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WO2024202405A1 - レールおよびその製造方法 - Google Patents

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Publication number
WO2024202405A1
WO2024202405A1 PCT/JP2024/001010 JP2024001010W WO2024202405A1 WO 2024202405 A1 WO2024202405 A1 WO 2024202405A1 JP 2024001010 W JP2024001010 W JP 2024001010W WO 2024202405 A1 WO2024202405 A1 WO 2024202405A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rail
less
mass
content
breakage resistance
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/001010
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
佳祐 安藤
稔 本庄
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2024527462A priority Critical patent/JP7522984B1/ja
Priority to CN202480020077.7A priority patent/CN120898013A/zh
Priority to EP24778551.2A priority patent/EP4667603A1/en
Priority to AU2024245496A priority patent/AU2024245496A1/en
Publication of WO2024202405A1 publication Critical patent/WO2024202405A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • Patent Document 1 discloses a method in which the web portion is rapidly cooled at a cooling rate of 15°C/sec or more, then cooled to a temperature of 250-450°C and stopped, and when bainite transformation reaches 30% or more, cooled to below the Ms point to obtain a martensite structure, thereby forming a highly tough tempered martensite structure in the web portion.
  • Patent Document 2 discloses a method for manufacturing rails in which compressive residual stress is imparted by cooling the rail from the top to the upper neck or bottom with high-pressure gas or water-containing gas, thereby improving the fracture resistance of the rail fastening section.
  • Patent Document 3 discloses a rail with excellent fatigue damage resistance in the web portion, which has a specified composition, in which 90% or more of the area of the metal structure of the cross section of the rail column portion is pearlite structure, the minimum hardness value of the cross section of the rail column portion is Hv300 or more, and the difference between the maximum and minimum hardness values of the cross section of the rail column portion is Hv40 or less.
  • the present invention has been made to advantageously solve the above-mentioned problems, and aims to provide a rail with excellent resistance to breakage of the rail body, together with a manufacturing method thereof.
  • the inventors produced rails with different C, Si, Mn and Cr contents and thoroughly investigated the hardness and three-point bending characteristics of the rail web. As a result, they found that excellent breakage resistance can be obtained by ensuring that the web surface layer hardness is at or above a certain value and by strictly controlling the variation in hardness at the above-mentioned position.
  • the present invention is based on the above findings, and has the following gist and configuration.
  • C 0.70 to 1.20% by mass, Si: 0.10 to 1.20 mass%, Mn: 0.10 to 1.50 mass%, P: 0.035% by mass or less, S: 0.020 mass% or less; Cr: 0.05 to 1.80 mass%;
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition further comprises: V: 0.30% by mass or less, Cu: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.05% by mass or less, Mo: 2.0% by mass or less, Al: 0.07% by mass or less, W: 1.0% by mass or less, Co: 1.0 mass% or less, B: 0.005% by mass or less, Ti: 0.05% by mass or less, Sb: 0.05% by mass or less, Mg: 0.01% by mass or less, The rail according to [1], containing at least one selected from the group consisting of Ca: 0.02% by mass or less, and Sn: 0.05% by mass or less.
  • a method for manufacturing a rail according to [1] or [2] In manufacturing a rail by hot rolling a steel material having the chemical composition described in [1] or [2], cooling after hot rolling is performed so that the average cooling rate from a cooling start temperature of 750°C or higher to a cooling stop temperature of 450 to 600°C at each of the following positions in the rail web portion: the center position of the rail height, a position 20 mm above the center position of the rail height, and a position 20 mm below the center position of the rail height is 0.4 to 5.0°C/sec, and the difference in the average cooling rate at each position is within 0.5°C/sec.
  • a method for manufacturing rails In manufacturing a rail by hot rolling a steel material having the chemical composition described in [1] or [2], cooling after hot rolling is performed so that the average cooling rate from a cooling start temperature of 750°C or higher to a cooling stop temperature of 450 to 600°C at each of the following positions in the rail web portion: the center position of the rail height, a position
  • FIG. FIG. 1 is a diagram showing positions for taking test pieces for measuring Vickers hardness of a rail web portion.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a method for cooling the rail web portion.
