WO2007111285A1

WO2007111285A1 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール

Info

Publication number: WO2007111285A1
Application number: PCT/JP2007/056128
Authority: WO
Inventors: Minoru Honjo; Tatsumi Kimura; Shinichi Suzuki; Nobuo Shikanai
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2006-03-16
Filing date: 2007-03-16
Publication date: 2007-10-04
Also published as: CN101405419A; CN101405419B; US8404178B2; EP3072988B1; CA2645858A1; US8361382B2; AU2007230254B2; US20120076685A1; EP2006406A1; US20090274572A1; AU2007230254A1; CA2645858C; EP3072988A1; EP2006406B1; EP2006406A4

Abstract

本発明は、安価でありながら、引張強度１２００ＭＰａ以上であり、かつ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レールを提供するものである。具体的には、質量％で、Ｃ：０．６～１．０％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０００５～０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、かつ、少なくともレール頭部の長手方向断面におけるＡ系介在物の長辺の大きさが２５０μm以下であり、かつ該頭部の長手方向断面において長辺の大きさが、１μｍ以上、２５０μｍ以下の大きさのＡ系介在物が被検面積１ｍｍ２中に２５個未満存在するものである。

Description

明細書 ·

耐遅れ破壌特性に優れた髙強度パーライト系レール技術分野

本発明は 1 2 0 O M P a以上の引張強度（tensile strength)を有する耐遅れ破壊特性 (delayed fracture properties)に優れた高強度パーライ卜系レール (high-strength pearlitic steel rail)に関する。背景技術

鉱石 (mineral ore)の運搬等を主体とする鉱山鉄道 (mining railway)等の、列車 (train)や貨車（freight car)の積載量の大きレ、鉄道である高軸重鉄道（high- axle load railway)では貨車の車軸（axle)にかかる荷重（load)は客車（passenger car) に比べて遥かに大きく、レールの使用環境 (use environment)も苛酷である。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（significant concern of wear resistance)の観点、力ら主としてノヽーフィ卜糸且織 (pearli.tic structure) ¾r¾ する鋼が使用されている。し力し、近年においては鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量（ carrying capacity)の更なる増加が進められ、レールの使用環境はますます厳しいものになってきており、レールに対して、さらなる耐摩耗性 [ tear： resistance)や耐疲労性 urolling contact fatigue (RCF) resistance; の向上が求められている。

このような要求に対して、耐摩耗性ゃ耐疲労損傷性を重視する観点から、レールの高強度化が指向されており、特開平 7— 1 8 3 2 6号公報に示すように引張強度が 1 2 0 k g /mm ² ( 1 2 0 O M P a ) 以上の高強度パーライト系レールが提案されている。し力し、引張強度が 1 2 0 0 M P a以上の高強度鋼は遅れ破壌の危険性が高くなることが知られており、特開平 7— 18326号公報の技術では高強度ではあっても耐遅れ破壌特性が不十分である。

高強度パーライト鋼の遅れ破壌特性を改善する技術として、例えば、特許第 36 481 92号報、特開平 5— 287450号公報には、高強度パラ'ィト鋼を強伸線加工 (high wire drawing process)することにより耐遅れ破壌特性を向上させる技術が開示されている。しかし、この技術をレールに適用した場合には、強伸線加工により製造コストが増大するという問題が発生する。

上記以外の耐遅れ破壊特性を改善する手法として A系介在物 (A type inclusion) の形態（figure)と量 (volume)を制御することが有効であることが知られている。レール鋼中の A系介在物の形態と量の制御については特開 2000-328 1 90 号公報、特開平 6— 279928号公報、特許第 3323272号公報、特開平 6 - 279929号公報に開示されている。しかし、特開 2000— 3281 90号公報、特開平 6— 279928号公報、特許第 3323272号公報、特開平 6— 279929号公報はレールの靭性（toughness)や延性（ductility)の改善を目的としており、例えば特開平 6— 279928号公報では、 A系介在物の大きさを 0. 1〜20 jumおよび A系介在物の個数を 1 mm²あたり 25〜1 1000個に制御することでレールの靭性およぴ延性を向上させる方法が II·示'されているのであつて、必ずしも良好な耐遅れ破壊特性が得られるとは限らない。

一方、特許第 3513427号公報や特許第 3631712号公報には、レール用材の延性と靭性の改善を目的として、 Caを添加することが開示されている。例えば、特許第 3513427号公報では、 0.0010〜0.0150%の Caを添加して CaSとして硫化物を形成し、この CaSで MnSを微細に分散させ、 MnSの周囲に Mnの希薄帯（dilute zone)を形成してパーライト変態（pearlite transformation)の生成に寄与させ、このパーライトプロックサイズ（pearlite block size)を微細化することによって、レールの延性や靭性を向上させる方法が開示されている。

し力し、延性や靭性は向上するものの、耐遅れ破壌特性については考慮されていない。また、 Ca添加量が多くなると、粗大な C系介在物（C type inclusion)が鋼中に生成するために、疲労損傷に対する耐性 (RCF resistance)が低下することになる。ここで、 A系介在物および C系介在物は、 J I S (Japanese Industrial Standards) GO 555 付属書 1 (appendix 1)で定義されている介在物である。発明の開示 '

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、安価でありながら、引張強度 120 OMP a以上であり、かつ、耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レールを提供することを目的とする。

上課題を解決するために、本発明は、以下の（1) 〜（10) を提供する。 (1) 質量⁰ /。で、 C： 0. 6〜1. 0%、 S i ： 0. 1〜1. 5%、 Mn.: 0. 4 〜 2. 0 %、 P ： 0. 035 %以下、 S : 0. 0005〜 0. 010 %を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり、引張強度が 1 20 OMP a以上であり、かつ、少なくともレール頭部 (rail head)の長手方向断面における A系介在物の長辺の大きさが 250 m以下であり、かつ該頭部の長手方向（in a longitudinal direction)の断面（cross- section)において、長辺の大きさが、 1 m以上、 25 0 zm以下の大きさの A系介在物が被検面積（observed area) 1 mm²当たり 25 個未満存在することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レ一ノレ。

(2)前記（1)の組成において、さらに、質量％で

Ca ： 0. 001〜0. 010。/。以下を含有し、少なくともレール頭部における C系介在物の長辺（long side)の大きさが 5 0 m以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺の大きさが 1 //m以上、 5 0 / m以下の C系介在物が被検面積 1 mm²当たり 0. 2個以上 1 0 個以下である耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。 .

