(57)【要約】【課題】引張強さが1200MPa以上の高強度でありながら耐遅れ破壊特性に優れるレールを、耐疲労損傷性を犠牲にすることなしに提供する。【解決手段】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：0.0005％以上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とし、引張強さを1200MPa以上、少なくとも頭部長手方向断面におけるＣ系介在物の長辺を50μm以下に、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺が１μm以上50μm以下のＣ系介在物を被検面積１mm２当たり0.2個以上10個以下とする。【選択図】図２
2008050684.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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：0.0005％以上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、少なくとも頭部長手方向断面におけるＣ系介在物の長辺が50μm以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺が１μm以上50μm以下のＣ系介在物が被検面積１mm２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鋼レール。
【請求項２】
前記成分組成において、Ｏ：0.004％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鋼レール。
【請求項３】
前記成分組成は、下記式（1）にて定義されるAtomic  Concentration  Ratio（ACR）が0.05以上1.20以下であることを特徴とする請求項1または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール。
記
2008050684.tif 000009
ここで、
［％Ca］：Ca含有量（質量％）
［％Ｏ］：Ｏ含有量（質量％）
［％Ｓ］：Ｓ含有量（質量％）
【請求項４】
前記成分組成において、水素量が２質量ppm以下であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる請求項1ないし３のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール。
【請求項５】
前記成分組成は、さらに質量％で
Ｖ：0.5％以下、
Cr：1.5％以下、
Cu：1.0％以下、
Ni：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種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、1200MPa以上の引張強さを有する高強度パーライト系鋼レールに関する。
【背景技術】
【０００２】
鉱石の運搬等を主体とする所謂高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重が客車の場合に比べて遥かに高いため、この貨車を載せるレールの使用環境も過酷なものとなっている。従来、このような環境下で使用されるレールは、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の更なる増加が進められており、これに伴って、耐摩耗性並びに耐疲労損傷性の更なる向上が求められている。尚、高軸重鉄道とは、列車や貨車の積載重量の大きい鉄道である。
【０００３】
従来、レールの耐摩耗性や耐疲労損傷性の向上を重視する観点から、レールの高強度化が図られている。例えば、特許文献１には、引張強さが1200MPa以上のパーライト組織系の高強度レールが提案されている。
しかし、引張強さが1200MPa以上の鋼は、遅れ破壊の危険性が高いことが知られていて、レールには遅れ破壊に対する耐久性も要求される。
【０００４】
一方、特許文献４や特許文献５には、レール用材の延性・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、特許文献４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の希薄帯を形成してパーライト変態の生成に寄与させ、このパーライトブロックサイズ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。
しかし、延性や靭性は向上するものの、耐遅れ破壊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、Ca系介在物が生成し、粗大なＣ系介在物（JIS  Ｇ0555付属書１で定義されるＣ系介在物）となって鋼中に存在するために、疲労損傷に対する耐性が低下することになる。
【０００５】
なお、線材の分野では、高強度鋼の遅れ破壊特性を改善する方法として、パーライト組織からなる高強度鋼を強伸線加工することにより、耐遅れ破壊特性を改善することが、例えば特許文献２や特許文献３に開示されている。しかしながら、強伸線加工を必須としているため、レールに適用することは難しい。
【特許文献１】特開平７−18326号公報
【特許文献２】特許第3648192号公報
【特許文献３】特開平５−287450号公報
【特許文献４】特許第3513427号公報
【特許文献５】特許第3631712号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さが1200MPa以上の高強度でありながら耐遅れ破壊特性に優れるレールを、耐疲労損傷性を犠牲にすることなしに提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、前記した従来の問題点を解決するため、レールの成分の最適化を行い、さらにＣ系介在物量を制御したレールを製作し、耐遅れ破壊特性を調査した。その結果、レールの頭部長手方向断面において、長辺が１μm以上50μm以下の大きさのＣ系介在物を被検面積１mm２当り0.2〜10個に制御することによって、レールの耐疲労損傷性を損なわずに耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