  • FIG. 1 is a diagram showing positions for taking test pieces for a three-point bending test of a rail web portion.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating the shape of a test piece for a three-point bending test of a rail web portion.
  • ⁇ Rail parts> First, the designations of each part of a rail according to the present invention will be explained with reference to the rail cross-sectional view of Fig. 1.
  • 11 denotes a rail head portion
  • 12 denotes a rail web portion
  • 13 denotes a rail foot portion.
  • the rail head portion, rail web portion, and rail foot portion may also be referred to as the head portion, web portion, and foot portion, respectively.
  • C 0.70-1.20%
  • C is an essential element for ensuring the strength of the pearlite structure, i.e., breakage resistance. If the C content is less than 0.70%, it is difficult to obtain excellent breakage resistance. If the C content exceeds 1.20%, a large amount of proeutectoid cementite is generated at the austenite grain boundaries during cooling after hot rolling, resulting in a decrease in breakage resistance. Although proeutectoid cementite is present even when the C content is 1.20% or less, the amount generated is so small that the effect on breakage resistance is minor. From these points of view, the C content is set to the range of 0.70 to 1.20%, preferably 0.70 to 0.89%, and more preferably 0.70 to 0.85%.
  • Si 0.10-1.20%
  • Si is an element that increases the pearlite equilibrium transformation temperature and refines the lamellar spacing, thereby strengthening the pearlite structure, i.e., improving breakage resistance.
  • the Si content must be 0.10% or more, but if it exceeds 1.20%, bainite and martensite structures are likely to occur in the surface layer, which promotes hardness variation and results in a decrease in breakage resistance.
  • the amount of Si oxide increases, which also deteriorates weldability. From these points of view, the Si content is set to a range of 0.10 to 1.20%, preferably 0.15 to 1.10%, and more preferably 0.20 to 1.00%.
  • Mn 0.10-1.50%
  • Mn is an element that contributes to strengthening the pearlite structure, i.e., improving breakage resistance, by lowering the pearlite transformation temperature and narrowing the lamellar spacing. If the Mn content is less than 0.10%, sufficient effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.50%, bainite or martensite structures tend to form in the surface layer, which promotes hardness variation and results in a decrease in breakage resistance. Furthermore, since Mn has the effect of shifting the eutectoid point to the low C side, excessive addition promotes the formation of pro-eutectoid cementite, resulting in a decrease in breakage resistance. From these points of view, the Mn content is set to a range of 0.10 to 1.50%, preferably 0.20 to 1.40%, and more preferably 0.30 to 1.30%.
  • the P content is 0.035% or less, and preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%, but in industry, it is usually more than 0%, and excessively reducing the P content leads to an increase in refining costs. From the viewpoint of economic efficiency, it is preferable that the P content is 0.001% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is an element that exists mainly in the form of A-type inclusions in steel, but if the S content exceeds 0.020%, the amount of inclusions increases significantly and coarse inclusions are generated, which leads to deterioration of breakage resistance and ductility. Therefore, the S content is 0.020% or less, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but it is usually more than 0% industrially, and excessive reduction of the S content leads to an increase in refining costs. From the viewpoint of economic efficiency, it is preferable to set the S content to 0.0005% or more.
  • Cr 0.05-1.80% Cr is an element that increases the pearlite equilibrium transformation temperature and refines the lamellar spacing, thereby strengthening the pearlite structure, i.e., improving breakage resistance. If the Cr content is less than 0.05%, sufficient effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.80%, the hardenability of the steel increases and bainite or martensite structures tend to form in the surface layer, which promotes hardness variation and results in a decrease in breakage resistance. From these points of view, the Cr content is set to the range of 0.05 to 1.80%, preferably 0.10 to 1.60%, and more preferably 0.15 to 1.40%.
