JP6822575B2

JP6822575B2 - レールおよびその製造方法

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Publication number: JP6822575B2
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Inventors: 佳祐安藤; 木村　達己; 達己木村; 聡伊木
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Description

本発明は、レール、特に耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を向上させたレールと、このレールを有利に製造し得るレールの製造方法に関する。

鉱石の運搬等を主体とする高軸重鉄道では、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、一層の耐摩耗性と耐疲労損傷性の向上が求められている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車の1台の貨車の積載重量の大きい（積載重量がたとえば150トン程度以上の）鉄道である。

レールの耐摩耗性をさらに向上することを目指して、たとえば特許文献１および特許文献２では、Ｃ量を0.85質量％超1.20質量％以下に増加すること、また、特許文献３および特許文献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等、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を増加させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が提案されている。

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に、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。上記の提案のように、単にＣ量を0.85質量％超1.20質量％以下にすると、熱処理条件によっては初析セメンタイト組織が生成し、また脆いパーライト層状組織のセメンタイト層の量が増加するため、耐疲労損傷性の向上は見込めない。

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。しかし、Alの添加は疲労損傷の起点となる酸化物が生成する等、パーライト組織を有する鋼レールにおいて耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を満足させることは困難であった。

特許文献６では、レールの頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲のビッカース硬さが370 HV以上とすることにより、レールの使用寿命向上を図っている。また、特許文献７では、パーライトブロックを制御することにより、レールの頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として少なくとも深さ20mmの範囲の硬さを300HV以上500HV以下の範囲としてレールの使用寿命向上を図っている。

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号公報特開2003−293086号公報

しかしながら、レールの使用環境はさらに過酷化しており、パーライト組織の制御のみでは、レールの使用寿命向上、すなわち優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性の両立が困難となっていた。本発明は、この課題を解決するべくなされたものであり、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を向上し得る内部高硬度型のレールをその製造方法と共に提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決するため、Si、MnおよびCr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について鋭意調査を行った。その結果、Si、MnおよびCrの添加量ならびに、耐摩耗性に優れたパーライト組織と耐疲労損傷性に優れたベイナイト組織との相分率を適正化し、レール頭部の0.5mm深さ位置から25mm深さ位置までの硬さを所定の範囲に制御することによって、耐摩耗性と耐疲労損傷性を向上する効果を安定して維持できることを見出すに到った。

本発明は、上記の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．Ｃ：0.70質量％以上0.85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、下記式（１）を満足して含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
レール頭部の表面からの深さが0.5mm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370 HV以上520 HV未満であり、該領域におけるパーライト組織およびベイナイト組織の合計面積率が98％以上、かつ該領域におけるベイナイト組織の面積率が５％超20％未満であるレール。
記
0.30≦［％Si］／10＋［％Mn］／６＋［％Cr］／３≦0.55 ・・・（１）
但し、［％Ｍ］は成分組成における元素Ｍの含有量（質量％）

２．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種以上を含有する前記１に記載のレール。

３．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：0.05質量％以下および
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。

４．前記１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、仕上げ温度が850℃以上950℃以下の熱間圧延を施した後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上かつ冷却停止温度：350℃以上600℃以下として、２℃／ｓ以上10℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する、レールの製造方法。

本発明によれば、従来のレールに比べて遥かに優れた耐摩耗性−耐疲労損傷性バランスを有する内部高硬度型レールを安定して製造することが可能となり、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。

レール頭部の内部硬さ測定位置を示すレール頭部の断面図である。耐摩耗性を評価する西原式摩耗試験片を示す平面図である。耐摩耗性を評価する西原式摩耗試験片を示す側面図である。西原式摩耗E試験片の採取位置を示すレール頭部の断面図である。耐疲労損傷性を評価する西原式摩耗試験片を示す平面図である。耐疲労損傷性を評価する西原式摩耗試験片を示す側面図である。

以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明において、レール鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。

Ｃ：0.70質量％以上0.85質量％以下
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、Ｃの含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。しかし、Ｃ含有量が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、Ｃ含有量が0.85質量％を超えると、レール形状へ成形するための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含有量は0.70質量％以上0.85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：0.50質量％以上1.60質量％以下
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％以上で含有される必要があるが、その含有量が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、レールの内部までを高硬度化しようとすると、レールの表層に多量のベイナイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。したがって、Si含有量は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：0.20質量％以上1.00質量％以下
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を低下し、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、Mnは、鋼の焼入れ性を向上させる能力が高いため、レールの内部まで高硬度化しようとすると、レールの表層に多量のベイナイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。さらに、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含有量は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：0.035質量％以下
Ｐの含有量が0.035質量％を超えると、鋼の延性を劣化させる。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：0.012質量％以下
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％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：0.40質量％以上1.30質量％以下
Crは、鋼の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鋼の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含有量は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。

