JP6769579B2 - レールおよびその製造方法 - Google Patents
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Description
1.C:0.70質量%以上1.00質量%以下、
Si:0.50質量%以上1.60質量%以下、
Mn:0.20質量%以上1.00質量%以下、
P:0.035質量%以下、
S: 0.012質量%以下および
Cr:0.40質量%以上1.30質量%以下
を、次式(1)で定義されるCeq値が1.04以上1.25以下となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
レール頭部の表面からの深さが1mmの位置と25mmの位置との間の領域におけるビッカース硬さが370HV以上520HV未満であり、該領域をEPMAでライン分析して得られる、C、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から次式(2)に従って求まる、Ceq(max)が1.40以下であり、かつ該領域でのパーライト面積率が95%以上であるレール。
Ceq=[%C]+([%Si]/11)+([%Mn]/7)+([%Cr]/5.8) ・・・(1)
但し、[%M]は元素Mの含有量(質量%)
Ceq(max)=[%C(max)]+([%Si(max)]/11)+([%Mn(max)]/7)+([%Cr(max)]/5.8) ・・・(2)
但し、[%M(max)]は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Mの最大含有量
V:0.30質量%以下、
Cu:1.0質量%以下、
Ni:1.0質量%以下、
Nb:0.05質量%以下および
Mo:0.5質量%以下
の中から選ばれる1種以上を含有する前記1に記載のレール。
Al:0.07質量%以下、
W:1.0質量%以下、
B:0.005質量%以下、
Ti:0.010質量%未満および
Sb:0.05質量%以下
の中から選ばれる1種以上を含有する前記1または2のいずれかに記載のレール。
記
A(s)=exp{(6000/T)+(1.2×[%C])+(0.5×[%Si])+(2×[%Mn])+(1.4×[%Cr])}・・・(3)
但し、Tは加熱温度[℃]を、[%M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
Cは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するための必須元素であり、含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。しかし、0.70質量%未満では従来の熱処理型パーライト鋼レールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しい。また、1.00質量%を超えると熱間圧延後の変態時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成し、耐疲労損傷性が著しく低下する。したがって、C量は0.70質量%以上1.00質量%以下とする。好ましくは0.75質量%以上0.85質量%以下である。
Siは、脱酸剤及びパーライト組織の強化元素として0.50質量%以上必要であるが、1.60質量%を超えるとSiの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。さらに、Siは、鋼の焼入れ性を向上させる能力が高いため、レールの表層にマルテンサイト組織が生成し易くなる。したがってSi量は0.50質量%以上1.60質量%以下とする。好ましくは0.50質量%以上1.20質量%以下である。
Mnは、パーライト変態温度を低下させてラメラー間隔を細かくすることにより、内部高硬度型レールの高強度化および高延性化に寄与する。しかし、鋼中にMnが過剰に含有されると、パーライトの平衡変態温度が低下し、その結果、過冷度が小さくなりラメラー間隔が粗大化する。Mn含有量が0.20質量%未満では、上記の高強度化および高延性化に関して十分な効果が得られず、一方、Mn含有量が1.00質量%を超えるとマルテンサイト組織を生じ易く、レールの熱処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じ材質が劣化し易い。また、パーライト組織となっても平衡変態温度が低下するため、ラメラー間隔の粗大化を招く。したがって、Mn量は0.20質量%以上1.00質量%以下とする。好ましくは0.20質量%以上0.80質量%以下である。
Pの含有量が0.035質量%を超えると、延性を劣化する。したがって、P含有量は0.035質量%以下とする。好ましくは0.020質量%以下である。一方、P含有量の下限は特に限定されず0質量%であってもよいが、工業的には0質量%超となるのが通例である。なお、P含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、P含有量を0.001質量%以上とすることが好ましい。
