JP5053187B2

JP5053187B2 - 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール

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Publication number: JP5053187B2
Application number: JP2008158645A
Authority: JP
Inventors: 照久宮崎; 正治上田; 和典関; 秀郎鳥取
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-06-18
Filing date: 2008-06-18
Publication date: 2012-10-17
Anticipated expiration: 2028-06-18
Also published as: JP2010001500A

Description

本発明は重荷重鉄道等で使用されるレールにおいて、延性を向上させることを目的としたパーライト系高炭素鋼レール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、非特許文献１に示されている炭素量０．６〜０．７質量％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粒微細化や、パーライト変態時のパーライト組織の微細化が有効であると言われている。

オーステナイト粒微細化方法として、レール圧延用鋼片加熱時の加熱温度の低減、熱間圧延時の圧延温度の低減、熱間圧延時の圧下量の増加といった方法がある。
しかし、レールの製造ではこれらの方法で圧延直後のオーステナイト粒微細化を達成できたとしても、熱処理を開始するまでに粒成長しまい、結果的に延性が低下してしまう問題がある。

また、パーライト変態時のパーライト組織の微細化を図るために、変態核を利用したオーステナイト粒内からの変態促進等が行われている（特許文献１）。
しかし、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ために、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後の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（特許文献２）。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、上記の低温再加熱処理時に、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、析出物によるピンニングを利用し、オーステナイト粒成長を抑制させ、パーライトブロックを微細化することで、延性を向上させたパーライト系レールおよびその製造方法が開発された（特許文献３、４参照）。

しかしながら、上記特許文献３、４のパーライト系レール、およびその製造方法の場合、微細なＡｌＮを微細に分散させるために、低温で加熱しなければならず、圧延造形性の確保、および頭部内部での初析セメンタイト生成による延性低下に問題がある。

特開平６−２７９９２８号公報特開昭６３−１２８１２３号公報特開２００２−３０２７３７号公報特開２００４−７６１１２号公報ＪＩＳＥ１１０１−１９９０

本発明は、熱間圧延中にＴｉ系析出物（例えば炭化物、窒化物、炭窒化物）を微細析出させて、熱処理までの圧延後のオーステナイト粒成長を抑制し、パーライトブロックサイズを微細化し、延性を向上させることを目的としている。

本発明は上記目的を達成するものであって、その要旨とするところは次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．８５超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、レール頭部がパーライト組織であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面において、粒子径が１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物（例えば炭化物、窒化物、炭窒化物）が被検面積１ｍｍ^２あたり５０，０００〜５００，０００個存在することを特徴とする延性に優れたパーライト系レール。
上記（１）のレールには、質量％でさらに、下記ａ）〜ｈ）の成分を選択的に含有させることができる。
ａ）Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
ｂ）Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種、
ｃ）Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
ｄ）Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種または２種、
ｅ）Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
ｆ）Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％の１種または２種、
ｇ）Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
ｈ）Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％

本発明によれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の高レールにおいて、Ｔｉ量、Ｎ量を適正な範囲に収め、熱間圧延中に微細なＴｉ系析出物（例えば炭化物、窒化物、炭窒化物）を析出させて、パス間、圧延後のオーステナイトの粒成長を抑制することにより、微細なパーライト組織が得られ、鋼レールの延性を改善し、使用寿命の向上を図ることが可能である。また、再加熱の必要がないため、生産効率が低下しない。

以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、レールの延性向上を不安定にしているオーステナイト粒成長を抑制する方法を検討した。その結果、オーステナイト粒成長は、基本的にはレール鋼の温度とよい相関があり、圧延後のレール鋼を冷却すること、すなわちレール鋼の温度を低下させることにより、粒成長が著しく抑制されることを実験により確認した。

しかしこの方法では、実験室的にはオーステナイト粒の粒成長を防止することは可能であるが、レールの実製造では複雑な形状をしたレール断面の各部分の冷却を十分に制御することは非常に困難である。その結果、レール断面の各部分のオーステナイト粒が不均一となり、延性が不安定となることや、また冷却が過剰となった場合は、温度の低下により部分的にパーライト変態が始まり、結果的にレール鋼の硬さが不均一となる問題が発生した。

