(57)【要約】【課題】寒冷地で要求される良好な延・靭性を得るために、パーライト変態時にＮにより変態核の生成速度を早くさせ、個々の変態核から成長するパーライトの成長速度をＭｏにより抑制して、多数の変態核からの変態を有効にして微細化を図る靭性及び延性に優れたパーライトレールを提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．５５〜１．２，Ｓｉ：０．１〜１．２，Ｍｎ：０．４〜１．４，　Ｎ：０．００５〜０．０３，　Ｍｏ：０．０１５〜０．０７を含有し、更に必要に応じてＳ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂ　を含有し、Ｋ＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４　で示すＫ値が０．２０〜０．３５未満であり、頭部断面の表面下１０ｍｍ以内の硬度がＨｖ３５０　以上であり、少なくともレール頭部が実質パーライト組織であることを特徴とするレール。ミクロ偏析部もマルテンサイトを避け、均一なパーライト組織を得るためにはＭｎ≦１．２％、Ｍｎ＋Ｃｒ　≦１．２　が望ましい。【選択図】　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ　：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、
Ｎ　：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０７０％
を含有し、下記（１）式で示すＫ値が０．２０以上０．３５未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、頭部断面の表面下１０ｍｍ以内の硬度がＨｖ３５０以上であり、少なくともレール頭部が実質パーライト組織であることを特徴とする、靭性および延性に優れたパーライト系レール。
Ｋ＝　Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４０　＋Ｖ／１４　………（１）
【請求項２】
質量％で、
Ｃ　：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．４〜１．２％、
Ｎ　：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０７０％
を含有し、下記（１）式で示すＫ値が０．２０以上０．３５未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（２）式で示すＬ値が１．２以下であり、頭部断面の表面下１０ｍｍ以内の硬度がＨｖ３５０以上であり、少なくともレール頭部が実質パーライト組織であることを特徴とする、靭性および延性に優れたパーライト系レール。
Ｋ＝　Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４０　＋Ｖ／１４　………（１）
Ｌ＝Ｍｎ＋Ｃｒ　　　　　　　　　　　　　　　………（２）
【請求項３】
鋼成分が、質量％でさらに、
Ｓ　：０．００２〜０．０５％
を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の靭性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項４】
鋼成分が、質量％でさらに、
Ｖ　：０．００５〜０．０７０％、
Ｎｂ：０．００４〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％
Ｍｇ：０．００２０〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０１５〜０．０５０％
の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３のいずれかに記載の靭性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項５】
鋼成分が、質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％
の１種または２種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靭性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項６】
鋼成分が、質量％でさらに、
Ｃｒ：０．１〜１．０％
を含有することを特徴とする、請求項１ないし５のいずれかに記載の靭性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項７】
鋼成分が、質量％でさらに、
Ｂ　：０．０００１〜０．００５％
を含有することを特徴とする、請求項１ないし６のいずれかに記載の靭性および延性に優れたパーライト系レール。
【請求項８】
