JP5892289B2 - パーライトレールの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、パーライトレールおよびパーライトレールの製造方法に関する。

貨物輸送や鉱山鉄道では、積載重量が客車と比較して重いため、貨車の車軸にかかる荷重が高く、レールと車輪との間の接触環境は非常に苛酷である。こうした環境に用いられるレールには耐摩耗性が求められており、従来から、パーライト組織をもつ鋼が用いられている。また、近年では、鉄道輸送における効率化のために貨物や鉱物の積載重量のさらなる増加等が進み、レールの摩耗が一層激しくなっており、レール交換寿命は短くなっている。そのため、レールの交換寿命向上に向けたレールの耐摩耗性向上が求められており、加えて耐損傷性の向上も重要であり、高い延性や高い靭性も求められる。

レールの硬さを高めた高硬度のレールは、従来から数多く提案されている。例えば、特許文献１，２，３，４には、セメンタイトの量を増加させた過共析レールおよびその製造方法が開示されている。また、特許文献５，６，７，８記載のレールでは、共析炭素レベルの鋼に対し、パーライト組織のラメラー間隔を微細化することで高硬度化を図っている。

一方、圧延条件や冷却条件等の製造条件を制御することでレールの高硬度化を図った技術も数多く提案されている。例えば、特許文献８には、Ａｒ１点以上の温度からレールの頭頂部および頭側部の表面を起点として表面下５ｍｍ以内の領域がパーライト変態を開始するまでは頭表面の冷却速度を１℃／ｓ〜１０℃／ｓとし、表面下２０ｍｍ以上の領域のパーライト変態が終了するまでの頭表面の冷却速度を２℃／ｓ〜２０℃／ｓとする技術が開示されている。

また、特許文献９には、仕上圧延において、レール頭部表面が９００℃以下〜Ａｒ３変態点もしくはＡｒｃｍ変態点以上の温度範囲で、頭部の累積減面率を２０％以上、かつ、反力比を１．２５以上とする圧延を行い、その後、仕上圧延後のレール頭部表面を冷却速度２℃／ｓ〜３０℃／ｓで少なくとも５５０℃まで加速冷却または自然放冷する技術が開示されている。また、特許文献９には、レール頭部表面から２ｍｍ内部の固さがＨＶ３５０〜ＨＶ４８５（ＨＢ３３１〜ＨＢ４５１）を有し、延性および耐摩耗性に優れたレールが示されている。

また、特許文献１０，１１，１２には、仕上圧延後にレール頭部を加速冷却し、その後、昇温・保持した後でさらに加速冷却を行う技術が開示されている。

特許第４２７２３８５号公報 特許第３０７８４６１号公報 特許第３０８１１１６号公報 特許第３５１３４２７号公報 特許第４３９０００４号公報 特開２００９−１０８３９６号公報 特開２００９−２３５５１５号公報 特許第３７３１９３４号公報 特開２００８−５０６８７号公報 特許第４３５５２００号公報 特許第４２１４０４４号公報 特開２０１０−２５５０４６号公報

しかしながら、上記した特許文献１〜特許文献１２記載の技術では、レール頭頂部の表層部分においては高い硬度が達成できるものの、表層よりも深い内部において十分な硬度が得られない場合があった。また、上記した特許文献８記載の技術では、得られる硬さレベルは表面でＨＶ３９１以上（ブリネル硬さ換算でＨＢ３７０以上）、頭頂下２０ｍｍではＨＶ３８２以上（ＨＢ３６２以上）であり、耐摩耗性の観点からは不十分であった。

本発明は、上記のような課題を解決するためになされたものであり、レール頭頂部表面から内部にわたり硬度向上を図ることができ、耐摩耗性を向上させたパーライトレールおよびパーライトレールの製造方法を提供することを目的とする。

本発明の発明者等は、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、微細化したパーライトラメラーを構成する板状のセメンタイトが変態後の冷却条件によって一部球状化し、内部硬さに影響することを知見し、以下のことを見出した。