  • the component composition of the rail used in the present invention may contain, in addition to the above essential components, at least one selected from the following: V: 0.30 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Nb: 0.05 mass% or less, Mo: 2.0 mass% or less, Al: 0.07 mass% or less, W: 1.0 mass% or less, Co: 1.0 mass% or less, B: 0.005 mass% or less, Ti: 0.05 mass%, Sb: 0.05 mass% or less, Mg: 0.01 mass% or less, Ca: 0 .02 mass% or less, and Sn: 0.05 mass% or less.
  • V 0.30 mass% or less
  • Cu 1.0 mass% or less
  • Ni: 1.0 mass% or less Ni: 1.0 mass% or less
  • Nb 0.05 mass% or less
  • Mo 2.0 mass% or less
  • Al 0.07 mass% or less
  • W 1.0 mass% or less
  • Co 1.0 mass% or less
  • B 0.005 mass% or less
  • V 0.30% or less
  • V is an element that forms carbonitrides in steel and disperses and precipitates in the matrix, improving breakage resistance. If the V content exceeds 0.30%, not only does breakage resistance and ductility deteriorate, but the alloy cost, i.e., the rail manufacturing cost, also increases. From these points of view, when the composition contains V, it is preferable that the V content be set at an upper limit of 0.30%. From the viewpoint of exerting the effect of improving breakage resistance, the V content is preferably 0.001% or more. A more preferable range of the V content is 0.001 to 0.15%.
  • Cu 1.0% or less Like Cr, Cu is an element that can further increase the strength of steel through solid solution strengthening. If the Cu content exceeds 1.0%, Cu cracking is likely to occur, so if the composition contains Cu, the Cu content is preferably 1.0% or less. The more preferable range of Cu content is 0.001 to 0.5%.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element that can increase the strength of steel without deteriorating ductility.
  • the Ni content exceeds 1.0%, the hardenability of the steel increases, the amount of martensite and bainite formed increases, and the fracture resistance decreases. From these points of view, when the composition contains Ni, it is preferable that the Ni content be 1.0% or less. A more preferable range for the Ni content is 0.001 to 0.5%.
  • Nb 0.05% or less Nb combines with C in the steel and precipitates as carbides during and after hot rolling to form a rail, effectively reducing the size of pearlite colonies, and as a result, greatly improves breakage resistance, wear resistance, fatigue damage resistance, and ductility, and is an element that greatly contributes to extending the life of the rail.
  • the Nb content exceeds 0.05%, the improvement effect of each property is saturated and no effect commensurate with the increase in content can be obtained.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.05%.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more. A more preferable range of the Nb content is 0.001 to 0.03%.
  • Mo 2.0% or less
  • Mo is an element that can further increase the strength of steel by solid solution strengthening. Mo also has the effect of shifting the eutectoid point to the high C side, and therefore also has the effect of suppressing the formation of pro-eutectoid cementite. However, if the Mo content exceeds 2.0%, the amount of bainite generated in the steel increases, and the breakage resistance decreases. From these points of view, when the composition contains Mo, the Mo content is preferably 2.0% or less. From the viewpoint of increasing strength, the Mo content is preferably 0.001% or more. The more preferable range of the Mo content is 0.001 to 1.0%.
  • Al 0.07% or less
  • Al is an element that can be added as a deoxidizer. If the Al content exceeds 0.07%, a large amount of oxide-based inclusions will be generated in the steel due to the high bonding strength of Al with oxygen, resulting in a decrease in the breakage resistance and ductility of the steel. Therefore, if the composition contains Al, the Al content is preferably 0.07% or less. There is no particular lower limit for the Al content, but it is preferably 0.001% or more for deoxidization. The more preferable range of the Al content is 0.001 to 0.03%.
  • W 1.0% or less W is an element that precipitates as carbides during and after hot rolling to form the rail shape, improving the strength and breakage resistance of the rail through precipitation strengthening. If the W content exceeds 1.0%, martensite is formed in the steel, resulting in a decrease in breakage resistance. From these points of view, if the composition contains W, the W content is preferably 1.0% or less. There is no particular lower limit for the W content, but in order to achieve the effect of improving the strength and breakage resistance described above, it is preferably 0.001% or more. A more preferable range for the W content is 0.001 to 0.5%.
