JP2005163088A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】 レール製造において、炭素の添加量、熱間圧延条件、加速冷却条件を制御することにより、重荷重鉄道に使用されるレールにおいて、レール頭部の延性と硬度を向上させ、レールの耐摩耗性の確保とレール折損等の破壊の発生を防止する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする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。
【選択図】 図３
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする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。
【選択図】 図３
Description
本発明は、重荷重鉄道に使用されるレールにおいて、耐摩耗性と延性を同時に付与することを目的としたパーライト組織を呈した高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。
高炭素含有のパーライト鋼はその優れた耐摩耗性鋼から鉄道用レール材料として使用されてきた。しかしながら炭素含有量が非常に高いため、延性や靭性が低いといった問題があった。
例えば、ＪＩＳ Ｅ１１０１−１９９０に示されている炭素量０．６〜０．７mass％の普通炭素鋼レールでは、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は１２〜１８Ｊ／ｃｍ2 程度であり、このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壊を引き起こすといった問題があった。
また近年、レール鋼は耐摩耗性改善のためより一層の高炭素化を進めており、これに伴い、延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。
例えば、ＪＩＳ Ｅ１１０１−１９９０に示されている炭素量０．６〜０．７mass％の普通炭素鋼レールでは、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は１２〜１８Ｊ／ｃｍ2 程度であり、このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壊を引き起こすといった問題があった。
また近年、レール鋼は耐摩耗性改善のためより一層の高炭素化を進めており、これに伴い、延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。
一般にパーライト鋼の延性や靭性を向上させるには、パーライト組織（パーライトブロックサイズ）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組織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。
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延性や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、前記の低温再加熱熱処理を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った。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った。
そこで、圧延時成形性を確保し、圧延後のパーライト組織の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。
１） 高炭素鋼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３パス 以上の圧延を行う高延性レールの製造法（特許文献１）。
２） 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、さらに連 続圧延を行った後、圧延終了後に加速冷却を行う高耐摩耗性・高靭性レールの製造 方法（特許文献２）。
１） 高炭素鋼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３パス 以上の圧延を行う高延性レールの製造法（特許文献１）。
２） 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、さらに連 続圧延を行った後、圧延終了後に加速冷却を行う高耐摩耗性・高靭性レールの製造 方法（特許文献２）。
これらのレールの特徴は、レールの延性や靭性の向上を図るため、パーライト組織を微細化する方法として、オーステナイト組織の微細化を検討し、高炭素鋼が比較的低温で、かつ小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用して、小圧下の連続圧延によって整粒の微細オーステナイト粒を得、延性や靭性を向上させるものであった。
特開平７−１７３５３０号公報
特開２００２−２２６９１５号公報
前記に示されたレール製造方法では、オーステナイト粒の微細化には限界があり、パーライト組織が十分に微細化せず、十分な延性や靭性の向上が望めなかった。
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、整粒の微細オーステナイト粒を得、安定的に延性や靭性を向上させるレール製造方法の開発が求められていた。
このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、整粒の微細オーステナイト粒を得、安定的に延性や靭性を向上させるレール製造方法の開発が求められていた。
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、ある一定の冷却速度範囲でレール頭部表面を加速冷却し、パーライト変態させた後、頭部表面温度をある一定の温度範囲に昇温させ、ある一定範囲の断面減少率で圧延を行い、さらにその後、ある一定の温度以上で加速冷却を施し、レール頭部の耐摩耗性と延性を確保することを目的としたものである。
本発明は、以下の構成からなる。
（１）質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする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。
（２）前記（１）において、前記仕上げ圧延を連続で２パス以上、かつ、パス間時間を５〜２０sec とすることを特徴とする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。
（１）質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする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。
（２）前記（１）において、前記仕上げ圧延を連続で２パス以上、かつ、パス間時間を５〜２０sec とすることを特徴とする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。
（３）また前記（１）〜（２）のレールには、質量％でさらに、下記 (1)〜(10)の成分を選択的に含有させることができる。
(1) Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％の１種または２種、
(2) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、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) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
(6) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(7) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
(8) Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
(9) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
