclusions slightly increases. As a result, the toughness of the rail steel may be reduced. Further, when the value of S / Ca exceeds 3.00, the number of sulfide aggregates (CaO—CaS) serving as nuclei of the Mn sulfide inclusions is reduced, and the Mn sulfide inclusions are stretched. Be encouraged. As a result, the toughness of the rail steel may be reduced. For this reason, it is more desirable that the value of S / Ca be in the range of 0.45 to 3.00.
  • Mg is a deoxidizing element and is an element that mainly combines with O to form a complex with a fine nano-sized oxide (MgO) or sulfide (MgS).
  • MgO nano-sized oxide
  • MgS sulfide
  • the amount of Mg is less than 0.0005%, the amount of fine oxide (MgO) and sulfide (MgS) composites produced is small, and the effect of suppressing the grain growth of the austenite structure after rolling cannot be sufficiently obtained. .
  • MgO fine oxide
  • MgS sulfide
  • the amount of Mg exceeds 0.0200%, a coarse oxide of Mg is generated, and the toughness of the rail is lowered. At the same time, fatigue damage occurs from the coarse oxide. For this reason, the amount of Mg added is limited to 0.0005 to 0.0200%.
  • MgO fine oxides
  • MgS sulfides
  • Zr is a deoxidizing element, and is an element that mainly combines with O to form a fine nano-sized oxide (ZrO 2 ).
  • This oxide is finely and uniformly dispersed, and further nano-sized Mn sulfide inclusions are formed using this oxide as a nucleus.
  • the grain growth of the austenite structure after rolling is suppressed, the structure of the rail steel is refined, and the toughness of the pearlite structure can be improved.
  • the amount of Zr is less than 0.0005%, the amount of fine oxide (ZrO 2 ) produced is small, and the effect of suppressing the grain growth of the austenite structure after rolling cannot be sufficiently obtained.
  • the Zr addition amount is limited to 0.0005 to 0.0100%.
  • fine oxides pinning austenitic structure (ZrO 2), oxide forming the Mn sulfide-based inclusions nanosize (ZrO 2) securing a sufficient amount of generated and harmful coarse to fatigue damage In order to sufficiently suppress the formation of an oxide and improve the impact value, it is desirable that the amount of Mg added is in the range of 0.0010 to 0.0050%.
  • the rail manufactured with the above composition has improved hardness (strengthening) of pearlite structure and pro-eutectoid ferrite structure, improved toughness, prevention of softening of weld heat affected zone, and cross-sectional hardness distribution inside rail head.
  • One or more elements selected from Co, Cr, Mo, V, Nb, B, Cu, Ni, Ti, Al, and N are added as necessary for the purpose of controlling Is preferred.
  • Cr and Mo increase the pearlite equilibrium transformation point, and ensure the hardness of the pearlite structure mainly by reducing the pearlite lamella spacing.
  • V and Nb generate carbides and nitrides during hot rolling and the subsequent cooling process, thereby suppressing the growth of austenite grains.
  • the toughness and hardness of the pearlite structure are improved by precipitation hardening in the ferrite structure and pearlite structure.
  • carbides and nitrides are stably generated, and the weld joint heat-affected zone is prevented from being softened.
  • B reduces the cooling rate dependency of the pearlite transformation temperature and makes the hardness distribution of the rail head uniform.
  • Cu dissolves in the ferrite in the ferrite structure or pearlite structure, and increases the hardness of the pearlite structure.
  • Ni improves the toughness and hardness of the ferrite structure and pearlite structure, and at the same time, prevents softening of the heat-affected zone of the weld joint.
  • Ti refines the structure of the weld heat affected zone and prevents embrittlement of the weld joint.
  • Al moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side and increases the hardness of the pearlite structure.
  • N promotes pearlite transformation by segregating at austenite grain boundaries.
  • toughness is improved by refining the pearlite block size.
  • Co is dissolved in the ferrite phase in the pearlite structure.
  • the fine ferrite structure formed by contact with the wheels on the wear surface of the rail head is further refined to improve wear resistance.
  • the Co content is less than 0.01%, the ferrite structure cannot be refined, and the effect of improving the wear resistance cannot be expected.
  • the economic efficiency decreases due to the increase in the alloy addition cost. For this reason, the Co addition amount is limited to 0.01 to 1.00%.
  • Cr increases the equilibrium transformation temperature and, as a result, refines the ferrite structure and pearlite structure and contributes to higher hardness (strength). At the same time, the cementite phase is strengthened to improve the hardness (strength) of the pearlite structure.
  • the Cr content 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.
  • the Cr addition amount is limited to 0.01 to 2.00%.
  • Mo like Cr, contributes to higher hardness (strength) by raising the equilibrium transformation temperature and, as a result, making the ferrite structure and pearlite structure fine.
  • Mo is an element that improves the hardness (strength), but if the amount of Mo 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.
  • the Mo amount exceeds 0.50% and excessive Mo is added, the transformation rate is significantly reduced. As a result, a sprig damage starting from the martensite structure is generated at the head corner portion or the head top portion, and the surface damage resistance is reduced. For this reason, the amount of Mo added is limited to 0.01 to 0.50%.
  • V refines austenite grains by the pinning effect of V carbide and V nitride when heat treatment is performed at a high temperature. Furthermore, precipitation hardening by V carbide and V nitride generated in the cooling process after hot rolling increases the hardness (strength) of the ferrite structure and pearlite structure and at the same time improves the toughness. V is an element effective for obtaining such an effect. In the heat-affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, V is effective in preventing V softening of the weld joint heat-affected zone by generating V carbide and V nitride in a relatively high temperature range. Element.
  • the amount of V is less than 0.005%, the effect cannot be sufficiently expected, and no improvement in the hardness or toughness of the ferrite structure or pearlite structure is observed.
  • the V content exceeds 0.50%, precipitation hardening of V carbides and nitrides becomes excessive, and the toughness of the ferrite structure and pearlite structure decreases. As a result, the sprig damage occurs at the head corner and the top, and the surface damage resistance is reduced. Therefore, the V addition amount is limited to 0.005 to 0.50%.
  • Nb like V, refines austenite grains by the pinning effect of Nb carbide or Nb nitride when heat treatment is performed at a high temperature. Furthermore, the hardness (strength) of the ferrite structure and the pearlite structure is increased and the toughness is improved by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. Nb is an effective element for obtaining such an effect. In the heat-affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, Nb stably generates Nb carbide and Nb nitride from a low temperature range to a high temperature range, and the weld joint heat-affected zone It is an effective element for preventing softening.
  • the amount of Nb is less than 0.002%, the effect cannot be expected, and no improvement in the hardness or toughness of the ferrite structure or pearlite structure is observed.
  • the Nb content exceeds 0.050%, precipitation hardening of Nb carbides and nitrides becomes excessive, and the toughness of the ferrite structure and pearlite structure decreases. As a result, the sprig damage occurs at the head corner and the top, and the surface damage resistance is reduced. Therefore, the amount of Nb added is limited to 0.002 to 0.050%.
  • B forms iron boride (Fe 23 (CB) 6 ) at the austenite grain boundaries and promotes pearlite transformation. Due to this pearlite transformation promoting effect, the cooling rate dependency of the pearlite transformation temperature is reduced, and a more uniform hardness distribution can be obtained from the head surface to the inside of the rail. For this reason, the life of the rail can be extended. If the amount of B is less than 0.0001%, the effect is not sufficient, and the hardness distribution of the rail head is not improved. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, a coarse borohydride is generated, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B addition amount is limited to 0.0001 to 0.0050%.
  • Cu is an element that improves the hardness (strength) of the pearlite structure by solid-solution strengthening in the ferrite phase in the ferrite structure or pearlite structure. If the amount of Cu is less than 0.01%, the effect cannot be expected. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, a martensitic structure that is harmful to toughness is generated due to a significant improvement in hardenability. As a result, the sprig damage occurs at the head corner and the top, and the surface damage resistance is reduced. For this reason, the amount of Cu is limited to 0.01 to 1.00%.
  • Ni is an element that improves the toughness of the ferrite structure and the pearlite structure, and at the same time increases the hardness (strength) by solid solution strengthening. Furthermore, in the weld heat affected zone, an intermetallic compound of Ni 3 Ti that is a composite compound with Ti is finely precipitated, and softening is suppressed by precipitation strengthening. When the amount of Ni is less than 0.01%, the effect is remarkably small. When the amount of Ni exceeds 1.00%, the toughness of the ferrite structure and pearlite structure is significantly reduced. As a result, the sprig damage occurs at the head corner and the top, and the surface damage resistance is reduced. Therefore, the Ni addition amount is limited to 0.01 to 1.00%.
  • the structure of the heat-affected zone heated to the austenite region is refined and brittleness of the welded joint is achieved. It is an effective ingredient for preventing oxidization.
  • the Ti content is less than 0.0050%, the effect is small, and when the Ti content exceeds 0.0500%, coarse Ti carbides or Ti nitrides are generated, and the toughness of the rail is lowered. At the same time, fatigue damage occurs from coarse precipitates. Therefore, the Ti addition amount is limited to 0.0050 to 0.050%.
  • Al is an essential component as a deoxidizer. Moreover, it is an element that moves the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, and is an element that contributes to increasing the hardness (strength) of the pearlite structure. If the Al content is 0.0100% or less, the effect is weak. On the other hand, if the Al content exceeds 1.00%, it is difficult to make a solid solution in the steel, and coarse alumina inclusions are generated. As a result, the toughness of the rail is reduced, and at the same time, fatigue damage is generated from coarse precipitates. Furthermore, since oxides are generated during welding and weldability is remarkably reduced, the amount of Al added is limited to more than 0.0100 to 1.00%.
  • N promotes ferrite and pearlite transformation from the austenite grain boundary by segregating at the austenite grain boundary. Thereby, toughness can be improved mainly by reducing the pearlite block size.
  • the N content is less than 0.0060%, the effect is weak.
  • the N content exceeds 0.0200%, it becomes difficult to make a solid solution in the steel, and bubbles that become the starting point of fatigue damage are generated, and fatigue damage occurs inside the rail head. For this reason, the N addition amount is limited to 0.0060 to 0.0200%.
  • the hardness of the pearlite structure exceeds Hv500, the toughness of the pearlite structure is remarkably lowered, and the damage resistance of the rail head surface portion 3a is lowered. For this reason, the hardness of the pearlite structure is limited to the range of Hv 320 to 500.
  • the head surface portion 3a of the rail indicates a range (solid hatched portion) up to a depth of 10 mm starting from the surfaces of the head corner portion 2 and the top portion 1 as shown in FIG. If the pearlite structure of the above component range is arranged at this site, wear due to contact with the wheel can be suppressed, and the wear resistance of the rail can be improved.
  • the pearlite structure having a hardness of Hv 320 to 500 is arranged in the range 3b up to a depth of 20 mm starting from the surfaces of the head corner portion 2 and the head top portion 1, that is, at least within the hatched portion of the dotted line in FIG. It is preferable that the wear resistance in the case of further wear to the inside of the rail head due to contact with the wheel is further ensured, and the service life of the rail can be improved. Accordingly, it is desirable that the pearlite structure having a hardness of Hv 320 to 500 is disposed in the vicinity of the surface of the rail head 3 where the wheel and the rail mainly contact each other, and the other part may be a metal structure other than the pearlite structure.