請求項１ないし７のいずれかに記載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した後、熱延まま、あるいは熱延後の再加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レールの少なくとも頭部の表層を７００〜５５０℃間を１〜１０℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、レール鋼のパーライト組織を微細化して靭性および延性の向上を図った高強度レールおよびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鉄道輸送は輸送効率向上のための重積載化、輸送迅速化のための高速化が進められており、レールの特性に対する要求が厳しくなっている。重積載化は急曲線区間におけるレール頭部の磨耗を促進し、レールＧＣ（ゲージコーナー）内部の応力集中部からの疲労損傷を増加させることから、レール寿命が短くなってきている。この重荷重鉄道でのレール短寿命化を改善するために、耐磨耗性、耐内部疲労損傷性の優れた高強度レール鋼の技術開発が活発に行われてきた。その結果、曲線区間ではこの高強度レールが広く普及しつつある。
【０００３】
一方、寒冷地の鉄道では冬季にレールクラック発生によるレール取替が集中しており、レール材の靭性改善がレール寿命の延伸に必要な課題になっている。また頭部の内部疲労損傷性の改善には、レール材の靭性および延性を向上させることが重要である。パーライト組織では組織を細粒にすることにより、靭性、延性を改善することができる。
【０００４】
これまでに以下のような方法により、組織の細粒化、靭性および延性改善が図られている。
（１）熱間圧延後、一旦室温まで冷却したレールを低温度で再加熱した後、加
速冷却する方法。
（２）制御圧延によりオーステナイト粒を微細化した後、レール頭部を加速冷
却する方法。
（３）パーライト変態時にオーステナイト結晶粒界に加え、オーステナイト結晶粒内からも変態を促進し、微細なパーライト組織を得る方法。
（４）パーライト変態時に変態界面の移動速度を抑制して、多数の変態核を変
態にして微細化を図る方法。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記方法の（１）では、例えば特許文献１に記載されているように、通常の加熱温度よりも低い８５０℃以下の低温度に再加熱し、オーステナイト粒を細粒化することによってパーライト変態後の組織を細粒化して、大幅に靭性および延性を改善しようとするものである。しかし低温度で加熱し、かつレール頭部内部まで加熱を深めようとすると、投入熱量を下げて長時間加熱する必要があり、この加熱処理により生産性を阻害し製造コストを高める難点がある。
【０００６】
また上記（２）の方法は、例えば特許文献２および特許文献３に記載されているように、制御圧延によるオーステナイト粒の細粒化で靭性・延性の向上を図ろうとするものである。しかし、大きな圧下力等が必要という圧延機の能力、あるいはレールの断面形状や長手方向の寸法精度が容易に得られないという形状制御性の観点からも問題を含んでいる。
【０００７】
さらに上記（３）の方法は、例えば特許文献４に記載されているように、ＭｎＳ上に析出させたＶ炭窒化物、Ｔｉ炭窒化物を変態核として、パーライト変態の核生成を促進させて組織を微細化する方法である。この方法により、一定の靭性および延性の向上が得られた。しかし、これらの炭窒化物を利用する場合、変態核の生成が活発となる結果、変態が高温で完了してしまうため、強度が低下する難点がある。
【０００８】
また上記（４）の方法は、例えば特許文献５および特許文献６で提示したように、パーライトの変態速度を抑制し、パーライトブロックサイズを微細化する目的としてＭｏを利用する記述がされている。しかしながら、Ｍｏは焼き入れ性を大幅に増加する元素であり、成分系によっては有害な異組織が生じる問題点があった。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭５５−１２５３２１号公報
【特許文献２】
特開昭５２−１３８４２７号公報
【特許文献３】
特開昭５２−１３８４２８号公報
【特許文献４】
特開平６−２７９９２８号公報
【特許文献５】
特開２００２−２１２６７７号公報
【特許文献６】
特願２００１−３０３０１３号明細書
【００１０】
【課題を解決するための手段】
パーライト組織は、パーライトブロック、パーライトコロニー、パーライトラメラーと呼ばれる構造を持っている。パーライトブロックはフェライトの結晶方位が揃っている領域で、パーライト組織における結晶粒単位といえる。高温のオーステナイト組織が冷却されてパーライト組織に変態する時、多面体形状で成長していくパーライト相が、やがて変態完了後にパーライトブロックとなる。
【００１１】
変態の界面では、セメンタイト相とフェライト相が互いに平行に、一定の層間隔を保ちながら界面に直角に成長していく。セメンタイト相とフェライト相の層状構造をパーライトラメラー構造と呼ぶ。パーライトの成長過程で、フェライト、セメンタイトの配向方位、すなわちラメラー構造の向きが異なる領域が生じたものが、パーライトコロニーと呼ばれる。パーライトブロックはいくつかのパーライトコロニーから構成されている。
【００１２】