(10) Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％。
(1) Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％の１種または２種、
(2) Ｃｒ：０．０５〜２．００％、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) Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
(6) Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
(7) Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種以上、
(8) Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
(9) Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
(10) Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％。
（４）前記（１）〜（３）において、熱間圧延後の７００℃以上の鋼レールを、引き続き冷却速度５〜３０℃／sec で少なくとも５５０℃まで加速冷却し、その後放冷し、パーライト変態させることを特徴とする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。
本発明によれば、レール製造において、炭素の添加量、熱間圧延条件、加速冷却条件を制御することにより、重荷重鉄道に使用されるレール頭部の延性と硬さを向上させ、耐摩耗性の確保とレール折損等の破壊の発生を防止することが可能となる。
以下に本発明について詳細に説明する。
まず本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、抜本的にレールの延性を改善する方法を検討した。様々な熱間加工実験を行った結果、一旦パーライト変態させ、その後、昇温により逆変態させたオーステナイト粒は非常に微細になること、さらに粒成長性も低いことを確認した。
そこで本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒を用いて、レールの延性を改善する方法を検討した。その結果、加速冷却によるパーライト変態によって発生するパーライト変態発熱、レール内部からの復熱を利用することにより、逆変態させるために必要な温度上昇が得られることを見出した。
まず本発明者らは、高炭素含有のレール鋼において、抜本的にレールの延性を改善する方法を検討した。様々な熱間加工実験を行った結果、一旦パーライト変態させ、その後、昇温により逆変態させたオーステナイト粒は非常に微細になること、さらに粒成長性も低いことを確認した。
そこで本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒を用いて、レールの延性を改善する方法を検討した。その結果、加速冷却によるパーライト変態によって発生するパーライト変態発熱、レール内部からの復熱を利用することにより、逆変態させるために必要な温度上昇が得られることを見出した。
次に本発明者らは、逆変態させるために必要な温度上昇を制御する方法を検討した。その結果、熱間圧延前の加速冷却速度、加速冷却停止温度をある一定の範囲とすることにより、パーライト変態発熱、レール内部からの復熱からなるレール頭部の温度上昇を制御できることを確認した。
また本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒をさらに微細化する方法を検討した。その結果、この逆変態させたオーステナイト粒を熱間圧延することにより、さらにオーステナイト粒が微細化することを確認した。
また本発明者らは、この逆変態させたオーステナイト粒をさらに微細化する方法を検討した。その結果、この逆変態させたオーステナイト粒を熱間圧延することにより、さらにオーステナイト粒が微細化することを確認した。
さらに本発明者らは、連続圧延によってさらにオーステナイト粒を微細化するレールの圧延方法を検討した。その結果、前記圧延を２パス以上連続で、かつパス間時間をある一定時間内に納めることにより、逆変態によるオーステナイト組織の微細化が連続的に発生し、圧延後のオーステナイト粒が微細化することを確認した。
これらの熱間圧延条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、少なくともある温度域まで加速冷却することにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や延性が確保できることを見出した。
これらの熱間圧延条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、熱間圧延後のある一定温度以上の鋼レールの頭部を、少なくともある温度域まで加速冷却することにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や延性が確保できることを見出した。
したがって本発明では、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する前に、ある一定のレール頭部表面温度範囲で、ある一定範囲の冷却速度で加速冷却を行い、パーライト変態させ、頭部表面温度をある一定の温度範囲に昇温させた後、ある一定の断面減少率で熱間圧延を行い、さらにその後、ある一定の温度以上で、ある一定範囲の加速冷却速度で加速冷却を施すことにより、高硬度で、かつ微細なパーライト組織が得られ、耐摩耗性と延性を同時に確保できることを知見した。
すなわち本発明は、高炭素含有の鋼片をレールとして熱間圧延する際に、レール頭部のオーステナイト粒を微細化し、これに加えて圧延後に加速冷却を施すことにより、耐摩耗性と延性を同時に確保することを目的とした高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
始めに、レール鋼の化学成分を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またＣ量が１．４０％を超えると、本製造方法では旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や延性が低下する。このためＣ量を０．６０〜１．４０％に限定した。
（１）鋼レールの化学成分の限定理由
始めに、レール鋼の化学成分を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またＣ量が１．４０％を超えると、本製造方法では旧オーステナイト粒界に初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や延性が低下する。このためＣ量を０．６０〜１．４０％に限定した。
また、前記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部の熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎの元素を必要に応じて添加する。
ここで、Ｓｉは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、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、硬度と延性を確保する元素である。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する元素である。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生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Ｖ，Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Ｂは、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レールの靭性を向上させ、さらにレール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｏ，Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にパーライト鋼の硬度を向上させ、さらに溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｍｇ，Ｃａは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時にパーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。
Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させる。Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ｎは、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライト組織を微細にすることにより、靭性を向上させることが主な添加目的である。
Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織を強化し、レールの耐摩耗性の向上させる。Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物が高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ｎは、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライト組織を微細にすることにより、靭性を向上させることが主な添加目的である。
これらの成分の個々の限定理由について、以下に詳細に説明する。
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、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
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、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が十分に期待できない。また２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満の含有量ではその効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また２．００％を超えると焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や延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量を０．０５〜２．００％に限定した。
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レールの耐摩耗性や延性が低下する。このためＣｒ量を０．０５〜２．００％に限定した。
Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また０．５０％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このためＭｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。
Ｖは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．５００％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．５００％に限定した。
Ｎｂは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。その効果は０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また０．０５０％を超えて添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの延性や耐疲労損傷性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することによりレールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、靭性、耐摩耗性、さらには耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であり、さらにパーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素であるが、０．１０％未満ではその効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＣｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が低下する。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時にフェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。さらに溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ3 Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、ころがり面にスポーリング損傷が発生し、レールの耐表面損傷性が低下する。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの延性、これに加えて耐疲労損傷性が大きく低下することから、Ｔｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
Ｍｇは、Ｏ、またはＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらにＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加するとＣａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
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強度化に有効な元素であるが、０．０１００％未満ではその効果が弱く、１．００％を超えて添加すると鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性、さらには耐疲労損傷性が低下する。また溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ量を０．０１００〜１．００％に限定した。
Ｚｒは、ＺｒＯ2 介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。Ｚｒ量が０．０００１％未満ではＺｒＯ2 系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成してレールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このためＺｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。
Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。０．００４０％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成することから、Ｎ量を０．００４０〜０．０２００％に限定した。
（２）仕上げ圧延前の加速冷却条件の限定理由
まず、仕上げ圧延前の加速冷却速度開始温度について説明する。
レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、加速冷却後のパーライト変態発熱量が減少する。その結果、熱間圧延後のレール頭部の温度上昇量が減少し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。このため、仕上げ圧延前のレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
まず、仕上げ圧延前の加速冷却速度開始温度について説明する。
レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、加速冷却後のパーライト変態発熱量が減少する。その結果、熱間圧延後のレール頭部の温度上昇量が減少し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。このため、仕上げ圧延前のレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