そこで、本発明者らは、レール鋼の成分系を調整することにより、オーステナイト粒の粒成長を抑える方法に着目した。粒成長を抑える方法として、種々の析出物によるピンニングを検討した。

一般に、析出物による粒成長のピンニングは、鋼に含まれる析出物の個数がより多くなるほど、またサイズが小さくなるほど、その効果が大きくなる。従って、結晶粒成長を抑制するために、析出物の個数をより多くすることはもちろん、析出物の大きさをより微細化させることが肝要である。また、微細析出させるためには、析出物を形成する元素はレール圧延用鋼片加熱時に鋼中に固溶していなければならない。

その中で、Ｔｉ添加を施したレールの中でＮ含有量を０．００４０％値以下に抑えることで、ピンニング効果を有しない粗大なＴｉ窒化物の生成を避け、レール圧延用鋼片の加熱温度域では鋼中に固溶し、レール最終圧延温度域（８５０〜１０００℃）やその後の冷却課程で、Ｔｉ系析出物が微細に生成し、レール鋼の製造過程において粒成長を抑制する効果が高いことを見出した。

また、Ｔｉ含有量を高くすれば析出開始温度が高くなり、また、微細な析出物の個数が増えるため、レール圧延工程で最終圧延だけでなく中間造形段階における、圧延パス間の粒成長抑制にも有効であることを知見した。

（１）析出物のサイズと個数の限定理由
次に、本発明者らは、ラボ実験により、Ｎ量を０．０４０％未満に低減させた鋼中のＴｉ量や、加工熱処理条件を変更し、Ｔｉ析出物の分散状態を変化させることで、オーステナイト粒の粒成長を抑制し、同時に延性に悪影響を及ぼさないＴｉ系析出物のサイズと個数を検討した。

ここで、Ｔｉ系析出物の個数とサイズの測定方法を説明する。
Ｔｉ系析出物の個数は、レール鋼の任意の場所から抽出レプリカ試料、あるいは薄膜試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物の個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積ににつき測定し、これを単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。この時、粒子径１０〜１００ｎｍの析出物個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子個数は１ｍｍ^２あたり１００，０００個と換算できる。

また観察の際、Ｔｉ系析出物が炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれかであるかはＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法装置（ＥＤＸ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析などによって行われる。

次に、サイズは上記のレプリカ法などにより観察されたＴｉ系析出物の粒子径を測定することで求めることができる。粒子径の測定において、Ｔｉ系析出物が真球状に近い場合は、Ｔｉ系析出物と等しい球の直径を粒子径としたが、真球状ではなく、楕円体、直方体と言った形状の析出物の粒子径は、長径（長辺）と短径（短辺）の平均値とした。

今回、上述の方法を用いて鋭意検討の結果、粒子径が１００ｎｍを超えるＴｉ系析出物の場合、１０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の場合はピンニングによる十分なオーステナイト粒成長の抑制が達成できないことを確認した。また、粒子径が１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物が生成していても、粒子径１０〜１００ｎｍの個数が１ｍｍ^２あたり５０，０００個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕著となり、レール鋼の延性が向上し、５００，０００個を上回る場合は、逆に延性が低下することを見出した。

以上の理由により、鋼レールに含まれるＴｉ系析出物は粒子径１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下で、粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物が１ｍｍ^２あたり５０，０００〜５００，０００個の範囲にあれば、耐摩耗性などのレールの基本特性に悪影響なく、オーステナイト粒成長を著しく抑制し、パーライトブロックサイズが細かくなり、延性が向上する。

次に本発明者らは、Ｔｉ系析出物のサイズおよび単位面積あたりの個数を上記範囲に納めたレール鋼を製造し、その延性を調査した結果、オーステナイト粒の粒成長が抑制され、パーライトブロックの微細化効果により延性が向上することを確認した。

