(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．７５〜０．８４％，Ｓｉ：０．１〜１％，Ｍｎ：０．４〜２．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０３５％以下，Ｎｂ：０．０６〜０．５％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物である鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８５０℃以上、１０５０℃以下となるように熱間圧延してレール素材を成形し、次いでレール頭部を５℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで制御冷却することを特徴とする耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
【請求項２】
質量％でＣ：０．７５〜０．８４％，Ｓｉ：０．１〜１％，Ｍｎ：０．４〜２．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０３５％以下，Ｎｂ：０．０６〜０．２％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物である鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８５０℃以上、１０５０℃以下となるように熱間圧延してレール素材を成形し、次いでレール頭部を５℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで制御冷却することを特徴とする耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
【請求項３】
質量％でＣｒ：１．５％，Ｃｕ：１％以下，Ｍｏ：１％以下の１種または２種以上をさらに含有する鋼を熱間圧延することを特徴とする請求項１，または２記載の耐摩耗性、延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
【請求項４】
質量％で、Ｖ：０．２％以下をさらに含有する鋼を熱間圧延することを特徴とする請求項１，２又は３記載の耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は貨車重量が重く且つ急曲線が多い海外の鉱山鉄道のような、過酷な高軸荷重条件下で使用されるレールの長寿命化を達成する耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールに関する。
【０００２】
【従来の技術】
鉱石の運搬等を主体とする鉱山鉄道等（いわゆる高軸重鉄道）では貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遙かに高く、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輸送の一層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、使用されるレールの摩耗量も増加の傾向にある。従って、更なる耐摩耗性向上の観点から、特開平８−１０９４３９号公報、特開平８−１４４０１６号公報では、炭素量を０．８５〜１．２０％の過共析鋼として、パーライト組織の耐摩耗性を確保しているセメンタイト組織比率を増加させる工夫がなされている。また、特開平８−２４６１００号公報、特開平８−２４６１０１号公報では同じく炭素量を０．８５〜１．２０％とし、熱処理によってレール頭部のパーライト硬さを高硬度化する工夫がなされている。
【０００３】
しかしながら、鉄道に敷設されたレールは夏季には８０℃以上の温度になることもあり、逆に冬季には−３０℃以下になることもある。このような大きな温度差によりレールには熱膨張、熱収縮に起因する熱応力が発生し、レールの延靭性が乏しい場合にはレールの破断を生じる場合もある。また、近年ではレールの敷設能率を上げるために、レールを溶接したロングレール（長さ２００ｍ〜１５００ｍ）が多く使用されるようになり、ロングレールの継ぎ目部における熱収縮量は従来に比較して一層大きくなっているので、レールにはより十分な延靭性が求められるようになってきた。
【０００４】