次に、仕上げ圧延前の加速冷却速度の範囲について説明する。
レール頭部の加速冷却速度が２℃／sec 未満では、加速冷却後のレール内部からの復熱が十分に得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。また本成分系では初析フェライト組織や初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際に、昇温条件によっては完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。
また、加速冷却速度が２０℃／sec を超えると、加速冷却後のレール内部からの復熱量が過大となり、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、レール頭部の延性向上が困難となる。このためレール頭部の加速冷却速度の範囲を２〜２０℃／sec の範囲に限定した。
レール頭部の加速冷却速度が２℃／sec 未満では、加速冷却後のレール内部からの復熱が十分に得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなる。また本成分系では初析フェライト組織や初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際に、昇温条件によっては完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。
また、加速冷却速度が２０℃／sec を超えると、加速冷却後のレール内部からの復熱量が過大となり、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、レール頭部の延性向上が困難となる。このためレール頭部の加速冷却速度の範囲を２〜２０℃／sec の範囲に限定した。
次に、仕上げ圧延前の加速冷却温度の範囲について説明する。
６８０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、パーライト変態が完了に終了せず、逆変態によるオーステナイト粒の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。また５５０℃未満の温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、加速冷却後のレール内部からの復熱やパーライト変態発熱を加えても、十分な温度上昇が得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなり、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延前に６８０〜５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
６８０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、パーライト変態が完了に終了せず、逆変態によるオーステナイト粒の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。また５５０℃未満の温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、加速冷却後のレール内部からの復熱やパーライト変態発熱を加えても、十分な温度上昇が得られず、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態し難くなり、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延前に６８０〜５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
（３）加速冷却後の昇温温度の限定理由
加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した理由を説明する。
圧延後のレール頭部の昇温温度が９５０℃を超えると、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、その後に熱間圧延を行ってもオーステナイト粒が微細化せず、レール頭部の延性向上が困難となる。加速冷却後のレール頭部の昇温温度が７００℃未満となると、パーライト組織が完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。さらに、レール圧延時の熱間成形性が確保できず、レールとして必要な寸法精度を確保できない。このため加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した。
加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した理由を説明する。
圧延後のレール頭部の昇温温度が９５０℃を超えると、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が粗大化し、その後に熱間圧延を行ってもオーステナイト粒が微細化せず、レール頭部の延性向上が困難となる。加速冷却後のレール頭部の昇温温度が７００℃未満となると、パーライト組織が完全にオーステナイト化せず、加速冷却後のパーライト組織の微細化が図れず、レール頭部の延性向上が困難となる。さらに、レール圧延時の熱間成形性が確保できず、レールとして必要な寸法精度を確保できない。このため加速冷却後のレール頭部の昇温温度を７００〜９５０℃に限定した。
（４）１パス当たりの断面減少率の限定理由
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２０％を超えると、熱間圧延後の加工発熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。さらにレールの圧延成形が困難となる。また、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２％未満では、レール頭部のオーステナイト粒を再結晶させるのに必要な最低限の歪み量を確保できず、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した。
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した理由を説明する。
仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２０％を超えると、熱間圧延後の加工発熱量が大きく、圧延後の頭部表面温度が大きく上昇し、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性を確保できない。さらにレールの圧延成形が困難となる。また、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率が２％未満では、レール頭部のオーステナイト粒を再結晶させるのに必要な最低限の歪み量を確保できず、レール頭部の延性向上が困難となる。このため、仕上げ圧延時の１パス当たりの断面減少率を２〜２０％の範囲に限定した。
（５）連続圧延時のパス数の限定理由
連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した理由を説明する。
連続圧延時の圧延回数が１パスの場合、レール圧延時の断面減少率を２〜２０％の範囲では、圧延時のレール頭部表面温度によっては、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が十分に微細化せず、レールの延性が十分に改善しない。このため連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した。
連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した理由を説明する。
連続圧延時の圧延回数が１パスの場合、レール圧延時の断面減少率を２〜２０％の範囲では、圧延時のレール頭部表面温度によっては、パーライト組織がオーステナイト組織へと逆変態した際のオーステナイト粒が十分に微細化せず、レールの延性が十分に改善しない。このため連続圧延時の圧延回数を２パス以上に限定した。
