(57)【要約】【課題】優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えるレールを提供する。【解決手段】質量％で、    Ｃ  ：０．７０〜１．００％、    Ｓｉ：０．２０〜２．００％、    Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、    Ｐ  ：０．０３５％以下、    Ｓ  ：０．０００５〜０．０１０％、    Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、    Ｖ  ：０．００５〜０．１２０％、    Ｎ  ：０．００１５〜０．０１５０％を含有し、    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、    Ｎ含有量［％Ｎ］に対するＶ含有量［％Ｖ］の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０〜３０．０である成分組成を有し、  頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるパーライトとベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、前記領域におけるベイナイトの面積率が２０％以上であり、  前記領域におけるビッカース硬さがＨｖ３６０以上である、レール。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．００％、
Ｓｉ：０．２０〜２．００％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０３５％以下、
Ｓ  ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１２０％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．０１５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量［％Ｎ］に対するＶ含有量［％Ｖ］の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０〜３０．０である成分組成を有し、
頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるパーライトとベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、前記領域におけるベイナイトの面積率が２０％以上であり、
前記領域におけるビッカース硬さがＨｖ３６０以上である、レール。
【請求項２】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載のレール。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ  ：１．０％以下、
Ｂ  ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、および
Ｓｂ：０．０５％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１または２に記載のレール。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、圧延仕上げ温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延してレール形状とし、
加速冷却開始温度：７００℃以上、加速冷却停止温度：４００〜６００℃、平均冷却速度：３．０〜２０．０℃／ｓの条件で加速冷却し、
前記加速冷却停止温度から３５０℃までの平均冷却速度：０．２℃／ｓ以上２．０℃／ｓ未満で二次冷却する、レールの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、レールに関し、特に、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えたレールに関する。また、本発明は、前記レールの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鉱石の運搬等の用途に用いられる高軸重鉄道では、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の材料としては、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。
【０００３】
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、一層の耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊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１台あたりの積載重量が大きい（例えば、積載重量が１５０トン程度以上の）鉄道である。
【０００４】
例えば、特許文献１、２では、レール材におけるＣ量を０．８５質量％超１．２０質量％以下に増加することが提案されている。また、特許文献３、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が提案されている。このように、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を上昇させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が行われている。
【０００５】
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。上記特許文献１〜４で提案されている技術のように単にＣ量を増加させると、熱処理条件によっては初析セメンタイトが生成し、また、脆いパーライト層状組織におけるセメンタイトの量が増加する。そのため、上記技術では耐疲労損傷性の向上が見込めない。
【０００６】
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。
【０００７】
また、特許文献６では、レール頭部の表層におけるビッカース硬さをＨｖ３７０以上とすることにより、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。