  • Co 1.0% or less
  • Co is an element that can increase the pearlite equilibrium transformation temperature and refine the lamellar spacing, thereby further increasing the strength of the steel. Co also has the effect of suppressing the precipitation of proeutectoid cementite. If the Co content exceeds 1.0%, martensite is formed in the steel, and as a result, the breakage resistance decreases. From these points of view, when the composition contains Co, the Co content is preferably 1.0% or less.
  • the lower limit of the Co content is not particularly limited, but it is preferably 0.001% or more in order to increase the strength. A more preferable range of the Co content is 0.001 to 0.5%.
  • B 0.005% or less
  • B is an element that precipitates as a nitride in steel during and after hot rolling to form a rail shape, improving the strength and breakage resistance of the steel through precipitation strengthening. If the B content exceeds 0.005%, martensite is formed, resulting in a decrease in breakage resistance. From these points of view, when the composition contains B, the B content is preferably 0.005% or less. There is no particular limit to the lower limit of the B content, but in order to exhibit the effect of improving the above-mentioned strength and breakage resistance, it is preferably 0.001% or more. The B content is more preferably 0.001 to 0.003%.
  • Ti 0.05% or less
  • Ti is an element that precipitates in steel as carbides, nitrides, or carbonitrides during and after hot rolling to form a rail shape, improving the strength and breakage resistance of the steel through precipitation strengthening. If the Ti content exceeds 0.05%, coarse carbides, nitrides, or carbonitrides are formed, resulting in a decrease in breakage resistance. From these points of view, when the composition contains Ti, the Ti content is preferably 0.05% or less. There is no particular limit to the lower limit of the Ti content, but in order to exhibit the effect of improving the above-mentioned strength and breakage resistance, it is preferably 0.001% or more. A more preferable range of the Ti content is 0.001 to 0.03%.
  • Sb 0.05% or less
  • Sb is an element that has a remarkable effect of preventing decarburization of steel during reheating when rail steel material is reheated in a heating furnace before hot rolling. If the Sb content exceeds 0.05%, it has a negative effect on breakage resistance and toughness, so if the composition contains Sb, the Sb content is preferably 0.05% or less. There is no particular lower limit for the Sb content, but in order to exert the effect of reducing the decarburized layer, it is preferable that the Sb content be 0.001% or more. A more preferable range of the Sb content is 0.001 to 0.03%.
  • Mg 0.01% or less Mg is an element that combines with oxygen to precipitate MgO, thereby further increasing strength. If the Mg content exceeds 0.01%, the increase in MgO adversely affects the breakage resistance and toughness of the steel, so if the composition contains Mg, the Mg content is preferably 0.01% or less. There is no particular lower limit for the Mg content, but in order to achieve the above-mentioned strength-improving effect, it is preferably 0.001% or more. A more preferred range for the Mg content is 0.001 to 0.005%.
  • Ca 0.02% or less Ca is an element that combines with oxygen to precipitate CaO, thereby further increasing strength. If the Ca content exceeds 0.02%, the increase in CaO has a negative effect on the breakage resistance and toughness of the steel, so if the composition contains Ca, the Ca content is preferably 0.02% or less. There is no particular lower limit for the Ca content, but in order to achieve the above-mentioned strength-improving effect, it is preferably 0.001% or more. A more preferred range for the Ca content is 0.001 to 0.01%.
  • Sn 0.05% or less
  • Sn is an element that has a remarkable effect of preventing decarburization of steel during reheating when rail steel material is reheated in a heating furnace before hot rolling. If the Sn content exceeds 0.05%, it has a negative effect on the ductility and toughness of the steel, so if the composition contains Sn, the Sn content is preferably 0.05% or less. There is no particular lower limit for the Sn content, but in order to exert the effect of reducing the decarburized layer, it is preferable that the Sn content be 0.001% or more. A more preferable range of the Sn content is 0.001 to 0.01%.