（６）連続圧延時のパス間時間の限定理由
連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した理由を説明する。
連続圧延時のパス間時間が１０秒を超えると、圧延後のオーステナイト粒の粒成長により、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性の十分な向上が図れない。このため連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した。
ここでパス間時間について定義する。パス間時間とは、本発明においては、熱間圧延終了後から次の圧延の前処理として行われる加速冷却を開始するまでの時間を意味する。したがって、本発明では、パス間時間がＸsec の場合は、１パス目圧延後にＸsec 経過したのち、２パス目の圧延が行われるものではない。
連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した理由を説明する。
連続圧延時のパス間時間が１０秒を超えると、圧延後のオーステナイト粒の粒成長により、オーステナイト粒が粗大化し、レールの延性の十分な向上が図れない。このため連続圧延時のパス間時間を１０秒以下に限定した。
ここでパス間時間について定義する。パス間時間とは、本発明においては、熱間圧延終了後から次の圧延の前処理として行われる加速冷却を開始するまでの時間を意味する。したがって、本発明では、パス間時間がＸsec の場合は、１パス目圧延後にＸsec 経過したのち、２パス目の圧延が行われるものではない。
（７）熱間圧延後の頭部加速冷却条件の限定理由
熱間圧延後のレール頭部の加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性が確保できない。またパーライト組織が粗大化し、レール頭部の延性も低下する。さらに、高炭素鋼においては加速冷却前に初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。このためレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
熱間圧延後のレール頭部の加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度を前記請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部の加速冷却速度開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性が確保できない。またパーライト組織が粗大化し、レール頭部の延性も低下する。さらに、高炭素鋼においては加速冷却前に初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。このためレール頭部の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とした。
次に、加速冷却速度の範囲について説明する。
レール頭部の加速冷却速度が５℃／sec 未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／sec を超えると、本成分系ではマルテンサイト組織が生成し、レール頭部の靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を５〜３０℃／sec の範囲に限定した。
レール頭部の加速冷却速度が５℃／sec 未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性や靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／sec を超えると、本成分系ではマルテンサイト組織が生成し、レール頭部の靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を５〜３０℃／sec の範囲に限定した。
次に、加速冷却温度の範囲について説明する。
５５０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を終了すると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。その結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。このため少なくとも５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
なお、レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定してないが、レール頭部の硬度を確保し、かつ頭部内部の偏析部等に生成しやすいマルテンサイト組織の生成を防止するには、実質的に４００℃が下限となる。
５５０℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を終了すると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。その結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。このため少なくとも５５０℃まで加速冷却を行うことを限定した。
なお、レール頭部の加速冷却を終了する温度の下限は特に限定してないが、レール頭部の硬度を確保し、かつ頭部内部の偏析部等に生成しやすいマルテンサイト組織の生成を防止するには、実質的に４００℃が下限となる。
ここで、レールの部位について説明する。
図１はレール部位の呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図２に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。圧延時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面の温度を制御することにより、圧延後のオーステナイト粒の微細化が図れ、レールの延性を向上させることができる。
図１はレール部位の呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図２に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。圧延時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面の温度を制御することにより、圧延後のオーステナイト粒の微細化が図れ、レールの延性を向上させることができる。
また、先に説明した圧延後の熱処理における加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度は、図２に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面、または頭部表面から深さ５ｍｍの範囲で測温すれば、レール頭部の全体を代表させることができ、この部分の温度や冷却速度を制御することにより、耐摩耗性に優れた微細なパーライト組織を得ることができる。
本製造方法では、特に冷媒については限定していないが、所定の冷却速度を確保し、レール各部位において、冷却条件の制御を確実に行うため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて、レール各部位の外表面に所定の冷却を行うことが望ましい。
なお、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
なお、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の金属組織はパーライト組織であることが望ましいが、成分系、さらには加速冷却条件の選択によっては、パーライト組織中に微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織が生成することがある。しかし、パーライト組織中にこれらの組織が微量に生成してもレールの疲労強度や靭性に大きな影響を及ぼさないため、本製造方法によって製造された鋼レールの頭部の組織としては、若干の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織およびベイナイト組織の混在も含んでいる。