【０００８】
本発明の要旨は、次のとおりである。
１．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：0.0005％以上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、少なくとも頭部長手方向断面におけるＣ系介在物の長辺が50μm以下であり、かつ該頭部の長手方向の断面において、長辺が１μm以上50μm以下のＣ系介在物が被検面積１mm２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鋼レール。
【０００９】
２．前記成分組成において、Ｏ：0.002％以下に抑制することを特徴とする前記１に記載の耐遅れ破壊特性に優れる高強度パーライト系鋼レール。
【００１０】
３．前記成分組成は、下記式（1）にて定義されるAtomic  Concentration  Ratio（ACR）が0.05以上1.20以下であることを特徴とする前記１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系鋼レール。
記
2008050684.tif 000003
ここで、
［％Ca］：Ca含有量（質量％）
［％Ｏ］：Ｏ含有量（質量％）
［％Ｓ］：Ｓ含有量（質量％）
【００１１】
４．前記成分組成において、水素量が２質量ppm以下であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる前記１ないし３のいずれかに記載の高強度パーライト系鋼レール。
【００１２】
５．前記成分組成は、さらに質量％で
Ｖ：0.5％以下、
Cr：1.5％以下、
Cu：1.0％以下、
Ni：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種以上を含有することを特徴とする前記１ないし４のいずれかに記載の高強度パーライト系鋼レール。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、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特性、すなわち強度が高く、かつ耐遅れ破壊特性並びに耐疲労損傷性に優れたレールを提供でき、産業上有益な効果がもたらされる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
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系介在物の形態並びに量を制御することにより、従来の亜共析、共析および過共析型パーライト組織からなるレールに比し、耐遅れ破壊特性を向上させるものである。
【００１５】
以下に、本発明のレールについて、詳細に説明する。
まず、本発明のレールの成分組成を規定した理由について述べる。なお、成分組成における「％」並びに「ppm」表示は、とくに断らないかぎり「質量％」並びに「質量ppm」を意味する。
Ｃ：0.6％以上1.0％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、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。すなわち、Ｃの添加量が0.6％未満では、従来の熱処理型パーライト組織鋼レールと比較して、優れた強度を得ることが難しい。また、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がオーステナイト粒界に生成し、遅れ破壊特性が著しく低下する。従って、Ｃ量は0.6％以上1.0％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量を0.6％以上0.9％以下とする。
【００１６】
Si：0.1％以上1.5％以下
Siは、脱酸剤として添加する元素であり、そのためには0.1mass％以上添加する必要がある。また、Siはパーライト中のフェライト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、Siの量が1.5％を超えると、Siの有する高い酸素との結合力のため、酸化物系介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が低下する。従って、Si量は0.1％以上1.5％以下の範囲とする。好ましくは、Si含有量を0.2％以上1.2％以下とする。さらに好ましくは、Si含有量を0.2％以上0.9％以下とする。
【００１７】
Mn：0.4％以上2.0％以下
Mnは、変態温度を低下させてパーライト組織のラメラー間隔を小さくすることにより、レールの高強度化並びに高延性化に寄与する元素である。しかし、0.4％以下では十分な効果が得られず、一方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を生じ易く、熱処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じる結果、材質が劣化するので好ましくない。従って、Mn量は0.4％以上2.0％以下とする。好ましくは、Mn含有量を0.4％以上1.5％以下とする。
【００１８】
Ｐ：0.035％以下
Ｐは0.035％を超えると、延性を劣化することから、Ｐ量は0.035％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量を0.020％以下とする。
【００１９】
Ｓ：0.0005％以上0.0100％以下
