JP2020007635A

JP2020007635A - オーステナイト系レールの製造方法

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Publication number: JP2020007635A
Application number: JP2019116661A
Authority: JP
Inventors: 佳祐安藤; Keisuke Ando; 聡伊木; Satoshi Iki
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-06-28
Filing date: 2019-06-24
Publication date: 2020-01-16
Anticipated expiration: 2039-06-24
Also published as: JP6801747B2

Abstract

【課題】優れた耐摩耗特性および耐疲労損傷性を兼ね備えるレールを提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜２．５０％、Ｍｎ：８．０〜４５．０％、Ｐ：０．３００％以下、Ｓ：０．１０００％以下、Ａｌ：０．００１〜５．０００％、Ｎ：０．５０００％以下、およびＯ：０．１０００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、９５０〜１３５０℃の加熱温度に加熱し、加熱された前記鋼をトータル断面減少率が０．９０以上かつ、１０００℃以上での断面減少率が０．６０以上の条件で熱間圧延して空隙率が1％未満のレールとし、前記熱間圧延後のレールを、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上で冷却してオーステナイトの面積率を９０％以上とする、オーステナイト系レールの製造方法。【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系レールの製造方法に関し、特に、優れた耐摩耗特性および耐疲労損傷性を兼ね備えたオーステナイト系レールの製造方法に関する。

鉱石の運搬等の用途に用いられる高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに高く、レールの使用環境も過酷なものとなっている。このような環境下で使用されるレールの材料としては、従来、耐摩耗性重視の観点から主としてパーライト組織を有する鋼が使用されている。

しかし、近年、鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量のさらなる増加が進められており、一層の耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上が求められている。そこで、近年、さらなる耐摩耗性向上を目指して様々な研究が行なわれている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車１台あたりの積載重量が大きい（例えば、積載重量が１５０トン程度以上の）鉄道である。

例えば、特許文献１、２では、レール材におけるＣ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下に増加することが提案されている。また、特許文献３、４では、Ｃ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下とするとともに、レール頭部に熱処理を施すことが提案されている。このように、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を上昇させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が行われている。

一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力が加わるためレールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が発生する。上記特許文献１〜４で提案されている技術のように単にＣ量を増加させると、熱処理条件によっては初析セメンタイトが生成し、また、脆いパーライト層状組織におけるセメンタイトの量が増加する。そのため、上記技術では耐疲労損傷性の向上が見込めない。

そこで、特許文献５では、Ａｌ、Ｓｉの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。

また、非特許文献１に記載の通り、分岐器の構成部品であるクロッシングとしては、耐摩耗性向上の観点から、主体組織がオーステナイトである高Ｍｎ鋼製のクロッシングが使用されている。

特許第４６６６１１４号公報特開平８−１０９４３９号公報特開平８−１４４０１６号公報特開平８−２４６１００号公報特開平８−２４６１０１号公報特開２００２−６９５８５号公報特開平１０−１９５６０１号公報

松野、上田：鋳造光学，第７０巻，第９号（１９９８），ｐ．６５９．

しかし、特許文献５で提案されている技術では、Ａｌの添加により疲労損傷の起点となる酸化物が生成するといった問題があった。そのため、パーライト組織を有する鋼レール（以下、「パーライトレール」という）において、耐摩耗性と耐疲労損傷性を両立させることは困難でることが分かった。

一方、非特許文献１に記載されているクロッシングは、パーライトレールに比べて優れた特性を有している。具体的には、前記オーステナイト系高Ｍｎクロッシングは、高い加工硬化能に起因した優れた耐摩耗性に加え、優れた耐衝撃特性を備えている。

しかし、前記クロッシングは鋳造によって製造されるため、鋳造欠陥を完全に取り除くことが難しい。そのため、前記クロッシングでは良好な耐疲労損傷性を得ることが困難であった。