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に供試レール鋼の化学成分を示す。
表２は、表１に示す供試レール鋼を用いて、本発明のレール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表３は、表１に示す供試レール鋼を用いて、比較レール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表１に供試レール鋼の化学成分を示す。
表２は、表１に示す供試レール鋼を用いて、本発明のレール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
表３は、表１に示す供試レール鋼を用いて、比較レール製造方法で製造したレールの、熱間圧延条件、加速冷却条件、さらにはレール頭部のミクロ組織、硬さ、引張試験の全伸び値を示す。
ここで、本明細書中の図について説明する。
図１はレール各部位の呼称を示したものである。図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２は、表２と表３に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと、表３に示す比較レール製造方法で製造したレールの、頭部引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
図１はレール各部位の呼称を示したものである。図１において、１は頭頂部、２は頭部コーナー部である。図２は、表２と表３に示す引張試験における試験片採取位置を図示したものである。また図３は、表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと、表３に示す比較レール製造方法で製造したレールの、頭部引張試験結果における炭素量と全伸び値の関係を示したものである。
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明熱処理レール（１５本） 符号１〜１５
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲内の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・比較熱処理レール （１１本） 符号１６〜２６
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲外の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・本発明熱処理レール（１５本） 符号１〜１５
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲内の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
・比較熱処理レール （１１本） 符号１６〜２６
前記成分範囲内のレール鋼を、前記限定範囲外の熱間圧延条件、熱処理条件で製造 したレール。
また、各種試験条件は下記のとおりである。
・頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ４号相似
平行部長さ：２５mm、平行部直径：６mm、
伸び測定評点間距離：２１mm
試験片採取位置：レール頭部表面下５mm（図２参照）
引張速度：１０mm／min
試験温度：常温（２０℃）
・頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ４号相似
平行部長さ：２５mm、平行部直径：６mm、
伸び測定評点間距離：２１mm
試験片採取位置：レール頭部表面下５mm（図２参照）
引張速度：１０mm／min
試験温度：常温（２０℃）
表２、表３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２６）と比べて、圧延前の加速冷却条件、圧延温度、圧下率、パス間時間をある一定範囲内に納め、圧延後の加速冷却開始温度、加速冷却速度、冷却停止温度をある一定範囲内に納めることにより、パーライト組織を微細化・高強度化し、レールの耐摩耗性と延性を確保し、さらに延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織などを生成させず、耐摩耗性と延性を確保したパーライト組織とすることができる。
また図３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２６）と比べて、同一炭素量で比較すると、いずれの炭素量においてもレール頭部の延性が向上している。
また図３に示すように、本発明レール鋼（符号：１〜１５）は、比較レール鋼（符号：１６〜２６）と比べて、同一炭素量で比較すると、いずれの炭素量においてもレール頭部の延性が向上している。
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
２：頭部コーナー部
Claims (13)
- 質量％で、Ｃ：０．６０〜１．４０％を含有するレール圧延用鋼片の熱間圧延において、仕上げ圧延に先立ち７００℃以上のレール頭部表面を２〜２０℃／sec 以上の冷却速度で６８０〜５５０℃まで冷却し、その後、頭部表面温度を７００〜９５０℃に昇温させた後、断面減少率２〜２０％の仕上げ圧延を行うことを特徴とする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。
- 前記仕上げ圧延を連続で２パス以上、かつ、パス間時間を５〜２０sec とする圧延を施すことを特徴とする請求項１に記載の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。
- 質量％でさらに、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
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３に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｖ ：０．００５〜０．５００％、
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３または４に記載の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。 - 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３〜５のいずれか１項に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項３〜６のいずれか１項に記載の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。 - 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３〜７のいずれか１項に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３〜８のいずれか１項に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ａｌ：０．０１００〜１．００％
を含有することを特徴とする請求項３〜９のいずれか１項に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
を含有することを特徴とする請求項３〜１０のいずれか１項に記載の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。 - 質量％でさらに、
Ｎ ：０．００４０〜０．０２００％
を含有することを特徴とする請求項３〜１１のいずれか１項に記載の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。 - 熱間圧延後の７００℃以上の鋼レールを、引き続き冷却速度５〜３０℃／sec で少なくとも５５０℃まで加速冷却し、その後放冷し、パーライト変態させることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の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。
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