衝撃値、延性値はパーライト組織の結晶粒単位といえるパーライトブロックが細かいほど高くなる。パーライト鋼が最終的に破壊するとき、亀裂は結晶方位の揃ったパーライトブロックの単位で屈曲して進む。パーライトブロックが細かいほど、新生界面を作るためのエネルギーが大きいことが衝撃値を改善すると考えられる。また、最終的に破断に到るまでの亀裂進行が組織が細粒になると遅くなり、変形量が増加することにより延性も改善される。
【００１３】
本発明は寒冷地において要求される良好な延・靭性を得るために、パーライト変態時にＮにより変態核の生成速度を早くさせ、個々の変態核から成長するパーライトの成長速度をＭｏにより抑制して、多数の変態核からの変態を有効にして微細化を図るものである。
【００１４】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ　：０．５５〜１．２％、　Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、　　Ｎ　：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０７０％
を含有し、下記（１）式で示すＫ値が０．２以上０．３５未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、頭部断面の表面下１０ｍｍ以内の硬度がＨｖ３５０以上であり、少なくともレール頭部が実質パーライト組織であることを特徴とする、靭性および延性に優れたレール。
Ｋ＝　Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４４　＋Ｖ／１４　………（１）
（２）質量％で、
Ｃ　：０．５５〜１．２％、　Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．４〜１．２％、　　Ｎ　：０．００５〜０．０３％、
Ｍｏ：０．０１５％〜０．０７０％
を含有し、下記（１）式で示すＫ値が０．２以上０．３５未満であり、さらに下記（２）式で示すＬ値が１．２以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、頭部断面の表面下１０ｍｍ以内の硬度がＨｖ３５０以上であり、少なくともレール頭部が実質パーライト組織であることを特徴とする、靭性および延性に優れたレール。
Ｋ＝　Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４４　＋Ｖ／１４　………（１）
Ｌ＝Ｍｎ＋Ｃｒ　　　　　　　　　　　　　　　………（２）
【００１５】
（３）質量％でさらに、Ｓ：０．００２〜０．０５％を含有する。
（４）質量％でさらに、
Ｖ　：０．００５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．００４〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．００２０〜０．０１００％、Ｃａ：０．０１５〜０．０５０％
の１種または２種以上を含有する。
（５）質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、　　　Ｃｕ：０．０１〜１．５％
の１種または２種を含有する。
（６）質量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有する。
（７）質量％でさらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５％を含有する。
【００１６】
（８）上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の成分からなる鋼片を、熱間圧延でレールに形成した後、熱延まま、あるいは熱延後の加熱によってオーステナイト域温度とし、前記レールの少なくとも頭部の表層を７００〜５５０℃間を１〜１０℃／ｓｅｃで加速冷却することを特徴とする靭性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
レール鋼は、転炉、電気炉などで成分調整される。さらに必要に応じて脱ガス処理などの二次精錬を経て凝固させる。その後、１０００〜１３５０℃の再加熱高温域から複数の圧延機を通り、徐々にレール形状に成形され、最終的に８００〜１１００℃でレール形状に仕上げられる。上記高温域の圧延での金属組織はオーステナイト組織である。
【００１８】
その後、温度がパーライト変態温度に達するとパーライト変態が始まる。鉄鋼などの多結晶体における相変態は旧組織の結晶粒界に変態核が生成し、変態が開始する。オーステナイト中で１個の変態核から成長過程にあるパーライト領域をパーライト・ノジュールと呼ぶ。
変態核生成とノジュールの成長は同時に進行する。ノジュールはある程度成長すると、隣接して成長してくるノジュールとぶつかり、その方向への成長を停止する。そして、最終的に旧オーステナイト領域が完全にパーライトで覆われて変態が完了する。このような変態の機構から、結晶粒の細かさは変態核生成の頻度（速度）、ノジュールの成長速度の比により決定されると理解されている。
【００１９】
従来から、変態核生成の頻度（速度）とノジュールの成長速度の比を小さくするための研究が行われている。Ｖ炭窒化物、Ｔｉ窒化物など、パーライト中のフェライト相と結晶格子の整合度が高い析出物が核生成速度を促進することが知られている。