上記した課題を解決し、目的を達成するため、本発明にかかるパーライトレールの製造方法は、質量パーセントで、Ｃ：０．７０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．４１％以上１．５％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０３５％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０３０％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である鋼片を圧延仕上温度が９００℃以上となるように熱間圧延し、レール素材を成形する工程と、前記レール素材に対して７７０℃以上の温度から加速冷却を開始し、２℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却した後、５３０℃以上５８０℃以下の温度域まで復熱あるいは再加熱し、該温度域で２０ｓ以上１００ｓ以下の時間保持した後、２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下の温度域まで加速冷却する工程と、を含み、レール頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０以上を有し、かつ、前記レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さがＨＢ４１０以上を有することを特徴とする。

前記鋼片は、さらに、質量パーセントで、Ｃｒ：２．０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５％以下、およびＭｏ：０．５％以下のうちの少なくとも１種以上を含有する成分組成であることが望ましい。

前記鋼片は、さらに、質量パーセントで、Ｃａ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうち１種または２種を含有する成分組成であることが望ましい。

前記２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度での加速冷却を３５０℃以上４５０℃以下の温度域で停止し、その後、０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷する工程をさらに含むことが望ましい。

本発明によれば、レール頭頂部表面から内部にわたり硬度が向上し、耐摩耗性に優れた高硬度パーライトレールを提供できる。

図１は、本製造方法における圧延および冷却パターンを説明する図である。

以下、本発明にかかるパーライトレールおよびパーライトレールの製造方法を、パーライトレールの成分組成、レール頭頂部の表面硬、内部硬さ、０．２％耐力、引張強さ、伸び、室温における破壊靭性、およびこれらを満足させるための製造方法に分けて詳細に説明する。

先ず、パーライトレールの成分組成について説明する。なお、以下の説明において、レールの成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量パーセント（ｍａｓｓ％）」を意味する。

（Ｃの含有量）
Ｃ（炭素）の含有量は、０．７０％以上０．９０％以下の範囲内とする。Ｃは、パーライトレールに対してはセメンタイトを形成し硬さや強度を高め、耐摩耗性を向上させる重要な元素である。ただし、Ｃ量が０．７０％未満ではそれらの効果が小さいことから、Ｃ量の下限は０．７０％とする。一方、Ｃ量の増加はセメンタイト量の増加を意味しており、硬さや強度の上昇が期待できるものの、延性は逆に低下する。また、Ｃ量の増加はγ＋θ温度範囲を拡大させ、溶接熱影響部の軟化を助長する。これらの悪影響を考慮して、Ｃ量の上限は０．９０％とする。好ましくは、Ｃの含有量は、０．７３％以上０．８７％以下の範囲内とするのがよい。

（Ｓｉの含有量）
Ｓｉ（ケイ素）の含有量は、０．１％以上１．５％以下の範囲内とする。Ｓｉは、レール材に対しては脱酸材として、およびパーライト組織を強化するために添加する。ただし、Ｓｉ量が０．１％未満ではそれらの効果が小さいことから、Ｓｉ量の下限は０．１％とする。一方、Ｓｉ量の増加は、レールの表面疵の生成を促進させることから、Ｓｉ量の上限は１．５％とする。好ましくは、Ｓｉの含有量は、０．２％以上１．３％以下の範囲内とするのがよい。

（Ｍｎの含有量）
Ｍｎ（マンガン）の含有量は、０．４１％以上１．５％以下の範囲内とする。Ｍｎは、パーライトへの変態温度を低下させ、パーライトラメラー間隔を緻密にする効果があるため、レール内部まで高硬度を維持するために有効な元素である。ただし、Ｍｎ量が０．４１％未満ではその効果が小さいことから、Ｍｎ量の下限は０．４１％とする。一方、１．５％を超えてＭｎを添加すると、パーライトの平衡変態温度（ＴＥ）を低下させるとともに、マルテンサイト変態し易くなる。したがって、Ｍｎ量の上限は１．５％とする。好ましくは、Ｍｎの含有量は、０．４１％以上１．３％以下の範囲内とするのがよい。