Sは、主にA系介在物の形態で鋼中に存在するが、その含有量が0.012質量%を超えるとこの介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、鋼の清浄性が悪化する。したがって、S含有量は0.012質量%以下とする。好ましくは0.010質量%以下である。より好ましくは0.008質量%以下である。一方、S含有量の下限は特に限定されず0質量%であってもよいが、工業的には0質量%超となるのが通例である。なお、S含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、S含有量を0.0005質量%以上とすることが好ましい。
Crは、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔の微細化に寄与すると同時に、固溶強化によりさらなる高強度化をもたらす元素である。しかし、Cr含有量が0.40質量%未満では、十分な内部硬度が得られず、一方、Crが1.30質量%を超えて含有されると鋼の焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成し易くなる。また、マルテンサイトが生成しない条件で製造した場合、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが生成する。そのため、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。したがって、Cr量は0.40質量%以上1.30質量%以下とする。好ましくは0.60質量%以上1.20質量%以下である。
Ceq値は、鋼中の元素Mの含有量(質量%)を[%M]としたときに、下記(1)式で算出される値である。すなわち、下記(1)式において、C含有量を[%C](質量%)、Si含有量を[%Si](質量%)、Mn含有量を[%Mn](質量%)、Cr含有量を[%Cr](質量%)としてCeq値が算出できる。
記
Ceq=[%C]+([%Si]/11)+([%Mn]/7)+([%Cr]/5.8)・・・(1)
A群:V:0.30質量%以下、Cu:1.0質量%以下、Ni:1.0質量%以下、Nb:0.05質量%以下およびMo:0.5質量%以下
B群:Al:0.07質量%以下、W:1.0質量%以下、B:0.005質量%以下、Ti:0.010質量%未満およびSb:0.05質量%以下
[A群]
V:0.30質量%以下
Vは、鋼中で炭窒化物を形成して基地中へ分散析出し、鋼の耐摩耗性を向上させる。しかし、その含有量が、0.30質量%を超えると、加工性が劣化し、製造コストが増加する。また、Vが0.30質量%を超えると、合金コストが増加するため、内部高硬度型レールのコストが増加する。したがって、Vは、0.30質量%を上限として含有されてもよい。なお、上記の耐摩耗性を向上させる効果を発現させるためには、Vは0.001質量%以上で含有されることが好ましい。V含有量のより好ましい範囲は、0.001質量%以上0.150質量%以下である。
Cuは、Crと同様に固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0質量%を超えるとCu割れが生じ易くなる。したがって、成分組成がCuを含有する場合は、Cu量は1.0質量%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量%以上0.500質量%以下である。
Niは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制することができるため、成分組成がCuを含有する場合にはNiも含有することが望ましい。ただし、Ni含有量が1.0質量%を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、マルテンサイトやベイナイトの生成量が多くなり、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下しがちとなる。したがって、Niが含有される場合は、Ni含有量は1.0質量%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量%以上0.500質量%以下である。
Nbは、鋼中のCと結び付いてレールを成形するための熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物として析出し、パーライトコロニーサイズの微細化に有効に作用する。その結果、耐摩耗性、耐疲労損傷性および延性を大きく向上させ、内部高硬度型レールの長寿命化に大きく寄与する。ただし、Nb量が0.05質量%を超えても、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上効果が飽和し、含有量上昇に見合う効果が得られない。したがって、Nbは、その含有量の上限を0.05質量%として含有されていてもよい。なお、Nb量が0.001質量%未満では、上記のレールの長寿命化に対して十分な効果が得られにくい。したがって、Nbを含有させる場合は、Nb含有量は0.001質量%以上であることが好ましい。より好ましくは、0.001質量%以上0.030質量%以下である。
Moは、固溶強化によりさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、0.5質量%を超えると、鋼中に生ずるベイナイト量が多くなり、耐摩耗性が低下する。したがって、レールの成分組成がMoを含有する場合は、Mo含有量は0.5質量%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量%以上0.300質量%以下である。