(3) 前記（2) の成分組成において、 0 : 0. 0 0 4%以下に制御する耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

(4) 前記 (2) または（3) の成分組成は、下記式（1 ) にて定義される ACR が 0. 0 5以上 1. 2 0以下である耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール α

記

_ACR 1 [%Ca] -{0.18 + l30[%Ca]][%O] _{( 1 )}

1.25 [%S]

ここで、

ACR : A t om i c C o n c e n t r a t i o n R a t i o [%Ca]： C a含有量（質量％)

[%0] ： O含有量（質量％)

[%S] ： S含有量 (質量％)

(5) 前記（1) 〜（4) のいずれか記載において、水素量が 2質量 p pm以下である耐遅れ破壌特性に優れる耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール。

(6 .,前記（1) 〜（5) のいずれか記载において、さらに質量％で V： 0. 5% 以下、 C r ： 1. 5 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、

N i ： 1. 0以下、 Nb ： 0. 0 5%以下、 Mo ： 1. 0%以下および

W： 1. 0 %以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール。 (7) 質量⁰/。で、 C： 0. 6〜1. 0%、 S i ： 0. 2〜1. 2%、 Mn ： 0. 4〜 1. 5 %、 P： 0. 0 3 5 %以下、 S : 0. 0 0 0 5-0. 0 1 0 %を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり、引張強度が 1 2 0 0 MP a以上であり、かつ、少なくともレール頭部の長手方向断面における A系介在物の長辺の大きさが 2 5 0 μ m以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において 1' μ m以上、 2 5 0 / m以下の大きさの A系介在物が被検面積 l mm²当たり 2 5個未満存在する耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

(8) 上記（7) において、質量⁰ /₀で、さらに、 V： 0. 5%以下、 C r ： 1. 5%以下、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 °/。以下、 Nb ： 0. 0 5 ° /。以下、 Mo ： 0. 5%以下、： 1 %以下から選択される 1種または 2種以上を含有する耐遅れ破壌特性に優れた高強度ーライト系レール。

( 9 ). 質量％で、 C： 0.6%以上 1.0°/。以下、 Si： 0.1%以上 1.5%以下、

Mn： 0.4%以上 2.0%以下、 P ： 0.035%以下、

S ： 0.0100%以下および Ca： 0.0010%以上 0.010%以下

を含有し、残部が実質的に Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張強さが' 1200MPa以上、少なくともレール頭部における C系介在物の長辺の大きさが 50 μπι以下であ'り、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺の大きさが 1 μηι 以上 50 m以下の C系介在物が被検面積 1腿²当たり 0.2個以上 10個以下である耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

(1 0) 前記（9) において、 O： 0.002%以下に抑制する耐遅れ破壊特性に優 'れた高強度パーライト系レール。図面の簡単な説明 ·

図 1 ：介在物の寸法測定、介在物の個数測定に用いたサンプルの採取位置 (collection position)およぴ寸法を示す図。

図 2 ：鋼中水素量の測定に用いたサンプルの採取位置を示す図。，図 3 ： S S R T (Slow Strain Rate technique)試験片（test piece)の採取位置を示す図。 . .

図 4 ： S S R T試験に用いた試験片の形状及ぴ寸法を示す図。

図 5 ：引張試験片の採取位置を示す図。

図 6：本発明材および比較材における A系介在物の個数および遅れ破壌感受性向上代 (improved value of delayed fracture sensibility)におよぼす S量の影響を示すグラフ。

図 7：本努明材および比較材における A系介在物の長辺の大きさおょぴ遅れ破壌感受性向上代におよぼす S量の影響を示すグラフ。

図 8 ：疲労損傷試験に用いたサンプル採取位置を示す図。

図 9 ：疲労損傷試験に用いたサンプルの形状を示す図。

図 1 0：本発明材および比較材における C系介在物の最大の長辺の大き.さが、耐疲労損傷性に及ぼす影響を示すグラフである。

図 1 1 A：本発明材および比較材における C系介在物の個数力遅れ破壌感受性向上代に及ぼす影響を示すグラフである。

図 1 1 B：本発明材および比較材における C系介在物の個数が、耐疲労損傷性に及ぼす影響を示すグラフである。発明を実施するための最良の形態

本発明者らは、前述の背景技術に記載された課題を解決するために、成分組成を最適化したうえで、 A系介在物の形態おょぴ量、鋼中水素量を変化させたレールを調査した結果、レール中め A系介在物の長辺の大きさが、 Ι μ πι未満では、ほぼ球状であるため、耐遅れ破壊特性に及ぼす影響は大きくないが、 1 μ ΐη以上では、伸長化するため、耐遅れ破壌特性に及ぼす影響が大きくなること、したがって、長辺の大きさが、 1 μ πι以上の Α系介在物の個数を制御することで、従来の亜共析、共析および過共析型パーライト系レールよりも耐遅れ破壌.特性が向上することを見出した。また、耐遅れ破壌特性の原因となる鋼中水素量を制限することによりさらに耐遅れ破壌特性が向上することを見出した。本発明は、このような知見に基づいて、レ^"ル中の成分を特定の範囲に規定したうえで、レール頭部の長手方向の断面において長辺の最大の大きさが、 2 5 0 μ πι以下で、かつ l yu m以上、 2 5 0 m 以下の大きさの A系介在物が被検面積 l mm ²当たりに 2 5個未満存在するように制御するものであり、これにより、引張強度 1 2 0 O M P a以上でありながら、優れた耐遅れ破壌特性を有するパーライト系レールを実現することができる。また、これに加えて鋼中水素量を 2 p p m以下とすることにより耐遅れ破壊特性がさらに向上する。