（Ｐの含有量）
Ｐ（リン）の含有量は、０．００１％以上０．０３５％以下の範囲内とする。Ｐは、その含有量が０．０３５％を超えると靭性や延性を低下させることから、Ｐ量の上限は０．０３５％とする。好ましくは、Ｐ量の上限は、０．０２５％とするのがよい。一方、Ｐ量を低減させるために特殊精錬等を行うと、溶製のコスト上昇を招くことから、Ｐ量の下限は０．００１％とする。

（Ｓの含有量）
Ｓ（硫黄）の含有量は、０．０００５％以上０．０３０％以下の範囲内とする。Ｓは、圧延方向に伸展した粗大なＭｎＳを形成して延性や靭性を低下させることから、Ｓ量の上限は０．０３０％とする。一方、Ｓ量を０．０００５％未満に抑えることとすると、溶製処理時間の増大等、溶製の大幅なコスト上昇を招くことから、Ｓ量の下限は０．０００５％とする。好ましくは、Ｓの含有量は、０．００１％以上０．０１５％以下の範囲内とするのがよい。

以上、鋼片の化学組成について説明したが、鋼片は、上記した化学組成に加え、必要に応じてさらに以下の成分元素を含有してもよい。

（Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ，Ｖ、Ｎｂの含有量）
Ｃｒ（クロム）、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）は、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。Ｃｒ（クロム）の含有量は、２．０％以下の範囲内とする。Ｃｒは、パーライトの平衡変態温度（ＴＥ）を上昇させ、パーライトラメラー間隔の微細化に寄与して硬さや強度を上昇させる。ただし、そのためには０．１％以上の添加を必要とすることから、含有させる場合はＣｒ量の下限は０．１％とすることが好ましい。一方、２．０％を超えてＣｒを添加すると、溶接欠陥の発生を増加させるとともに、焼入れ性を増加させ、マルテンサイトの生成を促進させる。したがって、Ｃｒ量の上限は２．０％とする。好ましくは、Ｃｒの含有量は、０．２％以上１．５％以下の範囲内とするのがよい。

Ｃｕの含有量は、１．０％以下とする。Ｃｕは、固溶強化によって一層の高硬度化を図ることができる元素である。また、脱炭抑制にも効果がある。ただし、それらの効果を期待するためには０．０１％以上のＣｕを添加することが好ましい。一方、１．０％を超えてＣｕを添加すると、連続鋳造時や圧延時に表面割れが生じ易くなることから、Ｃｕ量の上限は１．０％とする。好ましくは、Ｃｕの含有量は、０．０５％以上０．６％以下の範囲内とするのがよい。

Ｎｉの含有量は、０．５％以下とする。Ｎｉは、靭性や延性を向上させる有効な元素である。また、Ｃｕと複合添加することでＣｕ割れを抑制する有効な元素であるため、Ｃｕを添加する場合はＮｉを添加することが好ましい。この効果を発現させるためには、Ｎｉ量が０．０１％以上であることが好ましい。一方、１．０％を超えてＮｉを添加すると、焼入れ性を高めマルテンサイトの生成を促進させることから、Ｎｉ量の上限は１．０％とする。好ましくは、Ｎｉの含有量は、０．０５％以上０．６％以下の範囲内とするのがよい。

Ｍｏの含有量は、０．５％以下とする。Ｍｏは、高強度化に有効な元素である。その効果を発現させるためには、Ｍｏ量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、０．５％を超えてＭｏを添加すると、焼入れ性を高め、その効果としてマルテンサイトが生成するため、靭性や延性を極端に低下させる。したがって、Ｍｏ量の上限は０．５％とする。好ましくは、Ｍｏの含有量は、０．０５％以上０．３％以下の範囲内とするのがよい。