本発明は、上述した各種課題を解決することを目的としたものであり、従来のパーライトレールに比べて優れた耐摩耗特性および耐疲労損傷性を兼ね備えるレールを提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するために、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＯの含有量を変化させたレールを製作し、組織、耐摩耗性および耐疲労損傷性を鋭意調査した。その結果、レールを構成する鋼の成分組成および加熱温度、断面減少率、熱間圧延後の冷却速度を制御することにより、所望のオーステナイトの面積率と空隙率を得ることが可能となり、その結果、優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性を兼ね備えたレールを、熱間圧延により製造できることを見出した。

本発明は、上記知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。

１．質量％で、
Ｃ：０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ：８．０〜４５．０％、
Ｐ：０．３００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ａｌ：０．００１〜５．０００％、
Ｎ：０．５０００％以下、および
Ｏ：０．１０００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、９５０〜１３５０℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼をトータル断面減少率が０．９０以上かつ、１０００℃以上での断面減少率が０．６０以上の条件で熱間圧延して空隙率が1％未満のレールとし、
前記レールを、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上で冷却してオーステナイトの面積率を９０％以上とする、オーステナイト系レールの製造方法。

２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１０〜５．００％、
Ｓｉ：０．０１〜５．００％、
Ｃｕ：０．１〜１０．０％、
Ｎｉ：０．１〜２５．０％、
Ｃｒ：０．１〜３０．０％、
Ｍｏ：０．１〜１０．０％、
Ｎｂ：０．００５〜２．０００％、
Ｖ：０．０１〜２．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．１０００％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載のオーステナイト系レールの製造方法。

本発明の方法により製造されるオーステナイト系レールは、従来のパーライトレールに比べて遥かに優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性を兼ね備えている。したがって、本発明のオーステナイト系レールは、高軸重鉄道用レールとして極めて好適に用いることができ、レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する。

西原式摩耗試験機による耐摩耗性の試験方法を示す模式図である。レール試験片１の採取位置を示す模式図である。西原式摩耗試験機による耐疲労損傷性の試験方法を示す模式図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。

［成分組成］
本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールは、上述した成分組成を有する。言い換えると、本発明のオーステナイト系レールは、上記成分組成を有する鋼からなる。以下、鋼の成分組成を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１０〜２．５０％
Ｃは、オーステナイトを安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満であると、オーステナイトの安定度が不足し、十分なオーステナイト組織が得られない。そのため、Ｃ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｃ含有量が２．５０％を超えると、炭化物の過剰生成により耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｃ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下とする。

Ｍｎ：８．０〜４５．０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。Ｍｎ含有量が８．０％未満であると、オーステナイトの安定度が不足し、十分なオーステナイト組織が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は８．０％以上、好ましくは１０．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４５．０％を超えると、オーステナイト安定化の効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｍｎ含有量は４５．０％以下、好ましくは４０．０％以下とする。

Ｐ：０．３００％以下
Ｐは、粒界脆化元素であり、Ｐが結晶粒界に偏析することによって、鋼の靭性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．３００％以下とする。なお、Ｐ含有量は０．２５０％以下とすることが好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．１０００％以下
Ｓは、レール材の耐疲労損傷性および靭性を低下させるため、Ｓ含有量を０．１０００％以下とする。なお、Ｓ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００１〜５．０００％
Ａｌは、脱酸剤としての作用を有する元素である。前記効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が５．０００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は５．０００％以下、好ましくは４．５００％以下とする。

Ｎ：０．５０００％以下
Ｎは、炭窒化物の生成を通じ、レール材の耐疲労損傷性および靱性を劣化させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．５０００％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｏ：０．１０００％以下
Ｏは、レール材の耐疲労損傷性および靱性を劣化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．１０００％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールは、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、以下に挙げる元素より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。

Ｔｉ：０．１０〜５．００％
Ｔｉは、硬質な炭化物を形成し、オーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。Ｔｉを添加する場合、前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が５．００％を超えると耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は５．００％以下、好ましくは４．５０％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜５．００％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると十分な効果を得ることができない。そのため、Ｓｉを添加する場合、Ｓｉ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が５．００％を超えると、介在物量が増加することで耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は５．００％以下、好ましくは４．５０％以下とする。