本発明によれば、引張強度が 1 2 0 O M P a以上であり、かつ、鋼中の A系介在物の長辺の大きさおよび個数を制御することで、コストがかかる強伸線加工を施す必要がなく耐遅れ破壊特性を向上させることができるため、安価でありながら、耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レールを提供することができる。

また、本発明のレールは、成分組成を最適化し、特にレール中の C系介在物の長辺の大きさ並びに規定された長辺の大きさの C系介在物の個数を制御することにより、従来の亜共析（hypoeutectoid)、共析（eutectoid)およぴ過共析型 (hypereutectoid)パーライト組織からなるレールに比し、耐遅れ破壌特性を向上させるものである。

本発明によれば、高軸重鉄道のレールの高寿命化 (prolongation of rail life) や鉄道事故防止（prevention of railway accidents)に寄与する優れた特性、すなわち強度が高く、かつ耐遅れ破壌特性並びに耐疲労損傷性に優れたレールを提供でき、産業上有効な効果がもたらされる。以下、本努明について具体的に説明する。 .

まず、化学成分について説明する。

本発明のレールは、質量⁰ /₀で、 C : 0. 6〜1. 0%、 S i ： 0. 1-1. 5%、 Mn： 0. 4〜2. 0%、 P： 0. 035 %以下、 S : 0. 0005〜0. 0.10% を含有し、残部が F eおよぴ不可避的不純物から構成される。また、必要に応じて、さらに、 V： 0. 5 %以下、 C r ： 1. 5 %以下、 C u： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 Nb ： 0. 05%以下、 Mo ： 1%以下、 W: 1%以下から選択される 1種または 2種以上を含有する。また、鋼中水素量が質量基準で 2 p pm以下であることが好ましい。

• C： 0. 6 ~ 1. 0 %

Cはパーライト組織においてセメンタイト（cementite)を形成し、レールの強度を確保するための必須元素であり、添加量の増加に伴い強度が向上する。 C含有量が 0. 6%未満では従来の熱処理型（heat treatment type)パーライト鋼レールと比較して優れた強度を得ることが難しい。一方、 1. 0%を超える'と熱間圧延後の' 変態時に初析セメンタイト（primary cementite)がオーステナイト粒界（austenite grain boundary)に生成して遅れ破壌特性が著しく低下する。したがって、 C含有量を 0. 6~1. 0%とする。さらに、好ましくは、 C含有量は、 0. 6〜0. 9% である。

• S i ： 0 · 1〜 1 , 5 %

S iは脱酸剤（deoxidizing agent)として添加する元素であり、そのために 0. 1%以上含有する必要がある。また、 S iはパーライト中のフェライト（ferrite) への固溶強化により、強度を向上させる効果を有するため、積極的に添加する。しかし、 S iの量が 1. 5%を超えると S iの有する高い酸素との結合力（bonding force)のため、酸化物系介在物（oxide inclusion)が多量に生成し、耐遅れ破壌特性が低下する。したがって、 S i含有量を 0. 1〜1. 5%とする _¾ 好ましくは、 S i含有量を 0. 2〜1. 2%とする。さらに好ましくは、 S i含有量は、 0. 2 ~0. 9%である。

• Mn : 0. 4〜2. 0%

■ Mnfまノーライ卜変態温度 (pearlite transformation temperature を低下させてパーライト組織（pearlitic structure)のラメラー間隔（lamellae spacing)を細かくすることにより、レールの高強度化、高延性化に寄与する元素である。しかし、 . その含有量が 0. 4%未満では十分な効果が得られず、 2. 0%を超えると鋼のミクロ偏析によるマルテンサイト組織（martensitic structure)を生じ易く、熱処理時及ぴ溶接時に硬化（hardening)や脆化（embrittlement)を生じ材質が劣化する。したがって、 Mn含有量を 0. 4~2. 0%とする。さらに、好まし'くは、 Mn含有量は、 0. 4〜1. 5%である。

• P ： 0.' 035%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. 03 5%以下とする。さらに、好ましくは、 P含有量は、 0. 020%以下である。

• S ： 0. 0005〜0. 010%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. 010%を超えるとこの介在物量が著しく増加し、粗大な介在物（rough and large inclusion) を生成するため、耐遅れ破壌特性の低下を引き起こす。一方、 0. 0005%未満では、レール鋼のコストの增加を招く。したがって、 S含有量を 0. 0005〜0. 010%とする。さらに、好ましくは、 S含有量は、 0. 0005〜0. 008% 以下である。さらに好ましくは、 S含有量は、 0. 000 5〜0. 00 6%以下である。

以上を基本成分とするが、さらに、以下の元素を含めることができる。

• C a ： 0. 00 1 0〜0. 0 1 0 %以下

C aは、本発明において C系介在物の形態や C系介在物の個数の制御し、特に、レール鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。その含有量が 0. 00 1 0%未満であると、耐遅れ破壌特性の向上効果が得られない。また、 0. 0 1 0% を超えると、レール鋼の清浄性（cleanliness)が低下し、レールの耐疲労損傷性の低下を招く。従って、 C a量は 0. 00 1 0〜0. 0 1 0%以下とする。好ましくは、 C a含有量は、 0. 00 1 0〜0. 008%以下である。

• O (酸素）： 0. 004%以下

加えて O (酸素）について、 0. 004%以下とすることが好ましい。〇は、酸化物系介在物を形成してレールの耐疲労損傷性を低下させる場合がある。すなわち、〇の含有量が 0. 004%を超えると、酸化物系介在物が粗大化し、耐疲労損傷性が低下する。さらに、好ましくは、 O含有量を 0. 00 2%以下とする。

