(57)【要約】【課題】  オーステナイト内にＶ炭窒化物を核としてパーライト変態を生じさせて変態後のパーライト組織を微細させ、靭性及び延性を向上させるに際し、変態完了後も加速冷却を継続することにより、脆性劣化などの悪影響を防止できる高靭性・高延性のパーライト系レールを得る。【解決手段】  質量％で、 C:0.6〜1.2%、Si:0.1〜1.2%、Mn:0.1〜1.5%、 V:0.005〜0.070%、 N:0.005〜0.025%を含有し、必要に応じてさらに１種または２種以上のCr,Mo,Ni,Nb,Cu,Ti,B,Mg,Al,S を含有する鋼材を、レールの少なくとも頭部表面が７００〜５５０℃である範囲を２〜１５℃／sec で加速冷却してパーライト変態させた後、少なくとも４５０℃から３００℃までを１５℃／sec 以上で加速冷却することにより、パーライト変態後のＶ炭窒化物析出を防止する、靭性及び延性に優れたパーライト系レールの製造方法。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．６〜１．２％、    Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、    Ｖ  ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を、熱間圧延でレールに形成した後、熱間圧延まま、あるいは熱間圧延後の加熱によってオーステナイト組織とした後、前記レールの少なくとも頭部を、頭部表面の温度が７００〜５５０℃の範囲を２〜１５℃／ｓｅｃで加速冷却してパーライト変態させた後、５５０〜４５０℃まで放冷し、引き続き４５０℃から少なくとも３００℃の範囲を１５℃／ｓｅｃ以上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。
【請求項２】
質量％でさらに、
Ｃｒ：１．０％以下、        Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、        Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、        Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ  ：０．００５％以下、    Ｍｇ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１％以下、        Ｓ  ：０．０２％以下
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に記載の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。
【請求項３】
質量％で、Ｐ：０．０１５％以下に低減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の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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、高速化は急曲線区間におけるレール頭部の磨耗を促進し、レール寿命を短くする。このため重荷重鉄道、高速鉄道でのレール短寿命化を改善するために、耐磨耗性の優れた高強度レール鋼の開発が精力的に行われてきた。その結果、微細パーライト組織を適用した高強度レールが急曲線区間に広く普及するようになった。
【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。寒冷地でのレール鋼に対する衝撃値規格としては、試験温度２０℃における２ｍｍＵノッチ衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2 以上というロシアГｏｃｔ規格の例がある。本来、この衝撃値規格はロシア国内で製造されてきた焼入れ・焼き戻し法によって製造された高強度レールに適用されてきたものである。焼き戻しマルテンサイト鋼レールは延性、靭性に優れるものの、レールの基本特性である耐磨耗性に課題があるため、日本では既に需要が無くなっている。
【０００４】
一方、パーライト鋼レールは耐摩耗性は優れているものの、焼き戻しマルテンサイト鋼並みの衝撃特性は得られない。そこで、パーライト鋼レールの耐摩耗性と衝撃特性を両立するために、これまでに以下のような方法が開発されてきている。
（１）圧延後、一旦常温まで冷却したレールをオーステナイト低温域に再加熱した後、      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。
【０００５】
上記（１）の方法は、例えば特許文献１に記載されているように、レールを圧延した後、室温まで冷却し、改めて８５０℃以下のオーステナイト低温度域に再加熱し、オーステナイトを細粒にとどめ、その後の加速冷却により微細なパーライトに変態させることによって、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の加熱が必要で、生産性が低い難点がある。
【０００６】
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、大きな圧下力が必要という圧延機の装置能力、あるいはレール断面形状の長手方向の寸法安定性が容易に得られないという、形状制御性の観点からの問題を含んでいる。      
【０００７】
上記（３）の方法としては、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炭窒化物を核としてオーステナイト結晶粒内からパーライト変態を促進させる方法がある。この方法により細粒のパーライト組織をもつレール鋼の製造が可能となった。
【特許文献１】特開昭５５−１２５２３１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