  • the balance of the above essential and optional components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include N and O, with N being permitted up to 0.008% and O being permitted up to 0.004%.
  • impurities other than N and O may be unavoidably mixed into the steel depending on the conditions of the raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. Examples of raw materials include iron ore, reduced iron, and scrap. The above impurities are permitted to be mixed in as long as they do not impede the objectives of the present invention.
  • impurities other than N and O include Pb, Zr, Bi, Zn, Se, As, Te, Tl, Cd, Hf, Ag, Hg, Ga, Ge, REM, etc.
  • the rail of the present invention is a pearlitic rail, and the microstructure of the rail is pearlite in an area ratio of 95% or more.
  • the remaining structure other than pearlite is permissible so long as the total area ratio is 5% or less since it does not significantly affect the fatigue crack propagation resistance. Examples of the remaining structure include ferrite, pro-eutectoid cementite, bainite, and martensite.
  • the average Vickers hardness of the above locations is set to 280 or more, with its standard deviation not more than 5.
  • the average Vickers hardness of the above locations is set to Hv300 or more, with its standard deviation not more than 4.
  • the rail height is represented by the length A from the bottom surface of the foot to the top, and the center position of the rail height is the center position of the rail height A (position A/2).
  • a range of 17.5 mm above and below the center position of the rail height (a range of 35 mm in total) is within the shaded area in Figure 2.
  • the Vickers hardness of the present invention can be measured, for example, with a pressing load of 98 N, at a position 0.5 mm deep from the surface of the location, in a range of 17.5 mm above and below the center position of the rail height (a range of 35 mm in total), from the top to the bottom of the rail at 1 mm intervals.
  • Excellent breakage resistance in the rail web is a characteristic generally required of rails, and is effective in extending the service life and preventing railway accidents for rails used in straight sections and rails that do not have roll marks or engravings on the rail web.
  • the shape of the rail in the present invention is not particularly limited, and may be any shape described in JIS E 1101:2001, BS EN13674-1:2011, American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association (AREMA), or the like.
  • AREMA American Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association
  • the steel material used as the rail material has the above-mentioned rail component composition and can be manufactured by any method. In general, it is preferable to manufacture the steel material by casting, particularly continuous casting.
  • the heating temperature is preferably 1350° C. or less. If the heating temperature exceeds 1350° C., the steel material may partially melt due to an excessive temperature rise, which may cause defects inside the rail. On the other hand, although there is no particular lower limit for the heating temperature, it is preferably 1150° C. or more in order to reduce the deformation resistance during rolling.
  • the rolling finish temperature is preferably 850°C or higher. If the rolling finish temperature is lower than 850°C, the rolling is performed in the low austenite temperature range, and processing strain is introduced into the austenite crystal grains, which makes it easier for the hardness of the pearlite structure generated by accelerated cooling to vary. Therefore, the rolling finish temperature is preferably 850°C or higher. There is no particular upper limit to the rolling finish temperature, but if the prior austenite grain size becomes extremely coarse, the breakage resistance and toughness will decrease, so it is preferably 1050°C or lower.
  • the rolling finish temperature is the surface temperature of the rail web part at the entrance side of the final rolling mill, and can be measured with a radiation thermometer.
  • the accelerated cooling method is not particularly limited, and can be performed, for example, by cooling using online heat treatment equipment.
  • the cooling medium is not particularly limited, and one or more selected from air, spray water, mist, etc. can be used, but it is preferable to use air.
  • the difference in the average cooling rate at the above three positions should be within 0.5°C/sec, and preferably within 0.3°C/sec.
  • the difference in the average cooling rate at the three positions is the difference between the largest and smallest average cooling rates among the average cooling rates at the three positions.