また、延性が向上したレールにおいて、炭素量とＴｉ系析出物の粒子径１０〜１００ｎｍの平均粒子径および析出物個数を整理した結果、以下の関係があることがあることを確認した。
Ｅｌ＞２６−１５×［Ｃ］＋０．４×π×１０^−７×［ｄ］×［Ｎ］（１）
ここで、Ｅｌは引張試験における全伸び（％）、Ｃは炭素量（質量％）、πは円周率、ｄは粒子径１０〜１００ｎｍの析出物の平均粒子径（ｎｍ）、Ｎは１ｍｍ^２あたりの析出物の個数（個／ｍｍ^２）である。

以上の結果より、鋼レール中のＴｉ系析出物のサイズ、個数をある一定の範囲内に収めることにより、耐摩耗性などのレールの諸特性に悪影響を及ぼさず、より一層鋼レールの延性が向上し、脆性破壊などの不安定破壊の減少により、レールの使用寿命の向上が期待できる。

次に、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．８５％以下では、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、本発明の製造方法を適用しても、粒成長が抑えられず、かつ初析セメンタイトの生成が顕著になり、さらに粗大なＴｉ炭化物を形成するため延性が低下する。このため、Ｃ量を０．８５〜１．４０％に限定した。なお、炭素量を０．９５％以上にすると、耐摩耗性がより一層向上し、レールの使用寿命の改善効果が高い。

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）を向上させ、かつ過共析鋼において、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、０．１０％未満ではその効果が十分に期待できない。また、２．００％を超えるとフェライト相の延性が低下し、レールの延性が向上しない。このためＳｉ量を０．１０〜２．００％に限定した。

Ｍｎは焼き入れ性を高め、パーライト変態温度を低下させ、パーライトラメラ間隔を微細化することによりレール頭部の高硬度化を達成し、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。しかし０．１０％未満ではこれらの効果が小さく、また、２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなることや、偏析が助長され、偏析部にレールの延性に有害な初析セメンタイトが生成しやすくなり、延性が低下する。このためＭｎ量を０．１０〜２．００％に限定した。

Ｔｉは熱間圧延中に熱間圧延時に発生した転位やオーステナイト粒界に微細なＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を形成することで、加工を受けたオーステナイトの再結晶を抑制、あるいは再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト組織の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。ただし、０．０１％以下ではその効果が十分に期待できず、オーステナイト微細化による延性の改善は認められない。また、Ｔｉ量が０．０５％を超えると延性劣化の原因となる粗大なＴｉの炭化物、炭窒化物が生成する。このためＴｉ量を０．０１〜０．０５％に限定した。

Ｎは、あえて添加する元素ではないが、０．００４０％以上含有すると、溶鋼中で、殆どのＴｉが全量Ｔｉの窒化物として晶出し、かつ溶鋼中で粗大になり、レール圧延時の加熱段階でオーステナイト中に固溶せず、熱間圧延中、熱間圧延直後にオーステナイトの粒成長を抑制するための微細なＴｉ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）を析出することが出来なくなる。このため、Ｎ量を０．００４０％未満に限定した。

また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、パーライト組織の延性や靭性の向上、溶接部における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、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒを必要に応じて添加する。

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。
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。ただし、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、レール鋼の延性が低下する。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。ただし、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、レール鋼の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、熱間圧延後の冷却過程で析出したＶ炭化物、Ｖ炭窒化物によりオーステナイト粒の粒成長を抑制し、また、熱間圧延後の冷却過程で析出したＶ炭化物、Ｖ炭窒化物による析出硬化により、パーライト組織の延性を高めると同時に、硬度（強度）を向上させるのに有効な元素である。また、再加熱時に炭化物や炭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元素である。しかし、その効果は０．００５％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％を超える添加すると、粗大なＶ炭化物やＶ窒化物が生成し、レール鋼の延性が低下する。このため、Ｖ量を０．００５〜０．０５０％に限定した。