【００２０】
本発明者らはこれらの技術をより高度に利用するために、変態挙動を詳しく調べる過程で、鋼中に含有されるＮ量が多い場合、Ｖ，Ｔｉを含有していなくても、オーステナイト粒界からの、パーライト変態核の生成が盛んになることを発見した。Ｎによるオーステナイト粒界からの変態促進理由は、現在のところ明らかではないが、オーステナイト粒界におけるＣの偏析状態の変化、もしくはごく微量の窒化物生成元素による窒化物の生成、などが理由と考えている。
また従来から、Ｍｏがパーライト変態を抑制し、パーライトブロックサイズを微細化することが知られている。しかしＭｏが核生成速度を遅らせているのか、ノジュールの成長速度を遅らせているのか、明確ではなかった。
【００２１】
本発明者らは詳細に変態挙動を調べることにより、Ｍｏがパーライトノジュールの成長速度を顕著に遅らせていることを知見した。すなわちＭｏ含有鋼は、パーライト変態の際に各ノジュールの成長を抑制する結果、隣接して成長してくるノジュールにぶつかるまでの時間が長くなる。その間に未変態のオーステナイトから新たなパーライト変態核が生成し、新しいノジュールとして成長する機会が増加し、結晶粒が細かくなると理解される。
【００２２】
一方、Ｍｏはパーライト変態の進行を抑制するため、その他の合金元素の量によっては、パーライト変態が未完了のままパーライト変態停止温度に達し、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生じることがある。ベイナイト組織が生じると硬度はむしろ低下し、耐摩耗性能が劣化する。マルテンサイト組織が生じるとそれが切り欠きとなり、脆性破壊が生じやすくなり好ましくない。
従ってＭｏを利用するためには、全体の合金組成を適正な範囲とし、有害な異組織の生成を防止することが必要である。
【００２３】
一般的に、焼入れ性を表わす指標として、炭素等量が用いられることが多い。しかしレールに利用される共析炭素量前後では、炭素は焼き入れ性をむしろ低下させる傾向があり、この範囲では焼き入れ性を表わす指標からＣを除外することが適当であると考えた。
本発明者らは実験結果に基づき、下式（１）で示すＫ値がパーライトにおける焼入れ性を示す指標として適当であると考えた。
Ｋ＝　Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／２＋Ｎｉ／４０　＋Ｖ／１４　………（１）
【００２４】
種々のＭｏ含有鋼を調査した結果、Ｋ値が０．２未満では焼き入れ性が不足であり、高強度かつ細粒のパーライト組織を得ることができない。一方、Ｋ値が０．３５を超えると焼き入れ性が過剰となり、冷却速度を放冷以下まで低下させないと、パーライト変態が未完了となる結果、ベイナイト、マルテンサイト組織が生じるため好ましくない。
【００２５】
ところで、合金元素を含有する鋼は、凝固過程で柱状晶もしくはデンドライト晶の樹間にミクロ偏析を生じる。ミクロ偏析した元素のうちＣ，Ｎ，Ｐなどの軽元素は、鋳造後の放冷過程や熱間圧延のための再加熱のときに、拡散により均一化する。しかしＭｎなどの重い金属元素は、これらの工程では容易に均一化しない。このため、鋼材の焼き入性はミクロ偏析のために微視的には不均一である。
【００２６】
Ｍｏもミクロ偏析が顕著に起こり、またその焼入れ性が他元素に比べて高いことから、Ｍｏ含有鋼は偏析部においてミクロ的なマルテンサイトが生じ易い。
これを防止するには、Ｍｏと同時にミクロ偏析する他元素を低下させる必要がある。本発明者らの実験によると、レール鋼において利用されることが多いＭｎ，Ｃｒの合計含有量を重量％で１．２％以下に抑制することが望ましい。
【００２７】
一方、高速軌道、重荷重軌道の曲線部においては高靭性と共に、１０００ＭＰａ以上の高強度が要求される。その場合、圧延終了後、あるいは一度室温まで冷却した後に、オーステナイト域温度まで再加熱し、パーライト変態温度域である７００〜５５０℃間を加速冷却することが望ましい。
加速冷却を行うと、平衡変態温度からの過冷度が高まり、より低温でパーライト変態が起こる。過冷度が高まると、パーライトのラメラ間隔が減少して強度が増大すると共に、変態核の生成速度が増加するためパーライトブロックサイズを微細にする効果をあわせて利用することができる。
【００２８】
加速冷却によりさらに変態核の増加がもたらされ、パーライト組織をさらに細粒化する結果、一層のレール鋼の延、靭性向上を達成することができる。ただし、加速冷却時の冷却速度が１℃／ｓｅｃ　未満のときは必要強度を得ることができず、１０℃／ｓｅｃ　を超える場合はベイナイト、マルテンサイトが生成するため好ましくない。また、加速冷却の際に水スプレイ、液体浸漬による冷却法を採用すると、鋼材表層に膜沸騰現象を生じ、冷却むらを招き易いため、冷却媒体は空気、あるいは空気−水ミストが望ましい。
【００２９】
レールは使用される際に、レール端継目の保守作業の軽減や乗り心地の改善のために溶接されることが多い。溶接部には熱により、機械的性質や金属組織が変質する熱影響部が生じる。上記加速冷却により強化されたレール鋼は溶接後の緩冷却のために、熱影響部は軟化する。その結果、レール使用中に溶接部の摩耗が不均一になることがある。これを軽減するためには、合金量を増して緩冷却でも軟化し難くすることが有効である。先進国で多用されているフラッシュバット溶接後の緩冷却速度を基準にすると、前記（１）式で示した炭素等量Ｋを０．２５以上にすることが望ましい。