【０００８】
特許文献７では、レール頭部におけるパーライトブロックを制御することにより、ビッカース硬さをＨｖ３００〜５００とし、レールの使用寿命を向上させることが提案されている。
【０００９】
さらに、特許文献８〜特許文献１１に開示されているように、Ａ系介在物の形態と量を制御することにより、レールの遅れ破壊を防止する技術も知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平８−１０９４３９号公報
【特許文献２】特開平８−１４４０１６号公報
【特許文献３】特開平８−２４６１００号公報
【特許文献４】特開平８−２４６１０１号公報
【特許文献５】特開２００２−６９５８５号公報
【特許文献６】特開平１０−１９５６０１号公報
【特許文献７】特開２００３−２９３０８６号公報
【特許文献８】特開２０００−３２８１９０号公報
【特許文献９】特開平６−２７９９２８号公報
【特許文献１０】特開平６−２７９８５０号公報
【特許文献１１】特開平６−２７９９２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、レールの高強度化を図ると遅れ破壊の危険性が高くなるため、特許文献１〜７で提案されているような従来の技術では遅れ破壊を十分に防止することができない。また、特許文献５で提案されている技術では、Ａｌの添加により疲労損傷の起点となる酸化物が生成するといった問題があった。そのため、パーライト組織を有する鋼レール（以下、「パーライトレール」という）において、耐摩耗性と耐疲労損傷性を両立させることは困難であることが分かった。
【００１２】
また、特許文献８〜１１で提案されているような従来の技術では、Ａ系介在物を制御することによってレールの靭性や延性を改善しているが、必ずしも良好な耐遅れ破壊性が得られるとはいえなかった。
【００１３】
このように、パーライト組織ならびに介在物形態の制御のみでは、近年の過酷化する使用環境においても十分な寿命を有する、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えたレールは実現できていなかった。
【００１４】
本発明は、上述した各種課題を解決することを目的としたものであり、従来のパーライトレールに比べて優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えるレールを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
発明者らは、上記の課題を解決するため、ＶおよびＮの含有量を変化させたレールを製作し、組織、耐疲労損傷性および耐遅れ破壊性を鋭意調査した。その結果、耐疲労損傷性に優れた組織であるベイナイトの面積率を適正化し、さらにＮ含有量に対するＶ含有量の比を特定の範囲に制御することにより、優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えるレールを得られることを見出した。
【００１６】
本発明は、上記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。
【００１７】
１．質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．００％、
Ｓｉ：０．２０〜２．００％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０３５％以下、
Ｓ  ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１２０％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．０１５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量［％Ｎ］に対するＶ含有量［％Ｖ］の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０〜３０．０である成分組成を有し、
頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるパーライトとベイナイトの合計面積率が９５％以上であり、前記領域におけるベイナイトの面積率が２０％以上であり、
前記領域におけるビッカース硬さがＨｖ３６０以上である、レール。
【００１８】
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載のレール。
【００１９】
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ  ：１．０％以下、
Ｂ  ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、および
Ｓｂ：０．０５％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１または２に記載のレール。
【００２０】
４．上記１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、圧延仕上げ温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延してレール形状とし、
加速冷却開始温度：７００℃以上、加速冷却停止温度：４００〜６００℃、平均冷却速度：３．０〜２０．０℃／ｓの条件で加速冷却し、
前記加速冷却停止温度から３５０℃までの平均冷却速度：０．２〜２．０℃／ｓ未満で二次冷却する、レールの製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明のレールは、従来のパーライトレールに比べて遥かに優れた耐摩耗特性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を兼ね備えている。したがって、本発明のレールは、高軸重鉄道用レールとして極めて好適に用いることができ、レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】ビッカース硬さの測定位置を示す模式図である。
【図２】西原式摩耗試験機による耐摩耗性の試験方法を示す模式図である。
【図３】レール試験片２の採取位置を示す模式図である。
【図４】西原式摩耗試験機による耐疲労損傷性の試験方法を示す模式図である。