Ｎｂは、熱間圧延後の冷却過程で析出したＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物によりオーステナイト粒の粒成長を抑制し、また、熱間圧延後の冷却過程で析出したＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物による析出硬化により、パーライト組織の延性を高めると同時に、硬度（強度）を向上させるのに有効な元素である。また、再加熱時に炭化物や炭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元素である。しかし、その効果は０．００２％未満では期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。また、０．０５０％を超える添加すると、粗大なＮｂ炭化物やＮｂ窒化物が生成し、レール鋼の延性が低下する。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％未満ではその効果は十分でなく、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、レール鋼の延性の靭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、レール鋼の延性が著しく低下してしまう。このため、Ｃｏ量を０．１０〜２．００％に限定した。

Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が期待できない。また、１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部の耐摩耗性やレール鋼の延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、レール鋼の延性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０５〜１．００％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。しかし、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、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、レール鋼の延性が低下する。このため、Ｎｉ量を０．０１〜１．００％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や硫化物を形成し、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。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性を低下させる。このため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。

Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下するため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。

Ａｌは、脱酸剤として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ、共析炭素量を高炭素側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成抑制に有効な元素である。ただし、０．００５０％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、レール鋼の延性が低下するとともに、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量を０．００５０〜１．００％に限定した。

Ｚｒは、介在物としてのＺｒＯ_２がオーステナイトとの格子整合性が良いため、オーステナイト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。しかし、Ｚｒ量が０．０００１％未満では、ＺｒＯ_２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、レール鋼の延性を低下させる。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、レール鋼の延性が低下する。このため、Ｚｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。

また、上記成分以外にレール鋼に含まれる元素として、ＰやＳがある。
Ｐは、レール鋼の延性を劣化させる元素であり、０．０３５％を越えて含有すると、その影響が無視できなくなる。そのためＰの含有量は０．０３５％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。

Ｓは、主として介在物（ＭｎＳ等）の形態で鋼中に存在し、鋼の脆化を引き起こす元素である。特に、Ｓ含有量が０．０３５％を超えると、脆性への悪影響を無視できなくなる。よって、Ｓの含有量は０．０３５％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。

次に、本発明の製造条件について詳細に述べる。
上記成分を含有したレール鋼は上記のような成分組成で構成されるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、レール圧延用鋼片を鋳造する。

熱間圧延工程において、レール圧延用鋼片は再加熱処理が施されるが、１，２００℃以下であると、鋳造後の冷却中に析出した粗大なＴｉ系析出物が未固溶となり、オーステナイト粒成長のピンニングを達成できなくなる。そのため、加熱温度は１，２００℃以上であり、さらに粗大なＴｉ系析出物を十分に鋼中に固溶させるため、１，２００℃以上の保持時間が４０分以上であることが望ましい。

加熱保持後直ちに熱間圧延が施されるが、レール圧延用鋼片加熱工程において鋼中に溶解したＴｉを歪誘起析出させて、微細かつ高密度に分布させることができる。ただし、圧延温度が１，１００℃を超えると、Ｔｉ系析出物の生成も遅く、圧延による歪みを利用して析出させても、析出物が粗大化しやすいため、粒子径が１００ｎｍを越えてしまう。また、９００℃よりも低い温度で圧延すると粒子径が１０ｎｍ未満の析出物が生成しやすくなり、微細な析出物による再結晶抑制効果が生じ、均一な組織が得られなくなる。そのため、仕上圧延を１，１００〜９００℃間で実施することが好ましい。また、この温度域において、圧延温度が低いほど、Ｔｉ系析出物は微細に析出しやすくなる。

圧延工程において、粒子径が１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物が生成する９００〜１，１００℃で仕上圧延を行う際、１パスの歪が大きいほど、Ｔｉ系析出物の析出サイトである転位の密度が増え、Ｔｉ系析出物の生成が促進するため、より微細かつ多量に析出させることが出来る。但し、仕上圧延時の１パス当たりの断面減少率が３０％を超えると、１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物の個数が５００，０００個／ｍｍ^２を超えてしまい、逆に延性が低下してしまう。また、更に、レール圧延において成形性の確保が困難となる。また、仕上圧延時の１パス当たりの断面減少率が５％未満では、Ｔｉ系析出物の生成を促進させるだけの十分な量の転位を導入することが出来ず、粒子径が１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物を５０，０００個／ｍｍ^２以上析出させることができず、本発明の効果が得られない。このため、仕上圧延時の１パス当たりの断面減少率は５〜３０％の範囲であることが好ましい。