Ｖの含有量は、０．１５％以下とする。Ｖは、ＶＣあるいはＶＮ等を形成してフェライト中に微細に析出し、フェライトの析出強化を通して高強度化に有効な元素である。また、水素のトラップサイトとしても機能し、遅れ破壊を抑制する効果も期待できる。そのためには０．００１％以上Ｖを添加することが好ましい。一方、０．１５％を超えてＶを添加すると、それらの効果が飽和する上に合金コストも大幅に上昇することから、Ｖ量の上限は０．１５％とする。好ましくは、Ｖの含有量は、０．００５％以上０．１２％以下の範囲内とするのがよい。

Ｎｂの含有量は、０．０３０％以下とする。Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、圧延時のオーステナイト中への加工歪の導入によるパーライトコロニーやブロックサイズの微細化に有効で、延性や靭性向上に対して有効な元素である。それらの効果を期待するためには０．００１％以上Ｎｂを添加することが好ましい。一方、０．０３０％を超えてＮｂを添加すると、凝固過程でＮｂ炭窒化物を晶出させ、清浄性を低下させることから、Ｎｂ量の上限は０．０３０％とする。好ましくは、Ｎｂの含有量は、０．００３％以上０．０２５％以下の範囲内とするのがよい。

（Ｃａ、ＲＥＭの含有量）
Ｃａ（カルシウム）、ＲＥＭ（希土類金属）は、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。すなわち、ＣａやＲＥＭは凝固時に鋼中のＯ（酸素）およびＳと結合して粒状のオキシサルファイドを形成し、延性／靭性や遅れ破壊特性を向上させる。それらの効果を期待するためにはＣａでは０．０００５％以上、ＲＥＭでは０．００５％以上添加することが好ましい。一方、ＣａやＲＥＭを過剰に添加すると、逆に清浄性は低下する。したがって、Ｃａおよび／またはＲＥＭを添加する場合には、Ｃａの含有量は０．０１０％以下とし、ＲＥＭの含有量は０．１％以下とする。好ましくは、Ｃａの含有量は、０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲内とするのがよく、ＲＥＭの含有量は、０．００８％以上０．０５％以下の範囲内とするのがよい。

以上に含有量を示した成分以外の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物である。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他の成分の含有を拒むものではない。Ｎ（窒素）の含有量は０．０１５％以下であれば許容でき、Ｏの含有量は０．００４％以下であれば許容できる。また、ＡｌＮやＴｉＮは転動疲労特性を低下させることから、Ａｌ（アルミニウム）の含有量は０．００３％以下に抑えるのが望ましく、Ｔｉ（チタン）の含有量は０．００３％以下に抑えるのが望ましい。

次に、本発明のパーライトレールのレール頭頂部の表面硬さ、内部硬さ、０．２％耐力、引張強さ、伸び、および室温における破壊靭性について説明する。

（レール頭頂部の表面硬さ、レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さ）
レール頭頂部の表面硬さはＨＢ４３０以上、レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さはＨＢ４１０以上とする。レール頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０未満である場合や、レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍの内部硬さがＨＢ４１０未満である場合、耐摩耗性が十分に向上しない。

（レール頭頂部の０．２％耐力、引張強さ、伸び、および室温における破壊靭性）
レール頭頂部の引張特性を表す指標として、０．２％耐力（ＹＳ）が１０００ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１４５０ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）が１２％以上、室温における破壊靭性が４０ＭＰａ√ｍ以上の条件を満足することが好ましい。０．２％耐力（ＹＳ）を１０００ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）を１２％以上、室温における破壊靭性を４０ＭＰａ√ｍ以上とすることで、レールの耐損傷性を高位に確保することができる。また、引張強さ（ＴＳ）を１４５０ＭＰａ以上とすることで、耐摩耗性を高位に確保することができる。

次に、上記成分組成の鋼から本発明にかかる高硬度パーライトレールを得るための製造方法の一実施形態について説明する。図１は、本製造方法における圧延および冷却パターンを説明する図である。