  • a high temperature rail head 3 having an austenite region after rolling or after reheating is used as a method for obtaining a pearlite structure having a hardness of Hv 320 to 500 in the vicinity of the surface of the rail head 3, as described later. It is desirable to perform accelerated cooling.
  • the above-described head surface portion 3a or the metal structure in the range 3b up to a depth of 20 mm including the head surface portion 3a is preferably composed only of the pearlite structure as described above.
  • a trace amount of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure and martensite structure with an area ratio of 5% or less may be mixed in the pearlite structure.
  • these structures are mixed in a content of 5% or less, the wear resistance and toughness of the rail head 5 are not greatly adversely affected.
  • the above-described head surface portion 3a or the metal structure in the range 3b including the head surface portion 3a up to a depth of 20 mm may be 95% or more if it is a pearlite structure.
  • a content of 5% or less means a content of 5% or less, and a content other than a pearlite structure does not describe a trace amount of more than 5%. Means (outside of the present invention).
  • the number of Mn sulfide inclusions having a long side length of 10 to 100 ⁇ m and rail damage resistance were determined. Was confirmed to have a good correlation. Therefore, the evaluation object of the number of Mn sulfide inclusions is limited to the long side length of 10 to 100 ⁇ m.
  • Mn sulfide inclusions with a long long side with a significant stress concentration on the damage resistance is larger, and the effect of Mn sulfide inclusions with a short long side is shorter.
  • the impact is small.
  • Mn sulfide inclusions with 100 ⁇ m in length which is inappropriate for grasping the characteristics of the steel, and that Mn sulfide inclusions less than 10 ⁇ m in length are Since there is little influence on the damage property, Mn sulfide inclusions having the indicated size were evaluated.
  • the number of Mn sulfide inclusions having a long side of 10 to 100 ⁇ m per unit area is 10 to 200 / mm.
  • the reason for limiting to 2 will be described in detail. If the total number of Mn sulfide inclusions with a long side of 10 to 100 ⁇ m exceeds 200 / mm 2 per unit area, the number of Mn sulfide inclusions will be excessive in this component system, and stress concentration will occur around the inclusions. This increases the possibility of rail damage. The impact value cannot be improved even in the mechanical properties of steel.
  • the trap site adsorbs inevitable hydrogen remaining in the steel in this component system. Is significantly reduced. This increases the possibility of inducing hydrogen defects (hydrogen embrittlement), which may impair the damage resistance of the rail. Therefore, the total number of Mn sulfide inclusions having a long side length of 10 to 100 ⁇ m is limited to 10 to 200 / mm 2 per unit area.
  • Mn sulfide inclusions refers to Mn sulfide inclusions produced using Ca oxide and sulfide aggregates (CaO—CaS) as nuclei, and other Mn sulfide inclusions. Both interventions are evaluated.
  • the number of Mn sulfide inclusions As for the number of Mn sulfide inclusions, a sample is cut out from the longitudinal section of the rail head 3 where rail damage is apparent as shown in FIG. 3, and the sulfide inclusions are measured. The rail longitudinal section of each sample cut out is mirror-polished, and Mn sulfide inclusions are examined with an optical microscope in an arbitrary section. Then, the number of inclusions of the limited size is counted, and this is calculated as the number per unit section. The representative value of each rail steel was the average value of the number per unit cross section of these 20 visual fields.
  • the measurement site of the Mn sulfide inclusions is not particularly limited, but it is desirable to measure a range of 3 to 10 mm in depth from the surface of the rail head 5 that is the starting point of damage. Further, in order to further reduce the influence of Mn sulfide inclusions as a starting point of fracture, to suppress hydrogen defects, and to stably improve the breakage resistance of the rail, the long side is 10 to 100 ⁇ m. It is desirable to control the total number of Mn sulfide inclusions in a range of 20 to 180 / mm 2 per unit area.
  • Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of 5 to 100 nm In the present invention, the particle size is 5 to 100 nm in an arbitrary cross section.
  • the Mg-based oxide, Zr oxide and Mn sulfide-based inclusion are preferably present in an amount of 500 to 50,000 / mm 2 per unit area. The reason why the particle size of Mg-based oxide, Zr oxide and Mn sulfide-based inclusions to be evaluated is limited to the range of 5 to 100 nm will be described in detail.
  • the particle size of the Mg-based oxide, Zr oxide and Mn sulfide-based inclusion is in the range of 5 to 100 nm, a sufficient pinning effect is exhibited at the grain boundary when formed in the austenite structure. As a result, it was confirmed that the pearlite structure was refined and the toughness was improved reliably without adversely affecting the damage resistance of the rail. Therefore, the evaluation targets of Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions are limited to the range of 5 to 100 nm in particle size. The pinning effect is more effective as many inclusions having a fine particle size exist.
  • Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of less than 5 nm Measurement is very difficult.
  • the pinning effect cannot be obtained for Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size exceeding 100 nm.
  • Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions with the above sizes are evaluated.
  • the amount (number) per unit mm 2 of Mg-based oxide, Zr oxide and Mn sulfide-based inclusion having a particle size of 5 to 100 nm in an arbitrary cross section in the longitudinal direction is set to 500 to 50,000.
  • the reason for limiting will be described in detail.
  • the total number of Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of 5 to 100 nm is less than 500 / mm 2 per unit area, the pinning effect in the austenite structure after rolling is sufficiently high Does not appear. For this reason, a pearlite structure coarsens and the toughness of a rail does not improve.
  • the total number of Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of 5 to 100 nm exceeds 50000 / mm 2 per unit area, precipitation becomes excessive and the pearlite structure itself is brittle. And the toughness of the rail decreases. Therefore, the total number of Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle size of 5 to 100 nm is limited to 500 to 50000 pieces / mm 2 per unit area.
  • Mg-based oxides and Zr oxides partially include composite oxides such as Mn sulfides, and Mn sulfide-based inclusions include Mg oxides and Zr oxides.
  • a fine oxide such as an oxide or Ca oxide is generated as a nucleus.
  • the Mg-based oxide, Zr oxide, and Mn sulfide-based inclusion are observed as follows, and the particle size and number are measured. First, a thin film is sampled from an arbitrary cross section shown in FIG. 4 and observed using a transmission electron microscope at a magnification of 50,000 to 500,000. The particle size of the precipitate is obtained as a diameter of a circle corresponding to the area of each precipitate by observation.
  • the precipitates are observed in 20 fields of view, the number of precipitates corresponding to a predetermined diameter of 5 to 100 nm is counted, and this is converted into the number per unit area.
  • the representative value of rail steel is the average value of these 20 fields of view.
  • the measurement sites for Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions are not particularly limited, but a range of 3 to 10 mm in depth from the surface of the rail head surface portion 3a where toughness is required is measured. It is desirable to do.
  • the rail steel of this invention which has said component composition and microstructure is not specifically limited, Usually, it manufactures with the following method. First, smelting is performed in a commonly used melting furnace such as a converter or an electric furnace to obtain molten steel. And using this molten steel, the steel slab for rolling (steel ingot) is manufactured by the ingot-making / splitting method or the continuous casting method. Further, after reheating the steel slab to 1200 ° C. or higher, several passes of hot rolling are performed to form a rail. Then, a rail is manufactured by performing heat processing (reheating, cooling).
  • de-P de-S treatment
  • de-S treatment a commonly used melting furnace such as a converter and an electric furnace
  • the Mn sulfide inclusions are controlled by adding Ca.
  • nano-sized oxides and Mn sulfide inclusions are finely dispersed by adding Mg and Zr as necessary. Details of the manufacturing conditions are shown below.
  • de-S it is desirable to carefully carry out normal de-P treatment and de-S treatment in order to achieve low P and low S.
  • de-S it is desirable to spend time in the hot metal ladle (the pre-stage of converter refining), add CaO sufficiently, and discharge CaS as slag.
  • the addition of CaO here is a method performed when reducing S from hot metal with a very high amount of S.
  • a CaO—Si alloy that is added to generate an aggregate of Ca oxide and sulfide (CaO—CaS), which will be described later, there is no influence.
  • de-P in order to prevent remelting of P from slag containing P (such as P 2 O 5 ) separated by de-P during refining in a converter, it is desirable to discharge slag during refining.
  • the Mn sulfide inclusions are controlled by adding Ca. It is desirable to add Ca in the refining process before casting.
  • a method for adding Ca it is desirable to add a Ca alloy (Ca—Si alloy or the like) wire or a Ca alloy lump with a ladle or to blow Ca alloy powder.
  • a Ca—Si alloy such as 50Ca-50Si
  • a Fe—Si—Ca alloy such as Fe-30Si-30Ca
  • a Ni—Ca alloy such as 90Ni-10Ca
  • Ca has a high vapor pressure
  • a Ca alloy for example, a Ca—Si alloy
  • the activity of Ca is lower than in the case of Ca alone, so evaporation at the time of addition becomes relatively gentle and the yield is also improved.
  • a lower Ca concentration in the alloy is preferable in that the yield is improved and the occurrence of splash during addition is suppressed.
  • the molten steel is stirred by Ar bubbling in the ladle after addition to make the Ca concentration uniform, It is desirable to raise inclusions.
  • the amount of molten steel is 200 t or more, it is desirable to perform stirring for about 5 to 10 minutes. Excessive stirring is not preferable because the inclusions are coarsened by agglomeration and coalescence of the inclusions. From the viewpoint of securing the yield of Ca, it is advantageous to add at the end of the refining process. Ca may be added into the tundish in the casting process, not in the refining process.
  • pure metal Mg, Mg alloy (Fe— Si—Mg, Fe—Mn—Mg, Fe—Si—Mn—Mg, Si—Mg), or Zr alloy (Fe—Si—Zr, Fe—Mn—Mg—Zr, Fe—Si—Mn—Mg—Zr) ) Is desirable.
  • Mg alloy Fe— Si—Mg, Fe—Mn—Mg, Fe—Si—Mn—Mg, Si—Mg
  • Zr alloy Fe—Si—Zr, Fe—Mn—Mg—Zr, Fe—Si—Mn—Mg—Zr
  • the order in which Ca, Mg and Zr are added is not specified, but high-carbon steel with a small amount of oxygen has a relatively weak oxidizing power in order to efficiently generate Ca, Mg and Zr oxides. It is desirable to add Ca first, and then add Mg or Zr having strong oxidizing power.
  • the temperature at which final forming is performed is preferably in the range of 900 to 1000 ° C. from the viewpoint of securing the shape and material.
  • a high temperature rail head 3 having an austenite region after rolling or after reheating is used. It is desirable to perform accelerated cooling.
  • heat treatment (and cooling) is performed by a method as described in Patent Document 8 (JP-A-8-246100), Patent Document 9 (JP-A-9-111352), and the like.
  • Patent Document 8 JP-A-8-246100
  • Patent Document 9 JP-A-9-111352
  • Tables 1 to 6 show the chemical composition of the test rail steel.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • Rail steels having the component compositions shown in Tables 1 to 6 were produced by the following method. Demetalization and desulfurization were performed at the hot metal stage, and further, sufficient dephosphorization and desulfurization were performed in a commonly used melting furnace such as a converter and an electric furnace to obtain molten steel. By adding Ca to the molten steel, Mn sulfide inclusions were controlled, or by adding Mg and Zr, nano-sized oxides and Mn sulfide inclusions were finely dispersed. And the steel ingot was manufactured by the continuous casting method, and also hot rolling was performed with respect to the steel ingot. Then, it was set as the rail by heat-processing.
