JP7063400B2

JP7063400B2 - レール及びその製造方法

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Publication number: JP7063400B2
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Inventors: 和也徳永; 佳祐安藤
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Filing date: 2020-07-27
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Description

本発明は、足部と腹部と頭部とを有する鉄道用のレール及びその製造方法に関する。

鉱石の運搬等を主体とするような積載重量の大きい高軸重鉄道は、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る。さらに、鉄道による輸送の効率化のため、貨車への積載重量のさらなる増加が進められており、耐摩耗性、耐疲労損傷性および耐遅れ破壊特性の向上が求められている。

従来から、レールの耐摩耗性等を向上するために、レールの材質を制御し、もしくは製造方法時において特殊な熱処理を行う等の種々の提案がなされている（例えば特許文献１～８参照）。特許文献１、２には、Ｃ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下に増加させて耐摩耗性の向上させたレールが開示されている。さらに、特許文献３、４には、Ｃ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下とするとともにレールの頭部に熱処理を施すことにより、セメンタイト分率を増加させることによって耐摩耗性を向上させたレールが開示されている。

特許文献５には、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たレールが提案されている。特許文献６には、レールの頭部の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をＨｖ３７０以上として、レールの使用寿命を向上させたレールが開示されている。

特許文献７には、腹部を１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷したのち、２５０～４５０℃の温度に冷却に冷却停止し、ベイナイト変態が３０％以上になったところで、Ｍｓ点以下まで冷却してマルテンサイト組織を得ることで腹部を高靱性の焼戻しマルテンサイト組織とする方法が開示されている。特許文献８には、頭頂から上首部または腹部まで高圧の気体もしくは含水気体で冷却することにより圧縮の残留応力を付与し、腹部のき裂進展抑止能力を付与している。

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号公報特開昭６２－９９４３８号公報特開昭５９－４７３２６号公報

上記特許文献１～６のレールによれば、主に車輪のフランジと接触するレールの頭部の耐摩耗性を確保することができる。しかしながら、レールの腹部については、材質の制御が十分でなく、製造方法によっては腹部をき裂が進展するおそれがある。

特許文献７の場合、ベイナイト変態が始まるまで温度を保持する必要があり製造能率を低下させる。また、特許文献８の開示技術では、頭部の耐摩耗性／耐疲労損傷性を得ることが最重要であるため、所望の腹部のき裂進展抑止能力が得られるとは限らず、製造条件によってはき裂感受性の高いマルテンサイト組織を生成する可能性がある。

本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、製造能率を向上させながら腹部のき裂進展を抑制して折損発生を抑制することができるレール及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべくなされたものであり、その要旨は次の通りである。
［１］足部と、腹部と、頭部とを備えたレールであって、
前記腹部の成分組成が、
Ｃ：０．７０～１．２０質量％、
Ｓｉ：０．２０～１．２０質量％、
Ｍｎ：０．２０～１．５０質量％、
Ｐ：０．０３５質量％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％、
Ｃｒ：０．２０～２．５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記腹部におけるパーライトの面積率は、９５％以上であり、
パーライトブロックの平均サイズは、６０μｍ以下であるレール。
［２］さらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下およびＶ：０．００５～０．１０質量％、Ｗ：１．０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載のレール。
［３］応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２における前記腹部のき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）は、８．０×１０^－８以下である［１］または［２］に記載のレール。
［４］［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片からレールを製造するレールの製造方法であって、
仕上温度が１０００℃以下であって、前記腹部の減面率が１０％以上になるように仕上げ圧延し、
仕上げ圧延後の前記腹部をパーライト変態開始温度以上の温度から４００～６００℃の温度域までを１～５℃／ｓの冷却速度で冷却するレールの製造方法。
［５］前記仕上温度が８００～９００℃の範囲内で前記腹部の仕上げ圧延を行う［４］に記載のレールの製造方法。