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、前記技術に従ってレール鋼にＶ，Ｎを添加して細粒にするだけでは、延性、靭性の改善が不十分であることが判明し、その改善を目的として種々検討を行った。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は寒冷地において要求される良好な衝撃特性、延性を得るための製造条件を提供するものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．６〜１．２％、    Ｓｉ：０．１〜１．２％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、    Ｖ  ：０．００５〜０．０７％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を、熱間圧延でレールに形成した後、熱間圧延まま、あるいは熱間圧延後の加熱によってオーステナイト組織とした後、前記レールの少なくとも頭部を、頭部表面の温度が７００〜５５０℃の範囲を２〜１５℃／ｓｅｃで加速冷却してパーライト変態させた後、５５０〜４５０℃まで放冷し、引き続き４５０℃から少なくとも３００℃の範囲を１５℃／ｓｅｃ以上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。
【００１０】
（２）質量％でさらに、
Ｃｒ：１．０％以下、        Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、        Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、        Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ  ：０．００５％以下、    Ｍｇ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１％以下、        Ｓ  ：０．０２％以下
の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）記載の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。
（３）質量％で、Ｐ：０．０１５％以下に低減することを特徴とする、前記（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の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の方法を用いることにより、レールの加速冷却中のオーステナイト内にＶ炭窒化物を析出させ、それを核としてパーライト変態を生じさせ、変態後のパーライト組織を微細して靭性および延性を向上させるパーライト系レールの製造方法に際し、さらに変態完了後も加速冷却を継続することにより、パーライト変態後にはＶ炭窒化物はほとんど析出せず、これに伴う脆性の劣化などの悪影響を防止することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下に本発明について説明する。本発明においては、転炉、電気炉などで精錬、成分調整された溶鋼を連続鋳造などの方法により鋼材とする。鋼材は一端冷却後１２００℃以上に再加熱されるか、鋳造時の高温のままの鋼材を引き続き熱間圧延により、レール形状に成形される。仕上圧延温度は通常、９００〜１１００℃である。このときＶ，Ｎが含まれていると、１０００℃付近からＶ炭窒化物が析出する。
【００１３】
そして圧延完了後、温度が共析点以下に下がるとパーライト変態が起こる。炭素鋼がオーステナイトからパーライト変態する際に、変態は主にオーステナイト粒界から開始する。この時にオーステナイト中にフェライトと結晶格子整合性の高い析出物があれば、それが変態核として機能し、結晶粒界に限らず、析出物を核とする変態が起こる。その結果、多くのパーライトノジュール（オーステナイト中で変態が球状に進んでいく際の球形領域）が成長し、変態完了後のパーライト組織は細かくなる。
【００１４】
Ｖ炭窒化物はフェライトとの結晶格子の整合性が良く、オーステナイト粒界、粒内に析出したＶ炭窒化物が核となってフェライト変態が起きやすくなる。Ｖ炭窒化物を核としてフェライトが生じると、即座にセメンタイトが析出してパーライト変態に移行する。Ｖ炭窒化物を核とする多数の異なる結晶方位を持つパーライトノジュールの成長により、微細なパーライトが形成する。
パーライト鋼が破壊するとき、亀裂は結晶粒単位で屈曲して進む。結晶粒界は亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒が細かいほど破壊に要するエネルギーが大きくなり、衝撃値が増加する。
【００１５】
ここで、Ｖ炭窒化物はパーライト変態までに全て析出するわけではなく、パーライト変態が完了した後も、セメンタイトやフェライト中で析出が続く。変態完了後に析出するＶ炭窒化物はパーライトの微細化には寄与せず、析出強化として寄与する。一般に析出強化は鋼材を脆化しやすく、延靭性に対しては悪影響を及ぼす。このため本発明者らは、パーライト変態完了後の析出量をなるべく抑えることが好ましいと考えた。
【００１６】
通常、パーライト変態が完了した後は加速冷却の必要はないので放冷される。しかしながら本発明者らは、パーライト変態後のＶ炭窒化物の析出を抑えるためには、析出が継続する温度域をなるべく短時間で通過させ、残存するＶを固溶したまま残すことが望ましいと考えた。この考えから実験を行った結果、パーライト変態完了後にさらに加速冷却を行い、冷却速度を速くするほど延靭性がよくなることを確認した。詳しくはこの際に、少なくともＶ炭窒化物の析出の可能性がある４５０〜３００℃を加速冷却すること、冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上であることが望ましいことを知得した。