【図５】ＳＳＲＴ試験片４の採取位置を示す模式図である。
【図６】ＳＳＲＴ試験片４の形状および寸法を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。
【００２４】
［成分組成］
本発明のレールは、上述した成分組成を有する。言い換えると、本発明のレールは、上記成分組成を有する鋼からなる。以下、鋼の成分組成を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
【００２５】
Ｃ：０．７０〜１．００％
Ｃは、パーライトおよびベイナイト組織の強度すなわち耐摩耗性を確保するために必要な元素であり、Ｃ含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。Ｃ含有量が０．７０％未満では従来のパーライトレールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しい。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．７５％以上とする。一方、Ｃ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延後のパーライト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。そのため、Ｃ含有量は１．００％以下、好ましくは０．８５％以下とする。
【００２６】
Ｓｉ：０．２０〜２．００％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、パーライトおよびベイナイト組織の強化元素としての役割を有する元素である。Ｓｉの添加効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．２０％以上、好ましくは０．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．００％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の高い焼入れ性のため、レールの表層から内部にかけてマルテンサイト組織が生成し、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下、好ましくは１．２０％以下とする。
【００２７】
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％
Ｍｎは、ベイナイト組織の生成および強度向上のために必要な元素である。Ｍｎの添加効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えるとマルテンサイト組織を生じやすくなり、レールに熱処理や溶接を施した際に硬化や脆化により材質が劣化する。また、Ｍｎの過剰添加はパーライトの平衡変態温度を低下させるため、ラメラー間隔の粗大化により、所望の硬度を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下、好ましくは０．８０％以下とする。
【００２８】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐ含有量が０．０３５％を超えると、延性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０３５％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２９】
Ｓ：０．０００５〜０．０１０％
Ｓは、主にＡ系介在物として鋼中に存在する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると介在物量が著しく増加するとともに、介在物が粗大化し、鋼材の清浄性が悪化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下とする。一方、Ｓ含有量が０．０００５％未満であると、製鋼コストの増加を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。
【００３０】
Ｃｒ：０．２０〜１．５０％以下
Ｃｒは、ベイナイト組織の生成ならびに強度向上のために必要な元素である。Ｃｒの添加効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．６０％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えるとマルテンサイト組織を生じやすくなり、レールに熱処理や溶接を施した際に硬化や脆化により材質が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．２０％以下とする。
【００３１】
Ｖ：０．００５〜０．１２０％
Ｖは、炭窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、耐摩耗性および耐遅れ破壊性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．１２０％を超えると、加工性が劣化し、合金コストも増加するため、レールの製造コストが増加する。そのため、Ｖ含有量は０．１２０％以下、好ましくは０．１００％以下とする。
【００３２】
Ｎ：０．００１５〜０．０１５０％
Ｎは、窒化物を形成し、基地中へ分散析出し、耐摩耗性および耐遅れ破壊性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上、好ましくは０．００３０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えると、レール中に粗大な窒化物が形成され、耐疲労損傷性、耐遅れ破壊性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５０％以下、好ましくは０．０１００％以下とする。
【００３３】
［％Ｖ］／［％Ｎ］値：６．０〜３０．０
Ｎ含有量［％Ｎ］（質量％）に対するＶ含有量［％Ｖ］（質量％）の比として定義される［％Ｖ］／［％Ｎ］値が６．０未満であると、耐遅れ破壊性の向上に寄与するＶ窒化物の析出量が不足して、耐遅れ破壊性が低下する。一方、［％Ｖ］／［％Ｎ］値が３０．０を超えると、粗大なＶ窒化物が析出するようになり、耐遅れ破壊性が低下する。よって、［％Ｖ］／［％Ｎ］値は６．０〜３０．０とする。
【００３４】