  • the average cooling rate at the three positions of the A/2 position, the upper 20 mm position, and the lower 20 mm position are controlled within an appropriate range (0.4 to 5.0°C/sec), and the difference in the average cooling rate at the three positions is controlled within a certain range (within 0.5°C/sec), it is estimated that the average cooling rate within a range of 20 mm above and below the A/2 position (within a total range of 40 mm) will be appropriate and uniform.
  • the difference in the average cooling rate at the above three positions can be stably kept within 0.5°C/sec.
  • the nozzles can be installed in three tiers in the height direction so that they directly hit the A/2 position, the upper side of the A/2 position, and the lower side, respectively, and the injection amount and type of coolant at the three positions can be changed according to the temperature and shape of the rail.
  • the air nozzles can be installed in three tiers, with the injection amount at the top 20 mm position set to the highest flow rate, the injection amount at the bottom 20 mm position set to the second highest flow rate, and the injection amount at the A/2 position set to the lowest flow rate.
  • the representative temperatures for determining the average cooling rate in accelerated cooling are the surface temperatures at position A/2, the position 20 mm above, and the position 20 mm below. These can be measured with a radiation thermometer.
  • the cooling start temperature is the surface temperature of the rail web part at the start of accelerated cooling, measured with a radiation thermometer
  • the cooling stop temperature is the surface temperature of the rail web part after accelerated cooling has stopped (before reheating), measured with a radiation thermometer.
  • the rail web portion After hot rolling so that the surface temperature satisfies the above-mentioned condition. As long as this condition is satisfied, there are no particular limitations on the cooling method for other parts of the rail (rail head, rail foot, etc.).
  • the rail head and base may be naturally cooled, or accelerated cooling may be performed.
  • the rail material may be subjected to known treatments, for example, cold roller straightening.
  • a 60 kg rail material conforming to JIS E1101 was manufactured by heating and hot rolling a steel material having the chemical composition shown in Table 1 under the conditions shown in Table 2, and then accelerated cooling after hot rolling.
  • the average cooling rate (°C/sec) was calculated by converting the temperature change from the start of cooling to the end of cooling per unit time (seconds). After cooling was stopped, the material was allowed to cool naturally.
  • accelerated cooling of the rail web portion was performed using the air nozzles shown in Fig. 3, and when the cooling rate was to be changed, the amount of injected air was appropriately changed.
  • test No. 34 which is a comparative example, accelerated cooling was performed using only one set of air nozzles installed at the A/2 height among the air nozzles shown in Fig. 3.
  • a two-dimensional radiation thermometer capable of measuring the temperature distribution in the height direction of the web of the rail was used to measure the surface temperatures at position A/2, the position 20 mm above, and the position 20 mm below, and the average cooling rate at these three positions was calculated.
  • the rails obtained were pearlitic rails.
  • the Vickers hardness and three-point bending properties of the rail web were evaluated.
  • the test results are shown in Table 2. Each evaluation is explained in detail below.
  • test pieces were taken from the rail web portion at two positions, 17.5 mm above and 17.5 mm below the central position of the rail height (position A/2), so as to include the rail web surface.
  • a notch was formed in the surface of the test piece that corresponds to the rail web surface at the central L/2 part of the length L.
  • the notch depth N was 0.5 mm
  • the notch width C was 1.0 mm
  • test piece was placed with the notch facing down on supports with a distance of 50 mm and a radius of curvature of 17 mm, and a bending strain was applied from the opposite side of the notch with an indenter with a radius of curvature of 16 mm at a pressing speed of 0.1 mm/sec. Tests were conducted on the test pieces taken from the above two locations, and if neither broke at a displacement of 1.0 mm, the rail web was evaluated as having excellent breakage resistance.
  • the test results of the rail materials of the invention examples showed little variation in hardness of the surface layer of the rail web, and all of them showed good three-point bending characteristics.
  • the comparative examples in which the component composition of the rail material did not satisfy the conditions of the present invention or in which a manufacturing method outside the scope of the present invention was not applied broke before reaching the specified displacement in the three-point bending test.