Al:0.07質量%以下
Alは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Al含有量が0.07質量%を超えると、Alの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Al含有量は0.07質量%以下とすることが好ましい。一方、Al含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには0.001質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.001質量%以上0.030質量%以下である。
Wは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物として析出し、析出強化によりレールの強度や延性を向上させる。しかし、W含有量が1.0質量%を超えると鋼中にマルテンサイトが生成し、その結果、延性が低下する。そのため、Wを添加する場合、W含有量を1.0質量%以下とすることが好ましい。一方、W含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量%以上0.500質量%以下である。
Bは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に、鋼中で窒化物として析出し、析出強化により鋼の強度や延性を向上させる。しかし、B含有量が0.005質量%を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Bを含有する場合、B含有量を0.005質量%以下とすることが好ましい。一方、B含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.001質量%以上0.003質量%以下である。
Tiは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として鋼中で析出し、析出強化により鋼の強度や延性を向上させる。しかし、Ti含有量が0.010質量%以上になると粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Tiを含有する場合、Ti含有量を0.010質量%未満とすることが好ましい。一方、Ti含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.005質量%以上0.009質量%以下である。
Sbは、熱間圧延前にレール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する。しかし、Sb含有量が0.05質量%を超えると、鋼の延性および靭性に悪影響を及ぼすため、Sbを含有する場合、Sb含有量を0.05質量%以下とすることが好ましい。一方、Sb含有量の下限は特に限定されないが、脱炭層を軽減する効果を発現させるためには、0.001質量%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量%以上0.030質量%以下である。
表層領域、すなわち、レール頭部の表面からの深さが1mmの位置と25mmの位置との間の領域のビッカース硬さが370HV未満になると、鋼の耐摩擦性が低下し、内部高硬度型鋼レールの使用寿命が低下する。一方、520HV以上になると、マルテンサイトが生成しているため、鋼の耐疲労損傷性が低下する。よって、レール頭部の上記領域のビッカース硬さは、370HV以上520HV未満とする。ここで、レール頭部の表層領域のビッカース硬さを規定するのは、レール頭部の表層領域の性能がレールの性能を支配しているためである。好ましくは、400HV以上480HV未満である。
Ceq(max):1.40以下
Ceq(max)は、レール頭部の表層領域をEPMAでライン分析した際に得られる、C、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から下記(2)式で求まる値である。一般的に、連続鋳造後の鋼塊には、凝固過程で生じた合金元素の偏析部が存在する。該偏析部では合金成分の濃化によって焼入れ性が向上するため、周囲の非偏析部に比べてマルテンサイトおよびベイナイトが生成し易くなる。通常、レール材で観察される、パーライト、マルテンサイトおよびベイナイト組織は、光学顕微鏡観察により判別することが可能である。一方、マルテンサイトおよびベイナイト組織がミクロ偏析により、微小領域に生成した場合、光学顕微鏡観察で正確に定量化することが極めて困難であった。これに対し、上述した各合金元素の含有量から算出されるマクロ的なCeq値に加えて、レール頭部の表層領域をEPMAでライン分析した際に得られる、各成分の最大値から求まるミクロ的なCeq(max)値を制御することにより、通常の光学顕微鏡による組織観察では判別が極めて難しい、微小領域におけるマルテンサイトおよびベイナイト組織が抑制可能であることが新たに明らかとなった。具体的には、Ceq(max)値が1.40を超えると、局所的にマルテンサイトやベイナイトが生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上が期待できない。したがって、Ceq(max)値は1.40以下とする。好ましくは、1.30以下である。一方、Ceq(max)値の下限は特に限定されないが、