本発明の一実施形態におけるレールは、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。また、前記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場合についても本発明に属する。なお、前記不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられる。不可避的不純物としてのＯの含有量は特に限定されないが、０．００４％以下とすることが好ましい。
【００３５】
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、下記Ａ群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
（Ａ群）
Ｃｕ：１．０％以下
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｍｏ：１．０％以下
【００３６】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様に固溶強化により鋼の強度をさらに向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じ易くなる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３７】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を低下させることなく鋼の強度を向上させることができる元素である。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇する結果、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、０．００５％以上とすることが好ましい。なお、ＮｉをＣｕとともに添加することによりＣｕ割れを抑制することができる。そのため、特にＣｕを添加する場合にはＮｉも添加することが好ましい。
【００３８】
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、熱間圧延中および熱間圧延後に鋼中のＣと結び付いて炭化物として析出する。前記炭化物は、旧オーステナイト粒径の微細化に有効であるため、Ｎｂの添加により耐摩耗性、耐疲労損傷性、延性をさらに向上させることができる。しかし、Ｎｂ量が０．０５％超えると、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上効果が飽和し、Ｎｂ量の増加に見合う効果が得られない。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、ベイナイトの生成に有効であり、また、固溶強化によって鋼の強度をさらに向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、鋼中にマルテンサイトが生成し、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４０】
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、下記Ｂ群より選択される１または２以上をさらに任意に含有することができる。
（Ｂ群）
Ａｌ：０．０７％以下
Ｗ  ：１．０％以下
Ｂ  ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｓｂ：０．０５％以下
【００４１】
Ａｌ：０．０７％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％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を添加する場合、Ａｌ含有量は０．０７％以下、好ましくは０．０３％以下とする。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％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、熱間圧延中およ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さらに向上させる。しかし、Ｗ含有量が１．０％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％以下、好ましくは０．５％以下とする。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、Ｗの添加効果を十分に得るためにはＷ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００４３】
Ｂ：０．００５％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さらに向上させる効果を有しており、ベイナイト組織の生成に有効な元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えるとマルテンサイトが生成し、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を添加する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るためには、Ｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
【００４４】
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物、窒化物、または炭窒化物として析出し、析出強化により鋼の強度や延性をさらに向上させる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると粗大な炭化物、窒化物、また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を添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００４５】
Ｓｂ：０．０５％以下
Ｓｂは、熱間圧延前に鋼素材を加熱する際における鋼の脱炭を防止するという効果を有する元素である。しかし、Ｓｂ含有量が０．０５％を超えると、鋼の延性および靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００４６】