Ｓは、主にＡ系介在物の形態で鋼中に存在するが、0.0100％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、耐遅れ破壊特性の低下を引き起こす。なお、Ｓを0.0005％未満にまで抑制するには、多大のコストを要するため、レールのコストを抑える観点から、Ｓ量は0.0005％以上の範囲とする。好ましくは、Ｓ含有量を0.0080％以下とする。さらに好ましくは、Ｓ含有量は、0.0005％以上0.0060％以下とする。
【００２０】
Ca：0.0010％以上0.010％以下
Caは、本発明において介在物の形態や介在物の個数を制御し、レール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0.0010％未満では、耐遅れ破壊特性の向上効果が得られない。一方、0.010％を超えると、レールの清浄性が低下し、レールの耐疲労損傷性の低下を招く。従って、Ca量は0.0010％以上0.010％以下とする。好ましくは、Ca含有量を0.0010％以上0.008％以下とする。
【００２１】
以上を基本成分とするが、加えてＯについて、0.004％以下とすることが好ましい。Ｏ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、Ｏの含有量が0.002％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。好ましくは、Ｏ含有量を0.002％以下とする。
【００２２】
そして、上記の基本成分におけるCaおよびＳ、並びにＯに関する、下記式（1）にて定義されるAtomic  Concentration  Ratio（ACR）が0.05以上1.20以下であることが好ましい。
記
2008050684.tif 000004
ここで、
［％Ca］：Ca含有量（％）
［％Ｏ］：Ｏ含有量（％）
［％Ｓ］：Ｓ含有量（％）
【００２３】
上記ACRは、介在物の形態制御を行う上での一つの目安であるが、その値が0.05未満では、後述する有効な介在物形態制御が行えず、耐遅れ破壊特性が低下する。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、レールの耐疲労損傷性が低下することになる。従って、特にCaを添加する場合には、ACRを0.05以上1.20以下にすることが好ましい。さらに好ましくは、ACRは0.05以上1.00以下である。
【００２４】
また、水素量は２ppm以下とすることが好ましい。すなわち、水素は、遅れ破壊の原因となる元素である。鋼中水素量が２ppm超になると介在物界面に多量の水素が集積し、遅れ破壊が発生する。
【００２５】
さらに、上記基本成分に加えて、Ｖ：0.5％以下、Cr：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：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種以上を必要に応じて添加することができる。
【００２６】
Ｖ：0.5％以下
Ｖは、圧延中及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すため、遅れ破壊特性の向上に有効である。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。従って、Ｖの添加量は0.5％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｖ含有量を0.005％以上0.05％以下とする。
【００２７】
Cr：1.5％以下
Crは、固溶強化により更なる高強度化を図るのに有効な元素である。ただし、Cr 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。従って、添加する場合には、Cr量を1.5％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Cr含有量を0.2％以上1.5％以下とする。
【００２８】
Nb：0.05％以下
Nbは、圧延中及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すため、遅れ破壊特性の向上に有効である。ただし、0.05％を超えて添加すると、粗大な炭室化物が多量に析出するため、遅れ破壊特性の低下を招く。従って、Nbの添加量は、0.05％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Nb含有量を0.005％以上0.05％以下とする。より好ましくは、Nb含有量を0.005％以上0.03％以下とする。
【００２９】
Cu：1.0％以下
Cu：1.0％以下とすることが好ましい。CuはCrと同様に固溶強化により更なる高強度化を図るための元素である。ただし、1.0％を超えるとCu割れが生じる。従って、添加する場合には、Cu量を1.0％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Cu含有量を0.005％以上1.0％以下とする。
【００３０】
Ni：1.0％以下
Niは、延性を劣化することなく高強度化を測るための元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制するため、Cuを添加した場合にはNiも添加することが望ましい。ただし1.0％を超える添加により焼入れ性が上昇し、マルテンサイトが生成するようになり、延性が低下する。従って、添加する場合にはNi量を1.0％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ni含有量を0.005％以上1.0％以下とする。
【００３１】
Mo：1.0％以下
Moは、圧延中及び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すため、遅れ破壊特性も向上する。また、Moは、固溶強化により更なる高強度化を図るための元素である。ただし、1.0％を超え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。従って、添加する場合にはMo量を1.0%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Mo含有量を0.0005％以上0.5％以下とする。より好ましくは、Mo含有量を0.0005％以上0.25％以下とする。