従って、上記した炭素量を増大させて耐摩耗性を向上させる手法では延靭性の低下は避けがたく、耐摩耗性と延靭性の両方の特性を向上させることは困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような問題に鑑みてなされたもので、従来の亜共析、共析及び過共析型パーライト鋼レールに比べて耐摩耗性と延靭性の両特性に優れたレールの製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）質量％でＣ：０．７５〜０．８４％，Ｓｉ：０．１〜１％，Ｍｎ：０．４〜２．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０３５％以下，Ｎｂ：０．０６〜０．５％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物である鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８５０℃以上、１０５０℃以下となるように熱間圧延してレール素材を成形し、次いでレール頭部を５℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで制御冷却することを特徴とする耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
（２）質量％でＣ：０．７５〜０．８４％，Ｓｉ：０．１〜１％，Ｍｎ：０．４〜２．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０３５％以下，Ｎｂ：０．０６〜０．２％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物である鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８５０℃以上、１０５０℃以下となるように熱間圧延してレール素材を成形し、次いでレール頭部を５℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで制御冷却することを特徴とする耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
（３）上記（１）又は（２）の製造方法において、質量％でＣｒ：１．５％，Ｃｕ：１％以下，Ｍｏ：１％以下の１種または２種以上をさらに含有する鋼を熱間圧延することを特徴とする耐摩耗性、延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
（４）上記（１）、（２）又は（３）の製造方法において、質量％で、Ｖ：０．２％以下をさらに含有する鋼を熱間圧延することを特徴とする耐摩耗性と延靭性に優れたパーライト鋼レールの製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、延靭性に優れるパーライト組織を前提として、合金成分と製造方法を適正化することにより、Ｎｂ炭化物等の特殊炭化物を鋼中に微細分散させて、延靭性と耐摩耗性の両方を向上させたレールの製造方法を完成させたものである。
【０００８】
以下、本発明の詳細とその限定理由を説明する。まず、本発明が規定する鋼の成分組成について説明する。なお、％は質量％を意味する。
【０００９】
Ｃ：０．７５〜０．８４％  。
Ｃは耐摩耗性を確保するための必須元素であり、添加量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。しかし、０．７５％未満では従来の熱処理型パーライト鋼レールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しく、一方、０．８５％を超えると熱間圧延後の変態時に初析セメンタイトがγ粒界に生成し延靭性が著しく低下する。従って、Ｃ量は０．７５〜０．８４％の範囲とする。
【００１０】
Ｓｉ：０．１〜１％  。
Ｓｉは脱酸材として０．１％以上必要であるが、１％を超えるとＳｉの有する高い酸素との結合力のために溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ量は０．１〜１％の範囲とする。
【００１１】
Ｍｎ：０．４〜２．５％  。
Ｍｎはパーライト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微細化することにより、レールの高強度化、高延靭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、２．５％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、溶接時に硬化や脆化を生じ、材質劣化を来すので好ましくない。従って、Ｍｎ量は０．４〜２．５％の範囲とする。
【００１２】
Ｐ  ：０．０３５％以下  。
Ｐは０．０３５％を超えると靭性を劣化させるので０．０３５％以下とする。
【００１３】
Ｓ  ：０．０３５％以下  。
Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在するが、０．０３５％を超えるとこの介在物量が著しく増加し、材質の劣化を引き起こすので０．０３５％以下とする。
【００１４】
Ｎｂ：０．０６〜０．５％。
Ｎｂは鋼中のＣと結びついて熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物として微細に析出するので、レール頭部の内部まで析出強化により硬度上昇が可能となる。その結果、耐摩耗性を大きく向上させ、レールの長寿命化に大きく寄与する。さらに、炭化物が材料中に微細分散してパーライトコロニーの微細化にも効果を示すため、同一炭素量における延靭性の向上にも非常に有効である。しかし、０．０６％以下ではその効果が有効に発揮されず、逆に、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．０６〜０．５％の範囲とする。なお、耐摩耗性、延靭性向上の効果、経済性の観点からは０．０６〜０．２％の範囲がより好ましい。
【００１５】
Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏの１種または２種以上を必要に応じて添加できる。
Ｃｒ：１．５％以下  。
Ｃｒ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る。しかし、１．５％を超えるとＣｒの有する高い酸素との結合力のために溶接性を阻害する要因となるのでＣｒ量は１．５％以下とする（但し、無添加の場合を含む）。
【００１６】
Ｃｕ：１％以下  。
ＣｕはＣｒと同様に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る。しかし、１％を超えるとＣｕ割れを生じるので、Ｃｕ量は１％以下とする（但し、無添加の場合を含む）。
【００１７】
Ｎｉ：１％以下  。
Ｎｉはさらなる靭性向上と固溶強化による高強度化を図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割れを抑制するので、Ｃｕを添加する場合にはＮｉも添加することが望ましい。しかし１％を超えると強度、靭性向上の効果は飽和するためＮｉ量は１％以下とする（但し、無添加の場合を含む）。
【００１８】
Ｍｏ：１％以下  。
Ｍｏ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るが１％を超えるとベイナイト組織を生じやすくなり、耐摩耗性が低下するのでＭｏ量は１％以下とする（但し、無添加の場合を含む）。
【００１９】
さらに、Ｖを添加することができる。
Ｖ  ：０．２％以下  。
Ｖは鋼中のＣと結びついて熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物として微細に析出するので、レール頭部の内部まで析出強化により硬度上昇が可能となる。その結果、耐摩耗性を大きく向上させ、レールの長寿命化に大きく寄与する。さらに、炭化物が材料中に微細分散してパーライトコロニーの微細化にも効果を示すため、同一炭素量における延靭性の向上にも非常に有効である。しかし、０．２％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｖ量は０．２％以下とする。
【００２０】
なお、以上の元素以外に、本発明の効果が損なわれない限度で他の元素を適量含有することは妨げない。また、その他は不可避的不純物元素及び鉄である。
【００２１】
次に、本発明の製造条件を説明する。
本発明では、上記成分の鋼を１１００〜１３５０℃に加熱し、圧延仕上温度が８５０℃以上、１０５０℃以下となるように熱間圧延してレール素材を成形し、次いでレール頭部を５℃／ｓ以下の冷却速度で５００℃以下の温度まで制御冷却する。
【００２２】
加熱温度：１１００〜１３５０℃  。
レールのような複雑な形状に寸法精度良く圧延するためには、加熱温度を高くし、熱間変形抵抗の低い高温（再結晶γ）域で圧延することが望ましいため、加熱温度の下限を１１００℃以上とする。一方、１３５０℃を超える温度で加熱すると、鋼片表面に傷が発生しやすくなり、仕上圧延後のレール表面性状に問題を生じる。従って、加熱温度の上限は１３５０℃とする。
【００２３】
圧延仕上温度：８５０〜１０５０℃  。
圧延仕上温度が低い場合は、未再結晶γ低温域まで圧延を行うこととなり、γ結晶粒に加工歪が導入されるだけでなく、γ結晶粒の伸長度合いも顕著となる。この場合、γ結晶粒界に初析フェライトが生成し、最終的に得られるミクロ組織がフェライトとパーライトの混合組織となり、耐摩耗性が著しく低下する。一方、圧延仕上温度が１０５０℃を超える場合は、γ結晶粒が粗大になるため最終的に得られるパーライトのコロニーサイズが粗くなり延靭性が低下する。従って、圧延仕上温度は８５０〜１０５０℃とする。