0.30≦［％Si］／10＋［％Mn］／６＋［％Cr］／３≦0.55 ・・・（１）
但し、［％Ｍ］は成分組成における元素Ｍの含有量（質量％）
Si含有量［％Si］、Mn含有量［％Mn］およびCr含有量［％Cr］に関する上式（１）の中辺で算出される値が0.30未満であると、レール頭部の表面からの深さが0.5mmの位置と25mmの位置との間の領域（以下、単に表層領域ともいう）のビッカース硬さが、後述する370HV以上520HV未満の範囲を満足し難くなる。また、上式（１）の中辺で算出される値が0.55を超えると、Si、Mn、Crの高い焼入れ性のため、前記表層領域中にマルテンサイト組織が生成し、延性および靭性が低下する。さらに、ベイナイト組織の面積率も20％以上となるため、耐摩耗性も大幅に低下してしまう。したがって、Si、MnおよびCrの含有量［％Si］、［％Mn］および［％Cr］が、上式（１）を満足する必要がある。より好ましくは、上式（１）の中辺で算出される値が0.35以上0.50以下である。

本発明のレールの成分組成は、以上の成分の他に、以下のＡ群の中から選ばれる１種以上、Ｂ群の中から選ばれる１種以上の、いずれかまたは両方を任意に含有していてもよい。
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：0.05質量％以下およびSb：0.05質量％以下

以下、上記Ａ群およびＢ群に属する元素の含有量を特定した理由を説明する。
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、レールのコストが増加する。したがって、Ｖをは、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0.15質量％以下である。

Cu：1.0質量％以下
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、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0.5質量％以下である。

Ni：1.0質量％以下
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、マルテンサイトや規定範囲外のベイナイトが生成するようになり、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： 0.05質量％以下
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、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、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：0.5質量％以下
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、鋼中に規定範囲外のベイナイトが生じてしまい、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：1.0質量％以下
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：0.005質量％以下
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：0.05質量％以下
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0.05質量％を超えると粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Tiを含有する場合、Ti含有量を0.05質量％以下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0.030質量％以下である。

Sb：0.05質量％以下
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。

なお、本発明のレールの材料となる鋼の成分組成は、以上の成分および残部のFeおよび不可避不純物を含むものであるが、残部はFeおよび不可避的不純物からなることが好ましい。本発明に係る組成中の残部Feの一部に代えて本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内で他の微量成分元素を含有するものとしたレールも、本発明に属する。ここで、不可避的不純物としては、Ｐ、Ｎ、Ｏ等が挙げられ、Ｐは上記の通り0.035質量％まで許容できる。また、Ｎは0.008質量％まで、Ｏは0.004質量％まで許容できる。

次に、本発明のレールの硬さおよび鋼組織についての限定理由を説明する。
レール頭部の表面からの深さが0.5mmの位置と25mmの位置との間の領域（表層領域）におけるビッカース硬さ：370HV以上520HV未満
レール頭部の表層領域のビッカース硬さが370HV未満になると、鋼の耐摩耗性が低下し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、鋼の耐疲労損傷性が低下する。よって、レール頭部の表層領域のビッカース硬さは370HV以上500HV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。

表層領域の鋼組織：パーライト組織とベイナイト組織の合計面積率が98％以上、かつベイナイト組織の面積率が５％超20％未満
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、パーライト組織およびベイナイト組織は、同一硬度のマルテンサイト組織に比べて、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有している。レール材に要求されるこれらの特性を安定的に向上させるためには、前述の表層領域において、パーライト組織とベイナイト組織との合計の面積率を98％以上は確保する必要がある。より好ましくは99％以上であり、100％であってもよい。なお、パーライト組織およびベイナイト組織以外の残部組織は、マルテンサイトやセメンタイトなどであるが、これら組織は極力少ないことが好ましい。

また、ベイナイト組織はパーライト組織に比べて摩耗し易いため、使用初期段階の車輪とレールとの接触において、なじみ性を向上させる効果を有している。前述の表層領域において、ベイナイト組織の面積率が５％未満であると、この作用を効果的に発揮することが難しい。一方、面積率が20％以上になると、耐摩耗性が低下する。よって、ベイナイト組織の面積率は５％超20％未満を満たす必要がある。より好ましくは、５％超10％以下である。

次に、本発明のレールの製造方法について説明する。
すなわち、本発明のレールは、上述した組成を有する鋼材を、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延した後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上、冷却停止温度：350℃以上600℃以下として、２℃／s以上10℃／s以下の冷却速度で冷却することで製造できる。以下、熱間圧延における圧延仕上げ温度、熱間圧延後の冷却条件について、上記した範囲とするとよい理由を述べる。

熱間圧延の仕上げ温度：850℃以上950℃以下
熱間圧延は、鋼素材をレール形状に成形するために行う。熱間圧延の際の圧延仕上げ温度が850℃より低い場合は、オーステナイト低温域にて圧延が行われることになり、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、パーライト層のラメラー間隔が粗大化するため、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℃以下とするのがよい。好ましくは880℃以上930℃以下である。