• ACR (原子濃度（Atomic Concentration ratio)) ： 0. 0 5以上 1. 20,以下そして、上記基本成分における C aおよぴ3、並びに Oに関する、下記式（1) にて定義される ACRが 0. 05以上1. '20以下であることが好ましい。

記

_ACR

）

1.25 [%S]

ここで、

[%Ca] ： C a含有量（質量％)

[%0] ： O含有量（質量％)

[%S] ： S含有量（質量％) 上記 AC Rは、 C系介在物形態制御を行う上での一^ 3の目安であるが、その値が 0. 0 5未満では、後述する有効な C系介在物形態制御が行えず、耐遅れ破壌特性が低下する。一方、 1. 20より大きくなると、耐遅れ破壊特性にはほとんど影響を示さないが、 C系介在物が大量に生成するため、レール鋼の耐疲労損傷性が低下することになる。従って、特に C aを添加する場合には、 AC Rを 0. 0 5以上 1. 20以下にすることが好ましレ、。さらに好ましくは、 AC Rが、 1. 0以下である。

• V： 0. 5。/。以下

Vは圧延中及ぴ圧延後に炭窒化物（carbonitride)として析出し、水素のトラップサイト（trap site)としての機能を果たし、遅れ破壌特性が向上するため、必要に応じ添加する。その効果を得るためには、 V含有量は、 0. 00 5%以上が好ましい。ただし、 0. 5%を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、遅れ破壊特性の低下を招く。したがって、 Vを添加する場合には、その添加量を 0. 5%以下とする。 '

• C r ： 1. 5 %以下

C rは固溶強化によりさらなる高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。 'その効果を得るためには、 C r含有量は、 0. 2%以上が好ましい。ただし、その含有量が 1. 5 %を超えると焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成し延性が低下する。したがって、 C rを添加する場合には、その含有量を 1. 5 % 以下とする。

• C u ： 1 %以下

Cuは C rと同様に固溶強化（solid solution hardening)によりさらなる高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、 C u含有量は、 - 0.. 005%以上が好ましい。ただし、その含有量が 1%を超えると Cu割れが生じる。したがって、 Cuを添加する場合には、その含有量を 1%以下とすることが好ましい。

• N i ： 1 %以下

N iは延 I"生を劣化することなく高強度化を図るための元素であり、必要に応じて添加する。また、 Cuと複合添加することにより Cu割れを抑制するため、 C_uを添加した場合には N iも添加することが望ましい。その効果を得るためには、 Ni 含有量は、 0. 005 %以上が好ましい。ただし、その含有量が 1 %を超えると焼入れ性が上昇し、マルテンサイトが生成するようになり、延性が低下する。したがつて、 N iを添加する場合には、その含有量を 1°/₀以下とする。

• Nb ： 0. 05 %以下

Nbは圧延中および圧延後に炭窒化物として析出し、水素のトラップサイトとしての機能を果たし、遅れ破壌特性が向上するため、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、 Nb含有量は、 0. 005%以上が好ましい。ただし、 0. 0 5%を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、遅れ破壌特性の低下を招く。したがって、 Nbを添加量する場合には、その含有量を 0. .05%以下とする。より好ましくは、 0. 03%以下である。

• Mo ： 1 %以下、 W： 1 %以下

Mo、 Wは圧延中おょぴ圧延後に炭化物として析出し、水素のトラップサイトとしての機能を果たし、遅れ破壊特性が向上するため、かつ、固溶強化によりさらなる高強度化を図ることができるため、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、 Mo、 W含有量は、それぞれ 0. 005%以上が好ましい。ただし、 Moでは 1%を超えて、また、 Wでは 1%を超えて添加すると、マルテンサイトが生成するようになり、延性が低下する。したがって、 Moを添加する場合にはその含有量を 1%以下とし、 Wを添加する場合にはその含有量を 1%以下とする。より好ましくは、 Moは、 0. 25%以下、 Wは、 0. 50%以下である。 •鋼中水素量： 2 p p m以下

水素は遅れ破壌の原因となる元素である。鋼中水素量が 2 p p mを超えると介在物界面（boundary of inclusion)に多量の水素が集積し、遅れ破壌が発生しやすくなる。したがって、鋼中水素量は 2 p p m以下に制限することが好ましい。 · なお、残部は、 Fe及ぴ不可避的不純物である。ここで、不純物としては、 P、 N、 0、等が挙げられ、 Pの上限値は上述の通り 0 . 0 3 5 %、 Nの上限値は 0 . 0 0 5 %、 Oの上限値は 0 . 0 0 4 %まで許容できる。さらに本努明では、不純物として混入する A 1及び T iの上限値を、それぞれ 0 . 0 0 1 0 %まで許容できる。特に、 A 1及び T iは酸化物を形成し、鋼中の介在物量が増大し、耐遅れ破壌特性の低下を招く。また、レールの基本特性である耐疲労損傷性の低下を招くため、 A 1及ぴ T iは、それぞれ 0 . 0 0 1 0 %以下になるように制御することが必要であ. る。

以下に、引張強度、 A系介在物おょぴ C系介在物の大きさおよび個数について説明する。ここで A系介在物おょぴ C系介在物は、 J I S G O 5 5 5 付属書 1で定義されている介在物である。

♦引張強度： 1 2 0 O MP a以上

引張強度が 1 2 0 O MP a未満の場合、レールの耐遅れ破壌特性は良好である力従来のパーライト系レールと同等の耐摩耗性（wear resistance)ゃ耐疲労損傷性が得られない。したがって、引張強度は 1 2 0 O MP a以上とする。

. A系介在物の大きさ：レール頭部の長手方向の断面において A系介在物の長辺の最大の大きさが 2 5 0 m以下

A系介在物の長辺の大きさが 2 5 0 μ πιを超えると、レール中に粗大な介在物が生成するため、耐遅れ破壌特性が低下する。したがって、レール中の Α系介在物の好ましい長辺の最大の大きさは、レール頭部の長手方向の断面において長辺の大きさが、 250 xm以下である。ここで、 A系介在物の長辺の最大の大きさを 250 im以下に規制するとは、光学顕微鏡により 500倍で 50 mm²の視野の観察を行い、全ての個々の A系介在物の長辺の大きさを測定したとき、長辺の大きさが最大のものが 250 /zm以下であることを意味する。