  • FIG. 3 shows the observation position of the Mn sulfide inclusions in the rail steel defined in claim 1. As shown in FIG. 3, a sample was cut out from a region having a depth of 3 to 10 mm from the rail head surface including the head surface portion 3a in the longitudinal section of the obtained rail steel. Then, the number of Mn sulfide inclusions having a long side of 10 to 100 ⁇ m per unit area (pieces / mm 2 ) was determined by the method described above.
  • FIG. 4 shows the Mn sulfide inclusions, Mg oxides, and Zr oxidations of the rail steel defined in claim 2. Indicates the observation position of the object. As shown in FIG. 4, a sample was cut out from a region having a depth of 3 to 10 mm from the rail head surface including the head surface portion 3a in the obtained cross section of the rail steel. Then, the number per unit area (pieces / mm 2 ) of Mg-based oxides, Zr oxides, and Mn sulfide-based inclusions having a particle diameter of 5 to 100 nm was determined by the method described above.
  • FIG. 5 illustrates the sampling position of the test piece in the abrasion test, and the numbers in the figure indicate dimensions (mm).
  • a disk-shaped test piece was cut out from a region including the head surface portion 3a in the rail steel.
  • a disk-shaped test piece (rail test piece 4) is arranged on one of the two rotating shafts facing each other, and a mating member 5 is placed on the other rotating shaft. Arranged. In a state where a predetermined load is applied to the rail test piece 4, the rail test piece 4 and the mating member 5 are brought into contact with each other.
  • testing machine Nishihara type abrasion testing machine (see Fig. 6)
  • Test piece shape disk-shaped test piece (outer diameter: 30 mm, thickness: 8 mm)
  • Test piece sampling position 2mm below the rail head surface (see Fig.
  • Test load 686 N (contact surface pressure 640 MPa) Slip rate: 20% Opposite material: Pearlite steel (Hv380) Atmosphere: In the air Cooling: Forced cooling with compressed air (flow rate: 100 Nl / min) Repeat count: 700,000 times
  • FIG. 7 illustrates the sampling position of the test piece in the impact test.
  • a test piece was cut out from the rail width (cross section) direction so that the region including the head surface portion 3 a in the cross section of the rail steel became the notch bottom. Then, an impact test was performed on the obtained test piece under the following conditions, and an impact value (J / cm 2 ) was measured.
  • Tester Impact tester Test piece shape: JIS3 2mm U-notch Test piece sampling position: 2mm below the rail head surface (see Fig. 7)
  • Test temperature Normal temperature (20 ° C)
  • the wear test result of * 2 is the result of the above-described wear test, and the reduction amount (g) of the weight of the rail test piece 13 is shown as the wear amount.
  • the impact test result of * 3 is the result of the head impact test described above, and indicates the impact value (J / cm 2 ). In addition, it means that toughness is excellent, so that an impact value (J / cm ⁇ 2 >) is large. In this evaluation, when the amount of wear after 700,000 times was 1.5 g or less, it was evaluated that the wear resistance was excellent. Since the impact value at 20 ° C varies greatly depending on the carbon content of the steel, the standard value indicating the superiority or inferiority of the characteristics has not been set. did.
  • Long side A pearlite rail excellent in wear resistance and toughness, in which the number of Mn sulfide inclusions of 10 to 100 ⁇ m, the microstructure of the rail head, and the hardness are within the limited ranges of the present invention.
  • the chemical component is within the limited range of the present invention, and the long side: 10
  • the number of Mn sulfide inclusions of ⁇ 100 ⁇ m, the particle size: the number of Mg oxide, Zr oxide, and Mn sulfide inclusions of 5 to 100 nm, the microstructure of the rail head, and the hardness are the limited range of the present invention. It is a pearlitic rail with excellent wear resistance and toughness.
  • the microstructure of the head includes a pearlite structure compared with the comparative rail steel (steel Nos. 64 to 68), and the hardness is within the limited range of the present invention. is there. For this reason, the wear resistance and toughness of the rail can be improved.
  • FIG. 8 shows the results of wear tests of the rail steel of the present invention (steel Nos. 1 to 47) and the comparative rail steel (steel Nos. 48, 50, 51, 52, 53, 64, 66, and 67).
  • the chemical components of steel C, Si, and Mn are within the limited range of the present invention, thereby preventing the formation of proeutectoid ferrite structure and martensite structure that adversely affect wear resistance, and the hardness is limited by the present invention.
  • the wear resistance can be greatly improved in any carbon amount.
  • FIG. 9 shows the results of an impact test of the rail steel of the present invention (steel Nos. 1 to 47) and the comparative rail steel (steel Nos. 49, 51, 53, 65, 66, and 68).
  • the chemical components of steel C, Si, and Mn are within the limited range of the present invention, thereby preventing the formation of proeutectoid cementite structure and martensite structure that adversely affect toughness, and the hardness is within the limited range of the present invention.
  • the toughness can be greatly improved at any carbon content.
  • the rail steels of the present invention (steel Nos. 1 to 47) have P, S, and Ca addition amounts in the limited range of the present invention compared to the comparative rail steels (steel Nos. 54 to 63). Is within. For this reason, the toughness of the rail of a pearlite structure
  • the rail steel of the present invention (steel Nos. 11 to 13, 18 to 20, 24 to 26, 29 to 31, 33 to 35, 36 to 38, 45 to 47) is added with Ca. Furthermore, the Ca addition amount is optimized. Thereby, Mn sulfide inclusions are controlled, and the number thereof is within the limited range of the present invention.
  • tissue can be improved.
  • oxides and Mn sulfide inclusions are finely dispersed, and the number of Mg oxide, Zr oxide, and Mn sulfide inclusions is 500 to 50,000. / Mm 2 .
  • tissue can further be improved.
  • the pearlite rail of the present invention has excellent wear resistance and toughness over the current high-strength rail. For this reason, this invention can be applied suitably as a rail used in a remarkably severe track environment like a rail for a freight railroad that transports natural resources mined in a region where the natural environment is severe.
  • head portion 2 head corner portion 3: rail head portion 3a: head surface portion 3b: range from the head corner portion and the top surface to a depth of 20 mm 4: rail test piece 5: mating material 6 : Cooling nozzle

Landscapes

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Abstract

　このパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５～１．２０％、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ≦０．０１５０％、Ｓ≦０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなり、レール頭部の頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ10ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、かつ、その硬さがＨｖ３２０～５００であり、パーライト組織中の長手方向の任意断面において、長辺が１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０～２００個／ｍｍ２の量で存在する。

Description

耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール
　本発明は、海外の貨物鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的としたパーライト系レールに関する。
　本願は、２００８年１０月３１日に、日本に出願された特願２００８－２８１８４７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　経済発展に伴い石炭などの天然資源の新たな開発が進められている。具体的にはこれまで未開であった自然環境の厳しい地域での採掘が進められている。これに伴い、資源を輸送する海外の貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっている。レールに対しては、これまで以上の耐摩耗性に加えて、寒冷地での靭性などが求められるようになってきた。このような背景から、現用の高強度レール以上の耐摩耗性と高い靭性を有したレールの開発が求められるようになってきた。
　一般にパーライト鋼の靭性を向上させるには、パーライト組織の微細化、具体的には、パーライト変態前のオーステナイト組織の細粒化や、パーライトブロックサイズの微細化が有効であると言われている。オーステナイト組織の細粒化を達成するには、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、さらには、レール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。また、パーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。
　しかし、レールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。
　これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。しかし、近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、上記の低温再加熱熱処理の時に、オーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題がある。また、再加熱であるため、製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もある。
　そこで、圧延時の成形性を確保し、圧延後のパーライト組織を微細化する高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、パーライト組織を微細化するために、高炭素鋼のオーステナイト粒が比較的低温で、かつ、小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用していることである。これにより、小圧下の連続圧延によって整粒の微細粒を得、パーライト鋼の延性や靭性を向上させている（例えば特許文献１、２、３参照）。
　特許文献１には、高炭素含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間時間で連続３パス以上の圧延を行うことにより高延性レールを提供できることを開示している。