上記のような成分、製造法を経て成形された本発明の鋼レールの頭部金属組織は、耐摩耗性の高いパーライト組織であることが望ましい。このパーライト組織を安定的に生成させ、高硬度化を図るためには、熱間圧延後にオーステナイト温度域から頭部に加速冷却を行うことが望ましい。

まず、加速冷却速度開始温度について説明する。レール頭部表面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、鋼の炭素量や合金成分によっては、初析セメンタイト組織が生成し、レール頭部表面の延性が低下する。このため、レール頭部表面の加速冷却速度開始温度を７００℃以上とすることが好ましい。

次に、加速冷却速度の範囲について説明する。レール頭部表面の加速冷却速度が２℃／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、鋼の炭素量や合金成分によっ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、レール頭部の延性が大きく低下する。このため、レール頭部表面の加速冷却速度の範囲は２〜３０℃／secであることが好ましい。

次に、加速冷却温度の範囲について説明する。６００℃を超えた温度でレール頭部の加速冷却を停止すると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。この結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、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。また、パーライト組織が粗大化してレール頭部の延性も低下する。このため、少なくとも６００℃まで加速冷却を行うことが望ましい。

なお、レール頭部表面の硬度を確保し、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。加速冷却後は放冷により室温まで冷却させる。

また、成分系の選択によっては、レール柱部、頭表部、頭部内部、底部のパーライト組織中に、微量な初析フェライト組織、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。だが、これらの組織が混入しても、レール頭部内部の靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、靭性に優れたパーライト系レールの組織としては、面積率で２％程度までは初析フェライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもかまわない。

次に、本発明の実施例について説明する。
表１に成分範囲およびＴｉ系析出物の分散状態が上記請求範囲内の鋼レールを示す。これらの鋼レールは、転炉で成分調整された後、連続鋳造法で鋳造したレール圧延用鋼片を加熱温度１，２５０℃以上×６０分以上で加熱した。加熱保持後の熱間圧延に際して、仕上圧延は９００〜９５０℃で1パス当り断面減少率約１０％で行なった。

熱間圧延後に７６０〜８００℃の温度域から冷却速度３〜８℃／ｓｅｃで加速冷却し、レールの表面温度が５６０〜５８０℃になった時点で加速冷却を終了した。

また、表１中には、レール頭表面下２ｍｍ位置のミクロ組織および図２に示す位置から試験片を採取して行った引張試験の全伸び値も併せて示した。

表２に成分範囲およびＴｉ系析出物の分散状態が上記請求範囲外の鋼レールを示す。比較鋼ａ〜ｉについては本発明鋼と同様の製造条件で鋼レールを製造した。比較鋼ｊについては、熱間圧延工程における仕上圧延の際の断面減少率が３％と小さいため、導入される転位が少なく、Ｔｉ系析出物の析出サイトが少なくなったため、粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物の析出個数が少ない例、比較鋼ｋについては１パス当たりの断面減少率が３３％で仕上圧延を施したため、導入される転位が多くなり、Ｔｉ系析出物の析出サイトが多くなったため、粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物の個数が過剰になった例、比較鋼ｌについては約１，１３０℃で仕上圧延を施したため、Ｔｉ系析出物の生成速度が遅く、圧延による歪を利用しても析出物が粗大化した例である。比較鋼ｊ〜ｌの熱間圧延後の冷却については上記本発明鋼および比較鋼ａ〜ｉと同様であった。

また、表２中には、レール頭表面下２ｍｍ位置のミクロ組織および図２に示す位置から試験片を採取して行った引張試験の全伸び値も併せて示した。

なお、レールの構成は以下のとおりである。
（１）本発明鋼レール（１３本）
符号Ａ〜Ｍ：上記成分範囲内で、かつ析出物サイズ、個数が上記範囲内の鋼レール。
（２）比較鋼レール（１２本）
符号ａ〜ｇ：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎの添加量が上記請求範囲外の鋼レール（７本）。
符号ｈ〜ｌ：上記成分範囲内で鋼レール中の析出物の分散状態が、上記請求範囲外の鋼レール（４本）。