本製造方法では、図１に示すように、上記成分組成の鋼片を圧延仕上温度が９００℃以上となるように熱間圧延し、レール素材を成形する（Ａ）。例えば、常用の孔型圧延やユニバーサル圧延により熱間圧延を行うことで、鋼片をレール素材に成形する。また、鋼片は、高炉、溶銑予備処理、転炉、およびＲＨ脱ガス等の溶製法プロセスにて成分調整された溶鋼を連続鋳造法により鋼片としたものが望ましい。

圧延仕上温度が９００℃以上とは、オーステナイトの再結晶域で圧延を行うことを意味している。９００℃以下になると部分再結晶域あるいは未再結晶域となり、圧延によってオーステナイト中に加工歪が導入される。そうなると、パーライト変態が促進されることから、パーライトラメラー間隔が増大し、主に内部で硬さの低下が顕著となる。したがって、圧延仕上温度は、９００℃以上とする。上限については特に規定しないが、１０００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性や延性を低下させることから、好ましくは、圧延仕上温度は、１０００℃以下とするのがよい。

続いて、図１に示すように、前述のように成形したレール素材に対して７７０℃以上の温度（冷却開始温度）から加速冷却を開始し、２℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度（冷却停止温度）まで冷却する（Ｂ→Ｃ→Ｄ）。

圧延後、７７０℃以上からレール頭頂部表面の加速冷却を開始する必要がある。７７０℃未満から加速冷却を開始した場合、レール頭頂部の表層温度と、レール頭頂部表面から深さ２５ｍｍ内部の温度との温度差が小さく、また、レール頭頂部表面がパーライト変態を開始しその変態発熱によって内部の冷却速度が低下するため、内部のラメラー組織が粗大化し、内部硬さを低下させる。したがって、冷却開始温度は、７７０℃以上とする必要がある。好ましくは、冷却開始温度は、８００℃以上とするのがよい。上限については特に規定しないが、圧延仕上温度が９００℃以上であることから、冷却開始温度は、９００℃以下でよい。

また、ここでの加速冷却による冷却速度は、２℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の範囲内とする。冷却速度が２℃／ｓ未満では過冷度が確保できず、レール頭頂部表面の硬さが低下する。一方、冷却速度が３０℃／ｓを超えると耐摩耗性に有害なベイナイトやマルテンサイトが生成し易くなるためである。好ましくは、冷却速度は、２．０℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の範囲内とするのがよい。

また、レール頭頂部表面のパーライト変態を十分に完了させるためには、５００℃以下まで冷却する必要がある。したがって、ここでの加速冷却の冷却停止温度は、５００℃以下とする。冷却停止温度が５００℃を超えると、レール頭頂部表面が軟らかくなるためである。なお、冷却速度が２．０℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下での冷却を２００℃以下の領域まで行うと、マルテンサイトが生成するため、冷却停止温度は２００℃以上とすることが好ましい。

続いて、図１に示すように、５３０℃以上５８０℃以下の温度域（復熱／再加熱温度）まで復熱あるいは再加熱し、この温度域で２０ｓ以上１００ｓ以下の時間（保持時間）保持した後、２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下、好ましくは３５０℃以上４５０℃以下の温度域（冷却停止温度）まで加速冷却する（Ｅ→Ｆ→Ｇ→Ｈ）。

レール頭頂部表面を５００℃以下まで加速冷却させた後、レール頭頂部表面から深さ２５ｍｍ内部にかけて順次パーライト変態を行うためには、５３０℃以上５８０℃以下の温度域まで復熱あるいは再加熱する必要がある。すなわち、復熱／再加熱温度が５３０℃未満では、ベイナイト変態を生じる恐れがあることから、復熱／再加熱温度の下限は５３０℃とする。一方、内部のパーライト組織を微細化するための過冷度を確保するために、復熱／再加熱温度の上限は５８０℃とする。５８０℃を超える温度まで復熱あるいは再加熱すると、内部硬さが低下するためである。