ここで、後述する実施例について、 A系介在物の長辺の大きさと疲労損傷性の向上代との関係を、図 7に整理して示すように、レールの遅れ破壌感受性向上代が 1 0%·^上を得られるのは、 A系介在物の長辺の最大の大きさが 250 m以下の場合である。したがって、本発明では、 A系介在物の長辺の最大の大きさを 250 μΐη 以下に規制する。

• Α系介在物の個数：レル頭部の長手方向断面において長辺の大きさ 1 μ m以上、 250； um以下のものが、被検面積 lmm²当たり 25個未満

長辺の大きさ 1 πι以上、 250 /Z m以下の A系介在物の個数が被検面積 1 mm ²当たり 25個以上になると粗大な A系介在物が増加し、レールの耐遅れ破壌特性が著しく低下する。したがって、レール頭部の長手方向の断面においての長辺の大きさ 1 μπι以上、 250 μπι以下の Α系介在物は被検面積 lmm²当たり 25個未満とする。 '好ましくは被検面積 lmm²当たり 2.0個未満、さらに好ましく''は被検面積 lmm²当たり 6個未満とする。ール中の A系介在物の大きさが 1 μπι未満の場合、 Α系介在物は球状化し、鋼中に存在していても耐遅れ破壌特性は低下しなレ、。本発明では、 Ι μπι以上、 250 win以下の大きさの Α系介在物の個数を特定した。

次に、レールの少なくとも頭部において、 C系介在物の形態並びに量を制御することが肝要である。ここで C系介在物は、 J I S GO 555 付属書 1で定義されている介在物であり、本発明では、 C系介在物の量おょぴ形態を評価するものとして用いる。 • C系介在物の大きさ：レール頭部の長手方向の断面において長辺の大きさが 50 μ m以下

まず、 C系介在物の長辺の大きさが 50 μπιを超える C系介在物は、レールの耐疲労損傷性が著しく低下することから、 C系介在物の長辺の大きさを 50 //m以下に規制する必要がある。ここで、 G系介在物の長辺の大きさを 50 μπι以下に規制するとは、光学顕微鏡により 500倍で 5 Omm ²の視野の観察を行い、長辺の大きさが 0. 5 μπι以上の全ての C系介在物の長辺の大きさを測定したとき、長辺の大きさが最大のものが 50 μπι以下であることを意味する。

ここで、後述する実施例について、 C系介在物の長辺の大きさと疲労損傷性の向' 上代との関係を、図 10に整理して示すように、レールの疲労損傷性を従来材と同等以上に確保できるのは、 C系介在物の最大の長辺の大きさが 50 m以下の場合である。したがって、本発明では、 C系介在物の長辺の最大の大きさを 5 Ομπι以下に規制する。

• C系介在物の個数：レール頭部の長手方向断面において長辺の大きさが 1 /zm以上 50 μπι以下のものが、被検面積 lmm²当たり 0. 2個以上 10個以下

さらにレール頭部の長手方向断面において、 C系介在物の長辺の大きさが 1 μ ΐϊί 以上 50 μπι以下の C系介在物を被検面積 1 mm²当たり 0. 2個以上 10個以下に規制する。すなわち、 C系介在物の長辺の大きさが 1 μπι未満の C系介在物は、球状化しているため、耐遅れ破壌特性に影響を及ぼさない。逆に、 C系介在物の長辺の大きさが 1 μ m以上の C系介在物は耐遅れ破壌特性に寄与する。かような耐遅れ破壌特性の向上に寄与する長辺の大きさが 1 μ m以上の C系介在物は、被検面積 lmm²当たり 0. 2個以上存在させる必要がある。ここで、後述する実施例について、 C系介在物の長辺の大きさが 1 μπι以上の C系介在物の個数と遅れ破壌感受性の向上代との関係を、図 1 1 Αに整理して示すように、該向上代が 10%以上になるのは、被検面積 l mm ²当たり 0 . 2個以上の場合である（図 1 1 A参照)。なお、.同個数が 1 0個を超えると、耐疲労損傷性が阻害されるため、 1 0個以下に規制する（図 1 1 B参照）。ここで、 C系介在物の長辺の最大の大きさと長辺の大きさが 1 m以上 5 0 μ πι以下の C系介在物の個数の測定は、光学顕微鏡により 5 0 0倍で 5 0 mm ²の視野の観察を行い、全ての個々の C系介在物の長辺の大きさを測定することで求める。次に、本発明のパーライト組織系レールの製造方法について説明する。

本発明のレールは、転炉（steel converter)あるレヽは電気炉（electric heating furnace)で鋼を溶製し、必要に応じて脱ガス（degasifi cation)などの二次精鍊 (secondary refining)を経て、鋼の成分組成を上記の範囲に調整し、その後、例えば連続錶造 (continuous casting (process) )にてブルーム (bloom)とする。この連続铸造直後のブルームは、徐冷ボックス（slow cooling box)に装入して 0 . · 5 °C/ s以下の冷却速度で 4 0 - 1 5 0時間にわたる冷却処理を行うことが肝要である。この緩冷却（slow cooling)によって、鋼中の水素量を 2 p p m以下とすることができる。 '

次いで、冷却処理後のブルームを、加熱炉で 1 2 0 0 ~ 1 3 5 0 °Cに加熱し、熟間圧延してレールとする。この際、圧延終了温度は 9 0 0〜1 0 0 0 °C、圧延後の冷却速度は 1 °C/ s以上 5 °C/ s以下で行うことが好ましい。