　また特許文献２には、高炭素含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続２パス以上の圧延を行い、さらに、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供できることを開示している。
　さらに特許文献３には、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供できることを開示している。
　しかし、特許文献１～３の開示技術では、連続熱間圧延時の温度、圧延パス数やパス間時間の組合せにより、ある一定レベルのオーステナイト組織の微細化が図れ、若干の靭性の向上は認められるものの、鋼中に存在する介在物を起点とする破壊についてはその効果が認められず、抜本的に靭性が向上しないといった問題がある。
　さらに、高炭素鋼ではオーステナイト組織の粒成長が早い。このため、圧延で微細化したオーステナイト組織が圧延後に粒成長し、加速冷却を行っても熱処理後のレールにおいて靭性が向上しないといった問題がある。
　そこで、レールの代表的な介在物、即ち、ＭｎＳやＡｌ２Ｏ３の生成を抑制するため、Ｃａ添加、酸素の低減、Ａｌの低減が検討された。これらの製造方法の特徴は、溶銑予備処理において、Ｃａの添加によりＭｎＳをＣａＳとして無害化すること、さらには、脱酸元素の添加や真空処理を適用し、酸素をできだけ低減させ、溶鋼中の介在物を減少させることにあり、これら技術について検討された（例えば特許文献４、５、６参照）。
　特許文献４の技術では、Ｃａ添加量を適正化してＳをＣａＳとして固定する手段により、ＭｎＳ系伸長介在物を低減する高炭素シリコンキルド高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術は、凝固過程において偏析濃化するＳが、同じく偏析濃化するＣａや、溶鋼中で生成したカルシウムシリケートと反応し、逐次、ＣａＳとして固定されるため、ＭｎＳ伸長介在物の生成が抑制されるというものである。
　特許文献５の技術では、ＭｎＯ介在物を低減し、ＭｎＯより析出するＭｎＳ伸長介在物を低減する高炭素高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術では、大気精錬炉で溶製後、未脱酸もしくは弱脱酸状態で出鋼後、真空度１Ｔｏｒｒ以下での真空処理により溶解酸素を３０ｐｐｍ以下とする。次いでＡｌ、Ｓｉを添加し、その後にＭｎを添加する。以上により、最終凝固部に晶出するＭｎＳの晶出核となる２次脱酸生成物の数を減少させ、かつ酸化物中のＭｎＯ濃度を低下させる。これにより、ＭｎＳの晶出を抑制している。
　特許文献６の技術では、鋼中の酸素量、Ａｌ量を低減させた高炭素高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術は、酸化物系介在物の総酸素値と損傷性の関係に基づき、総酸素量を限定することにより、耐損傷性に優れたレールを製造することができる。さらに、固溶Ａｌ量あるいは介在物の組成を好ましい範囲に限定することにより、レールの耐損傷性をより向上させるものである。
　上記特許文献４～６の開示技術は、鋼片段階で生成するＭｎＳやＡｌ系の介在物の形態や量を制御するものである。しかし、レール圧延では、熱間圧延中に介在物の形態が変化する。特に、圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物はレールの破壊起点となるため、鋼片段階での介在物の制御のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。
　また、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制するため、析出物の適用が検討された。これらの製造方法の特徴は、合金を添加し、炭窒化物を析出させ、オーステナイト組織をピンニングすることにより粒成長を抑制することにあり、結果的に熱処理後の組織を微細化し、靭性を向上させるものである（例えば特許文献７）。
　特許文献７の技術では、Ｖ、Ｎｂを添加し、Ｖ、Ｎｂの炭窒化物を析出させる。さらに、Ｖ、Ｎｂの添加量に合わせた加速冷却を行い、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を制御し、パーライト組織を微細化し、レールの靭性を向上されるものである。
　また、特許文献７の開示技術は、合金を添加し、炭窒化物を析出させ、オーステナイト組織をピンニングすることにより粒成長を抑制するものである。しかし、合金の炭窒化物の生成量は、圧延温度や圧下量によって大きく変化する。その結果、粒成長の抑制に大きなばらつきが発生し、部分的に結晶粒の粗大化が発生し、合金の炭窒化物のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。
　また、特許文献７の開示技術は、オーステナイト組織の微細化を達成することのみである。圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物からの損傷については全く効果がなく、安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。
　さらに、特許文献４～７の開示技術では、鋼の成分の変動、特に、不純物として混入する成分の変動により、組織の脆化が発生し、合金添加や酸素の低減による介在物制御、析出物の適用によるオーステナイト組織の微細化のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。
　このような背景から、パーライト組織の耐摩耗性を向上させ、同時に、耐損傷性を向上させた耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの提供が望まれるようになった。
特開平７－１７３５３０号公報 特開２００１－２３４２３８号公報 特開２００２－２２６９１５号公報 特開平５－１７１２４７号公報 特開平５－２６３１２１号公報 特開２００１－２２０６５１号公報 特開２００７－２９１４１３号公報
　本発明は、上述した問題点に鑑み創出したものであり、特に海外の貨物鉄道のレールで要求される、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させたパーライト系レールを提供することを目的とする。
　本発明は以下の構成を要旨とする。
　本発明のパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５～１．２０％、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ≦０．０１５０％、Ｓ≦０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなる。前記レールの頭部において、頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、かつ前記パーライト組織の硬さがＨｖ３２０～５００である。前記パーライト組織中の長手方向の任意断面（レールの長さ方向に平行な断面）において、長辺が１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０～２００個／ｍｍ２の量で存在する。
　ここでＨｖとは、ＪＩＳ　Ｂ７７７４で規定されたビッカース硬さをいう。
　本発明のパーライト系レールでは、前記鋼は、質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５～０．０１００％の１種または２種を含有し、前記パーライト組織中の任意の横断面（レール幅方向に平行な断面）において、粒径が５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００～５００００個／ｍｍ２の量で存在してもよい。
　前記鋼は、質量％で、さらに、下記（１)～（９)に記載した鋼成分のいずれか１種または２種以上を選択的に含有してもよい。
　（１）Ｃｏ：０．０１～１．００％
　（２）Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種
　（３）Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種
　（４）Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　（５）Ｃｕ：０．０１～１．００％
　（６）Ｎｉ：０．０１～１．００％
　（７）Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％
　（８）Ａｌ：０．０１００超～１．００％
　（９）Ｎ：０．００６０～０．０２００％
　本発明によれば、レール鋼の成分、組織、硬さを制御し、これに加えてＰ、Ｓを低減し、Ｃａを添加し、Ｍｎ硫化物系介在物の数を制御する。これにより、パーライト組織の耐摩耗性と靭性を向上させ、特に海外の貨物鉄道用レールの使用寿命を向上させることが可能となる。さらに、Ｍｇ、Ｚｒを添加し、微細なＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ、Ｚｒ系酸化物の数を制御することにより、パーライト組織の靭性をより向上させることができ、使用寿命を更に向上させることができる。
本発明レール鋼の横断面（長手方向に対して垂直な断面）での呼称を示す図である。 Ｐ量を０．０１５０％以下とした炭素量１．００％の鋼を用いて、Ｓ量を変化させ、さらにはＣａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加した鋼を溶解し、レール相当の圧延条件を模擬したラボ溶解圧延実験を行い、衝撃試験を行った結果であり、Ｓ量と衝撃値の関係におけるＣａ添加、Ｍｇ，Ｚｒ添加の影響を示す図である。 請求項１におけるレール鋼のＭｎ硫化物系介在物の観察位置を示す図である。 請求項２におけるレール鋼のＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の観察位置を示す図である。 摩耗試験における試験片の採取位置を示す図である。 摩耗試験の概要を示す図である。 衝撃試験における試験片の採取を示す図である。 本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８、５０、５１、５２、５３、６４、６６、６７）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示す図である。 本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４９、５１、５３、６５、６６、６８）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。 本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．５４～６３、Ｐ、Ｓ、Ｃａの添加量が本発明の限定範囲外のレール）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。 本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１１～１３、１８～２０、２４～２６、２９～３１、３３～３５、３６～３８、４５～４７）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。
　以下に本発明を実施する形態として、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールについて詳細に説明する。なお、合金元素における含有単位は、質量％であり、以下、単に％と記載する。
　図１は、本発明の耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの長手方向に対して垂直な断面を示す。レール頭部３は、頭頂部１と、前記頭頂部１の両端に位置する頭部コーナー部２を有する。頭部コーナー部２の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。
　前記頭部コーナー部２および前記頭頂部１の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲を頭表部３ａ（実線の斜線部）と呼ぶ。また、前記頭部コーナー部２および前記頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲を符号３ｂ（点線の斜線部）で示す。
　まず、本発明者らは、レールの靭性に悪影響を及ぼす鋼の成分系を検討した。炭素量を変化させた鋼をベースに、ＰやＳの含有量を変化させた鋼を用いて、レール相当の熱間圧延条件を模擬した試験溶解および熱間圧延実験を行い、レールの試作品を作製した。そして、衝撃試験により試作品の衝撃値を測定し、衝撃値に及ぼすＰ、Ｓ含有量の影響を検討した。
　その結果、Ｈｖ３２０～５００レベルのパーライト組織の鋼では、Ｐ、Ｓの含有量が、いずれも、ある一定レベル以下に低減されると、衝撃値が向上することが確認された。
　さらに、Ｐ、Ｓの組み合わせで最適含有量を検討した結果、いずれの元素も同時にある一定レベル以下まで添加量を低減させると、衝撃値が大幅に向上することが確認された。
　次に、本発明者らは、レールの衝撃値をさらに向上させるため、衝撃値を支配している因子の解明を進めた。その結果、衝撃値が低いレールでは、熱間圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物が多数存在し、破壊の起点になっていることを確認した。
　そこで、本発明者らは、長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成機構を解明した。レール製造においては、鋼片を、一旦、１２００～１３００℃まで再加熱して熱間圧延を行っている。この熱間圧延条件とＭｎＳの形態との関係を調査した。その結果、圧延温度が高い場合、及び圧延時の圧下量が大きい場合に、軟質なＭｎ硫化物系介在物は塑性変形を容易に引き起こし、レール長手方向に延伸しやすいことが確認された。
　そこで、本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物自体の延伸を抑制する方法を検討した。試験溶解および熱間圧延実験を行った結果、Ｍｎ硫化物系介在物は、様々な酸化物を核にして生成することが確認された。さらに、酸化物の硬さとＭｎ硫化物系介在物の形態を調査した結果、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる介在物を硬質化することにより、この延伸が抑制できることを確認した。
　さらに本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる硬質な介在物を検討した。融点が高い酸化物を用いてラボ実験を行った結果、比較的融点の高いＣａは、酸化物に加えて硫化物を形成し、ＣａＯ－ＣａＳの集合体を形成することを発見した。また、ＣａＳは、Ｍｎ硫化物系介在物との整合性が高いため、このＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）にＭｎ硫化物系介在物が効率的に生成することを突き止めた。
　なお、整合性とは、２つの金属の結晶構造において、ある結晶面での格子定数（原子間の距離）の差のことを示す。この差が小さいほど、整合性が高い、すなわち２つの金属が結合し易いと考えられる。
　次に本発明者らは、上記の検証を行うため、Ｃａが添加された鋼を用いて試験溶解および熱間圧延実験を行った。その結果、Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）を核にして生成したＭｎ硫化物系介在物は、熱間圧延後の延伸が殆どなく、結果的に長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物が少なくなることを確認した。
　さらに、この鋼を用いて衝撃試験を行った結果、Ｃａが添加され、延伸したＭｎ硫化物系介在物が少ない鋼では、延伸したＭｎ硫化物系介在物からの破壊が減少し、衝撃値が向上することが確認された。
　また本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制させるため、酸化物と硫化物が集合体を形成するＣａの添加量とＳの添加量の関係を試験溶解および熱間圧延実験により検討した。その結果、ＳとＣａの添加量の比を制御することにより、Ｃａの硫化物が適度に生成して微細分散し、これにより、結果的に圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制できることを確認した。
　さらに本発明者らは、靭性に悪影響する延伸したＭｎ硫化物系介在物の抑制に加えて、Ｍｎ硫化物系介在物や酸化物を利用して、熱間圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制する方法を検討した。試験溶解および熱間圧延実験の結果、オーステナイト組織の粒成長を安定的に抑制するには、これまでの合金に代わって、オーステナイト組織に、ピンニング元素として、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させる必要があることを見出した。
　そこで本発明者らは、酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させる方法を検討した。その結果、Ｍｇ、Ｚｒの酸化物は、凝集せず、微細に均一に分散することが確認された。さらに、Ｍｇ系の酸化物及びＺｒの酸化物は、共に、Ｍｎ硫化物系介在物との整合性がよく、この微細な酸化物を核にしてＭｎ硫化物系介在物も微細に分散することが確認された。
　次に本発明者らは、Ｍｇ、Ｚｒが添加された鋼を用いて熱間圧延実験を行った。その結果、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物が微細に分散し、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制できることを確認した。さらに、この鋼を用いて衝撃試験を行った結果、Ｍｇ、Ｚｒが添加された鋼では、パーライト組織の微細化により衝撃値が向上することが確認された。
　本発明者らは、Ｐ量を０．０１５０％以下とした炭素量１．００％の鋼を用いて、Ｓ量を変化させ、さらにはＣａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加して実験用の鋼を試験溶解した。次に、レール相当の熱間圧延条件を模擬したラボ圧延実験を行い、レールの試作品を作製した。そして、衝撃試験により試作品の衝撃値を測定し、衝撃値におよぼすＳ量や、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ添加の影響を調査した。なお、素材の硬さは熱処理条件の制御によりＨｖ４００レベルに揃えた。
　図２は、Ｓ量（ｐｐｍ）と衝撃値の関係を示す。Ｃ量が１．００％の鋼（●印）において、Ｐ量を０．０１５０％以下とした場合、Ｓ量を０．０１００％以下まで低減すると衝撃値が向上することが確認された。また、Ｃａが添加された鋼（■印）の結果より、Ｃａを添加することによって、延伸するＭｎ硫化物系介在物が制御され、衝撃値が向上することが確認された。さらに、Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒが添加された鋼（△印）の結果より、Ｃａに加えてＭｇ、Ｚｒを添加することによって、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物が微細に分散し、これにより、衝撃値が著しく向上することが確認された。
　以上の研究結果に基づいて、前述した構成要件を有する本発明が完成された。この本発明の構成要件について、以下に説明する。
（１）鋼の化学成分の限定理由