  • the present invention can provide a rail with excellent resistance to breakage of the rail web, together with a manufacturing method thereof.
  • the rail of the present invention contributes to extending the service life of rails for high axle load railways and preventing railway accidents, and is industrially useful.
  • the rail manufacturing method of the present invention can stably manufacture the rail of the present invention, and is industrially useful.

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Abstract

レール腹部の耐折損性に優れるレールを提供する。C：0.70～1.20質量％、Si：0.10～1.20質量％、Mn：0.10～1.80質量％、P：0.035質量％以下、S：0.020質量％以下、およびCr：0.05～1.80質量％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、レール腹部の表面から深さ0.5mmの位置におけるビッカース硬さを、レール高さ中央位置より上下に±17.5mmの範囲について測定したとき、ビッカース硬さの平均値がHv280以上であり、標準偏差が5以下である、レールである。

Description

レールおよびその製造方法
　本発明は、レールおよびその製造方法に関する。
　鉱石の運搬等を主体とする高軸重鉄道では、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である。そのため、使用されるレールには、従来より、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きた。
　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さらなる増加が進められている。加えて、輸送力の増強により、レールを通過する車輪の数も増加している。
　車輪の通過によって、曲線区間に敷設された外軌レールの腹部には繰り返しの曲げ応力が加わる。この結果、腹部折損に伴うレールの交換頻度が年々増加する傾向にある。そのため、レール腹部の耐折損性を向上させたレール鋼が求められるようになってきている。　　　
　前述した背景の下、レール腹部に着目した様々な研究が行われている。例えば、特許文献1には、腹部を15℃/sec以上の冷却速度で急冷したのち、250～450℃の温度に冷却に冷却停止し、ベイナイト変態が30％以上になったところで、Ms点以下まで冷却してマルテンサイト組織を得ることで腹部を高靱性の焼戻しマルテンサイト組織とする方法が開示されている。
　特許文献２には、頭頂から上首部または腹部まで高圧の気体もしくは含水気体で冷却することにより圧縮の残留応力を付与し、軌条締結部の耐破壊特性を向上させる、軌条の製造方法が開示されている。
　特許文献３には、所定の成分組成を有し、レール柱部の断面の金属組織の９０面積％以上がパーライト組織であり、前記レール柱部の前記断面の硬さの最小値がＨｖ３００以上であり、前記レール柱部の前記断面の硬さの最大値と前記最小値との差がＨｖ４０以下である、腹部の耐疲労損傷性に優れたレールが開示されている。
特開昭62-99438号公報 特開昭59-47326号公報 国際公開第2020/189232
　しかしながら、上記従来の技術には、未だ解決すべき以下のような問題があった。特許文献1の開示技術は、ベイナイト変態が始まるまで温度を保持する必要があるため、生産能率が低い。また、特許文献２の開示技術は、頭部の耐摩耗性/耐疲労損傷性を得ることが最重要であるため、所望の腹部のき裂進展抑止能力が得られるとは限らず、製造条件によってはき裂感受性の高いマルテンサイト組織を生成する可能性がある。さらに、特許文献３に記載の技術についても、成分と製造条件の組み合わせによっては表層硬さにばらつきが生じる場合があり、腹部の耐折損性が十分であるとは言い難い。
　本発明は上述した問題を有利に解決すべくなされたもので、レール腹部の耐折損性に優れるレールをその製造方法とともに提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記の課題を解決するため、C、Si、MnおよびCrの含有量を変化させたレールを作製し、レール腹部の硬さや三点曲げ特性を鋭意調査した。その結果、腹部表層硬さを一定値以上確保し、さらに前記位置における硬さのばらつきを厳密に制御することで、優れた耐折損性が得られることを見出した。