' 次に、本発明で規定される A系介在物およぴ C系介在物の長辺の大きさおよぴ規定された大きさの介在物の個数、ならびに鋼中水素量の測定方法、さらには、遅れ破壌特性感受性おょぴ耐遅れ破壌特性の評価方法について説明する。

• A系介在物の寸法測定（dimensional measurement)と個数測定：

顕微鏡 (microscope)で観察するための試験片をレール頭部の表層から 1 2 . 7 m Hi深さ位置、レール幅方向の中央から 5 mm位置を起点として図 1に示す 1 2. 7 mmX 1 9. 1 mmのレール長手方向断面を観察面としたサンプルを採取し、被検面に鏡面仕上げ (mirror finish)を行う。この試験片の中央部の 5 mm X 1 Omm

(被検面積 5 0 m m ² ) の範囲を、顕微鏡倍率（magnifying power of a microscope) 500 倍にして、硫化物系非金属介在物（sulfide nonmetallic inclusion)をノーエッチング（no - etching)で観察し、全ての個々の A系介在物の長辺の大きさを測定する。また、同じ被検面積内における A系介在物の長辺の最大の大きさを求める。また、長辺の大きさが 1； u m以上、 2 5 0 μ ιη以下の A系介在物の個数を測定する。この個数を 1 mm²あたりの A系介在物個数に換算する。

• C系介在物の寸法測定と個数測定：

顕微鏡で観察するための試験片をレール頭部の表層から 1 2. 7mm深さ位置、レール幅方向の中央から 5 mm位置を起点として図 1に示す 1 2. 7mmX 1 9.

1 ramのレール長手方向断面を観察面としたサンプルを採取し、被検面に鏡面仕上げを行う。この試験片の中央部の 5 mmX 1 Omm (被検面積 5 0mm²) の範囲を、顕微鏡倍率 5 0 0倍にして、 C系介在物をノーエッチングで観察し、全ての個々の C系介在物の長辺の大きさを測定する。この長辺の大きさを C系介在物の長さとする。また、同じ被検面積内における C系介在物の長辺の最大の大きさを測定する。また、長辺の大きさが 1 /im以上 5 0 m以下の C系介在物の個数を測定し、 l m m²当りの介在物個数に換算する。

•鋼中水素量の測定

レール頭部の表層から 2 5. 4 mm,頭側部から 2 5. 4 mm位置を中心（図 2) として、レール頭部の長手方向に断面積 5mm X 5mm,長さ 1 0 Ommの試験片を採レ、不活性ガス溶解法（inert gas fusion method)—熱伝導法（heat transfer method) (J I S Z 2 6 1 4) に準拠して鋼中水素量の測定を行う。 ' .遅れ破壌試験

レール頭部の表層から 25. 4mm位置（図 3) を中心として、図 4に示す寸法の試験片を得る。採取した試験片は、ねじ部（screw section) _s R部以外は▽▽▽ (three triangle mark)仕上げ（finish)、平行部は # 600までェメリー研磨（emery paper)する。この試験片を、 S S RT (S 1 o w S t r a i n Ra t e T e c h n i q u e) 試験装置に装着し、 25°C、大気中で、歪速度（strain rate) ： 3. 3 X 10— S/sの歪速度で S SRT試験を行い、大気中での試験片の伸び E。を得る。また、大気中での伸び E。の試験と同様に、この試験片を S SRT試験装置に装着し、 25°C、 20%チォシアン酸アンモニゥム水溶液（²0% ammonium thiocyanate (NH₄SCN) solution) 中で、 3. 3 X 10^_6/ sの歪速度で S S R T試験を行い、水溶液中での試験片の伸ぴ£ェを得る。遅れ破壌特性を評価するその指標となる遅れ破壌感受性（DF) は、上記のように測定して得られる Ε₀, Ε の値を DF=100 X (l -Ε,/Εο) に代入し、算出する。また、遅れ破壊特性の評価は、現用の C量 0.' 68%の熱処理型パーライト鋼の遅れ破壊特性を基準として、遅れ破壌感受性向上代が 10 %向上する場合に耐遅れ破壌特性が向上すると判定する。 '

•引張試験：

レール頭部の表層から 12. 7mm、頭側部から 12. 7 mm位置（図 5) を中心軸として、 AS TM E 8— 04に記載された直径 12. 7 mm (0. 5インチ）の丸棒試験片（round test bar)を採取し、ゲージ長さ（gauge length) 25. 4 mm (1インチ）で引張試験を行った。

•耐疲労損傷試験：

而 ί疲労損傷性の評価は、西原式摩耗試験機 (Nishihara type rolling contact test machine)を用いて実際のレールと車輪の接触条件（condition of rail and wheel contact)をシミュレート（simulate)して評価した。そして、耐疲労損傷性に関しては、レール頭部の表層 2 mm位置を起点（図 8) として、接触面（contact face) を曲率半径 (curvature radius) ： 15 mmの曲面 (curved surface;とした直径 30 mmの西原式摩耗試験片（図 9) を採取し、接触圧力（contact pressure) : 2. 2 GPa、すべり率（slip ratio) ：一 20%およぴ油潤滑（oil lubrication)の条件にて試験を行い、 2万 5千回毎に試験片表面を観察し、 0. 5 mm以上の亀裂（crack) が発生した時点での回転数 (number of rotations)をもって、疲労損傷寿命とした。以下、本発明の実施例について具体的に説明する。

実施例 .