ここで、復熱／再加熱温度である５３０℃以上５８０℃以下の温度域までの昇温は、レール頭頂部内部の保有熱や、レール頭頂部表面から内部へ順次パーライト変態した際の変態発熱に伴う復熱を利用してもよいし、外部からの熱源（ガスバーナ，誘導加熱等）によって強制的に加熱をしてもよい。

そして、復熱／再加熱温度である５３０℃以上５８０℃以下の温度域に保持する保持時間は、２０ｓ以上必要である。２０ｓ未満の保持時間では、主としてレール頭頂部の表層におけるパーライト変態が不十分となる。一方、保持時間が１００ｓを超えると、パーライト変態後の板状のセメンタイトが一部球状化するため、特に内部硬さが低下する。したがって、保持時間は、２０ｓ以上１００ｓ以下の範囲内とする。

２０ｓ以上１００ｓ以下の保持時間保持した後は、速やかに加速冷却を行う必要がある。ここでの加速冷却による冷却速度は、２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の範囲とする。これは、パーライト変態によって形成した板状のセメンタイトが球状に分解することを防止するために、本製造方法において特に重要である。冷却速度が２℃／ｓ未満ではセメンタイトの球状化抑制が不十分である一方、１０℃／ｓを超える冷却速度では曲がりや反り等が大きくなる。

また、ここでの加速冷却は、４５０℃以下まで行う必要がある。冷却停止温度が４５０℃を超えると、板状のセメンタイトが一部球状化して軟化するためである。ここで、３５０℃未満まで加速冷却を行うと、鋼中に水素が残留することによって遅れ破壊を生じるリスクがあるため、加速冷却は３５０℃以上の温度で停止することが好ましい。したがって、ここでの加速冷却の冷却停止温度は、４５０℃以下の温度域とし、好ましくは３５０℃以上４５０度以下の温度域とする。

なお、３５０℃以上４５０℃以下の温度域で加速冷却を停止した場合、続いて、図１に示すように、０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい（Ｉ）。

これは、セメンタイトの球状化を抑制するために以上のようにして３５０℃以上４５０℃以下の温度域まで加速冷却した後、鋼中の水素を放出させることが好ましいためである。加速冷却停止後の冷却速度が０．５℃／ｓを超える場合、鋼中に水素が残留するために遅れ破壊を発生するリスクを完全に回避できない。そのため、ここでの冷却速度は、０．５℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、徐冷を停止する温度が２００℃を超える場合も同様のリスクが高まるため、２００℃以下まで徐冷を行うのが望ましい。

以上説明した製造方法によって、高硬度（高強度）を有し、延靭性に優れた高硬度パーライトレールが得られる。より具体的には、硬度を表す指標として、頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０以上、２５ｍｍ内部硬さがＨＢ４１０以上の本発明のパーライトレールが得られる。なお、本発明のパーライトレールで頭頂部の表面硬さおよび頭頂部の２５ｍｍ内部硬さ（頭頂部表面から２５ｍｍの深さ位置における硬さ）をそれぞれＨＢ４３０以上、ＨＢ４１０以上としたのは、これらを満足しないと耐摩耗性が十分に向上しないためである。また、上述した本発明の製造方法によって、引張特性を表す指標として、０．２％耐力（ＹＳ）が１０００ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１４５０ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）が１２％以上、室温における破壊靭性が４０ＭＰａ√ｍ以上を満たす高硬度パーライトレールが得られる。０．２％耐力（ＹＳ）を１０００ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）を１２％以上とすることで、レールの耐損傷性を高位に確保することができる。また、引張強さ（ＴＳ）を１４５０ＭＰａ以上とすることで、耐摩耗性を高位に確保することができる。