本発明によれば、腹部のき裂進展速度を低下させることができ、腹部のき裂進展及び折損発生を抑制することができる。

本発明のレールの好ましい実施形態を示す斜視図である。本発明のレールの好ましい実施形態を示す平面図である。本発明のレールの製造方法に用いられるレール製造装置の一例を示す模式図である。腹部のき裂進展試験に用いられる試験片の一例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。図１は本発明のレールの好ましい実施形態を示す模式図である。図１のレール１は、旅客鉄道用もしくは貨物鉄道用の荷重を支持するとともに、鉄道車両を走行方向（矢印Ｙ方向）に誘導するものであって、足部（底部）２、腹部３及び頭部４を備える。

足部２は、枕木の上に載置されるものであり、幅方向（矢印Ｘ方向）に広がった断面形状を有する。腹部３は、足部２から上下方向（矢印Ｚ方向）へ向かって延びた形状を有し、レール１自体の梁としての曲げ剛性を確保する機能を有する。頭部４は、腹部３の上部に設けられており、列車の車輪に接触し、列車の荷重を直接支えるものである。列車がレール１の上を走行したとき、列車の車輪からの荷重は、頭部４から腹部３へ伝達され、腹部３から足部２へ伝達される。

腹部３は、頭部４のように車輪が直接接触する部位ではないため、頭部４と同等の耐摩耗特性は不要である。一方、腹部３は頭部４に掛かった輪重を足部２に伝達するものであるため、輪重が頭部４の中心から幅方向に偏心して掛かった場合、腹部３には曲げ応力が発生して水平き裂が生じる場合がある。このため、腹部３にはき裂進展特性が優れていることが求められる。そこで、レール１の腹部３は下記のような成分組成及び鋼組織を有するようになっている。

レール１は、Ｃ：０．７０～１．２０質量％、Ｓｉ：０．２０～１．２０質量％、Ｍｎ：０．２０～１．５０質量％、Ｐ：０．０３５質量％以下、Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％、Ｃｒ：０．２０～２．５０質量％を含有している。以下、各組成成分について分説する。

Ｃ：０．７０～１．２０質量％
Ｃはパーライト組織の強度すなわち耐疲労損傷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疲労損傷性が向上する。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疲労損傷性を得ることが難しい。また、１．２０質量％を超えると熱間圧延後のパーライト変態時に多量の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。なお、初析セメンタイトは１．２０質量％以下の場合にも存在するが、生成する量が微量であるため、耐疲労損傷性への影響は軽微である。したがって、Ｃ量は０．７０～１．２０質量％とする。好ましくは０．７５～１．００質量％である。さらに好ましくは０．７５～０．８５％である。

Ｓｉ：０．２０～１．２０質量％
Ｓｉは脱酸素剤及びパーライト組織の強化元素として０．２０質量％以上必要であるが、１．２０質量％を超えるとレールの表面疵の生成を促進させる。したがってＳｉ量は０．２０～１．２０質量％とする。好ましくは０．５０～１．００質量％である。

Ｍｎ：０．２０～１．５０質量％
Ｍｎはパーライト変態温度を低下させてラメラー間隔を緻密にする効果があるため、レール１の内部まで高硬度を維持するために有効な元素である。０．２０質量％未満では十分な効果が得られない。１．５０質量％を超えるとマルテンサイト組織が生じ易く、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の高い焼入れ性のため、内部高硬度型レールの表層に多量のベイナイト組織が生成され、耐摩耗性が低下する。さらに、過剰な添加はパーライトの平衡変態温度を低下させ、過冷度が小さくなりラメラー間隔が粗大化する。したがって、Ｍｎ量は０．２０～１．５０質量％とする。好ましくは０．４０～１．２０質量％である。

Ｐ：０．０３５質量％以下
０．０３５％を超えるＰの含有は延性を劣化する。したがって、Ｐ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。なお、０．００１％未満とするためには、製鋼コストの増加が余儀なくされることから、０．００１％以上の含有は許容される。

Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％
Ｓは主にＡ系介在物の形態で鋼材中に存在するが、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、鋼材の清浄性が悪化する。また、０．０００５質量％未満にすると、製鋼コストが増加する。したがって、Ｓ量は０．０００５～０．０１２質量％とする。好ましくは０．０００５～０．０１０質量％である。より好ましくは０．０００５～０．００８質量％である。

Ｃｒ：０．２０～２．５０質量％
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、０．２０質量％未満では十分な内部硬度が得られない。一方、２．５０質量％を超えて添加すると焼入れ性が高くなり、マルテンサイト組織が生成し易くなる。また、マルテンサイト組織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０．２０～２．５０質量％とする。好ましくは０．６０～１．３０質量％である。

本発明のレールの成分組成は、上記の組成成分の他に、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下およびＶ：０．００５～０．１０質量％、Ｗ：１．０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下のいずれか１種もしくは２種以上を含有していてもよい。以下、各組成成分について分説する。

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０．００５～０．５質量％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、レール１がＣｕを含有する場合、Ｎｉを添加するとＣｕ割れを抑制することができるため、ＮｉをＣｕとともに複合添加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、マルテンサイトが生成するようになり、耐疲労損傷性と耐疲労損傷性が低下する傾向がある。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０．００５～０．５質量％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、旧オーステナイト粒径の微細化に有効に作用する。その結果、耐疲労損傷性、耐疲労損傷性及び延性が大きく向上し、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％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％として含有してもよい。なお、Ｎｂ量は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。０．００１質量％以上で長寿命化の効果が得られる。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０．００１～０．０３質量％である。

Ｍｏ：１．０質量％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ、固溶強化によって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、Ｍｏ量が１．０質量％を超えると、鋼中にマルテンサイトが生成するようになり、耐摩耗性と耐疲労損傷性とが低下する傾向がある。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０．００５～０．５質量％である。

Ｖ：０．００５～０．１０質量％
Ｖは炭窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、耐疲労損傷性および耐遅れ破壊特性を向上させる元素である。Ｖ量が０．００５質量％未満ではその効果が少ない。一方、Ｖ量が０．１０質量％を超えると、加工性が劣化し、合金コストも増加するため、レール材の製造コストが増加する。したがって、Ｖ量は０．００５～０．１０質量％以下とする。好ましくは０．０１～０．０８質量％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元素である。しかし、Ｗ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量を１．０質量％以下とすることが好ましい。一方、Ｗ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０．００５～０．５質量％である。

Ｂ：０．００５質量％以下
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させレールの強度を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００５質量％を超えるとマルテンサイト組織が生成され、その結果、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。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０．００１～０．００３質量％である。

なお、レール１において上記組成成分の残部にはＦｅおよび不可避不純物が含まれる。不可避不純物とは、原料中に存在し、あるいは製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、特性に影響を及ぼさないため、含有が許容されている不純物を意味する。不可避不純物としては、例えばＮ、Ｏ等が挙げられ、Ｎは０．００８０質量％まで許容でき、Ｏは０．００４質量％まで許容できる。また、Ｔｉは酸化物を形成し、レールの基本特性である耐疲労損傷性の低下を招くので、０．００１０質量％以下に制御することが好ましい。

＜鋼組織＞
レール１の腹部３は、９５％以上の面積率のパーライト組織からなっている。なお、レール１の腹部３には、合計５％以下の微量なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初析セメンタイト組織、初析フェライト組織が含まれていてもよい。パーライト組織（パーライトブロック）はフェライトとセメンタイトとが層状に配列されたラメラー組織であって、パーライトブロックは同一方位を有するパーライト粒の集団からなるものである。パーライト組織とき裂進展との間には関連性があり、パーライト粒界はき裂進展の障壁となる機能を有する。腹部３のパーライト組織の面積率が９５％未満である場合、き裂進展の障害になるパーライト粒界が不足する。このため、レール１の腹部３は、９５％以上の面積率のパーライト組織を含有したものになっている。