なお、上記Ａ群元素とＢ群元素は、いずれか一方のみを添加してもよく、両者を添加してもよい。言い換えると、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、上記Ａ群より選択される１または２以上と、上記Ｂ群より選択される１または２以上の、いずれか一方または両方をさらに任意に含有することができる。
【００４７】
［頭部表層のミクロ組織］
パーライト＋ベイナイト：９５％以上
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。パーライトおよびベイナイトは、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。そのため、レール頭部の表層におけるパーライトとベイナイトの合計面積率を９５％以上とすることにより、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を得ることができる。前記合計面積率は９８％以上とすることが好ましい。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。
【００４８】
ベイナイト：２０％以上
また、ベイナイトはパーライトに比べて摩耗し易いため、使用初期段階の車輪とレールの接触において、なじみ性を向上させる効果を有している。車輪とレールとのなじみ性を向上させることで、車輪とレールとの間の接触面積を大きくし、車輪によるレールへの負荷面圧が低減され、レールの耐疲労損傷性の向上につながる。前記効果を得るために、レール頭部の表層におけるベイナイトの面積率を２０％以上とする。一方、ベイナイト面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよいが、より優れた耐摩耗性と耐疲労損傷性のバランスを確保する観点からは、５０％以下とすることが好ましい。
【００４９】
なお、本発明のレールのミクロ組織における、パーライトおよびベイナイト以外の組織は特に限定されない。合計面積率で５％以下であれば、他の組織が存在することが許容される。前記他の組織としては、例えば、フェライトおよびマルテンサイトの一方または両方が挙げられる。
【００５０】
なお、ここで上記各組織の面積率は、レール頭部の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域における面積率を指すものとする。前記面積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。
【００５１】
［頭部表層のビッカース硬さ］
Ｈｖ３６０以上
レール頭部表層のビッカース硬さがＨｖ３６０未満であると、鋼の耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。そのため、頭部表層のビッカース硬さはＨｖ３６０以上、好ましくは４００以上とする。なお、上述の成分組成で上述の鋼組織を満足させた場合、得られる頭部表層のビッカース硬さはＨｖ５００未満である。Ｈｖ５００以上である場合には、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。そのため、あえて頭部表層のビッカース硬さの上限を述べると、Ｈｖ５００未満である。なお、耐摩耗性と耐疲労損傷性確保の観点からは、Ｈｖ４８０未満とすることが好ましい。
【００５２】
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態におけるレールの製造方法について説明する。本発明のレールは、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、下記（１）〜（３）の処理を順次施すことにより製造することができる。
（１）熱間圧延
（２）加速冷却（一次冷却）
（３）二次冷却
【００５３】
素材として用いる鋼素材は任意の方法で製造できるが、一般的には、鋳造、特に連続鋳造により前記鋼素材を製造することが好ましい。前記鋼素材は、鋼片であってよい。
【００５４】
（１）熱間圧延
まず、前記鋼素材を熱間圧延してレール形状とする。本発明では、前記熱間圧延における圧延仕上げ温度と、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより最終的に得られるレールのミクロ組織をコントロールできるため、前記熱間圧延の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。なお、熱間圧延に先立つ加熱における加熱温度は１１５０〜１３５０℃とすることが好ましい。加熱温度を１１５０℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を一層低減することができる。また、加熱温度を１３５０℃以下とすることにより、過度の昇温によって鋼素材が部分的に溶融し、レール内部に欠陥が発生することを防止できる。
【００５５】
圧延仕上げ温度：８５０〜９５０℃
上記熱間圧延における圧延仕上げ温度が８５０℃より低い場合、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が顕著となる。転位の導入および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、その結果、耐摩耗性が著しく低下する。これは、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である。さらに、パーライト変態が促進されるため、面積率で２０％以上のベイナイトを得ることが困難となり、耐疲労損傷性も低下する。そのため、圧延仕上げ温度は８５０℃以上とする。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、マルテンサイトが生成しやすくなり、耐疲労損傷性が低下する。そのため、圧延仕上げ温度は９５０℃以下とする。なお、ここでいう圧延仕上げ温度は、最終圧延ミル入側におけるレール頭部側面の温度であり、放射温度計で測定可能である。
【００５６】
（２）加速冷却
加速冷却開始温度：７００℃以上
次に、加速冷却を行う。その際、加速冷却開始温度が７００℃より低いと、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、加速冷却開始温度は７００℃以上とする。一方、前記加速冷却開始温度の上限は特に限定されないが、必然的に加速冷却停止温度は圧延仕上げ温度以下となる。