【００３０】
また、前述したミクロ的なマルテンサイトの生成は、ミクロ偏析により焼入れ性が高く、この部分の温度がパーライト変態温度域にある時間が足りないためによって生じる、ということができる。パーライト変態温度域は合金組成によって変わってくるが、共析前後のＣ量を含むレール鋼では５００〜７００℃である。この温度域を下回るとパーライト変態は停止する。ミクロ偏析部のパーライト変態を完了させるためには、前述したように、偏析部の合金量を下げるとともに、加速冷却を終了する温度をレール頭部の表面温度で５５０℃以上にし、未変態部分がその後の放冷時にパーライト変態を完了するようにすることが望ましい。
【００３１】
以上、Ｎによるオーステナイト粒界での核生成の促進、Ｍｏによるノジュールの成長速度の抑制により、変態後のパーライトブロックサイズが微細になり、優れた靭性および延性を有するレール鋼を得ることができる。
このような微細なパーライト組織は、車輪からの衝撃的な負荷の加わりやすいレールの頭部に少なくとも形成されている必要がある。
【００３２】
以下本発明について詳細に説明する。
まずレール鋼の成分を限定した理由について述べる。成分の含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは、レール鋼における高強度化およびパーライト組織生成のための必須元素である。０．５５％未満では必要とする高強度のパーライト組織が得がたく、また１．２０％を超えるとオーステナイト粒界を脆化させる有害な初析セメンタイトを生成させるため、０．５５〜１．２０％に限定した。
【００３３】
Ｓｉ：Ｓｉはパーライト組織中のフェライト相への固溶強化による高強度化への寄与のみでなく、若干の靭性および延性改善効果がある。０．１０％未満ではそれらの効果が少なく、１．２０％を超えると脆化をもたらし溶接性も低下するので、０．１０〜１．２０％に限定した。
【００３４】
Ｍｎ：Ｍｎはパーライト変態温度を低下させ、焼入れ性を高めることによって高強度化に寄与する元素である。しかし０．４０％未満では効果が小さく、１．４０％を超えると偏析部にマルテンサイト組織を生成させ易くするため好ましくない。
【００３５】
Ｎ：Ｎはオーステナイト粒界からのパーライト変態核生成の促進に必要な元素であり、そのためには０．０００５％以上が必要である。しかしＮが０．０３％を超えると高温脆化現象が起き、鋳造における鋼材内部割れが起きるため好ましくない。
【００３６】
Ｍｏ：Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制し、パーライトブロックサイズを微細化するために必要な元素である。Ｎが０．０１５％未満ではこの効果は少なく、また０．０７％を超える含有量では、前述したＫ値を適正範囲とした場合においても、Ｍｏの偏析部においてパーライト変態速度が過剰に低下し、パーライト組織中にベイナイトやマルテンサイトを生成させるため好ましくない。
【００３７】
さらに本発明においては、上記成分の他に必要に応じてＳ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂの添加によって、フェライト地の靭性改善、レール圧延素材の加熱時におけるオーステナイト粒の、あるいは圧延時におけるオーステナイト粒の細粒化によって高靭性を得ることができ、さらに冷却過程における加速冷却によって、より高強度と同時に高靭性を得ることができる。これらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
【００３８】
Ｓ：Ｓは一般に有害元素として知られているが、ＭｎＳ，ＭｇＳを形成し、これら硫化物はＶ炭窒化物、Ｔｉ窒化物の析出サイトとなる。これらの介在物はオーステナイト粒内に存在すると、粒界に加えて粒内からの変態を促進し、パーライト変態後のパーライトブロックサイズをさらに微細化させる。しかし、Ｓが０．００２％未満では十分な数のＭｇＳ，ＭｎＳを得ることができず、また０．０５％を超えると粗大なＭｎＳが生成し、靭性および延性を著しく低下させるため好ましくない。
【００３９】
Ｖ：Ｖはパーライト変態核となるＶ炭窒化物を析出し、オーステナイト粒界および、粒内からの変態核生成の促進によりパーライト組織を微細化する元素である。しかしＶが０．００５％未満ではこの効果は弱く、所期の目的が得られない。一方、０．０７０％を超えるとＶ炭窒化物が粗大になって破壊起点となるため好ましくない。
【００４０】
Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時に低温加熱することによって、Ｎｂ炭窒化物がオーステナイト粒成長を抑制し細粒化に寄与する。また、高温加熱・低温仕上げ圧延によって熱間圧延後のオーステナイト粒を細粒化し、加速冷却後に得られるパーライトブロックを微細にする。この効果を得るためには０．００４％以上必要であるが、０．０５％を超えると粗大なＮｂ炭窒化物の生成によって靭性が低下するため好ましくない。