【００１７】
次に、本発明のレール鋼の成分を限定したその理由について述べる。以下、％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは延性、靭性を低下させるが、レールの使用安全性に極めて重要な強度、耐摩耗性能を決める基本的な元素である。Ｃが０．６％未満では必要とする高強度のパーライト組織を得がたい。また、１．２０％を超えると初析セメンタイトを生成し、靭性・延性を著しく低下させるため好ましくない。
【００１８】
Ｓｉ：Ｓｉは溶鋼の脱酸材として必要で、レール鋼の精錬には欠かすことができない。また、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に加え、若干の靭性および延性改善効果がある。しかし０．１％未満ではその効果は少なく、１．２％を超えると脆化をもたらし溶接接合性も低下するため好ましくない。
【００１９】
Ｍｎ：Ｍｎは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。また鋼中のＳと結合してＭｎＳを析出して、Ｓを無害化するためにも欠かすことができない。析出したＭｎＳはＶ炭窒化物の析出サイトとなり、パーライト変態時の変態核となる。しかし０．１％未満ではこれらの効果が小さく、１．５％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。
【００２０】
Ｖ：ＶはＶ炭窒化物を形成するために欠かすことができない。Ｖ炭窒化物がパーライト変態核となり・多数のパーライト・ノジユールが成長する結果、組織を微細化することができる。Ｖが０．００５％未満ではこの効果が弱く、延性、靭性の改善効果は小さい。一方、Ｖが０．０７％を超えると効果が飽和するため意味が無い。
【００２１】
Ｎ：ＮはＶ炭窒化物を析出するために必要な元素であり、そのために０．００５％以上が必要である。しかしＮが０．０２５％を超えると気泡が生じて鋼中に残存するためそれ以下に制限することが望ましい。
【００２２】
さらに本発明においては、上記成分の他に必要に応じて１種または２種以上のＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｂ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓの添加、含有によって、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、あるいは圧延時の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る。これらの化学成分を限定した理由を以下に説明する。
【００２３】
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、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。
【００２４】
Ｍｏはパーライトの変態速度を抑制し、変態温度を下げて高強度化に寄与するとともに、パーライト組織を微細化することから靭性向上に有効な元素である。しかし、０．０１％未満では上記の効果は少なく、また０．５０％を超える含有量では、パーライト変態速度が低下し過ぎ、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、靭性低下をもたらすため好ましくない。
【００２５】
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０．１％未満の場合にはその効果が弱く、また２．０％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２６】
Ｎｂは熱間圧延時にオーステナイト粒成長を抑制し細粒化に寄与する。この効果を得るためには、Ｎｂは０．００１％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。
【００２７】
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０．１％未満の場合にはその効果が弱く、また２．０％を超えて含有してもその効果は飽和する。
【００２８】
Ｔｉはその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、Ｔｉ窒化物はパーライト変態核になり得るため、パーライト変態時にも組織を微細化する機能を持っている。しかしＴｉが０．００１％以下ではその効果が弱く、０．０５％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。
【００２９】
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。この効果を得るためにＢは０．０００１％以上必要であり、０．００５０％を超えると鉄の炭ホウ化物が生成し、靭性が著しく低下するため好ましくない。
【００３０】
Ｓは鋼中に不可避的に含まれるが、Ｍｎ，Ｍｇと結合して硫化物を形成し、Ｖ炭窒化物の析出サイトとなる。これらの介在物が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、パーライト組織の微細化に貢献する。しかし、Ｓが０．０２％を超えると粗大なＭｎＳが生成し、靭性および延性をむしろ低下させるため好ましくない。
【００３１】
Ｍｇはその酸化物ＭｇＯ、Ｍｇ−Ａｌ酸化物、Ｍｇ硫化物を析出し、さらにこれらを核として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を微細にする。しかし、０．０００４％未満ではその効果は少なく、０．０２％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。
【００３２】