なお、引張試験条件は下記のとおりである。
（３）頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳＺ２２０１４号相似
試験片採取位置：頭表面より５ｍｍ下（図２参照）
平行部長さ：２５ｍｍ、平行部直径：６ｍｍ、伸び測定評点間距離：２１ｍｍ
引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：常温（２０℃）

表１、表２に示したように、本発明レール鋼（符号Ａ〜Ｍ）は、比較レール鋼（符号ａ〜ｌ）と比べて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎの添加量をある一定範囲内に収め、さらにＴｉ系析出物の分散状態を上記限定範囲内に収めることにより、鋼レールの延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織、粗大な析出物などを生成させず、延性に優れたパーライト組織を呈したレールを製造することができる。一例として、図３に光学顕微鏡にて観察した本発明鋼レールＦのパーライト組織、図４に比較鋼レールｆのパーライト組織中に生成したマルテンサイト組織（写真中央部）を示す。

表１、表２、図５に示したように、本発明鋼レールのＪ、Ｋは成分、粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物サイズがほぼ同等の符号Ｃ、Ｇよりも粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物個数が多い（Ｔｉ系析出物の鋼中における体積分率が大きい）ため、オーステナイト粒成長のピンニング効果がより一層高まり、オーステナイト粒微細化により延性が向上しているが、一方で比較鋼レールｇは本発明鋼Ｅと異なり、Ｔｉ添加量が０．０１％を下回っているため、粒子径１０〜１００ｎｍのＴｉ系析出物の個数が著しく少なく、オーステナイト粒の微細化が達成できず、本発明の効果が発現しなかった。

また、表１、表２、図５に示したように、本発明鋼Ｌ，Ｍは同様の成分のＨ、Ｉレールと比較してＴｉ系析出物がより微細に析出しているため、オーステナイト粒成長のピンニング効果がより一層高まり、延性が向上しているが、一方で、比較鋼レールｌはＴｉ系析出物サイズが上記限定範囲を外れているため、本発明の効果が発揮できなかった。一例として、図６、図７、図８に本発明鋼レールＭ、Ｈおよび比較鋼レールｌで観察された析出物の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す。
尚、レールのように高いＣを含有する鋼においては、全伸びに対するＣ以外の元素の影響はＣと比較して小さいため、主にＣ量との関係で整理することができる。

これらの本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎの含有量をある一定範囲内に収め、さらにＴｉ系析出物の分散状態を上記限定範囲内に収めることにより、（１）式を満足し、鋼レールの延性を従来と比較して約１０〜３０％向上させることが可能となり、延性に優れたパーライト組織を呈したレールを安定的に製造することができる。

パーライト組織の各組織単位を表す図。実施例で行なった引張試験の試験片取り出し位置を示す図。本発明鋼レールＦのパーライト組織を示す光学顕微鏡写真比較鋼レールｆのパーライト組織中に生成したマルテンサイト組織を示す光学顕微鏡写真引張試験の結果を横軸にＣ量、縦軸に全伸び値で整理した図。本発明鋼レールＭで観察されたＴｉ系析出物を示すＴＥＭ写真本発明鋼レールＨで観察されたＴｉ系析出物を示すＴＥＭ写真本発明鋼レールｌで観察されたＴｉ系析出物を示すＴＥＭ写真

Claims

質量％で、
Ｃ：０．８５超〜１．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
レール頭部がパーライト組織であり、かつ前記パーライト組織中の任意断面において、粒子径が１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物が被検面積１ｍｍ^２あたり５０，０００〜５００，０００個存在することを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
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に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
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又は２に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
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１〜３のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
Ｃｕ：０．０５〜１．００％
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１〜４のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
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１〜５のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種以上を含有し、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１〜６のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ａｌ：０．００５０〜１．００％
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１〜７のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
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１〜８のいずれか１項に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。