【００４１】
Ｔｉ：ＴｉはＶと同様、パーライト変態核となるＴｉ窒化物を析出し、オーステナイト粒界および、粒内からの変態核生成の促進によりパーライト組織を微細化する元素である。Ｔｉが０．００１％未満の場合にはその効果が少なく、０．０１５％を超えると粗大なＴｉ窒化物を生成し靭性が低下するため好ましくない。
【００４２】
Ａｌ：Ａｌは窒化物がオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化に寄与する。ただしＡｌが０．００２％未満ではこの効果は無く、０．０５％を超えるとＡｌ酸化物が粗大化し、靭性の低下をもたらすこと、および重荷重鉄道で使用された際に内部疲労起点となる危険性があるため、０．０５％以下であることが望ましい。
【００４３】
Ｍｇ：ＭｇはＭｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物、Ｍｇ硫化物を析出し、さらにこれらを核としてＭｎＳ，Ｖ炭窒化物の析出核となる。これらの介在物は粒内変態の促進効果によりパーライト変態後のパーライトブロックを微細にする。しかし、０．００２０％未満では効果がなく、０．０１００％を超えると粗大な介在物が生成し、靭性が著しく低下するため好ましくない。
【００４４】
Ｃａは硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性や靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし０．０１５％未満ではその効果は弱く、０．０５０％を超えて添加するとＣａの粗大酸化物が生成し、レールの延性や靭性が低下する。
【００４５】
Ｎｉ：Ｎｉはフェライト中に固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素である。ただし、Ｎｉが０．０１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００４６】
Ｃｕ：ＣｕはＮｉと同様にフェライト中に固溶し、フェライトの靭性を向上させるのに有効な元素である。ただし、Ｃｕが０．０１％未満の場合にはその効果が極めて少なく、また１．５％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００４７】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライト変態温度を低下させることによって高強度化に寄与するとともに、溶接継ぎ手部軟化防止の観点で０．１％以上の含有が有効である。一方、１．０％を超えて含有すると、強制冷却時に元素偏析部のみでなく、過冷却傾向の強いレールの肩部にベイナイトやマルテンサイトが生成し、靭性の低下をもたらすため好ましくない。
【００４８】
Ｂ：Ｂは微量添加においてもオーステナイト粒界に偏析し、変態を遅らせることにより焼入れ性を著しく改善する元素である。この効果を得るためには０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超えるとＢの炭窒化物が生成し、靭性が低下するため好ましくない。
【００４９】
また、Ｐは鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐはフェライト層を脆化させて衝撃特性を低下するため低いことが好ましく、望ましくは０．０１５％以下である。
【００５０】
同様にＯは、溶鋼中に不可避的に存在するが、Ｏが０．０２％以上になると粗大な介在物が生じて靭性の低下をもたらすため好ましくない。
【００５１】
【実施例】
次に、本発明により製造した高靭性を有する高強度レールの製造実施例について述べる。表１に示す成分からなる溶鋼からレールを製造した。
表２は、それぞれの鋼種につき７００℃〜５５０℃間の冷却速度を１〜１０℃／ｓの範囲で変化させたレール鋼の引張試験強度、伸びおよび２ｍｍＵノッチシャルピー試験における＋２０℃での衝撃値測定結果を示す。
シャルピー試験片はレール頭頂面下３ｍｍから長手方向に採取し、ノッチ位置は頭頂面側とした。ノッチ深さは２ｍｍであるので、ノッチ底の位置はレール頭頂面下５ｍｍに相当する。
【００５２】
本発明のＭｏ，Ｎ添加鋼は比較例に比べ微細組織になり、衝撃値が顕著に向上した。また、本発明例の中でもＭｎ，Ｃｒ量を請求項２の範囲にした鋼材は、ミクロ偏析部の微細なマルテンサイトの生成も無く、均一なパーライト組織が得られた。
【００５３】
引張試験は、レール頭部ゲージコーナー内部１０ｍｍ深さから採取した平行部直径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの試験片で行った。この結果、本発明鋼は従来鋼に比べて十分にパーライト組織の微細化により延性が改善した。
【００５４】
【表１】
2004043963.tif 000002
【００５５】
【表２】
2004043963.tif 000003
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明により微細なパーライト組織が得られ、靭性および延性に優れたパーライト系レールまたはその製造方法を提供できる。