実施例 1

表 1に示す化学成分を有する鋼 N o . 1一 ;！〜 1一 7を 1250 °Cに加熱し、熱間圧延して 900°Cで圧延を終了し、その後， 2°C/s の冷却速度で冷却してレール No. 1— 1〜 1 _ 7を製造した。このレール No. 1—1〜 1—7について、前記した方法により、 A系介在物の長辺の最大の大きさおよぴ長辺の大きさが 1〜 250 mの A系介在物の個数、並びに鋼中水素量を測定し、さらには、引張強度、遅れ破壌感受性および遅れ破壌感受性向上代を評価した。なお、遅れ破壌感受性向上代の評価は、現用の C量 0. 68%の熱処理型パーライト鋼である鋼 No. 1 - 1により製造したレール N o . 1— 1の遅れ破壊感受性を基準として、レール N o . 1一 1よりも遅れ破壌感受性が 10 %以上向上する場合に耐遅れ破壊特性が向上すると判定した。例えば、鋼 N o . 1-2の遅れ破壊感受性向上代は、（85. 0 — 84. 2) /85. 0 x 100 = 0. 9%と求められる。また、レール No . 1 一 1は鋼 No. 1—1を用いて製造し、レール No. 1—2は鋼 No. 1— 2を用いて製造し、同僚に、レール No. 1— 3〜 1—7は鋼 No. 1— 3 ~ 1—7に対応した鋼をそれぞれ用いて製造したものである。

上記の試験結果を表 2に記述する。また、図 6は、横軸に S量をとり縦軸に長辺の大きさが 1〜250 /zmの A系介在物の個数および遅れ破壌感受性向上代をとつてこれらの関係を示すグラフであり、長辺の大きさが 1〜250 tmの A系介在物の個数の増減および従来材であるレール N o . 1— 1の遅れ破壊感受性に対する増減を示すものである。さらに、図 7は横軸に S量をとり縦軸に A系介在物の長辺の最大の大きさおよび遅れ破壌感受性向上代をとつてこれらの関係を示すグラフであり、 A系介在物の長辺の最大の大きさの増減おょぴ従来材であるレール N o . 1-1の遅れ破壌感受性に対する増減を示すものである。

図 6およぴ図 7に示すように、長辺の大きさが 1〜250 /zmの A系介在物の個数を被検面積 lmm²当たり 20個未満、 A系介在物の長辺の最大の大きさを 25 G μ m以下とすることで本発明材であるレール N o. 1— 4〜 1—7は従来材であるレール N o . 1— 1と比べて、遅れ破壌感受性向上代が 10%以上向上していることが分かった。よって、本発明材であるレール No. 1— 4〜1_7は、表 2に示すように引張強度は 120 OMPa以上の高強度を有しながら、優れた遅れ破壌特性を有していることが確認された。 .

. 実施例 2

表 3に示す化学組成を有する鋼 N o . 2— 1〜2_15を 1250°Cに加熱し、熱間圧延して 900°Cで圧延を終了し、その後、 2 °C/sの冷却速度で冷却してレール No. 2— 1〜 2—15を製造した。このレール No. 2— 1〜 2— 15について、実施例 1と同様にして、 A系介在物の長辺の最大の大きさおょぴ長辺の大きさが 1〜250 μπιの A系介在物の個数、ならびに鋼中水素量を測定し、さらには、遅れ破壌感受性および遅れ破壌感受性向上代を評価した。なお、遅れ破壌感受性向上代の評価は、現用の C量 0. 68%の熱処理型パーライト鋼である鋼 No. 2- 1により製造したレール N o .2— 1の遅れ破壌感受性を基準として、レール N o . 2— 1よりも遅れ破壊感受性向上代が 10 %以上向上する場合に耐遅れ破壌特性が向上すると判定した。また、'レール No. 2—1は鋼 No. 2—1を用いて製造し、レール No. 2— 2は鋼 No. 2— 2を用いて製造し、同様に、レール N o . 2_3〜2— 15は鋼 N o. 2— 3〜2— 15に対応した鋼をそれぞれ用いて製造したものである。；

上記の結果を表 4に記述する。この結果から、本発明材であるレール No. 2- 7〜2— 13は、 C， S i， Mn, P, Sの組成を適正範囲に制御した上で、さらに V, C r， Cu， N i， Nb, Mo, Wから選択される 1種または 2種以上の成分を適正範囲で含有し、 A系介在物の長辺の最大の大きさおよぴ長辺の大きさが 1 -250 μηιの A系介在物の個数、さらに鋼中水素量ならびに不純物である A 1， T i.含有量を適正範囲に収めることにより、比較材であるレール No. 2-2-2 一 6および 2_14、 2— 15に比べてレールの耐遅れ破壌特性をより向上することができることが分かった。よって、本凳明材であるレール No. 2— 7〜2— 1 3は、表 4'に示すように引張強度は 120 OMP a以上の高強度を有しながら、優れた耐遅れ破壊特性を有していることが確認された。実施例 3

表 5に示す成分組成に調整した溶鋼から連続铸造にてブルームを作製し、連続铸造直後のブルームに、徐冷ボックスに 40〜150時間装入しておき、緩冷却を施した。次いで、ブルームを 1250°Cに加熱したのち、熱間圧延を終了温度： 90 0°Cで施し、その後 2°C/ sで冷却してパーライトレールを製造した。かくして得られたレールについて、介在物量、鋼中水素量を測定するとともに、引張強度、遅れ破壌特性ならびに耐疲労損傷性について評価した。その測定および評価の結果を表 6に示す。

表 6に示すように、本発明に従うレール A— 4〜A— 7は、比較例のレール A— 3と比べて、 C, S i , Mn， S， C aおよび Oの組成を適正範囲に制御した上で、 C系介在物の長辺の最大の大きさおょぴ長辺の大きさが 1〜50 111のじ系介在物の個数を一定範囲に収めることにより、レールの耐疲労損傷性を低下することなく、耐遅れ破壌特性を向上することができる（図 10および図 1 1A， 1 1 B)o なお、 A— 1、 A— 2および A— 8は、本発明例ですが、長辺の大きさが 1〜50 / mの C系介在物の個数や長辺の最大の大きさや（1) 式が、本発明の好適範囲を外れているので、本発明材の A—4〜A_ 7に比べて、耐遅れ破壌特性が劣る。実施例 4