【００２４】
冷却速度：５℃／ｓ以下。
冷却速度は、５℃／ｓ以下の範囲であれば、均質なパーライト組織が得られ所望の特性が得られる。一方、冷却速度が５℃／ｓを超えるとマルテンサイト組織が生成し、延靭性が低下する。従って、冷却速度は５℃／ｓ以下とする。
【００２５】
冷却停止温度：５００℃以下  。
本発明の範囲の化学成分、冷却速度の場合パーライト変態開始温度は、概ね６００〜７００℃となるので、冷却速度５℃／ｓ以下で均質なパーライト組織を得るためには、冷却停止温度をパーライト変態開始温度以下１００℃程度を確保する必要がある。従って冷却停止温度は５００℃以下とする。
【００２６】
【実施例】
以下に本発明の具体的実施例について説明する。
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する供試鋼を１２５０℃に加熱し、９２０℃で熱間圧延を終了後、０．５〜３℃／sで５００℃以下まで冷却して製造したレールから摩耗試験片、引張試験片、硬さ試験片、衝撃試験片を採取して下記に示す試験条件により評価試験を行った。
表２に評価結果を示す。
【００２７】
（摩耗試験）
耐摩耗性に関しては、レールを実際に敷設して評価するのが最も望ましいが、それでは試験に長時間を要するので、短期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レールと車輪との接触条件をシミュレートした比較試験により評価した。外径３０ｍｍの西原式摩耗試験片をレール頭部から採取し、試験環境条件は乾燥状態とし、接触圧力：１．４ＧＰａ、滑り率：―１０％の条件で１０万回転後の摩耗量を測定した。摩耗量の大小を比較するさいに基準となる鋼材として現用のＣ量０．７１％の熱処理型パーライト鋼レールを採用し本鋼種よりも３％以上摩耗量が少ない場合に耐摩耗性が向上したと判定した。
【００２８】
（延性評価試験）
ロングレール端部継ぎ目部の熱応力による伸縮に伴う破断を評価する指標として引張試験の全伸びを採用し、ＡＳＴＭ丸棒試験片（平行部径：９ｍｍ、ゲージ長さ：３６ｍｍ）を用いた引張試験において１０％以上の伸びが得られる場合はレールの破断は発生しないものと評価した。
【００２９】
（硬さ試験）
ビッカース硬度計（荷重１０Ｋｇｆ）を用いてレール頭部より５ｍｍ深さでビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。硬さの評価基準値としてはＨｖ＝３４０〜３９９の範囲を採用した。
尚、伸びと硬さの評価基準値はＡＲＥＭＡ（American Railway Engineering and Maintenannce-of-way Associations:北米の鉄道会社が加盟している協会）規格のChapter 4 Railの項（高軸重鉄道向けレール）で規定されている値である。尚、表中でＨｖはビッカース硬さを表している。
【００３０】
（靭性評価試験）
靭性に関しては、北米の寒冷地で使用される場合の要求水準である２ｍｍＵノッチ試験片を用いて衝撃試験を−２０℃で行った時の吸収エネルギが２０Ｊ以上を満たせば十分に靭性が優れているものと判断した。
【００３１】
【表１】
0003832169.tif 000002
【００３２】
【表２】
0003832169.tif 000003
【００３３】
耐摩耗性の評価は、現状レールとして使用されている鋼種１−２９（以下基準材１と呼ぶ）の摩耗量を基準とし、この基準摩耗量に対する各鋼種の摩耗量の増減を％で示した。基準摩耗量に対して３％以上摩耗量が少ない値が得られれば十分耐摩耗性が向上したと判断した。引張試験における伸び値は１０％以上を、硬さ試験における値はＨｖ３４０〜３９９を評価基準値とした。２ｍｍＵノッチ衝撃試験は−２０℃で行い、吸収エネルギーで２０Ｊを評価基準値とした。
【００３４】
Ｃ量が低い鋼種１−１、１−２、１−３，１−２１、１−２２、１−２３、１−２４は基準材１と比較して３％以上の摩耗量の減少が認められず、耐摩耗性の向上効果は少なかった。また、本発明よりＣ量が高い鋼種１−８、１−９、１−１０，１−１８、１−１９はミクロ組織が粗い初析セメンタイトを含んでいるため耐摩耗性は優れるものの延性が低く、引張試験の伸び値は１０％未満、衝撃試験の−２０℃での吸収エネルギーは２０Ｊ未満であった。鋼種１−１１はＳｉ量が低いため、鋼種１−１３はＭｎ量が低いため、鋼種１−１４はＳｉ，Ｍｎ量が共に低いために耐摩耗性が低下している。また、鋼種１−２５はＭｏが多く、組織がベイナイトとなっているために硬さは評価基準値を満足するが耐摩耗性が低下している。鋼種１−２６は、Ｖ量が多く、析出物が粗大化するため、耐摩耗性は向上しているものの、延靭性が低下している。これに対して成分組成が本発明の範囲を満たす鋼種１−４，１−５，１−６，１−７，１−１２，１−１５，１−１６，１−１７，１−２０、１−２７，１−２８は硬さが上記したＡＲＥＭＡ規格で規定されているＨｖ＝３４０〜３９９の範囲内にあり、且つ、耐摩耗性、延靭性も上記した基準値を満足しておりいずれも優れた特性を示している。