Ｃｕ：０．１〜１０．０％
Ｃｕは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＣｕ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が１０．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｃｕ含有量は１０．０％以下、好ましくは８．０％以下とする。

Ｎｉ：０．１〜２５．０％
Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が２５．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は２５．０％以下、好ましくは２０．０％以下とする。

Ｃｒ：０．１〜３０．０％
Ｃｒは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＣｒ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が３０．０％を超えると、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。そのため、Ｃｒ含有量は３０．０％以下、好ましくは２８．０％以下とする。

Ｍｏ：０．１〜１０．０％
Ｍｏは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＭｏ含有量を０．１％以上とする必要がある。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は０．１％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１０．０％を超えると、その効果は飽和しコスト的に不利となる。そのため、Ｍｏ含有量は１０．０％以下、好ましくは８．０％以下とする。

Ｎｂ：０．００５〜２．０００％
Ｎｂは、炭窒化物として析出することでオーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＮｂ含有量を０．００５％以上とする必要がある。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が２．０００％を超えると、耐疲労損傷性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は２．０００％以下、好ましくは１．７００％以下とする。

Ｖ：０．０１〜２．００％
Ｖは、炭窒化物として析出することでオーステナイト組織の耐摩耗性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上とする必要がある。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が２．００％を超えると耐疲労損傷性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は２．００％以下、好ましくは１．８０％以下とする。

Ｗ：０．０１〜２．００％
Ｗは、鋼の強度を向上させることができる元素である。前記効果を得るためにはＷ含有量を０．０１％以上とする必要がある。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると靱性が劣化する。そのため、Ｗ含有量は２．００％以下、好ましくは１．８０％以下とする。

Ｂ：０．０００３〜０．１０００％
Ｂは、粒界に偏析に粒界強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．１０００％を超えると、炭窒化物の粒界析出により耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。

Ｃａ：０．０００３〜０．１０００％
Ｃａは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。

Ｍｇ：０．０００１〜０．１０００％
Ｍｇは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｍｇ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温における安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接部の結晶粒径をピンニング効果により細かくし、継手の強度、靱性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下、好ましくは０．０８００％以下とする。

［ミクロ組織］
オーステナイト：９０％以上
本発明のオーステナイト系レールは、レール交換の目安となる表層から２５ｍｍ深さまでの領域におけるオーステナイトの面積率が９０％以上であるミクロ組織を有する。該領域におけるオーステナイトの面積率が９０％未満であると、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下することに加え、延性、靱性、および加工性も低下する。そのため、オーステナイトの面積率を９０％以上とする。前記オーステナイトの面積率は、９５％以上とすることが好ましく、９７％以上とすることがより好ましい。一方、前記面積率の上限は特に限定されない。すなわち、オーステナイトの面積率は１００％以下であってよい。

なお、ここで「オーステナイトの面積率」とは、鋼の基地組織（マトリックス）中におけるオーステナイトの面積率を指すものとする。「基地組織」とは、介在物および析出物を除いた鋼の組織を指す。また、前記オーステナイトの面積率は、レール頭部の表面から深さ５ｍｍ位置における測定値を指すものとする。前記オーステナイトの面積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。

なお、本発明のオーステナイト系レールのミクロ組織における、オーステナイト以外の組織は特に限定されない。合計面積率で１０％以下であれば、オーステナイト以外の組織が存在することが許容される。前記オーステナイト以外の組織としては、例えば、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトからなる群より選択される１または２以上が挙げられる。

［空隙率］
本発明のオーステナイト系レールは、空隙率が１％未満である。空隙率が１％以上であると、耐疲労損傷性が劣化する。前記空隙率は、低ければ低いほど好ましいため、下限は特に限定されない。すなわち、空隙率は０％以上であってよい。鋳造によって製造される製品は、製造上の理由から引け巣などの欠陥（鋳造欠陥）を有しているため、上記空隙率の条件を満たさない。

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態におけるオーステナイト系レールの製造方法について説明する。本発明のオーステナイト系レールは、上述した組成を有する鋼（「鋼素材」ともいう）に対して、下記（１）〜（３）の処理を順次施すことにより製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却