　本発明のパーライト系レールにおいて、鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。
　Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６５％未満になると、本成分系では、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性が維持できない。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、粗大な初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や靭性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．６５～１．２０％に限定する。なお、耐摩耗性を十分に確保するにはＣ量を０．９０％以上とすることが望ましい。
　Ｓｉは、脱酸材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強化により、レール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素である。さらに、過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、靭性の低下を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に期待できない。またＳｉ量が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、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ添加量を０．０５～２．００％に限定する。なお、焼入れ性を確保し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｓｉ量を０．２０～１．３０％とすることが望ましい。
　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、Ｍｎ量が０．０５％未満では、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Ｍｎ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、Ｍｎ添加量を０．０５～２．００％に限定する。なお、焼入れ性を確保し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｍｎ量を０．４０～１．３０％とすることが望ましい。
　Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐ量と靭性には相関があり、Ｐ量が増加すると、フェライト相の脆化によりパーライト組織が脆化し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるにはＰ量は低いことが望ましい。衝撃値とＰ量の相関を実験室的に確認した結果、Ｐ量を０．０１５０％以下まで低減すると、Ｐの偏析が著しく低減し、破壊の起点であるパーライト組織の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、Ｐ量を０．０１５０％以下に限定する。Ｐ量の下限値については限定していないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ量は０．００２０％程度が、実際に製造する際の限界になると考えられる。
　なお、低Ｐ化（Ｐ量の低減化）の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑み、衝撃値を安定的に向上させるには、Ｐ量を０．００３０～０．０１００％とすることが望ましい。
　Ｓは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｓ量と靭性には相関があり、Ｓ量が増加すると、ＭｎＳの粗大化や密度の増加により応力集中が発生し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるには、Ｓ量は低いことが望ましい。衝撃値とＳ量の相関を実験室的に確認した結果、Ｓ量を０．０１００％以下まで低減すると、破壊の起点であるＭｎ硫化物系介在物の生成量が低減し、さらに、ＣａやＺｒ、Ｍｇ添加によるＭｎ硫化物系介在物の延伸抑制や微細化により、パーライト組織の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、Ｓ量を０．０１００％以下に限定する。Ｓ量の下限値については限定していないが、精錬工程での脱硫能力を考慮すると、Ｓ量０．００１０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。
　なお、低Ｓ化（Ｓ量の低減化）の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑み、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を抑制し、衝撃値を安定的に向上させるには、Ｓ量を０．００６０以下とすることが望ましい。
　また、さらに衝撃値を向上させるには、オーステナイト組織をピンニングする微細なＭｎ硫化物系介在物を安定的に生成させ、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を抑制するため、Ｓ量を０．００２０～０．００３５％とすることが望ましい。
　Ｃａは、脱酸・脱硫元素であり、Ｃａの添加により、Ｃａの酸化物と硫化物が集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）を生成する。この集合体は、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となり、圧延後のＭｎ硫化物系介在物が延伸することを抑制する。さらには、これを核にして、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。Ｃａは、このような作用効果を有する元素である。Ｃａ量が０．０００５％未満では、その効果が小さく、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核としては不十分となる。またＣａ量が０．０２００％を超えると、鋼中の酸素量によっては、Ｍｎ硫化物系介在物の核とならない単独の硬質ＣａＯの数が増加する。この結果、レール鋼の靭性が大きく低下する。このため、Ｃａ添加量を０．０００５～０．０２００％に限定する。
　なお、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を確実に抑制し、かつＭｎ硫化物系介在物の核とならず靭性に有害な硬質ＣａＯの生成を未然に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｃａ添加量を０．００１５～０．０１５０％の範囲にすることが望ましい。また、さらに衝撃値を向上させるには、オーステナイト組織をピンニングする微細なＭｎ硫化物系介在物を安定的に生成させ、Ｍｎ硫化物系介在物の粗大化を抑制する必要があり、Ｃａ量を０．００２０～０．００８０％とすることが望ましい。
　前述したように、ＳとＣａは、酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）を生成する。この集合体は、Ｍｎ硫化物系介在物の核となり、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸に大きな影響をおよぼす。したがって、Ｓ添加量とＣａ添加量の制御が重要となる。そこで、Ｓ添加量、Ｃａ添加量を変化させた鋼を試験溶解して、熱間圧延実験を行った。その結果、Ｓ添加量に対するＣａ添加量の比（Ｓ／Ｃａ）の値が特定の範囲内にある場合、Ｃａの酸化物や硫化物が適度に生成して微細分散し、これにより、結果的に圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制できることがわかった。
　具体的には、Ｓ／Ｃａの値が０．４５未満になると、Ｍｎ硫化物系介在物の核とならない単独の硬質ＣａＯの数が若干増加する。この結果、レール鋼の靭性が低下する場合がある。また、Ｓ／Ｃａの値が３．００を超えると、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）の数が低減し、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸が助長される。この結果、レール鋼の靭性が低下する場合がある。このため、Ｓ／Ｃａの値を０．４５～３．００の範囲とすることがさらに望ましい。
　本発明では、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種を含有することが好ましい。
　Ｍｇは、脱酸元素であり、主にＯと結合して微細なナノサイズの酸化物（ＭｇＯ）や硫化物（ＭｇＳ）との複合体を形成する元素である。この複合体を核にして、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。その結果、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制され、レール鋼の組織が微細化し、パーライト組織の靭性を向上させることができる。しかし、Ｍｇ量が０．０００５％未満では、微細な酸化物（ＭｇＯ）と硫化物（ＭｇＳ）の複合体の生成量が少なく、圧延後のオーステナイト組織の粒成長抑制効果が十分に得られない。Ｍｇ量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な酸化物から疲労損傷が発生する。このため、Ｍｇ添加量を０．０００５～０．０２００％に限定する。
　なお、オーステナイト組織をピンニングする微細な酸化物（ＭｇＯ）、及びナノサイズのＭｎ硫化物系介在物を形成する酸化物（ＭｇＯ）と硫化物（ＭｇＳ）の複合体の生成量を十分に確保し、疲労損傷に有害で粗大な酸化物の生成を十分に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｍｇ添加量を０．００１０～０．００５０％の範囲にすることが望ましい。
　Ｚｒは、脱酸元素であり、主にＯと結合して微細なナノサイズの酸化物（ＺｒＯ２）を形成する元素である。この酸化物は、微細に均一に分散し、さらには、これを核にナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。その結果、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制され、レール鋼の組織が微細化し、パーライト組織の靭性を向上させることができる。しかし、Ｚｒ量が０．０００５％未満では、微細な酸化物（ＺｒＯ２）の生成量が少なく、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制する効果が十分に得られない。Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、Ｚｒの粗大酸化物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｚｒ添加量を０．０００５～０．０１００％に限定する。
　なお、オーステナイト組織をピンニングする微細な酸化物（ＺｒＯ２）、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物を形成する酸化物（ＺｒＯ２）の生成量を十分に確保し、かつ疲労損傷に有害な粗大な酸化物の生成を十分に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｍｇ添加量を０．００１０～０．００５０％の範囲にすることが望ましい。
　また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織や初析フェライト組織の硬度（強化）の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、及びレール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ａｌ、及びＮから選択される１種又は２種以上の元素が必要に応じて添加されることが好ましい。
　上記元素の主な添加目的や作用効果を以下に示す。
　Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。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炭化物や窒化物を生成し、これにより、オーステナイト粒の成長を抑制する。さらに、フェライト組織やパーライト組織中に析出硬化することにより、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、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。Ｃｕは、フェライト組織や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、フェライト組織やパーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、溶接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。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、パーライト変態を促進させる。そして、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させる。
　これらの成分の限定理由について、以下に詳細に説明する。
　Ｃｏは、パーライト組織中のフェライト相に固溶する。これにより、レール頭部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐摩耗性を向上させる。Ｃｏ量が０．０１％未満では、フェライト組織の微細化が図れず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、Ｃｏ量を１．００％超添加しても、上記の効果が飽和し、添加量に応じたフェライト組織の微細化が図れない。また、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、Ｃｏ添加量を０．０１～１．００％に限定する。
　Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与する。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。しかし、Ｃｒ量が０．０１％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全く見られなくなる。また、Ｃｒ量が２．００％を超える過剰なＣｒ添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成する。これにより頭部コーナー部や頭頂部に、マルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．０１～２．００％に限定する。
　Ｍｏは、Ｃｒと同様に、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与する。このように、Ｍｏは、硬度（強度）を向上させる元素であるが、Ｍｏ量が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、Ｍｏ量が０．５０％を超える過剰なＭｏ添加を行うと、変態速度が著しく低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１～０．５０％に限定する。
　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する。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、フェライト組織やパーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、靭性を向上させる。Ｖは、このような作用効果を得るために有効な元素である。また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、Ｖは、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、Ｖ量が０．００５％未満では、その効果が十分に期待できず、フェライト組織やパーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また、Ｖ量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、フェライト組織やパーライト組織の靭性が低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｖ添加量を０．００５～０．５０％に限定する。
　Ｎｂは、Ｖと同様に、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化する。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、フェライト組織やパーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、靭性を向上させる。Ｎｂは、このような作用効果を得るために有効な元素である。また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、Ｎｂは、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、Ｎｂ量が０．００２％未満では、その効果が期待できず、フェライト組織やパーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また、Ｎｂ量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、フェライト組織やパーライト組織の靭性が低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００２～０．０５０％に限定する。
　Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成し、パーライト変態を促進させる。このパーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性が低減し、レールの頭表面から内部まで、より均一な硬度分布が得られる。このため、レールを高寿命化することができる。Ｂ量が０．０００１％未満では、その効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、Ｂ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１～０．００５０％に限定する。
　Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織中のフェライト相に固溶し、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。Ｃｕ量が０．０１％未満では、その効果が期待できない。またＣｕ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０１～１．００％に限定する。
　Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度（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との複合化合物であるＮｉ３Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化が抑制される。Ｎｉ量が０．０１％未満では、その効果が著しく小さく、またＮｉ量が１．００％を超えると、フェライト組織やパーライト組織の靭性が著しく低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ添加量を０．０１～１．００％に限定する。
　Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物や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、Ｔｉ量が０．００５０％未満では、その効果が少なく、Ｔｉ量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物やＴｉの窒化物が生成して、レールの靭性が低下する。同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｔｉ添加量を０．００５０～０．０５０％に限定する。
　Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素である。Ａｌ量が０．０１００％以下では、その効果が弱い。またＡｌ量が１．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成する。これによりレールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。さらに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ添加量を０．０１００超～１．００％に限定する。
　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フェライトやパーライト変態を促進させる。これにより主にパーライトブロックサイズが微細化することにより、靭性を向上させることができる。しかし、Ｎ量が０．００６０％未満では、その効果が弱い。Ｎ量が０．０２００％を超えると、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気泡が生成し、レール頭部内部に疲労損傷が発生する。このため、Ｎ添加量を０．００６０～０．０２００％に限定する。
（２）レール頭表部３ａのパーライト組織の領域および硬さの限定理由
　次に、レールの頭表部３ａがパーライト組織であり、かつ、その硬さをＨｖ３２０～５００の範囲に限定する理由について説明する。
　まず、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０～５００の範囲に限定する理由について説明する。
　本成分系では、パーライト組織の硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの頭表部３ａの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、ころがり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、レール頭表部３ａの耐表面損傷性が大きく低下する。また、パーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織の靭性が著しく低下し、レール頭表部３ａの耐損傷性が低下する。このためパーライト組織の硬さをＨｖ３２０～５００の範囲に限定する。
　次に、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織の必要範囲を、レール鋼の頭表部３ａに限定する理由を説明する。
　ここで、レールの頭表部３ａとは、図１中に示すように、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲（実線の斜線部）を示す。この部位に上記の成分範囲のパーライト組織が配置されていれば、車輪との接触による摩耗を抑制し、レールにおいて耐摩耗性の向上が図れる。
　また、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織は、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲３ｂ、すなわち、少なくとも図１中の点線の斜線部内に配置されていることが好ましく、これにより車輪との接触により、さらにレール頭部の内部まで摩耗した場合の耐摩耗性が、より一層確保され、レールの使用寿命の向上が図れる。したがって、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部３の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。
　なお、レール頭部３の表面近傍において、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織を得る方法としては、後述するように、圧延後、または、再加熱後のオーステナイト領域のある高温のレール頭部３に加速冷却を行うことが望ましい。
　本発明でのレール頭部３のうち、前記した頭表部３ａ、又は頭表部３ａを含む深さ２０ｍｍまでの範囲３ｂの金属組織は、上記限定のようなパーライト組織のみからなることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、パーライト組織中に面積率で５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が５％以下の含有量で混入しても、レール頭部５の耐摩耗性および靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、上記限定のパーライト組織としては、微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織等が５％以下の含有量で混在したものも含んでいる。
　言い換えれば、本発明でのレール頭部５のうち、前記した頭表部３ａ、又は頭表部３ａを含む深さ２０ｍｍまでの範囲３ｂの金属組織は、９５％以上がパーライト組織であれば良く、耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭部金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。
　なお、後述する表１及び表２におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは５％以下の含有量を意味し、パーライト組織以外の組織において微量と記載していないのは５％超の量（本発明外）を意味する。
（３）長辺が１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数の限定理由
　本発明において、評価対象とした長手方向の任意断面のＭｎ硫化物系介在物の長辺の長さを１０～１００μｍの範囲に限定する理由について詳細に説明する。
　本成分系において、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺の長さと実レールの損傷実績（実際にレールを使用した際の損傷状況）を調査した結果、レールの破壊は、応力集中が発生するＭｎ硫化物系介在物の端部から発生していることを確認した。そこで、Ｍｎ硫化物系介在物の長さを変化させた鋼を試験溶解し、熱間圧延実験を行った結果、長辺の長さ１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数とレール耐損傷性には、よい相関があることが確認された。したがって、Ｍｎ硫化物系介在物の数の評価対象を長辺の長さ１０～１００μｍの範囲に限定する。
　なお、耐損傷性に対しては、応力集中が著しい長辺の長さが長いＭｎ硫化物系介在物の方が影響は大きく、長辺の長さが短いＭｎ硫化物系介在物の方が影響は小さい。しかし、本発明鋼では長さ１００μｍを超えるＭｎ硫化物系介在物は少なく、その鋼の特性を把握するには不適当であること、及び長さ１０μｍ未満のＭｎ硫化物系介在物は、耐損傷性に対して影響が少ないことから、表記のサイズのＭｎ硫化物系介在物を評価対象とした。
　次に、本発明において、長手方向の任意断面（レールの長さ方向に平行な断面）において、長辺１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数を１０～２００個／ｍｍ２に限定する理由について詳細に説明する。
　長辺１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数が単位面積あたり２００個／ｍｍ２を超えると、本成分系ではＭｎ硫化物系介在物の数が過剰となり、介在物周囲の応力集中の発生により、レールの損傷の可能性が高くなる。鋼の機械的特性においても衝撃値の向上が望めない。また、長辺１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数が単位面積あたり１０個／ｍｍ２未満になると、本成分系では鋼中に残存してしまう不可避的な水素を吸着するトラップサイトが著しく減少する。これにより水素性の欠陥（水素脆化）を誘発する可能性が高くなり、レールの耐損傷性を損なう可能性がある。そこで、長辺の長さ１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり１０～２００個／ｍｍ２に限定する。
　なお、本限定において、Ｍｎ硫化物系介在物とは、Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）を核に生成したＭｎ硫化物系介在物と、それ以外のＭｎ硫化物系介在の両方を評価対象とする。
　また、Ｍｎ硫化物系介在物の数については、図３に示すようにレールの損傷が顕在化しているレール頭部３の長手方向の断面からサンプルを切り出し、硫化物系介在物の測定を行う。切り出した各サンプルのレール長手方向断面を鏡面研磨し、任意断面においてＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で調査する。そして、上記限定のサイズの介在物数をカウントし、これを単位断面当たりの数として算定する。各レール鋼の代表値は、これら２０視野の単位断面当たりの数の平均値とした。Ｍｎ硫化物系介在物の測定部位は、特に限定しないが、損傷の起点となるレール頭部５の表面から深さ３～１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
　また、破壊の起点となるＭｎ硫化物系介在物の影響をさらに少なくし、水素性の欠陥を未然に抑制し、レールの耐折損性を安定的に向上させるには、長辺１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり２０～１８０個／ｍｍ２の範囲に制御することが望ましい。
（４）粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数の限定理由
　本発明では、任意の横断面において、粒径が５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００～５００００個／ｍｍ２の量で存在することが好ましい。
　評価対象となるＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の粒径を５～１００ｎｍの範囲に限定する理由について詳細に説明する。
　Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の粒径が５～１００ｎｍの範囲であれば、オーステナイト組織中に生成した場合、粒界において十分なピンニング効果を示す。これにより、レールの耐損傷に悪影響することなく、結果的にパーライト組織を微細化し、確実に靭性を向上させることが確認された。したがってＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の評価対象を粒径５～１００ｎｍの範囲に限定する。
　なお、ピンニング効果に対しては、粒径が微細な介在物が多数存在するほど効果があるが、粒径５ｎｍ未満のＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物については、その測定が非常に困難である。また、粒径１００ｎｍ超のＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物については、上記のようにピンニング効果が得られない。以上により、上記のサイズのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物を評価対象とする。
　次に、好ましい形態において、長手方向の任意断面の粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位ｍｍ２当たりの量（個数）を５００～５００００個に限定する理由について詳細に説明する。
　粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数が、単位面積あたり５００個／ｍｍ２未満になると、圧延後のオーステナイト組織中のピンニング効果が十分にあらわれない。このため、パーライト組織が粗大化し、レールの靭性が向上しない。また、粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数が、単位面積あたり５００００個／ｍｍ２を超えると、析出が過剰となり、パーライト組織自体が脆化し、レールの靭性が低下する。そこで、粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり５００～５００００個／ｍｍ２に限定する。
　なお、本限定において、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物とは、一部にＭｎ硫化物等の複合酸化物を含むものであり、また、Ｍｎ硫化物系介在物とは、Ｍｇ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｃａ酸化物等の微細な酸化物を核に生成したものである。
　Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物は、以下のように観察し，粒径、個数を測定する。まず、図４に示した任意の横断面から薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率５００００～５０００００の倍率で観察する。析出物の粒径は、観察により個々の析出物の面積を求め、その面積に相当する円の直径として求める。
　析出物は２０視野の観察を行い、所定の直径５～１００ｎｍに該当する析出物の数をカウントし、これを単位面積当たりの数に換算する。レール鋼の代表値は、これら２０視野の平均値とする。なお、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の測定部位は、特に限定しないが、靭性が必要とされるレール頭表部３aの表面から深さ３～１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
（５）本発明のレール鋼の製造方法
　上記の成分組成及びミクロ組織を有する本発明のレール鋼は、特に限定するものではないが、通常は、以下の方法により製造される。まず転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、溶鋼を得る。そして、この溶鋼を用いて、造塊・分塊法あるいは連続鋳造法によって、圧延用の鋼片（鋼塊）を製造する。さらに、鋼片を１２００℃以上に再加熱後、数パスの熱間圧延を行い、レールの成形を行う。その後、熱処理（再加熱、冷却）を施すことによりレールが製造される。
　特に、溶銑段階では、通常の脱Ｓ、脱Ｐを行い（脱Ｐ、脱Ｓ処理）、さらに、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で十分な脱Ｓ、脱Ｐを行う（脱Ｐ、脱Ｓ処理）。次いで、Ｃａを添加することにより、Ｍｎ硫化物系介在物を制御する。さらには、必要に応じてＭｇ、Ｚｒを添加することにより、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させる。
　製造条件の詳細を以下に示す。
　溶銑段階では、低Ｐ化、低Ｓ化を図るには、通常の脱Ｐ処理及び脱Ｓ処理を丹念に行うことが望ましい。
　脱Ｓについては、溶銑鍋（転炉精錬の前段階）において、時間をかけ、ＣａＯを十分に添加し、ＣａＳをスラグとして排出することが望ましい。
　なお、ここでのＣａＯの添加は、Ｓ量が非常に高い溶銑からＳを低減する場合に行う方法である。後述するＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）を生成させるために添加するＣａＯ－Ｓｉ合金の添加とは異なり、なんら影響を与えるものではない。
　脱Ｐについては、転炉での精錬において、脱Ｐにより分離したＰ（Ｐ２Ｏ５など）を含むスラグからのＰの再溶解を防止するため、精錬途中でスラグを排出することが望ましい。
　次いで、Ｃａを添加することにより、Ｍｎ硫化物系介在物を制御する。
　Ｃａは、鋳造前の精錬工程で添加することが望ましい。Ｃａの添加方法としては、取鍋でＣａ合金（Ｃａ－Ｓｉ合金など）ワイヤーやＣａ合金塊を添加したり、Ｃａ合金粉末を吹き込むことが望ましい。
　Ｃａ合金としては、Ｃａ－Ｓｉ合金（５０Ｃａ－５０Ｓｉなど）や、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃａ合金（Ｆｅ－３０Ｓｉ－３０Ｃａなど）、Ｎｉ－Ｃａ合金（９０Ｎｉ－１０Ｃａなど）が用いられる。Ｃａは蒸気圧が高いため、純Ｃａを添加すると、溶鋼のスプラッシュが発生したり、湯面上のスラグを巻き込んで溶鋼清浄性が悪化する。また、歩留も低い。そこで、Ｃａ合金、例えば、Ｃａ－Ｓｉ合金を添加することが広く行われている。合金化することにより、Ｃａ単体の場合よりもＣａの活量が低下するので、添加時の蒸発が相対的に穏やかになり、歩留も向上する。
　合金中のＣａ濃度が低い方が歩留も向上し、添加時のスプラッシュの発生も抑制される点で好ましい。ただし、Ｃａ以外の他元素（Ｓｉなど）が同時に添加されることにも留意し、Ｃａ合金組成を選択する必要がある。
　Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）の凝集や偏析を防止するために、添加後、取鍋内のＡｒバブリング等により溶鋼を撹拌し、Ｃａ濃度を均一化すると同時に、大型介在物を浮上させることが望ましい。溶鋼量２００ｔ以上の場合、撹拌は５分から１０分程度行うことが望ましい。過剰な撹拌は、介在物の凝集合体を進行させて介在物が粗大化するため、好ましくない。
　Ｃａの歩留を確保する観点からは、精錬工程の最後で添加するのが有利である。Ｃａを、精錬工程ではなく、鋳造工程においてタンディッシュ内に添加しても良い。鋳造時のスループット（時間当たりの鋳造量）に応じて、Ｃａ合金の添加速度を調整する必要がある。この場合、Ｃａ添加後の溶鋼撹拌は、タンディッシュ内および鋳型内に限られるため、Ｃａ濃度の均一性は、取鍋添加時よりやや劣る。そこで、鋳造段階におけるＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ－ＣａＳ）の凝集や偏析を防止するため、電磁力などで凝固途中の溶鋼を攪拌することが望ましい。また、鋳造時の溶鋼の流れを制御するため、鋳造ノズルの形状を最適化することが望ましい。
　また、Ｍｎ硫化物系介在物と整合性の高いＣａＳを効率的に生成させるには、過剰なＣａＯの生成を抑制するように溶鋼の酸素量を調整することが望ましい。酸素量を事前に調整するには、Ａｌ、Ｓｉ等により事前に脱酸することが望ましい。