【００３２】
Ｗ：1.0％以下
Ｗは、圧延中及び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すため、遅れ破壊特性も向上する。また、Ｗは固溶強化により更なる高強度化を図るための元素である．ただし、1.0％を超えると、マルテンサイトが生成するようになり、延性が低下する．従って、添加する場合にはＷ量を1.0％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｗ含有量を0.0005％以上0.5％以下とする。
【００３３】
なお、残部は、Fe及び不可避的不純物である。ここで、不純物としては、P、ＯおよびＮ等が挙げられ、Pは上述の通り0.035％まで、またＯは0.004％およびNは0.005％まで許容できる。Ｏは酸化物系介在物を形成しやすいために低い方がよいが、上述のとおり、0.004％まで、好ましくは0.002％まで許容できる。さらに、本発明において、不純物として混入するAl及びTiは、それぞれ0.0010％まで許容できるが、特に、Al及びTiは酸化物を形成し、鋼中の介在物量が増大し、耐遅れ破壊特性の低下を招く。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、0.0010％以下に制御する必要がある。
【００３４】
本発明で対象とするレールは、引張強さを1200MPa以上とする。引張強さが1200MPa未満の場合、レールの遅れ破壊特性は良好であるが、従来のパーライト組織系レールと同等の耐摩耗性や耐疲労損傷性が得られなくなることから、引張強さは1200MPa以上とする。
【００３５】
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。
まず、長辺が50μm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系介在物の長辺を50μm以下に規制する必要がある。ここで、Ｃ系介在物の長辺を50μm以下に規制するとは、レール頭部の長手方向断面について光学顕微鏡により500倍で50mm2の視野の観察を行い、長辺が0.5μm以上の全てのＣ系介在物の長辺を測定したとき、長辺が最大のものが50μm以下であることを意味する。
【００３６】
ここで、後述の実施例について、Ｃ系介在物の長辺と遅れ破壊感受性の向上代との関係を、詳しくは後述する図８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系介在物の長辺が50μm以下の場合である。したがって、本発明では、Ｃ系介在物の長辺を50μm以下に規制する。ちなみに、本発明でいう、Ｃ系介在物の長辺とは、該介在物の最大径を意味する。
【００３７】
さらに、前記頭部の長手方向断面において、長辺が１μm以上50μm以下のＣ系介在物を被検面積１mm２当たり0.2個以上10個以下に規制する。すなわち、長辺が１μm未満のＣ系介在物は、球状化しているため、耐遅れ破壊特性に影響を及ぼさない。逆に長辺が1μm以上のＣ系介在物は耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。かような耐遅れ破壊特性の向上に寄与する長辺が１μm以上のＣ系介在物は、被検面積１mm２当たり0.2個以上は存在させる必要がある。ここで、後述する実施例について、長辺が１μm以上のＣ系介在物の個数と遅れ破壊感受性の向上代との関係を、詳しくは後述する図９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１mm２当たり0.2個以上の場合である（図９（a）参照）。なお、同個数が10個を超えると、耐疲労損傷性が阻害されるため、10個以下に規制する（図９（b）参照）。
なお、本発明におけるＣ系介在物とは、JIS  Ｇ0555付属書１で定義されるＣ系介在物を意味するものである。
【００３８】
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、転炉あるいは電気炉で鋼を溶製し、必要に応じて脱ガスなどの二次精錬を経て、鋼の成分組成を上記の範囲に調整し、その後、例えば連続鋳造にてブルームとする。この連続鋳造直後のブルームは、徐冷ボックスに装入して0.5℃／ｓ以下の冷却速度で40〜150時間にわたる冷却処理を行うことが肝要である。この緩冷却によって、鋼中の水素量を２ppm以下とすることができる。
【００３９】
次いで、冷却処理後のブルームを、加熱炉で1200〜1350℃に加熱し、熱間圧延してレールとする。この際、圧延終了温度は900〜1000℃、圧延後の冷却速度は１℃／s以上５℃／s以下で行うことが好ましい。
【実施例１】
【００４０】
表１に示す成分組成に調整した溶鋼から連続鋳造にてブルームを作製し、連続鋳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℃に加熱したのち、熱間圧延を終了温度：900℃で施し、その後２℃／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、遅れ破壊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２に示す。
なお、これら測定並びに評価の手法は、以下のとおりである。
【００４１】
（介在物形態測定）
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12.7mm深さの位置、レール幅方向中央から５mm位置を起点として、図１に示す12.7mm×19.1mm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５mm×10mm（被検面積50mm2）の範囲を、顕微鏡倍率500倍にして、Ｃ系介在物をノーエッチングで観察し、Ｃ系介在物の個数を測定し、１mm2当りの介在物個数に換算した。また、同じ被検面積内におけるＣ系介在物の最大径（長辺）を測定した。