素材として用いる前記鋼（鋼素材）は任意の方法で製造できるが、一般的には、鋳造、特に連続鋳造により前記鋼を製造することが好ましい。前記鋼は、鋼片であってよい。

（１）加熱
加熱温度：９５０〜１３５０℃
まず、上述した成分組成を有する鋼を、該鋼の中心温度が９５０〜１３５０℃の範囲になるよう加熱する。前記加熱温度が９５０℃より低いと、製造時（鋳造時）に析出した炭化物が固溶しないため固溶Ｃ量が不足する。そしてその結果、オーステナイト安定化度が不足し、冷却後にオーステナイト面積率を９０％以上とすることができない。そのため、前記加熱温度を９５０℃以上とする。一方、前記加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱のためのコストが高くなる。そのため、加熱温度を１３５０℃以下とする。

（２）熱間圧延
次いで、加熱された前記鋼を熱間圧延してレール形状とする。前記熱間圧延においては、レールの空隙率を１％未満とするために、断面減少率が次の２つの条件を満たす必要がある。
・トータル断面減少率：０．９０以上
・１０００℃以上での断面減少率：０．６０以上
なお、前記トータル断面減少率は、次の式により定義される。
トータル断面減少率＝（Ａｉ−Ａｆ）／Ａｉ
また、前記１０００℃以上での断面減少率は、次の式により定義される。
１０００℃以上での断面減少率＝（Ａｉ−Ａ₁₀₀₀℃）／Ａｉ
ここで、Ａｉは熱間圧延前の鋼の断面積（ｃｍ²）、Ａｆは熱間圧延後のレールの断面積（ｃｍ²）、Ａ₁₀₀₀℃は温度が１０００℃になった時点における被圧延材の断面積（ｃｍ²）を、それぞれ示す。Ａｉ、Ａｆ、Ａ₁₀₀₀℃は、それぞれ熱間圧延時の延伸方向と直交する断面における断面積を指すものとする。

上記２つの条件の一方または両方を満たさない場合、レール断面内の空隙率が１％以上となり、耐疲労損傷性が劣化してしまう。そのため、トータル断面減少率を０．９０以上かつ、そのうち１０００℃以上の温度域における断面減少率を０．６０以上とする。トータル断面減少率は０．９２以上とすることが好ましく、０．９３以上とすることがより好ましい。また、１０００℃以上での断面減少率は０．６２以上とすることが好ましく、０．６４以上とすることがより好ましい。

（３）冷却
９００〜５００℃間の平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上
次に、前記熱間圧延後の鋼を冷却する。前記冷却工程においては、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上とする。ここで、平均冷却速度は、
レール頭部側面の表面温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を測定することで算出した。前記条件で冷却を行うことにより、最終的に得られるレールにおけるオーステナイトの面積率を９０％以上とすることができる。前記平均冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、炭化物が析出し、固溶Ｃ量が不足する。そしてその結果、オーステナイト安定化度が不足し、オーステナイトの面積率を９０％以上とすることができない。前記平均冷却速度は、２℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましく、５℃／ｓｅｃ以上とすることがより好ましい。一方、前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度１００℃／ｓｅｃ以上を実現するには設備コストが非常に高くなる。そのため、前記平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓｅｃ以下とすることがより好ましく、３０℃／ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましい。

次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

以下の手順でレールを製造し、その特性を評価した。

まず、表１に示す成分組成の鋼素材（鋼片）を、表２に示す加熱温度まで加熱した。次いで、加熱された前記鋼素材を表２に示した条件で熱間圧延してレール形状とした。その後、冷却を行ってレールを得た。前記冷却はレール頭部に対してのみ行った。冷却の間、レール頭部側面の表面温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を測定した。測定結果から、前記冷却における平均冷却速度（℃／ｓｅｃ）を算出した。

なお、後述する耐摩耗性および耐疲労損傷性の評価における基準とするために、パーライト組織を有するレールを作成した（Ｎｏ．１）。以下、このパーライトレールを「基準材」という。