パーライトブロックは６０μｍ以下の平均サイズになっている。パーライトブロックのサイズと疲労き裂進展にも関連性がある。上述のように、パーライト粒界には、き裂が進展する際の障壁となりき裂の進展を妨げる機能を有する。そのため、パーライトブロックのサイズを微細化すると、裂進展抑止効果のある結晶粒界を通過する確率が高くなり、結果としてき裂進展が抑止される。パーライトブロックの平均サイズが６０μｍより大きくなると、き裂進展抑止効果が十分に得られない。このため、パーライトブロックの平均サイズは６０μｍ以下になっており、好ましくは４０μｍ以下になっている。

＜レール製造装置および製造方法＞
図３は、レール製造装置の一例を示す模式図である。図３のレール製造装置１０は、ＢＤ（ブレークダウン）圧延機１１、粗圧延機１２、１３、仕上げ圧延機１４及び冷却設備１５を有する。このＢＤ圧延機１１、粗圧延機１２、１３及び仕上げ圧延機１４が鋼片に熱間圧延を行い、冷却設備１５が熱間圧延された鋼片を冷却する。仕上げ圧延機１４は、例えば孔型圧延法により圧延を行うものであって、上下２つのロールに所望の断面形状に応じた孔型を配置し、腹部３、頭部４ならびに足部２に直接圧下を加える。この上下ロールに設ける孔型の形状を調整することで、腹部３、頭部４ならびに足部２の圧下量が制御される。

次に、図３を参照してレールの製造方法について説明する。まず、加熱炉で再加熱された鋼片ＳＳ（素材ビレット）が、ＢＤ（ブレークダウン）圧延機１１において、レール１のおおよその形状となるように圧延される。ＢＤ圧延機１１で圧延された鋼片ＳＳは、粗圧延機１２、１３において熱間圧延される。このように、加熱により粗大化したオーステナイト粒は、ＢＤ圧延機１１及び粗圧延機１２、１３において再結晶温度域で圧延－再結晶が繰り返されることにより微細化する。

次に、仕上げ圧延機１４による仕上げ圧延において、腹部３の仕上温度が１０００℃以下であって減面率が１０％以上になるように熱間圧延される。ここで、仕上温度は、仕上げ圧延時の腹部３の表面温度を意味するが、頭部４の表面温度を腹部３の仕上温度とみなしてもよい。

鋼片ＳＳが１０００℃以下というような再結晶しにくい未再結晶温度域（低温域）で圧延されると、オーステナイト粒は再結晶せずに伸長化し、粒内に変形帯が形成される。そして、オーステナイトからパーライトへの変態時には、粒内の変形帯がオーステナイト粒界とともにパーライト変態の核生成サイトとして働く。すると、パーライト粒が微細化する。仕上温度が再結晶温度域より大きい場合、再結晶による回復が起こるため、パーライトブロックを６０μｍ以下の平均サイズまで微細化することができない。そこで、未再結晶温度域（低温域）で圧延して結晶粒を微細化するため、仕上圧延時の仕上温度は未再結晶温度域（低温域）である１０００℃以下に設定される。なお、仕上げ温度が８００℃未満となった場合、圧延時のロールへの負荷が極めて大きくなってしまう。また、オーステナイト低温域にて圧延が行われることになるため、オーステナイト結晶粒内に顕著な加工歪が導入される結果、所望のき裂進展抑止効果を得ることができない。よって、好ましくは仕上温度が８００～９００℃で仕上げ圧延される。

また、パーライトブロックを微細化するためには、腹部３を圧下してひずみを加える必要がある。そこで、仕上げ圧延機１４において、腹部３の減面率が１０％以上になるような仕上圧延が行われる。なお、減面率とは、仕上げ圧延前の断面積をＡ１、仕上げ圧延後の断面積をＡ２としたとき、減面率（％）＝（（Ａ１－Ａ２）／Ａ１）×１００で表される。減面率が１０％より小さい場合にはパーライトブロックを６０μｍ以下の平均サイズまで微細化することができず、き裂進展抑止効果を得ることができない。さらに好ましくは減面率が３０％以上である。