特に、上記の製造方法によって、頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０以上、２５ｍｍ内部硬さがＨＢ４１０以上の高硬度が得られる理由は、パーライト変態を進行させるための復熱／再加熱の際の保持時間、および復熱／再加熱後の冷却条件を特定することにより、セメンタイトの球状化を抑制しているためである。パーライト組織とは、硬質のセメンタイトと軟質のフェライトとが層状に構成された組織である。この層状の組織の層間隔（ラメラー間隔）が緻密になるほど、靭性や延性を損なうことなくパーライト組織を硬くすることができる。しかしながら、鋼片を熱間圧延によりレールへと成形した後に冷却する過程において、パーライト変態が完了した後、比較的高温で維持されるとセメンタイトは熱的に安定な球状へ変化するために、微細ラメラー構造が維持できない状態が生じる。この状況は、図１の工程Ｅの保持時間が１００ｓを超える場合や、工程Ｇの冷却速度が２℃／秒未満の場合に限定的に生ずる。そして、このセメンタイトの球状化は硬さや強度を大きく低下させる。

本発明の発明者等は、上述した製造方法により製造したレールと、上述した製造方法に対して、図１の工程Ｅの保持時間が１００ｓを超えるようにして製造したレール、および工程Ｇの冷却速度を２℃／秒未満として製造したレールについて、レール頭頂表面から２５ｍｍ深さ領域のパーライト組織を観察し、セメンタイトの球状化の程度を調査した。具体的には、レール頭頂表面から２５ｍｍ深さ領域について、走査型電子顕微鏡を用いて２００００倍の倍率で無作為に３０視野観察し、セメンタイトの球状化状態を以下に示す式（１）で定義される球状化率（Ｃ）で評価した。

球状化率（Ｃ）＝アスペクト比２０未満のセメンタイトの数（Ａ）／全体のセメンタイト数（Ｂ）×１００ …（１）

その結果、レール頭頂部の表面から２５ｍｍ内部の硬さがＨＢ４１０以上を満足した、上述した本発明の製造方法で製造されたレールは、球状化率（Ｃ）が５％未満となっていた。一方、工程Ｅの保持時間が１００ｓを超えるようにして製造したレール、および工程Ｇの冷却速度を２℃／秒未満として製造したレールは、レール頭頂部の表面から２５ｍｍ内部の硬さがＨＢ４１０未満であり、球状化率（Ｃ）が５％以上となっていた。このことから、レール頭頂部の表面から２５ｍｍの内部領域について、セメンタイトの球状化の抑制することにより、高い内部硬さが得られることがわかった。

〔実施例〕
表１に、本実施例において供試材とする基準例、発明例、および比較例のレールの化学組成（質量パーセント）を示す。本実施例では、表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して、加熱、熱間圧延、冷却することで１３６ポンドあるいは１４１ポンドレールを製造した。ここで、表１中のＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、およびＯの含有量は、不可避的不純物として混入されている含有量である。表２に、基準例、発明例、および比較例のレールの製造条件を示す。

そして、得られた各レールのレール頭頂部の硬さおよびミクロ組織を評価した。その結果を表３に示す。

ここで、レール頭頂部表面の硬さ（表面硬さ）は、脱炭層をグラインダーにて除去して測定した。レール頭頂部表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さ（２５ｍｍ内部硬さ）は、レール頭頂Ｃ断面を切り出し研磨した後、表面から２５ｍｍの深さ位置の硬さを測定した。レール頭頂部のミクロ組織は、顕微鏡を用いて表層および深さ２５ｍｍ内部のミクロ組織を観察して評価した。また、走査型電子顕微鏡を利用して２００００倍の倍率で無作為に３０視野の観察を行い、画像処理によりパーライト組織における個々のセメンタイトのアスペクト比（縦横比）を求め、得られたアスペクト比より上述の式（１）で定義される球状化率（Ｃ）を求めた。球状化率（Ｃ）が５％未満である場合をセメンタイトの球状化無、球状化率（Ｃ）が５％以上である場合をセメンタイトの球状化有として評価した。また、引張試験は、ＡＲＥＭＡ規格に準拠して試験片を採取し、室温で行った。破壊靭性試験は、レール頭頂Ｃ断面から０．９インチのＣＴ試験片を採取し、ＡＳＴＭＡ３９９に準拠して室温でＫＩＣを行った。遅れ破壊の評価は、レール頭頂部のＵＴ試験を行い、欠陥の拡大有無により判断した。耐摩耗性の評価は、レール頭頂部表面から２０ｍｍ深さの部分から外径３０ｍｍ、幅８ｍｍの試験片を採取し、この試験片について２円筒式摩耗試験機を用いて接触応力１２００ＭＰａ、すべり率−１０％、８万回転後の摩耗量を測定し、基準例との摩耗量比を求めることで行った。なお、試験の際の相手材には、ＨＢ３７０の硬さのものを用い、大気中で試験を行った。