さらに、比較のために、熱間圧延ではなく鋳造によりレール材を作製した（Ｎｏ．３３）。前記鋳造レール材の製造は、次の手順で行った。まず、真空溶解で１５０ｋｇの鋼塊を溶製した。次いで、得られた鋼塊から鋳造によってレール頭部の形状を有するレール材を得た。前記レール材に、１０００℃、１時間の熱処理を施し、次いで水冷処理を施した。

得られたレールのそれぞれについて、ミクロ組織、空隙率、耐摩耗性、および耐疲労損傷性を評価した。以下、評価方法を説明する。

（ミクロ組織）
得られたレールから、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。前記サンプルは、レール頭部の表層近傍（深さ１ｍｍ）、深さ５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍ、２０ｍｍおよび２５ｍｍの位置より、サンプルの観察面が圧延方向に平行となるように採取した。

採取されたサンプルの表面を鏡面研磨した後、後方散乱電子回折（Electron backscatter diffraction、ＥＢＳＤ）により解析し、Inverse Pole Figureマップ（逆極点図マップ）を得た。前記ＥＢＳＤによる解析は、観察範囲：１ｍｍ×１ｍｍ、加速電圧２０ｋＶ、ステップサイズ１μｍの条件で行った。得られたInverse Pole Figureマップより、介在物や析出物を除いた鋼の基地組織（フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト）の面積に対するオーステナイトの面積の割合（面積率）を表層近傍(深さ1mm)、深さ5mm、10mm、15mm、20mmおよび25mm位置で算出し、その平均値を採用した。

（空隙率）
レール頭部を切断後、全面を鏡面研磨し、ノーエッチングの状態で光学顕微鏡による５０倍の断面観察を行った。得られたレール頭部全断面の光学顕微鏡組織より、画像解析により空隙率を求めた。なお、ここでいう空隙とは、５０倍の光学顕微鏡組織にて認識できる欠陥のことであり、ザク、ポロシティおよび引け巣が主な対象となる。

採取されたサンプルの表面を鏡面研磨した後、後方散乱電子回折（Electron backscatter diffraction、ＥＢＳＤ）により解析し、Inverse Pole Figureマップ（逆極点図マップ）を得た。前記ＥＢＳＤによる解析は、観察範囲：１ｍｍ×１ｍｍ、加速電圧２０ｋＶ、ステップサイズ１μｍの条件で行った。得られたInverse Pole Figureマップより、介在物や析出物を除いた鋼の基地組織（フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト）の面積に対するオーステナイトの面積の割合（面積率）を算出した。

（耐摩耗性）
耐摩耗性の評価は、レールを実際に敷設して行うことが望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本実施例では、短時間で耐摩耗性を評価することができる西原式摩耗試験機を用いて、実際の内部高硬度型レールと車輪の接触条件をシミュレートした試験により耐摩耗性を評価した。

図１は、西原式摩耗試験機による試験方法を示す模式図であり、（ａ）は側面図、（ｂ）は正面図である。この試験は、外径３０ｍｍのレール試験片１（西原式摩耗試験片）を、図１に示すようにタイヤ試験片２と接触させた状態で回転させることにより実施される。

レール試験片１は、レール頭部の図２に示す位置から採取した。一方、タイヤ試験片２は次の手順で作製した。まず、ＪＩＳＥ１１０１に規定される普通レールの頭部から直径３２ｍｍの丸棒を採取した。次に、前記丸棒に対して、ビッカース硬さ（荷重９８Ｎ）がＨｖ３９０、組織が焼戻しマルテンサイト組織となるように熱処理を施した。前記熱処理後の丸棒を、図１に示す形状に加工してタイヤ試験片２とした。

試験では、レール試験片１とタイヤ試験片２を、それぞれ図１に矢印で示した方向に回転させ、１０万回転後のレール試験片１の摩耗量（重量減少）を測定した。試験は乾燥状態で実施し、試験条件は、接触圧力：１．６ＧＰａ、滑り率：−１０％、レール試験片１の回転速度：６７５回／ｍｉｎ（タイヤ試験片の回転速度は７５０回／ｍｉｎ）とした。測定された摩耗量（ｇ）を表２に示した。