仕上げ圧延機１４による仕上げ圧延の後、冷却設備１５においてレールの腹部３がパーライト変態開始温度以上の温度から４００～６００℃の温度域までを１～５℃／ｓの冷却速度で加速冷却される。ここで、冷却停止温度は、例えば冷却停止時にレール腹部４の中央箇所を放射温度計で測定したときの表面温度を意味する。また、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）あたりに換算して冷却速度（℃／ｓｅｃ）を意味する。

冷却速度が５℃／ｓより速い場合、パーライト組織の面積率が減少してマルテンサイト組織等の面積率が増加してしまい、パーライト組織を面積率９５％以上にすることができない。一方、１～５℃／ｓの冷却速度で加速冷却した場合、パーライト組織を面積率９５％以上含有するパーライトからなる腹部３を形成することができる。さらに、従来のように、ベイナイト変態が始まるまで温度を保持する必要がないため、製造能率を向上させることができる。

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。

＜試験片の作製＞
はじめに、組成成分の異なる鋼Ａ１～Ａ１５、Ｂ１～Ｂ６が作製される。下記表１に鋼Ａ１～Ａ１５、Ｂ１～Ｂ６の成分を示す。なお、表１において空白の部分は含有されてない、もしくは含有量が不可避不純物の範疇であって無視できることを意味する。

次に、図３のレール製造装置１０によって、表１の組成成分を含有する鋼Ａ１～Ａ１５、Ｂ１～Ｂ６を用いて、それぞれ所定の製造条件で複数のレール１（下記表２のＮｏ．１～Ｎｏ２５）を製造した。その後、製造したレール１の腹部３から鋼材を抽出して試験片を作製した。図４は、試験片の一例を示す模式図である。図４において、試験片は例えば幅Ｗ＝２０ｍｍ、長さＨ＝１００ｍｍ、厚さＢ＝５ｍｍの板状のものであって、高さＨの中央Ｈ／２部分にノッチ部が形成されている。ノッチ部の長さＬ＝２ｍｍ、幅Ｃ＝０．２ｍｍであって、ノッチ部の端部は曲率Ｒ＝０．１ｍｍに形成されている。

表２にレールの製造条件及び試験結果を示す。

＜評価方法＞
図４の試験片を用いて応力比Ｒ＝０．１の条件で疲労き裂伝播試験を行い、応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２における、疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を測定し、腹部の耐表面損傷性を評価した。この数値が８．０×１０^－８以下であればき裂伝播抑止性能があると評価した。

表２中の製造条件において、仕上温度は、仕上げ圧延機１４の入側で腹部３の表面温度を放射温度計で測定した値であり、冷却停止温度は、冷却停止時の腹部３の表面温度を放射温度計で測定した値である。

表２中のパーライトブロックのサイズは、レール腹部中央位置より顕微鏡Ｌ断面観察用の試験片を採取し埋込、鏡面研磨後、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎ）を用いて方位解析を行い、各方位にパーライト粒の粒径を円相当で測定して平均化した値である。なお、隣接する結晶方位の方位差が５°以上の粒界は、別のパーライトブロックであると判定した。測定領域は３００μｍ角、測定ステップは０．３μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデックス・インデックスが０．１以下の測定点は、測定から除外した。さらに、測定領域の端にかかる結晶粒についても、測定対象から除外した。

表２中の「Ｐ」とはパーライト組織の面積率が９５％以上であって、合計５％以下の微量なベイナイト組織、マルテンサイト組織、初析セメンタイト組織、初析フェライト組織が含まれる場合を意味する。なお、パーライト組織の面積率の測定には、公知の技術を用いることができ、例えば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の面積率を算出する。