パーライト組織の高硬度化により、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を確保するためには1.10以上とすることが好ましい。
記
Ceq(max)=[%C(max)]+([%Si(max)]/11)+([%Mn(max)]/7)+([%Cr(max)]/5.8) ・・・(2)
但し、[%M(max)]は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Mの最大含有量
さらに、レール頭部の表層領域の組織が面積分率95%以上のパーライトとなっている必要がある。鋼の耐摩耗性および耐疲労損傷性はミクロ組織により大きく変化するが、中でもパーライト組織は、同一硬度のマルテンサイトおよびベイナイト組織に比べて、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有している。これらのレール材に要求される特性を安定的に向上させるためには、上述の表層領域において、面積率で95%以上のパーライト組織を確保する必要がある。より好ましくは、98%以上である。100%であってもよい。なお、ここでいうパーライト面積率とは、通常の光学顕微鏡による組織観察で求めるパーライト面積率である。
すなわち、本発明のレールは、上記した成分組成を有する鋼素材を、1150℃超1350℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲にて下記(3)式で定義されるA(s)以上の保持時間での保持を行った後に、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延し、その後、冷却開始温度:パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度:400℃以上600℃以下として、1℃/s以上5℃/s以下の冷却速度で冷却することで製造できる。以下、各製造条件について説明する。
記
A(s)=exp{(6000/T)+((1.2×[%C])+(0.5×[%Si])+(2×[%Mn])+(1.4×[%Cr]))}・・・(3)
但し、Tは加熱温度[℃]を、[%M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
熱間圧延に先立つ加熱温度が1150℃以下では、圧延時の変形抵抗を十分に軽減することができず、一方、加熱温度が1350℃を超えると、鋼素材が部分的に溶融し、レール内部に欠陥を発生する虞があるため、レール圧延前の加熱温度は1150℃超1350℃以下とする。好ましくは、1200℃以上1300℃以下である。
このレールの製造では、凝固過程で生じた合金元素の偏析の度合を小さくする必要がある。熱間圧延に先立つ加熱時、上記加熱温度の範囲において保持を行うことにより、偏析元素を拡散させて偏析の度合を小さくすることが可能であるが、この際の保持時間は、C、Si、MnおよびCrの含有量に応じて異なる。そこで、これら元素の含有量に応じた保持時間を検討したところ、上記(3)式で求められるA値(s)以上の保持をすればよいことがわかった。すなわち、実際の加熱保持時間が上記(3)式から求まるA値に満たない場合、偏析の改善効果に乏しく、上記したCeq(max)値が高くなる結果、局所的にマルテンサイトやベイナイト組織を形成し、安定して優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を得ることができない。したがって、加熱保持時間は、加熱温度T(℃)と鋼の成分組成におけるC、Si、MnおよびCrの含有量とに応じたパラメータからなる、上記(3)式で求まるA(s)以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定されないが、粗粒化に伴う耐疲労損傷性の低下を防ぐため、
1.2A以上2.0A以下とすることが好ましい。
熱間圧延の仕上げ温度(以下、単に「圧延仕上げ温度」とも云う)が850℃より低い場合は、オーステナイト低温域まで圧延を行なうことになり、オーステナイト結晶粒に加工歪が導入されるだけでなく、オーステナイト結晶粒の伸長度合いも顕著となる。転位の導入かつオーステナイト粒界面積の増加により、パーライト核生成サイトが増加し、パーライトコロニーサイズは微細化するものの、パーライト核生成サイトの増加により、パーライト変態開始温度が上昇し、パーライトのラメラー間隔が粗大化する。そして、パーライトのラメラー間隔の粗大化により、レール耐摩耗性が著しく低下する。一方、圧延仕上げ温度が950℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒が粗大になるため、最終的に得られるパーライトコロニーサイズが粗くなり、耐疲労損傷性が低下する。したがって、圧延仕上げ温度は850℃以上950℃以下とする。好ましくは、875℃以上925℃以下である。