【００４２】
（鋼中水素量測定）
レール頭部表層から25.4mm、頭側部から25.4mm位置を中心（図２参照）として、レール頭部長手方向に断面積５mm×５mm、長さ100mmの試験片を採取し、不活性ガス溶解法−熱伝導法（JIS  Ｚ2614）に準拠して鋼中水素量の測定を行った。
【００４３】
（遅れ破壊試験）
レール頭部表層から25.4mm位置（図３参照）を中心として、図４に示す寸法の試験片を採取した。採取した試験片は、ねじ部、Ｒ部以外は▽▽▽仕上げ、平行部は＃600までエメリー研磨した。この試験片を、SSRT（Slow  Strain  Rate  Technique）試験装置に装着し、25℃、大気中で、歪速度：3.3×10-6の歪速度でSSRT試験を行い、水溶液中での試験片の伸びＥ1を求めた。遅れ破壊特性を評価する際の指標となる遅れ破壊感受性（ＤＦ）は、上記に従って測定して得られるＥ0およびＥ1の値をＤＦ＝100×（１−Ｅ1／Ｅ0）に代入して算出する。
【００４４】
また、遅れ破壊特性の評価は、Ｃ量が0.67％の熱処理型パーライト鋼に対してACRを上述の（1）式を満足するように、Caの添加を行っていないもの（表１、表２中のレールNo.A−1）の遅れ破壊特性を基準として、遅れ破壊感受性向上代が10％以上の場合に耐遅れ破壊特性が向上したと判定した。
【００４５】
（耐疲労損傷試験）
耐疲労損傷性の評価は、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て評価した。そして、耐疲労損傷性に関しては、レール頭部表層２mm位置を起点（図５参照）として、接触面を曲率半径：15mmの曲面とした直径30mmの西原式摩耗試験片（図６参照）を採取し、接触圧力：2.2GPa、すべり率：−20％および油潤滑の条件にて試験を行い、２万５干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。
【００４６】
（引張試験）
レール頭部表層から12.7mm、頭側部から12.7mm位置（図７参照）を中心軸として、ASTM  Ｅ８−04に記載された直径12.7mm（0.5インチ）の丸棒試験片を採取し、ゲージ長さ25.4mm（１インチ）で引張試験を行った。
【００４７】
【表１】
2008050684.tif 000005
【００４８】
【表２】
2008050684.tif 000006
【００４９】
表２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−２〜Ａ−３と比べて、Ｃ、Si、Mn、Ｓ、CaおよびＯの組成を適正範囲に制御した上で、Ｃ系介在物の形態及び量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、耐遅れ破壊特性を向上することができる。これらの結果を、図８および図９に整理して示す。
【実施例２】
【００５０】
表３に示す成分組成に調整した溶鋼から連続鋳造にてブルームを作製し、連続鋳造直後のブルームに、表４に示す条件で冷却処理を施した。次いで、ブルームを1250℃に加熱したのち、熱間圧延を終了温度：900℃で施し、その後２℃／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、上述したところに従って、介在物量、鋼中水素量を測定するとともに、遅れ破壊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４に示す。
【００５１】
【表３】
2008050684.tif 000007
【００５２】
【表４】
2008050684.tif 000008
【００５３】
表４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、Si、Mn、Ｓ、CaおよびＯの組成を適正範囲に制御した上で、さらにＶ、Cr、Nb、Cu、Ni、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系介在物の形態及び量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、耐遅れ破壊特性を向上することができる。さらに、Ｂ-15はＢ-16に対して鋼中水素量が高い発明例である。Ｂ-15のように本発明であっても鋼中水素量が一定範囲外（2ppm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、とりわけ耐遅れ破壊特性をより向上することができる。
【００５４】
また、レールB−17やB−18のように、不純物であるAlおよびTi含有量が適正範囲外となると、耐遅れ破壊特性ならびに耐疲労損傷性が低下するため、AlやTi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。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】介在物寸法測定、介在物個数測定に用いたサンプルの採取位置および寸法を示す図である。
【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である。
【図３】SSRT試験片の採取位置を示す図である。
【図４】SSRT試験に用いた試験片の形状及び寸法を示す図である。
【図５】疲労損傷試験に用いたサンプル採取位置を示す図である。
【図６】疲労損傷試験に用いたサンプルの形状を示す図である。
【図７】引張試験片の採取位置を示す図である。
【図８】本発明材及び比較材におけるＣ系介在物の大きさ、遅れ破壊特性に及ぼすACRの影響を示すグラフである。
【図９】本発明材及び比較材におけるＣ系介在物の個数、遅れ破壊特性に及ぼすACRの影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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