Ａｌの窒化物はオーステナイト粒の成長を抑制する効果があり、パーライト組織の微細化に寄与する。ただしＡｌが０．０００５％未満ではこの効果は弱く、０．１％を超えると酸化物が粗大化し、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、０．１％以下であることが望ましい。
【００３３】
Ｐは鋼中に不可避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。このため靭性、延性を重視する寒冷地向けレールでは、Ｐは低いことが好ましく、少なくとも０．０１５％以下であることが望ましい。
【００３４】
次に、本発明の製造方法の限定理由について説明する。
重荷重鉄道、高速鉄道の急曲線部ではレール鋼は過酷な負荷と摩擦にさらされるため、高強度、高硬度が要求される。このような使用環境に供するレール鋼材には、圧延終了後のオーステナイト温度域から直接、パーライト変態温度範囲を加速冷却するか、もしくは一旦放冷条件でパーライト組織に変態させて冷却した後、オーステナイト温度域まで再加熱し、改めてパーライト変態温度範囲を加速冷却することが望ましい。
加速冷却を行うと、オーステナイトがより低い温度まで過冷されてパーライト変態する。過冷度が高まると、パーライト中のフェライト−セメンタイト層間隔が減少して強度が増大するとともに、変態核の生成速度が増加するためパーライト組織を微細にする効果を得ることができる。その結果、強度上昇に加えて延性、靭性を向上させることができる。      
【００３５】
加速冷却の冷却速度を表面温度で定義した場合、冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満のときは必要な強度を得ることができず、１５℃／ｓｅｃを超えると表面と内部の温度差が大きくなりすぎて、表面と内部の硬度さが大きくなりすぎるため好ましくない。
加速冷却の開始はパーライト変態の駆動力が生じ始める７００℃以上であることが望ましく、終了はパーライト変態が完了する５５０℃以下が望ましい。したがって、少なくとも７００〜５５０℃の温度範囲を加速冷却することが望ましい。
【００３６】
そして本発明では、前記の加速冷却に加えてさらに、４５０℃から少なくとも３００℃までの温度範囲を冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で加速冷却する。冷却速度が１５℃未満ではＶ炭窒化物の析出が進行してしまい、効果が少ない。温度範囲については、５５０〜４５０℃間を加速冷却するとマルテンサイト組織が生じるため、この範囲については放冷する必要がある。一方Ｖ炭窒化物の析出は３００℃以下ではほとんど生じないが、生産性の向上の点からさらに加速冷却してもかまわない。
７００〜５５０℃間および４５０〜３００℃間の加速冷却の方法は周知の方法、例えば水冷やエア、ミストによる方法を用いることができる。
【００３７】
上記した本発明の製造方法を採用することにより、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。なお、このように微細で、しかもパーライト変態完了後にＶ炭窒化物の析出が少ないパーライト組織は、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。
【実施例】
【００３８】
実施例および比較例により、さらに本発明の内容を詳細に説明する。
表１は製造に用いた鋼材の化学組成を質量％で示したもの、表２は圧延後の冷却条件を示したものである。
７００〜５５０℃間の冷却速度が速いほど鋼材の強度、硬度は上昇する。表示した７００〜５５０℃の冷却条件は、引張り強度ＴＳ＝１３００ＭＰａ、ビッカース硬度Ｈｖ４００を目標として、あらかじめ検討したものである。一般に炭素量が低いほど硬度は低下する。これを補うために、低炭素鋼ほど強冷却条件を採用している。
【００３９】
また、４５０〜３００℃の冷却速度はパーライト変態完了後のＶ炭窒化物の析出量に影響する。本実施例は冷却速度を上げるために水冷でこの温度範囲を冷却した。比較例の４５０〜３００℃の冷却は大気中の放冷で、冷却速度は０．７℃／ｓｅｃ以下であった。
また全ての条件で、５５０〜４５０℃間は大気中で放冷した。
【００４０】
表３は表１の鋼材と表２の冷却履歴の組み合わせで製造した各レール鋼について、試験温度２０℃での２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値、丸棒引張り試験値を示す。シャルピー試験片は、レール頭頂面下３ｍｍの位置を試験片上面とし、レール幅方向に３列、長手方向に４列採取し、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。
表には１２本の衝撃試験値の平均値を記載した。引張試験はレール頭部ゲージコーナー表面から内部方向１０ｍｍ位置を試験片の円心とする、平行部直径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍのＪＩＳ４号サブサイズ試験片を３本行い、その平均を表示した。
【００４１】
表３に示すように、Ｃ量の増加に伴い、衝撃値、伸びは低下する傾向にあるが、７００〜５５０℃間のパーライト変態温度域以降、４５０〜３００℃も１５℃／ｓ以上の加速冷却を継続した本発明の製造条件による鋼材は、より高い衝撃値、伸び値が得られた。
なおパーライト変態完了後のＶ炭窒化物析出を抑制したため、本発明鋼は幾分強度が低下したが、耐摩耗性などの使用性能に及ぼす影響は無視できる範囲であった。
これは変態完了後も加速冷却を継続するか、もしくは水冷するという本発明の製造方法を採用することにより、パーライト変態後のＶ炭窒化物の析出が抑えられたためと考えられる。
【００４２】
【表１】
2005146346.tif 000002
【００４３】
【表２】
2005146346.tif 000003
【００４４】
【表３】
2005146346.tif 000004