　また、微細なナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させるには、通常の精錬後、高温の溶鋼鍋や鋳造時のターンディシュなどで、純金属Ｍｇ、Ｍｇ合金（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｇ、Ｆｅ－Ｍｎ－Ｍｇ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ－Ｍｇ、Ｓｉ－Ｍｇ）、又はＺｒ合金（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｚｒ、Ｆｅ－Ｍｎ－Ｍｇ－Ｚｒ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ－Ｍｇ－Ｚｒ）を添加することが望ましい。さらに、鋳造段階での凝集や偏析を防止するため、電磁力などで凝固途中の溶鋼を攪拌することが望ましい。また、鋳造時の溶鋼の流れを制御するため鋳造ノズルの形状を最適化することが望ましい。
　なお、Ｃａ、ＭｇやＺｒを添加する順番については明記していないが、酸素量の少ない高炭素鋼では、Ｃａ、ＭｇやＺｒの酸化物を効率よく生成させるには、比較的酸化力の弱いＣａを先に添加し、その後、酸化力の強いＭｇやＺｒを添加することが望ましい。
　熱間圧延において、最終成形を行う温度は、形状と材質確保の観点から、９００～１０００℃の範囲が望ましい。
　また、熱間圧延後の熱処理に関して、レール頭部３において、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織を得るためには、圧延後、または、再加熱後のオーステナイト領域のある高温のレール頭部３に加速冷却を行うことが望ましい。加速冷却の方法としては、特許文献８（特開平８－２４６１００号公報）、特許文献９（特開平９－１１１３５２号公報）等に記載されているような方法で熱処理（及び冷却）を行うことにより、所定の組織と硬さを得ることができる。
　なお、レール圧延後、再加熱によって熱処理を行うには、レール頭部やレール全体を火炎や高周波で加熱することが望ましい。
　次に、本発明の実施例について説明する。
　表１～６は、供試レール鋼の化学成分を示す。なお、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。この表１～６に示す成分組成を有するレール鋼を以下の方法により製造した。
　溶銑段階で脱Ｐ、脱Ｓを行い、さらに、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で十分な脱Ｐ、脱Ｓを行って溶鋼を得た。この溶鋼にＣａを添加することによりＭｎ硫化物系介在物を制御し、あるいはさらに、Ｍｇ、Ｚｒを添加することによりナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させた。そして、連続鋳造法により鋼塊を製造し、さらに鋼塊に対して熱間圧延を行った。その後、熱処理を施すことによりレールとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（ａ）Ｍｎ硫化物系介在物の個数測定
　図３は、請求項１に限定したレール鋼のＭｎ硫化物系介在物の観察位置を示す。
　図３に示されたように、得られたレール鋼の長手方向の断面のうち、頭表部３ａを含むレール頭表面から３～１０ｍｍの深さの領域からサンプルを切り出した。そして、前述した方法により、長辺が１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を求めた。
（ｂ）Ｍｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の個数測定
　図４は、請求項２に限定したレール鋼のＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の観察位置を示す。
　図４に示されたように、得られたレール鋼の横断面のうち、頭表部３ａを含むレール頭表面から３～１０ｍｍの深さの領域からサンプルを切り出した。そして、前述した方法により、粒径５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を求めた。
（ｃ）頭表部３ａのミクロ組織の観察および硬さの測定
　レール頭部３の表面から深さ４ｍｍの位置からサンプルを切り出した。そして、観察面を、研磨の後、ナイタール腐食液でエッチングした。ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって観察面のミクロ組織を観察した。
　また、ＪＩＳ　Ｂ７７７４に従って、切り出したサンプルのビッカース硬さＨｖを測定した。なお、ビッカース硬度は、荷重９８Ｎ（１０ｋｇｆ）でサンプルにダイヤモンド圧子を載荷して測定した。表には（Ｈｖ、９８Ｎ）と記載した。
　得られた結果を表７～１２に示す。なお、表中、＊１の頭部材質は、レール頭部５の表面から深さ４ｍｍの部位の材質であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
（ｄ）摩耗試験
　図５は、摩耗試験における試験片の採取位置を図示したものであり、図中の数字は寸法（ｍｍ）を示す。
　図５に示されたように、レール鋼のうち、頭表部３ａを含む領域から円盤状試験片を切り出した。そして、図６に示されたように、相対する２本の回転軸のうち、一方の回転軸に円盤状試験片（レール試験片４）を配置し、他方の回転軸には相手材５を配置した。レール試験片４に所定の荷重がかかる状態で、レール試験片４と相手材５を接触させた。この状態で、冷却用ノズル６から圧搾空気を供給して冷却しながら、２本の回転軸を所定の回転速度で回転させた。そして、７０万回回転させた後、レール試験片４の重量の減少量（摩耗量）を測定した。
　摩耗試験の条件を以下に示す。
　　試験機：西原式摩耗試験機（図６参照）
　　試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
　　試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図５参照）
　　試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
　　すべり率：２０％
　　相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
　　雰囲気：大気中
　　冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
　　繰返し回数：７０万回
（ｅ）頭部衝撃試験
　図７は、衝撃試験における試験片の採取位置を図示したものである。
　図７に示されたように、レール鋼の横断面のうち、頭表部３ａを含む領域がノッチ底になるように、レール幅（横断面）方向から試験片を切り出した。そして、得られた試験片に対して、以下の条件で衝撃試験を行い、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を測定した。
　　試験機：衝撃試験機
　　試験片形状：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
　　試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図７参照）
　　試験温度：常温（２０℃）
　得られた結果を表１３～１５に示す。なお、表中、＊２の摩耗試験結果は、上記した摩耗試験の結果であり、レール試験片１３の重量の減少量（ｇ）を摩耗量として示した。＊３の衝撃試験結果は、上記した頭部衝撃試験の結果であり、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を示した。なお、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が大きいほど、靭性が優れていることを意味する。
　本評価において、７０万回での摩耗量が１．５ｇ以下の場合、耐摩耗性に優れていると評価した。２０℃の衝撃値は、鋼の炭素量によってその値が大きく変動するため、特性の優劣を示す基準値は設定しておらず、同一の炭素量のレール鋼にて、衝撃値の優劣を比較した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
（１）本発明レール（４７本）、鋼符号１～４７
　鋼Ｎｏ．３、４、７、８、１１～１４、１７～１９、２１～２５、２９、３０、３２～３４、３６、３７、４３、４５、４６：化学成分が上記本発明の限定範囲内で、長辺：１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数、レール頭部のミクロ組織、硬さが、本発明の限定範囲内である耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールである。
　鋼Ｎｏ．１、２、５、６、９、１０、１５、１６、２０、２６～２８、３１、３５、３８～４２、４４、４７：化学成分が上記本発明の限定範囲内で、長辺：１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数、粒径：５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＭｎ硫化物系介在物の数、レール頭部のミクロ組織、硬さが、本発明の限定範囲内である耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールである。
（２）比較レール（２１本）、鋼符号４８～６８
　鋼Ｎｏ．４８～５３：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの成分が本発明の範囲外のレール。
　鋼Ｎｏ．５４～５５：Ｐ、Ｓの成分が本発明の範囲外のレール。
　鋼Ｎｏ．５６～５７：Ｃａの成分が本発明の範囲外のレール。
　鋼Ｎｏ．５８～６３：Ｐ、Ｓ、Ｃａの成分が本発明の範囲外のレール。
　鋼Ｎｏ．６４～６６：化学成分は本発明の範囲内であるが、頭部のミクロ組織が上記本発明の限定範囲外のレール。
　鋼Ｎｏ．６７～６８：化学成分は本発明の範囲内であるが、頭部の硬さが上記本発明の限定範囲外のレール。
　表１～１５に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１～４７）では、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８～５３）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分が本発明の限定範囲内である。このため、耐摩耗性や靭性に悪影響する初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を生成させることなく、安定的に本発明の限定範囲内の硬さのパーライト組織を得ることが可能となる。
　本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１～４７）では、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．６４～６８）と比べて、頭部のミクロ組織がパーライト組織を含み、硬さが本発明の限定範囲内である。このため、レールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。
　図８は、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１～４７）と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８、５０、５１、５２、５３、６４、６６、６７）の摩耗試験の結果を示す。
　鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を本発明の限定範囲内とし、これにより、耐摩耗性に悪影響する初析フェライト組織、マルテンサイト組織の生成を防止し、硬さを本発明の限定範囲内とする。以上により、いずれの炭素量においても、耐摩耗性を大きく向上させることができる。
　図９は、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１～４７）と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４９、５１、５３、６５、６６、６８）の衝撃試験の結果を示す。
　鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を本発明の限定範囲内とし、これにより、靭性に悪影響を及ぼす初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織の生成を防止し、硬さを本発明の限定範囲内とする。以上により、いずれの炭素量においても、靭性を大きく向上させることができる。
　図１０に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１～４７）は、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．５４～６３）と比べて、Ｐ、Ｓ、Ｃａの添加量が本発明の限定範囲内である。このため、いずれの炭素量においても、パーライト組織のレールの靭性を大きく向上させることができる。
　さらに、図１１に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１１～１３、１８～２０、２４～２６、２９～３１、３３～３５、３６～３８、４５～４７）は、Ｃａが添加され、さらには、Ｃａ添加量の最適化が行われている。これにより、Ｍｎ硫化物系介在物が制御され、その数を本発明の限定範囲内としている。このため、パーライト組織のレールの靭性を向上させることができる。上記に加えて、Ｍｇ、Ｚｒが添加されている場合、酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させ、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｍｎ硫化物系介在物の数を５００～５００００個／ｍｍ２としている。これにより、パーライト組織のレールの靭性をさらに向上させることができる。
　本発明のパーライト系レールは、現用の高強度レール以上の優れた耐摩耗性および靭性を有する。このため、自然環境の厳しい地域で採掘された天然資源を輸送する貨物鉄道用のレールのように、著しく厳しい軌道環境で使用されるレールとして、本発明は好適に適用できる。
　１：頭頂部
　２：頭部コーナー部
　３：レール頭部
　３ａ：頭表部
　３ｂ：頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲
　４：レール試験片
　５：相手材
　６：冷却用ノズル

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．６５～１．２０％、
    　Ｓｉ：０．０５～２．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～２．００％、
    　Ｐ≦０．０１５０％、
    　Ｓ≦０．０１００％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０２００％を含有し、
    　残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなり、
    　レールの頭部において、頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、
    　かつ、前記パーライト組織の硬さがＨｖ３２０～５００であり、
    　前記パーライト組織中の長手方向の任意断面において、長辺が１０～１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０～２００個／ｍｍ２の量で存在することを特徴とするパーライト系レール。
  2. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５～０．０１００％の１種または２種を含有し、
    　前記パーライト組織中の任意の横断面において、粒径が５～１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００～５００００個／ｍｍ２の量で存在することを特徴とする請求項１に記載のパーライト系レール。
  3. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｏ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のパーライト系レール。
  4. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のパーライト系レール。
  5. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載のパーライト系レール。
  6. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載のパーライト系レール。
  7. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１～６のいずれかに記載のパーライト系レール。
  8. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載のパーライト系レール。
  9. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１～８のいずれかに記載のパーライト系レール。
  10. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ａｌ：０．０１００超～１．００％を含有することを特徴とする請求項１～９のいずれかに記載のパーライト系レール。
  11. 　前記鋼は、質量％で、さらに、Ｎ：０．００６０～０．０２００％を含有することを特徴とする請求項１～１０のいずれかに記載のパーライト系レール。
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JP2010535687A JP4757957B2 (ja) 2008-10-31 2009-10-30 耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール
PL09823351T PL2343390T3 (pl) 2008-10-31 2009-10-30 Szyna perlityczna mająca lepszą odporność na ścieranie i doskonałą odporność na obciążenia dynamiczne
CA2734980A CA2734980C (en) 2008-10-31 2009-10-30 Pearlite rail having superior abrasion resistance and excellent toughness
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CN2009801337274A CN102137947B (zh) 2008-10-31 2009-10-30 耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨
EP09823351.3A EP2343390B1 (en) 2008-10-31 2009-10-30 Pearlite rail having superior abrasion resistance and excellent toughness