【００５７】
加速冷却停止温度：４００〜６００℃
上記加速冷却における加速冷却停止温度が６００℃より高いと、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、加速冷却停止温度は６００℃以下、好ましくは５５０℃以下とする。一方、加速冷却停止温度が４００℃より低いと、マルテンサイトが生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、加速冷却停止温度は４００℃以上とする。
【００５８】
平均冷却速度：３．０〜２０．０℃／ｓ
上記加速冷却における平均冷却速度が３．０℃／ｓ未満であると、ベイナイト組織の面積率が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなるため、レール頭部の内部硬さも低下する。そのため、前記平均冷却速度は３．０℃／ｓ以上、好ましくは５．０℃／ｓ以上とする。一方、前記平均冷却速度が２０．０℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、前記平均冷却速度は２０．０℃／ｓ以下、好ましくは１５．０℃／ｓ以下とする。
【００５９】
（３）二次冷却
上記加速冷却の停止後、二次冷却を行う。前記二次冷却における、前記加速冷却停止温度から３５０℃までの温度域における平均冷却速度は、０．２℃／ｓ以上２．０℃／ｓ未満とする。前記平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上の場合、ベイナイト変態が完了せず、一部未変態のオーステナイト相からマルテンサイト組織が生成してしまう。そしてその結果、レールの耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。そのため、前記平均冷却速度は２．０℃／ｓ未満、好ましくは１．５℃／ｓ以下とする。一方、前記平均冷却速度が０．２℃／ｓ未満であると、ベイナイト組織の面積率が低下して耐疲労損傷性が低下することに加え、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が増加する。そのため、前記平均冷却速度は０．２℃／ｓ以上、好ましくは０．５℃／ｓ以上とする。
【００６０】
なお、上述の加速冷却、二次冷却において、冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度を決める上での温度は、いずれもレール頭部側面の表面温度であり、放射温度計で測定可能である。
【実施例】
【００６１】
次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。しかし、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。
【００６２】
以下の手順でレールを製造し、その特性を評価した。
【００６３】
まず、表１に示す成分組成の鋼素材（鋼片）を、表２に示す条件で熱間圧延してレール形状とした。その後、さらに表２に示した条件で加速冷却と二次冷却を行い、次いで放冷してレールを得た。なお、比較例Ｎｏ．４０については、加速冷却停止後、加速冷却停止温度である６３０℃に２５０ｓ保持した後、二次冷却を行った。加速冷却開始温度は、いずれの例においても７００℃以上とした。
【００６４】
なお、表２に示した圧延仕上げ温度は、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である。また、加速冷却停止温度は、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である。
【００６５】
なお、後述する耐摩耗性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性の評価における基準とするために、パーライト組織を有するレールを作成した（Ｎｏ．１）。以下、このパーライトレールを「基準材」という。
【００６６】
得られたレールのそれぞれについて、頭部表層のミクロ組織、頭部表層のビッカース硬さ、耐摩耗性、耐疲労損傷性、および耐遅れ破壊性を評価した。以下、評価方法を説明する。
【００６７】
（頭部表層のミクロ組織）
得られたレールの頭部から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。前記サンプルは、レール頭部の表面から深さ０．５ｍｍ、５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍ、２０ｍｍ、および２５ｍｍの各位置が観察位置となるように、レール１つにつき６カ所から採取した。採取した試験片は、観察に先立って、表面を研磨した後、ナイタールで腐食した。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。各深さにおける面積率の平均を、頭部表層における面積率とした。
【００６８】
（頭部表層のビッカース硬さ）
図１に示すように、レール頭部１の表面から深さ０．５ｍｍ〜深さ２５ｍｍの領域におけるビッカース硬さを、荷重９８Ｎ、０．５ｍｍピッチで測定した。測定されたビッカース硬さのうち、最大値と最小値を求めた。
【００６９】
（耐摩耗性）
耐摩耗性の評価は、レールを実際に敷設して行うことが望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本実施例では、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、実際の内部高硬度型レールと車輪の接触条件をシミュレートした試験により耐摩耗性を評価した。
【００７０】
図２は、西原式摩耗試験機による試験方法を示す模式図であり、（ａ）は側面図、（ｂ）は正面図である。この試験は、外径３０ｍｍのレール試験片２（西原式摩耗試験片）を、図２に示すようにタイヤ試験片３と接触させた状態で回転させることにより実施される。
【００７１】
レール試験片２は、図３に示すようにレール頭部１の２カ所から採取した。レール頭部１の表層から採取したものを表層レール試験片２ａとし、内部側から採取したものを内部レール試験片２ｂとした。
【００７２】