表３に示すように、化学組成や製造条件が発明範囲内である発明例のレールでは、いずれも、レール頭頂部がパーライト組織であり、表面硬さがＨＢ４３０以上で２５ｍｍ内部硬さがＨＢ４１０以上の高硬度を達成している。加えて、レール頭頂部の０．２％耐力（ＹＳ）が１０００ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１４５０ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）が１２％以上、室温における破壊靭性が４０ＭＰａ√ｍ以上を有しており、いずれも良好な評価が得られた。

これに対し、化学組成や製造条件が発明範囲外である基準例や比較例のレールでは、レール頭頂部にベイナイトが一部生成して耐摩耗性を低下させたり、パーライト組織であっても硬さが低く、耐摩耗性や延性、靭性を低下させたりする。

以上説明したように、本発明によれば、鋼片の化学組成および冷却条件を調整することにより、パーライト変態後における板状のセメンタイトの球状化を十分に抑制することができる。そして、これによって、レール頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０以上、レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さがＨＢ４１０以上と高硬度を有し、優れた耐摩耗性を有するレールを得ることができる。加えて、パーライトの微細なラメラー組織がレール頭頂部の表面から内部にわたりレール頭頂部全体で得られることから、延性や破壊靭性にも優れ、耐損傷性も良好なレールを得ることができる。したがって、レール頭頂部表面から内部にわたり高い硬度を有するパーライトレールおよびパーライトレールの製造方法を安定して提供することが可能になる。また、本発明は、耐摩耗性が要求される主に重貨物鉄道用等に用いられるレールとしての使途に好適である。

以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術等は全て本発明の範疇に含まれる。

本発明によれば、レール頭頂部表面から内部にわたり硬度が向上し、耐摩耗性に優れた高硬度パーライトレールを提供できる。

Claims (4)

1. 質量パーセントで、Ｃ：０．７０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．４１％以上１．５％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０３５％以下、Ｓ：０．０００５％以上０．０３０％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である鋼片を圧延仕上温度が９００℃以上となるように熱間圧延し、レール素材を成形する工程と、
   前記レール素材に対して７７０℃以上の温度から加速冷却を開始し、２℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却した後、５３０℃以上５８０℃以下の温度域まで復熱あるいは再加熱し、該温度域で２０ｓ以上１００ｓ以下の時間保持した後、２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下の温度域まで加速冷却する工程と、を含み、
   レール頭頂部の表面硬さがＨＢ４３０以上を有し、かつ、前記レール頭頂部の表面から深さ２５ｍｍ内部の硬さがＨＢ４１０以上を有するパーライトレールの製造方法。
2. 前記鋼片は、さらに、質量パーセントで、Ｃｒ：２．０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５％以下、およびＭｏ：０．５％以下のうちの少なくとも１種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１に記載のパーライトレールの製造方法。
3. 前記鋼片は、さらに、質量パーセントで、Ｃａ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうち１種または２種を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１または２に記載のパーライトレールの製造方法。
4. 前記２℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の冷却速度での加速冷却を３５０℃以上４５０℃以下の温度域で停止し、その後、０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷する工程をさらに含む請求項１〜３のいずれかに記載のパーライトレールの製造方法。

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