ES09823351.3T ES2550793T3 (es) 2008-10-31 2009-10-30 Raíl de perlita que tiene resistencia a la abrasión superior y excelente tenacidad
BRPI0918859-2A BRPI0918859B1 (pt) 2008-10-31 2009-10-30 Trilho perlítico tendo resistência superior à abrasão e excelente tenacidade
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016176110A (ja) * 2015-03-20 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL2400040T3 (pl) 2009-02-18 2016-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Szyna perlityczna o doskonałej odporności na ścieranie i wiązkości
RU2488643C1 (ru) 2009-06-26 2013-07-27 Ниппон Стил Корпорейшн Рельс из высокоуглеродистой перлитной стали с отличной пластичностью и способ его получения
IN2014DN06937A (ja) 2012-04-23 2015-04-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
AU2013275213B2 (en) * 2012-06-14 2015-09-17 Nippon Steel Corporation Rail
CN103160742B (zh) * 2013-03-28 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种耐磨钢板及其制造方法
EP3124636B2 (en) * 2014-03-24 2023-05-17 JFE Steel Corporation Rail and method for manufacturing same
US9670570B2 (en) * 2014-04-17 2017-06-06 Evraz Inc. Na Canada High carbon steel rail with enhanced ductility
AU2015268447B2 (en) * 2014-05-29 2017-09-07 Nippon Steel Corporation Rail and production method therefor
US10233512B2 (en) * 2014-05-29 2019-03-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail and production method therefor
AU2015323176A1 (en) * 2014-09-22 2017-04-13 Jfe Steel Corporation Rail manufacturing method and rail manufacturing apparatus
JP6341298B2 (ja) * 2015-01-23 2018-06-13 新日鐵住金株式会社 レール
US10047411B2 (en) * 2015-01-23 2018-08-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail
CN105040532B (zh) * 2015-07-23 2017-05-31 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种重载铁路用钢轨及其生产方法和应用
CN104988405B (zh) * 2015-07-23 2017-03-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种客货混运用钢轨及其生产方法和应用
CN105154773B (zh) * 2015-07-23 2017-03-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种重载铁路用钢轨及其生产方法和应用
CN105063490B (zh) * 2015-07-23 2017-03-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种高速铁路用钢轨及其生产方法和应用
CN105018848A (zh) * 2015-08-05 2015-11-04 启东市佳宝金属制品有限公司 耐磨合金
RU2764892C1 (ru) * 2018-09-10 2022-01-24 Ниппон Стил Корпорейшн Рельс и способ производства рельса
US12312645B2 (en) 2019-06-20 2025-05-27 Jfe Steel Corporation Rail and manufacturing method therefor
CN113373371A (zh) * 2021-05-21 2021-09-10 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种添加稀土和镍元素的超高耐磨性过共析型珠光体钢轨材料
CN115488302B (zh) * 2022-09-26 2024-11-05 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 改善钢轨轨头断面硬度梯度的方法及钢轨轨头

Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171247A (ja) 1991-12-20 1993-07-09 Nippon Steel Corp 高炭素シリコンキルド高清浄溶鋼の製造方法
JPH05263121A (ja) 1992-03-19 1993-10-12 Nippon Steel Corp 高炭素高清浄溶鋼の製造方法
JPH07173530A (ja) 1993-12-20 1995-07-11 Nippon Steel Corp パーライト金属組織を呈した高靭性レールの製造法
JPH08246100A (ja) 1995-03-07 1996-09-24 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
JPH09111352A (ja) 1995-10-18 1997-04-28 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライトレールの製造法
JP2001020040A (ja) * 1999-07-08 2001-01-23 Nippon Steel Corp 耐摩耗性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
JP2001220651A (ja) 2000-02-08 2001-08-14 Nkk Corp 耐ヘビーシェリング損傷性に優れたレール
JP2001234238A (ja) 2000-02-18 2001-08-28 Nippon Steel Corp 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法
JP2002226915A (ja) 2001-02-01 2002-08-14 Nippon Steel Corp 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法
JP2002363702A (ja) * 2001-04-04 2002-12-18 Nippon Steel Corp 耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール
JP2005256023A (ja) * 2004-03-09 2005-09-22 Nippon Steel Corp 延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法
JP2006111939A (ja) * 2004-10-15 2006-04-27 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライト系鋼レール
JP2007169727A (ja) * 2005-12-22 2007-07-05 Jfe Steel Kk 高強度パーライト系レールおよびその製造方法
JP2007291413A (ja) 2006-04-20 2007-11-08 Nippon Steel Corp 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
JP2008050684A (ja) * 2006-07-27 2008-03-06 Jfe Steel Kk 耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール
JP2008281847A (ja) 2007-05-11 2008-11-20 Kyocera Mita Corp 画像形成装置

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0730401B2 (ja) * 1986-11-17 1995-04-05 日本鋼管株式会社 靭性の優れた高強度レ−ルの製造方法
AU663023B2 (en) * 1993-02-26 1995-09-21 Nippon Steel Corporation Process for manufacturing high-strength bainitic steel rails with excellent rolling-contact fatigue resistance
GB9313060D0 (en) * 1993-06-24 1993-08-11 British Steel Plc Rails
DE69427189T3 (de) * 1993-12-20 2013-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfeste, abriebsresistente schiene mit perlitstruktur und verfahren zu deren herstellung
USRE42360E1 (en) * 1994-11-15 2011-05-17 Nippon Steel Corporation Pearlitic steel rail having excellent wear resistance and method of producing the same
AT407057B (de) * 1996-12-19 2000-12-27 Voest Alpine Schienen Gmbh Profiliertes walzgut und verfahren zu dessen herstellung
WO1999036583A1 (fr) * 1998-01-14 1999-07-22 Nippon Steel Corporation Rail de type bainite presentant une excellente resistance aux dommages de fatigue en surface et une excellente resistance a l'usure
RU2194791C1 (ru) * 2001-09-21 2002-12-20 Паршин Владимир Андреевич Рельсовая сталь
DE10148305A1 (de) * 2001-09-29 2003-04-24 Sms Meer Gmbh Verfahren und Anlage zur thermischen Behandlung von Schienen
US20040187981A1 (en) * 2002-04-05 2004-09-30 Masaharu Ueda Pealite base rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof
US7288159B2 (en) * 2002-04-10 2007-10-30 Cf&I Steel, L.P. High impact and wear resistant steel
US7217329B2 (en) * 2002-08-26 2007-05-15 Cf&I Steel Carbon-titanium steel rail
JP2004315928A (ja) * 2003-04-18 2004-11-11 Nippon Steel Corp 耐摩耗性および耐熱き裂性に優れた高炭素鉄道車両用車輪
RU2259416C2 (ru) * 2003-08-04 2005-08-27 Общество с ограниченной ответственностью "Рельсы Кузнецкого металлургического комбината" Рельсовая сталь
JP2005171327A (ja) * 2003-12-11 2005-06-30 Nippon Steel Corp 耐表面損傷性および耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールの製造方法およびレール
JP4469248B2 (ja) * 2004-03-09 2010-05-26 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性および延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法
JP4568190B2 (ja) * 2004-09-22 2010-10-27 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
EP2006406B1 (en) * 2006-03-16 2018-09-26 JFE Steel Corporation High-strength pearlite rail with excellent delayed-fracture resistance
JP5145795B2 (ja) * 2006-07-24 2013-02-20 新日鐵住金株式会社 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
JP4390004B2 (ja) * 2007-03-28 2009-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗性と耐疲労損傷性に優れた内部高硬度型パーライト鋼レールおよびその製造方法
PL2400040T3 (pl) * 2009-02-18 2016-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Szyna perlityczna o doskonałej odporności na ścieranie i wiązkości
RU2488643C1 (ru) * 2009-06-26 2013-07-27 Ниппон Стил Корпорейшн Рельс из высокоуглеродистой перлитной стали с отличной пластичностью и способ его получения
CA2744992C (en) * 2009-08-18 2014-02-11 Nippon Steel Corporation Pearlite rail

Patent Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171247A (ja) 1991-12-20 1993-07-09 Nippon Steel Corp 高炭素シリコンキルド高清浄溶鋼の製造方法
JPH05263121A (ja) 1992-03-19 1993-10-12 Nippon Steel Corp 高炭素高清浄溶鋼の製造方法
JPH07173530A (ja) 1993-12-20 1995-07-11 Nippon Steel Corp パーライト金属組織を呈した高靭性レールの製造法
JPH08246100A (ja) 1995-03-07 1996-09-24 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
JPH09111352A (ja) 1995-10-18 1997-04-28 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライトレールの製造法
JP2001020040A (ja) * 1999-07-08 2001-01-23 Nippon Steel Corp 耐摩耗性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レールおよびその製造法
JP2001220651A (ja) 2000-02-08 2001-08-14 Nkk Corp 耐ヘビーシェリング損傷性に優れたレール
JP2001234238A (ja) 2000-02-18 2001-08-28 Nippon Steel Corp 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法
JP2002226915A (ja) 2001-02-01 2002-08-14 Nippon Steel Corp 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法
JP2002363702A (ja) * 2001-04-04 2002-12-18 Nippon Steel Corp 耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール
JP2005256023A (ja) * 2004-03-09 2005-09-22 Nippon Steel Corp 延性に優れた高炭素鋼レールの製造方法
JP2006111939A (ja) * 2004-10-15 2006-04-27 Nippon Steel Corp 耐摩耗性に優れたパーライト系鋼レール
JP2007169727A (ja) * 2005-12-22 2007-07-05 Jfe Steel Kk 高強度パーライト系レールおよびその製造方法
JP2007291413A (ja) 2006-04-20 2007-11-08 Nippon Steel Corp 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
JP2008050684A (ja) * 2006-07-27 2008-03-06 Jfe Steel Kk 耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール
JP2008281847A (ja) 2007-05-11 2008-11-20 Kyocera Mita Corp 画像形成装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2343390A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016176110A (ja) * 2015-03-20 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法

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