一方、タイヤ試験片３は次の手順で作製した。まず、ＪＩＳ  Ｅ１１０１に規定される普通レールの頭部から直径３２ｍｍの丸棒を採取した。次に、前記丸棒に対して、ビッカース硬さ（荷重９８Ｎ）がＨｖ３９０、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施した。前記熱処理後の丸棒を、図２に示す形状に加工してタイヤ試験片２とした。
【００７３】
試験では、レール試験片２とタイヤ試験片３を、それぞれ図２に矢印で示した方向に回転させ、１０万回転後のレール試験片２の摩耗量（重量減少）を測定した。試験は乾燥状態で実施し、試験条件は、接触圧力：１．２ＧＰａ、滑り率：−１０％、レール試験片１の回転速度：６７５回／ｍｉｎ（タイヤ試験片の回転速度は７５０回／ｍｉｎ）とした。表層レール試験片２ａを用いた試験と、内部レール試験片２ｂを用いた試験で測定された表層と内部の摩耗量（ｇ）を、それぞれ表３、４に示した。
【００７４】
また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）の摩耗量を基準とした耐摩耗性の向上量（％）を表３、４に併記した。レール試験片の前記耐摩耗性の向上量は、｛（基準材の摩耗量（ｇ）−レール試験片の摩耗量（ｇ））／（基準材の摩耗量（ｇ））｝×１００で算出した。ここで、前記レール試験片の摩耗量としては、表層レール試験片２ａの摩耗量と内部レール試験片２ｂの摩耗量の平均値を用いた。前記向上量は、５％以上であることが望ましい。
【００７５】
（耐疲労損傷性）
耐疲労損傷性の評価についても、耐摩耗性の評価と同様に西原式摩耗試験機を用いて実施した。ただし、レール試験片２としては、図４に示すように、タイヤ試験片３との接触面が曲率半径１５ｍｍの曲面である、直径３０ｍｍの試験片を使用した。前記レール試験片２としては、上述した耐摩耗性の評価と同様、図３に示すようにレール頭部１の２カ所から採取した表層レール試験片２ａと内部レール試験片２ｂを使用した。また、タイヤ試験片３についても、上記耐摩耗性の評価と同様の方法で作成した。
【００７６】
試験では、レール試験片２とタイヤ試験片３を、それぞれ図４に矢印で示した方向に回転させた。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：２．２ＧＰａ、滑り率：−２０％、レール試験片の回転速度：６００ｒｐｍ（タイヤ試験片の回転速度はは７５０ｒｐｍ）の条件で試験を行った。
【００７７】
２万５千回毎にレール試験片２の表面を観察し、０．５ｍｍ以上の亀裂が発生しているかどうかを確認した。０．５ｍｍ以上の亀裂が発生した時点の回転数を、疲労損傷発生までの回転数として表３、４に示した。前記回転数は、耐疲労損傷性の指標（疲労損傷寿命）と見なすことができる。
【００７８】
また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）における疲労損傷発生までの回転数を基準とした、耐疲労損傷性の向上量（％）を、表３、４に併記した。レール試験片の前記耐疲労損傷性の向上量は、｛（当該レール試験片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。ここで、前記レール試験片の疲労損傷発生までの回転数としては、表層レール試験片２ａにおける測定値と内部レール試験片２ｂにおける測定値の平均値を用いた。前記向上量は、２０％以上であることが望ましい。
【００７９】
（耐遅れ破壊性）
以下の２条件でＳＳＲＴ（Slow Strain Rate Technique）試験を行い、得られた伸びの値から遅れ破壊感受性を評価した。
【００８０】
まず、図５に示すようにレール頭部１の上面から深さ２５ｍｍの位置を中心として、ＳＳＲＴ試験片４を採取した。ＳＳＲＴ試験片４の形状と寸法は図６に示す通りとした。ねじ部とＲ部以外は▽▽▽仕上げとし、平行部は＃６００までエメリー研磨した。
【００８１】
同じＳＳＲＴ試験片４を２つ作成し、一方は大気中でのＳＳＲＴ試験に、他方はチオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験に供した。大気中でのＳＳＲＴ試験は、ＳＳＲＴ試験片４を試験装置に装着し、大気中、２５℃で歪速度３．３×１０-6／ｓにて実施し、大気中でのＳＳＲＴ試験片の伸びＥ０を測定した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験は、２０質量％チオシアン酸アンモニウム水溶液中、２５℃で歪速度３．３×１０-6／秒にて実施し、チオシアン酸アンモニウム水溶液中でのＳＳＲＴ試験片の伸びＥ１を測定した。
【００８２】
得られたＥ０およびＥ１を用いて、耐遅れ破壊性の指標となる遅れ破壊（Delayed fracture、ＤＦ）感受性を算出した。ここで、遅れ破壊感受性（％）は、１００×（１−Ｅ１／Ｅ０）として定義される。得られた遅れ破壊感受性の値を表３、４に示した。
【００８３】
また、上述した「基準材」としての熱処理型パーライトレール（Ｎｏ．１）における遅れ破壊感受性を基準とした、耐遅れ破壊性の向上量（％）を、表３、４に併記した。遅れ破壊感受性の向上量は、｛（当該レール試験片の遅れ破壊感受性−基準材の遅れ破壊感受性）／（基準材の遅れ破壊感受性）｝×１００で算出した。前記向上量は、１０％以上であることが望ましい。
【００８４】
表３、４に示した評価結果から分かるように、本発明の条件を満たすレールは、基準材としてのパーライトレールに比べ、耐摩耗性が１０％以上、耐疲労損傷性が２０％以上、耐遅れ破壊性が１０％以上、それぞれ向上していた。一方、本発明の条件を満たさない比較例のレールは、耐摩耗性、耐摩耗性、および耐疲労損傷性の少なくとも一つが本発明のレールに比べて劣っていた。
【００８５】
【表１】
2020070495.tif 000002
【００８６】
【表２】
2020070495.tif 000003
【００８７】
【表３】
2020070495.tif 000004
【００８８】
【表４】
2020070495.tif 000005
【符号の説明】
【００８９】
１      レール頭部
２    レール試験片
２ａ  表層レール試験片
２ｂ  内部レール試験片
３    タイヤ試験片
４    ＳＳＲＴ試験片
【図１】
2020070495.tif 000006
【図２】
2020070495.tif 000007
【図３】
2020070495.tif 000008
【図４】
2020070495.tif 000009
【図５】
2020070495.tif 000010
【図６】
2020070495.tif 000011