熱間圧延の後にパーライト変態開始温度以上を冷却開始温度として冷却を行うことによって、上述した硬さおよび鋼組織のレールを得ることができる。冷却の開始温度がパーライト変態開始温度を下回っていたり、冷却の際の冷却速度が1℃/s未満の場合、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなり、レール頭部の内部硬さが低下する。一方、冷却速度が5℃/sを超える場合は、マルテンサイト組織やベイナイト組織が生成し、レールの使用寿命が低下する。したがって、冷却速度は1℃/s以上5℃/s以下の範囲とする。好ましくは、2.5℃/s以上4.5℃/s以下である。なお、パーライト変態開始温度は冷却速度によっても変化するが、本発明では平衡変態温度のことを言うものとし、本発明の成分範囲では720℃以上から上記範囲の冷却速度を採用すれば、上記範囲の冷却速度での冷却をパーライト変態開始温度以上から開始するには十分である。また、上記冷却速度での冷却停止温度が400℃未満になると、低温域での冷却時間が増大するので、生産性が低下し、レールのコスト上昇につながる。一方、600℃を超えると、レール頭部の内部の温度がパーライト変態の開始前あるいはパーライト変態の進行中に冷却停止になるため、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなり、レールの使用寿命が低下する。したがって、冷却停止温度は400℃以上600℃以下とするのがよい。好ましくは、450℃以上550℃以下である。
図1に示す表層領域(レール頭部の表面からの深さが1mmの位置と25mmの位置との間の領域)のビッカース硬さを荷重98Nにて深さ方向へ0.5mmピッチで測定し、全ての硬さのうち最大と最小の値を求めた。
図1に示すレール頭部の表層領域における[%C]、[%Si]、[%Mn]および[%Cr]について、EPMAでライン分析を行い、各分析値の中から最大の値[%C(max)]、[%Si(max)][%Mn(max)]および[%Cr(max)]を求め、これらの値を基に、上述の(2)式からCeq(max)を算出した。なお、ライン分析は、加速電圧:15kV、ビーム径:1μmの条件にて実施した。
パーライト面積率に関しては、レール頭部の表面からの深さが1mm位置、同5mm、同10mm、同15mm、同20mmおよび同25mmの位置について、それぞれ採取した試験片を研磨後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて400倍の断面観察により組織の種類を同定するとともに、パーライトと同定された組織の観察面積に対する割合を求めることで評価した。すなわち、上記した表層領域のパーライト組織の面積率を、各位置の観察面積の合計値に対する、観察されたパーライト組織の合計面積の割合(100分率)を求めることで評価した。
耐摩耗性に関しては、レールを実際に敷設して評価するのが最も望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本発明では、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、実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートした比較試験により耐摩耗性を評価した。具体的には、図2Aおよび図2Bに示す、外径30mmの西原式摩耗試験片2をレール頭部から採取し、図2Aおよび図2Bに示すようにタイヤ試験片3と接触させて回転させて試験を行った。図2A中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片2とタイヤ試験片3の回転方向を示す。タイヤ試験片は、JIS規格 E1101に記載の普通レールの頭部から直径32mmの丸棒を採取し、ビッカース硬さ(荷重98N)が390HVであり、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行った後、図2Aおよび図2Bに示す形状に加工を施し、タイヤ試験片とした。なお、西原式摩耗試験片2は、図3に示すように、レール頭部1の2ケ所から採取した。レール頭部1の表層領域のうち深さ5mmの位置から採取したものを西原式摩耗試験片2aとし、表層領域のうち深さ25mmの位置から採取するものを西原式摩耗試験片2bとした。すなわち、西原式摩耗試験片2aの長手方向の中心は、レール頭部1の上面から4mm以上6mm以下(平均値5mm)の深さに位置する。同様に、西原式摩耗試験片2bの長手(軸)方向の中心は、レール頭部1の上面から24mm以上26mm以下(平均値25mm)の深さに位置する。試験環境条件は乾燥状態とし、接触圧力:1.4GPa、滑り率:−10%、回転速度:675回/min(タイヤ試験片は750回/min)の条件で10万回転後の摩耗量を測定した。摩耗量の大小を比較する際に基準となる鋼材として熱処理型パーライト鋼レールを採用し、この基準鋼材よりも10%以上摩耗量が少ない場合に耐摩耗性が向上したと判定した。なお、耐摩耗性向上代は、西原式摩耗試験片2aと西原式摩耗試験片2bの摩耗量の合算値を用い、{(基準材の摩耗量−試験材の摩耗量)/(基準材の摩耗量)}×100で算出した。