また、上述した「基準材」としてのパーライトレール（Ｎｏ．１）の摩耗量を基準とした、耐摩耗性の向上量（％）を、表２に併記した。レール試験片の前記耐摩耗性の向上量は、｛（基準材の摩耗量（ｇ）−当該レール試験片の摩耗量（ｇ））／（基準材の摩耗量（ｇ））｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。

（耐疲労損傷性）
耐疲労損傷性の評価についても、耐摩耗性の評価と同様に西原式摩耗試験機を用いて実施した。ただし、レール試験片１としては、図３に示すように、タイヤ試験片２との接触面が曲率半径１５ｍｍの曲面である、直径３０ｍｍの試験片を使用した。前記試験片は、耐摩耗性の評価に用いたレール試験片と同様に、レール頭部から採取した。

試験では、レール試験片１とタイヤ試験片２を、それぞれ図３に矢印で示した方向に回転させた。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：２．４ＧＰａ、滑り率：−２０％、レール試験片の回転速度：６００ｒｐｍ（タイヤ試験片の回転速度はは７５０ｒｐｍ）の条件で試験を行った。

２万５千回毎にレール試験片１の表面を観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が発生しているかどうかを確認した。０．５ｍｍ以上の亀裂が発生した時点の回転数を、疲労損傷発生までの回転数として表２に示した。前記回転数は、耐疲労損傷性の指標（疲労損傷寿命）と見なすことができる。

また、上述した「基準材」としてのパーライトレール（Ｎｏ．１）における疲労損傷発生までの回転数を基準とした、耐疲労損傷性の向上量（％）を、表２に併記した。レール試験片の前記耐疲労損傷性の向上量は、｛（当該レール試験片の疲労損傷発生までの回転数−基準材の疲労損傷発生までの回転数）／（基準材の疲労損傷発生までの回転数）｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。なお、前記向上量が負の値である場合、耐疲労損傷性が基準材より劣っていることを意味する。

表２に示した評価結果から分かるように、本発明の条件を満たすオーステナイト系レールは、基準材としてのパーライトレールに比べ、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両者が１０％以上向上していた。一方、本発明の条件を満たさない比較例のレールは、少なくとも耐摩耗性および耐疲労損傷性のいずれかが本発明に比べて劣っていた。また、本発明の条件を満たすオーステナイト系レールは、いずれも空隙率が０％であったのに対し、熱間圧延時の断面減少率が本発明の条件を満たさなかったレール（Ｎｏ．３１、３２）や鋳造で作製されたレール（Ｎｏ．３３）では、欠陥の存在により空隙率が１〜３％と高く、その結果、耐疲労損傷性が発明例に対し大きく劣っていた。

１レール試験片
２タイヤ試験片
３レール頭部

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０〜２．５０％、
Ｍｎ：８．０〜４５．０％、
Ｐ：０．３００％以下、
Ｓ：０．１０００％以下、
Ａｌ：０．００１〜５．０００％、
Ｎ：０．５０００％以下、および
Ｏ：０．１０００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、９５０〜１３５０℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼をトータル断面減少率が０．９０以上かつ、１０００℃以上での断面減少率が０．６０以上の条件で熱間圧延して空隙率が１％未満のレールとし、
前記レールを、９００から５００℃の間の温度域における平均冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上で冷却してオーステナイトの面積率を９０％以上とする、オーステナイト系レールの製造方法。
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１０〜５．００％、
Ｓｉ：０．０１〜５．００％、
Ｃｕ：０．１〜１０．０％、
Ｎｉ：０．１〜２５．０％、
Ｃｒ：０．１〜３０．０％、
Ｍｏ：０．１〜１０．０％、
Ｎｂ：０．００５〜２．０００％、
Ｖ：０．０１〜２．００％、
Ｗ：０．０１〜２．００％、
Ｂ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．１０００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．１０００％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系レールの製造方法。