表 7に示す成分組成に調整した溶鋼から連続铸造にてブルームを作製し、連続铸造直後のブルームに、表 8に示す条件で冷却処理を施した。次いで、ブルームを 1 250°Cに加熱したのち、熱間圧延を終了温度： 900°Cで施し、その後 2°C/s で冷却してレールを製造した。かくして得られたレールについて、上述しところに従って、介在物量、鋼中水素量を測定するとともに、引張強度、耐遅れ破壌特性並びに耐疲労損傷性について評価した。その測定および評価の結果を表 8に示す。表 8に示すように、本発明に従うレール B— 8〜B— 14および B— 16は、比較例のレール： B— 2〜B— 7と比べて、 C， S i， Mn， S， C aおよび Oの組成を適正範囲に制御した上で、さらに V， C r， Nb， Cu, N i， Moおよび Wの中から選択される 1種または 2種以上の成分を適正範囲で含有し、 C系介在物の長辺の最大の大きさおよび長辺の大きさが 1〜50 /z mの C系介在物の個数を一定範囲に収めることにより、レールの耐疲労損傷性を低下することなく、耐遅れ破壌特性を向上することができる。さらに、 B— 1 5は B— 1 6に対して鋼中水素量が高い発明例である。 B— 1 5のように本発明であっても鋼中水素量が一定範囲外

( 2 p 超）となると、遅れ破壊特性が低下するため、鋼中水素量を一定範囲に収めることにより。とりわけ耐遅れ破壌特性をより向上することができる。また、 B - 1 7や B— 1 8のように、不純物である A 1 , T i含有量が適正範囲外となると、耐遅れ破壌特性ならぴに耐疲労損傷性が低下するため、 A 1や T i含有量を一定範囲に収めることにより、耐疲労損傷性を低下することなく耐遅れ破壊特性を向上することができる。なお、 B—1は、本発明例ですが、長辺の大きさが 1〜5 0 μ πιの C系介在物の個数や長辺の最大の大きさや（1 )式が、本発明の好適範囲を外れているので、本発明材の； Β— 8〜Β— 1 6に比べて、耐遅れ破壌特性が劣る。本発明は，高軸重鉄道のレールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する優れたレールを提供するものであり、産業上有益な効果がもたらされる。 '

¾ 1 (質量％)

表 2

表 3 (質量％)

4

表 5 (質量⁰

表 7 (質量％)

表 8

Claims

請求の範囲

1. 質量⁰ /oで、 C ： 0. 6〜 1. 0%、 S i ： 0. 1〜 1. 5%、 Mn ： 0. 4〜

2. 0 %、 P ： 0. 0 3 5 %以下、 S : 0. 0 0 0 5-0. 0 1 0 %を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり、引張強度が 1 20 OMP a以上であり、かつ、少なくともレール頭部の長手方向断面における A系介在物の長辺の大きさが

2 5 0 m以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において長辺の大きさが、 1 /zm以上、 2 5 0 // m以下の大きさの A系介在物が被検面積 l mm²当たり 2 5個未満存在する耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール。.

2. 請求項 1において、さらに、質量％で

C a ： 0. 0 0 1〜0. 0 1 0 %以下

を含有し、少なくともレール頭部における C系介在物の長辺の大きさが 5 0 以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺の大きさが 1 μ πι以上、 5 0 μπι以下の C系介在物が被検面積 1 mm²当たり 0. 2個以上 1 0個以下である耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

3. 請求項 1または 2 記載の請求項において、前記成分組成において、 0 : 0. 0 04%以下に制御する耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

4. 請求項 2または 3に記載の請求項において、前記成分組成は、下記式（1) にて定義される ACRが 0. 0 5以上 1. 20以下である耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

記

_1C„ ）

ここで、

ACR : At om i c C o n c e n t r a t i o n Ra t i o

[%Ca] ： Ca含有量（質量％)

[°/οθ] ： O含有量（質量％) .

[%S] ： S含有量 (質量％)

5. 請求項 1〜 4のいずれかに記載の請求項において、前記成分組織において、水素量が 2質量 p p m以下である耐遅れ破壌特性に優れる耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レール。

6. 請求項 1〜 5のいずれかに記載の請求項において、前記成分組成は、さら ίこ質量％で、 V： 0. 5%以下、 C r ： 1. 5%以下、 Cu ： 1. 0 %以下、

N i ： 1. 0以下、 Nb ： 0. 05%以下、 Mo ： 1. 0%以下および

W: 1. 0%以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有する耐遅れ破壌特性に優れた高強度パーライト系レーノレ。

7. 質量⁰ /。で、 C： 0. 6〜 1. 0 %、 S i ： 0. 2〜 1. 2 %、 Mn： 0. 4 〜1. 5%、 P ： 0. 035%以下、 3 : 0. 0005-0. 010%を含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなり、引張強度が 1200 MP a以上であり. かつ、少なくともレール頭部の長手方向断面における A系介在物の長辺の大きさが 250 m以下であり、かつ該頭部において 1 /im以上、 250 μπι以下の大きさの Α系介在物が被検面積 1 mm²中に 25個未満存在することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール。

8. 質量％で、さらに、 V： 0. 5%以下、 C r ： 1. 5%以下、 C u： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 N b ： 0. 05 %以下、 M o ： 0. 5 %以下、 W： 1 %以下から選択される 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1または請求項 7に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール。

9. 質量％で

C： 0.6%以上 1.0%以下、 Si： 0.1%以上 1.5%以下、

Mn： 0.4%以上 2.0%以下、 P ： 0.035%以下、

S ： 0.0100%以下おょぴ Ca： 0.0010%以上 0.010%以下

を含有し、残部が実質的に Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張強さが 1200MPa以上、少なくともレール頭部の長手方向断面における C系介在物の長辺の大きさが 50 μ m以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺の大きさが 1 m以上 50 / m以下の Ca系介在物が被検面積 lmm²当たり 0.2個以上 10個以下であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レ —ル _σ

10. 請求項 9において、前記成分組成において、 Ο： 0.002%以下に抑制することを特徴とする請求項 1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レ¹ ~ノレ。