【００３５】
図１は鋼種１−１〜１−１０の試験結果をもとに耐摩耗性、延性に及ぼすＣ含有量の影響を示したものである。本発明の範囲であるＣ含有量：０．７５〜０．８４％において優れた耐摩耗性、延性が得られることがわかる。
【００３６】
（実施例２）
表３に示す成分組成を有する供試鋼を１２８０℃に加熱し、９５０℃で熱間圧延を終了後、０．５〜３℃／ｓで５００℃以下まで冷却して製造したレールから摩耗試験片、引張試験片、硬さ試験片、衝撃試験片を採取して実施例１と同様の試験条件により評価試験を行った。
表４に耐摩耗試験、引張試験、硬さ試験、衝撃試験結果を示す。
【００３７】
【表３】
0003832169.tif 000004
【００３８】
【表４】
0003832169.tif 000005
【００３９】
図２には鋼種２−１〜２−１１の試験結果からＮｂ量と延性の関係を図示した。
表４、図２から明らかなように、Ｎｂ含有量が少ない鋼種２−１、２−２は延靭性が不足している。一方Ｎｂ含有量が０．０５％以上では優れた耐摩耗性と延靭性が得られた。従って、溶接性も考慮してＮｂ含有量は０．０５％以上０．５％以下とすることによって優れた耐摩耗性と延靭性、硬さが得られることがわかる。
【００４０】
しかし、Ｎｂ添加による延靭性の向上効果は０．２％以上では飽和傾向にあるので、合金添加量の経済性も考慮するとＮｂ量は０．０５％〜０．２％とするのが好ましい。
【００４１】
（実施例３）
表５に示す成分組成の供試鋼を用いて、表６に示した製造条件で製造したレールから摩耗試験片、硬さ試験片、引張試験片、衝撃試験片を採取し、実施例１と同様の試験条件により評価試験を行った。表７にその評価試験結果を示す。
【００４２】
【表５】
0003832169.tif 000006
【００４３】
【表６】
0003832169.tif 000007
【００４４】
【表７】
0003832169.tif 000008
【００４５】
鋼種Ａは成分組成が本発明の範囲に属する供試鋼であり、鋼種Ｂは０．７１％Ｃを含有し、現状熱処理レールとして使用されている鋼（以下基準材２と呼ぶ）である。
【００４６】
摩耗試験は基準材２の摩耗量を基準とし、この基準摩耗量と鋼種Ａの各製造条件によって得られた摩耗量を比較し摩耗量の増減を％で示した。基準摩耗量に対して３％以上摩耗量が少ない値が得られれば十分耐摩耗性が向上したと判断した。引張試験における伸び値は１０％以上を、硬さ試験における値はＨｖ３４０〜３９９を評価基準値とした。２ｍｍＵノッチ衝撃試験は−２０℃で行い、吸収エネルギーで２０Ｊを評価基準値とした。
【００４７】
No.3-1は、圧延加熱温度が低いために圧延後のレール寸法精度が悪くレール製品として使用できなかった。No.3-2は逆に加熱温度が高すぎて圧延加熱中に鋼片に発生した傷が仕上げ圧延後もレールに残存しレール製品として使用できなかった。
【００４８】
No.3-3は圧延仕上げ温度が低いために均質なパーライト組織が得られず耐摩耗性、延性、靭性が低下した。No.3-4は圧延仕上げ温度が高すぎて、ミクロ組織が粗いパーライト組織を呈したために延性が低下した。No.3-5は冷却速度が５℃／ｓを超えているためミクロ組織はベイナイトとマルテンサイトの混合組織となり耐摩耗性が低下することとなった。No.3-6は冷却停止温度が高すぎて、ミクロ組織がラメラー間隔の細かい均質なパーライト組織が得られないために耐摩耗性、延性、靭性が低下する結果となった。一方、製造条件が全て本発明の特許請求の範囲を満足するNo.3-7, No.3-8,No.3-9,No.3-10, No.3-11は耐摩耗性、延性、靭性とも評価基準値を超える優れた値が得られた。
【００４９】
【発明の効果】
本発明によれば、高軸荷重条件下でも使用可能な耐摩耗性、延性に優れたパーライト鋼レールが提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐摩耗性、延性とＣ含有量との関係を示す図
【図２】延性とＮｂ含有量との関係を示す図
【図１】
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【図２】
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