耐疲労損傷性に関しては、接触面を曲率半径15mmの曲面として直径30mmの西原式摩耗試験片2をレール頭部から採取し、図4Aおよび図4Bに示すように、タイヤ試験片3と接触させて回転させて試験を行なった。図4A中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片2とタイヤ試験片3の回転方向を示す。なお、西原式摩耗試験片2は、図3に示すように、レール頭部1の2ケ所から採取した。西原式摩耗試験片2を採取する位置およびタイヤ試験片3を採取する位置は上記と同じであり説明を省略する。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力:2.2GPa、滑り率:−20%、回転速度:600rpm(タイヤ試験片は750rpm)で、2万5千回毎に試験片表面を観察し、0.5mm以上の亀裂が発生した時点での回転数をもって、疲労損傷寿命とした。疲労損傷寿命の大小を比較する際に基準となる鋼材とした熱処理型パーライト鋼レールを採用し、この基準鋼材よりも10%以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判定した。なお、耐疲労損傷性向上代は、西原式摩耗試験片2aと西原式摩耗試験片2bの疲労損傷発生までの回転数の合算値を用い、〔{(試験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)}/(基準材の疲労損傷発生までの回転数)〕×100で算出した。
2 パーライト鋼レールから採取した西原式摩耗試験片
2a レール頭部の表層部から採取した西原式摩耗試験片
2b レール頭部の内部から採取した西原式摩耗試験片
3 タイヤ試験片
Claims (4)
- C:0.70質量%以上1.00質量%以下、
Si:0.50質量%以上1.60質量%以下、
Mn:0.20質量%以上1.00質量%以下、
P:0.035質量%以下、
S:0.012質量%以下および
Cr:0.40質量%以上1.30質量%以下
を、次式(1)で定義されるCeq値が1.04以上1.25以下となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
レール頭部の表面からの深さが1mmの位置と25mmの位置との間の領域におけるビッカース硬さが370HV以上520HV未満であり、該領域をEPMAでライン分析して得られる、C、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から次式(2)に従って求まる、Ceq(max)が1.40以下であり、かつ該領域でのパーライト面積率が95%以上であるレール。
Ceq=[%C]+([%Si]/11)+([%Mn]/7)+([%Cr]/5.8)・・・(1)
但し、[%M]は元素Mの含有量(質量%)
Ceq(max)=[%C(max)]+([%Si(max)]/11)+([%Mn(max)]/7)+([%Cr(max)]/5.8)・・・(2)
但し、[%M(max)]は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Mの最大含有量 - 前記成分組成は、さらに、
V:0.30質量%以下、
Cu:1.0質量%以下、
Ni:1.0質量%以下、
Nb:0.05質量%以下および
Mo:0.5質量%以下
の中から選ばれる1種以上を含有する請求項1に記載のレール。 - 前記成分組成は、さらに、
Al:0.07質量%以下、
W:1.0質量%以下、
B:0.005質量%以下、
Ti:0.010質量%未満および
Sb:0.05質量%以下
の中から選ばれる1種以上を含有する請求項1または2のいずれかに記載のレール。 - 請求項1から3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃超1350℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲にて次式(3)で定義されるA(s)以上の保持時間での保持を行った後に、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延し、その後、冷却開始温度:パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度:400℃以上600℃以下として、1℃/s以上5℃/s以下の冷却速度で冷却することにより、
レール頭部の表面からの深さが1mmの位置と25mmの位置との間の領域におけるビッカース硬さが370HV以上520HV未満であり、該領域をEPMAでライン分析して得られる、C、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から次式(2)に従って求まる、Ceq(max)が1.40以下であり、かつ該領域でのパーライト面積率が95%以上であるレールを得る、レールの製造方法。
記
Ceq(max)=[%C(max)]+([%Si(max)]/11)+([%Mn(max)]/7)+([%Cr(max)]/5.8)・・・(2)
但し、[%M(max)]は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Mの最大含有量
A(s)=exp[(6000/T)+(1.2×[%C])+(0.5×[%Si])+(2×[%Mn])+(1.4×[%Cr])]・・・(3)
但し、Tは加熱温度[℃]を、[%M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
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