レールＮｏ．１～７および２４は、本発明の成分組成の質量％を満足する適合鋼を用い、仕上圧延条件及び冷却条件を満たす製造方法により製造したものである。すると、腹部３のパーライトの面積率はいずれも９５％以上であって、パーライトブロックの平均サイズは６０μｍ以下になった。その結果、応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２におけるき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）がいずれも８．０×１０^－８以下であった。さらに、Ｎｏ．１７～２３（鋼Ｎｏ．Ａ８～Ａ１４）のように、所定の質量％のＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｂのいずれか１種以上を含有させた場合であっても、腹部３のき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を８．０×１０^－８以下にすることができる。

一方、Ｎｏ．８、Ｎｏ．９のように、仕上げ圧延における減面率が１０％未満である場合、パーライトブロックの平均サイズが６０μｍより大きくなってしまう。その結果、腹部３のき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０^－８以下を満足していない。

Ｎｏ．１０のように、仕上げ圧延後の冷却速度が５℃／ｓｅｃより大きい場合、マルテンサイト組織の面積率が増えて、腹部３のパーライト組織の面積率が９５％未満になる。その結果、き裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０^－８以下を満足しない。

Ｎｏ．１１～Ｎｏ．１６および２５のように、本発明の成分組成の質量％から外れた鋼を用いた場合、仕上圧延の温度条件及び減面率並びに冷却速度が本発明で規定する条件を満たしていても、腹部３のパーライト組織の面積率が９５％未満になる、もしくはパーライトブロックの平均サイズが６０μｍより大きくなってしまう。結果として腹部のき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０^－８以下を満足しない。

以上、本発明によれば、鋼の成分、仕上げ圧延条件および冷却条件を制御することにより、レール１の腹部３の組織を制御して、レール１の腹部３のき裂進展速度を低下させることができ、腹部３のき裂進展及び折損発生を抑制することができる。

本発明の実施形態は、上記実施形態に限定されず、種々の変更を加えることできる。例えば、上記実施形態において、腹部３の製造条件について例示しているが、腹部３を熱間圧延する際には、足部２及び頭部４も同時に熱間圧延される。そこで、例えば腹部３及び頭部４の双方の性能要求を満たす組成成分を含有する鋼片を用いて、腹部３及び頭部４に対して異なる条件の熱間圧延及び冷却を行い、腹部３のき裂進展抑制特性と頭部４の耐摩耗性等との双方を満たすレール１が製造されるようにしてもよい。

１レール
２足部（底部）
３腹部
４頭部
１０レール製造装置
１１ＢＤ圧延機
１２、１３粗圧延機
１４仕上げ圧延機
１５冷却設備
ＳＳ鋼片

Claims

足部と、腹部と、頭部とを備えたレールであって、
前記腹部の成分組成が、
Ｃ：０．７０～１．２０質量％、
Ｓｉ：０．２０～１．２０質量％、
Ｍｎ：０．２０～１．５０質量％、
Ｐ：０．０３５質量％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％、
Ｃｒ：０．２０～２．５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記腹部におけるパーライトの面積率は、９５％以上であり、
パーライトブロックの平均サイズは、３０μｍ以下であるレール。
さらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下およびＶ：０．００５～０．１０質量％、Ｗ：１．０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載のレール。
応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２における前記腹部のき裂進展速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）は、８．０×１０^－８以下である請求項１または２に記載のレール。
請求項１から３のいずれか１項に記載のレールの製造方法であって、
仕上温度が１０００℃以下であって、前記腹部の減面率が１０％以上になるように仕上げ圧延し、
仕上げ圧延後の前記腹部をパーライト変態開始温度以上の温度から４００～６００℃の温度域までを１～５℃／ｓの冷却速度で冷却するレールの製造方法。
前記仕上温度が８００～９００℃の範囲内で前記腹部の仕上げ圧延を行う請求項４に記載のレールの製造方法。