熱間圧延後の冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上冷却停止温度：350℃以上600℃、冷却速度：２℃／ｓ以上10℃／ｓ
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。加速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、加速冷却の際の冷却速度が２℃／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10℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織あるいは面積率が20％以上の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２℃／ｓ以上10℃／ｓ以下の範囲とするのがよい。好ましくは2.5℃／ｓ以上7.5℃／ｓ以下である。ここで、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℃以上からこの範囲の冷却速度を採用すればよい。

次に、加速冷却の冷却停止温度が350℃未満になると、低温域での冷却時間が増大するため、生産性が低下し、レールの製造コストの上昇につながる。また、面積率が20％以上のベイナイト組織が生成し、レールの使用寿命が低下する。一方、加速冷却の冷却停止温度が600℃を超えると、レール頭部の上記した表層領域のうちの内部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が停止されてしまうため、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350℃以上600℃以下とするのがよい。好ましくは400℃以上550℃以下である。

以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。なお、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。

表１に示す成分組成の鋼材について、表２に示す条件で熱間圧延および、熱間圧延後の冷却を行なって、レール材を製造した。冷却はレール頭部のみに行ない、冷却停止後は放冷した。ここで、表２中の圧延仕上げ温度とは、最終圧延ミル入側のレール頭部側面表面の温度を放射温度計で測定した値を圧延仕上げ温度として示している。冷却停止温度は、冷却停止時のレール頭部側面表層の温度を放射温度計で測定した値を冷却停止温度として示している。冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間（秒）当りに換算して冷却速度（℃／ｓ）とした。なお、冷却開始温度はいずれも720℃以上であり、パーライト変態開始温度以上である。

かくして得られたレールについて、レール頭部の硬さ、鋼組織、耐摩耗性および耐疲労損傷性を評価した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。

レール頭部の硬さ
図１に示す表層領域（レール頭部の表面からの深さが0.5mm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、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。

レール頭部の鋼組織
レール頭部の表面近傍(深さ１mm程度)、深さ５mm、10mm、15mm、20mmおよび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し、画像解析によりパーライト組織およびベイナイト組織の各組織の面積率を求めた。なお、表層領域の各組織（パーライト組織およびベイナイト組織）の面積率は、各位置の観察面積の合計値に対する、観察された各組織の合計面積の割合を１００分率で評価した。

耐摩耗性
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に示すタイヤ試験片３の形状に加工を施し、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箇所から採取した。レール頭部１の表層領域から採取したものを西原式摩耗試験片２aとし、表層領域より内側から採取するものを西原式摩耗試験片２ｂとした。レール頭部１の内部から採取する西原式摩耗試験片２ｂの長手方向の中心は、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：1.6GPa、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
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１は、図３に示すようにレール頭部１の２箇所から採取した。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るから説明を省略する。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：2.4GPa、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。

表３に上記した評価の結果を示す。本発明の成分組成を満足する適合鋼を用い、本発明範囲の製造方法（熱間圧延仕上げ温度、熱間圧延後の冷却速度および冷却停止温度）で作製したレール材の試験結果（表３中の試験Ｎｏ．２から２１）は、耐摩耗性および耐疲労損傷性のいずれもが基準材に対して10％以上向上していた。一方、レール材の成分組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは、本発明範囲の製造方法（熱間圧延仕上げ温度、熱間圧延後の冷却速度および冷却停止温度）を適用しなかったため、結果的に本発明の鋼組織を満足しない比較例（表３中の試験Ｎｏ．２２から４１）は、少なくとも耐摩耗性および耐疲労損傷性のいずれかの基準材に対する向上代が発明例に対して低かった。

１レール頭部
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レール頭部の表層領域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

Ｃ：0.70質量％以上0.85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、下記式（１）を満足して含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
レール頭部の表面からの深さが0.5mm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370 HV以上520 HV未満であり、該領域におけるパーライト組織およびベイナイト組織の合計面積率が98％以上、かつ該領域におけるベイナイト組織の面積率が５％超20％未満であるレール。
記
0.30≦［％Si］／10＋［％Mn］／６＋［％Cr］／３≦0.55 ・・・（１）
但し、［％Ｍ］は成分組成における元素Ｍの含有量（質量％）
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：0.05質量％以下および
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に、仕上げ温度が850℃以上950℃以下の熱間圧延を施した後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上かつ冷却停止温度：350℃以上600℃以下として、２℃／ｓ以上10℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する、レール頭部の表面からの深さが0.5mm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370 HV以上520 HV未満であり、該領域におけるパーライト組織およびベイナイト組織の合計面積率が98％以上、かつ該領域におけるベイナイト組織の面積率が５％超20％未満であるレールの製造方法。