　本発明は、上記の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。
［１］C：0.70～1.20質量％、
　Si：0.10～1.20質量％、
　Mn：0.10～1.50質量％、
　P：0.035質量％以下、
　S：0.020質量％以下、および
　Cr：0.05～1.80質量％を含有し、
　残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　レール腹部の表面から深さ0.5mmの位置におけるビッカース硬さを、レール高さ中央位置より上下に±17.5mmの範囲について測定したとき、ビッカース硬さの平均値がHv280以上であり、標準偏差が5以下である、
レール。
［２］前記成分組成が、さらに、
　V：0.30質量％以下、
　Cu：1.0質量％以下、
　Ni：1.0質量％以下、
　Nb：0.05質量％以下、
　Mo：2.0質量％以下、
　Al：0.07質量％以下、
　W：1.0質量％以下、
　Co：1.0質量％以下、
　B：0.005質量％以下、
　Ti：0.05質量％以下、
　Sb：0.05質量％以下、
　Mg：0.01質量％以下、
　Ca：0.02質量％以下、および
　Sn：0.05質量％以下
からなる群より選ばれる少なくとも1種を含有する、［１］のレール。
［３］［１］又は［２］のレールの製造方法であって、
　［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延してレールを製造するにあたり、熱間圧延後の冷却が、レール腹部について、レール高さ中央位置、レール高さ中央位置より20mm上方の位置およびレール高さ中央位置より20mm下方の位置の各位置における、750℃以上の冷却開始温度から450～600℃の冷却停止温度までの平均冷却速度が0.4～5.0℃/secであり、かつ各位置における平均冷却速度の差が0.5℃/sec以内となるように行われる、
レールの製造方法。
　本発明によれば、レール腹部の耐疲折損性に優れたレールをその製造方法とともに提供することができる。本発明のレールは、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与するものであり、産業上有益である。本発明のレールの製造方法は、本発明のレールを安定的に製造することができ、産業上有益である。
レール断面図である。 レール腹部のビッカース硬さ測定用試験片を採取する位置を示す図である。 レールの腹部の冷却方法を示す模式図である。 レール腹部の三点曲げ試験用試験片を採取する位置を示す図である。 レール腹部の三点曲げ試験用試験片の形状を説明する図である。
＜レールの部位＞
　はじめに、図１のレール断面図を参照して、本発明のレールの各部位の呼称を説明する。図１に示されるレール１において、１１はレール頭部、１２はレール腹部、１３はレール足部を示す。以下において、レール頭部、レール腹部、レール足部は、それぞれ、頭部、腹部、足部ということもある。
＜レールの成分組成＞
　次に、本発明のレールの鋼の成分組成について説明する。以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
C：0.70～1.20％
　Cはパーライト組織の強度、すなわち耐折損性を確保するための必須元素である。C含有量が0.70％未満では、優れた耐折損性を得ることが難しい。また、C含有量が1.20％を超えると、熱間圧延後の冷却中に多量の初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成し、耐折損性の低下を招く。なお、初析セメンタイトは、C含有量が1.20％以下の場合にも存在するが、生成する量が微量であるため、耐折損性への影響は軽微である。これらの点から、C含有量は0.70～1.20％の範囲とし、好ましくは0.70～0.89％の範囲であり、より好ましくは0.70～0.85％の範囲である。
Si：0.10～1.20％
　Siは、脱酸剤としての効果に加え、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔を細かくすることにより、パーライト組織の強化すなわち耐折損性の向上に寄与する元素である。この点から、Si含有量は0.10％以上である必要があるが、1.20％を超えると表層部にベイナイトやマルテンサイト組織が生じ易くなるため、硬さのばらつきが助長され、その結果、耐折損性が低下する。さらにSiの酸化物が増加するため、溶接性も劣化する。これらの点から、Si含有量は0.10～1.20％の範囲とし、好ましくは0.15～1.10％の範囲であり、より好ましくは0.20～1.00％の範囲である。
Mn：0.10～1.50％
　Mnは、パーライト変態温度を低下させてラメラー間隔を細かくすることにより、パーライト組織の強化すなわち耐折損性の向上に寄与する元素である。Mn含有量が0.10％未満では、十分な効果が得られない。一方、Mn含有量が1.50％を超えると表層部にベイナイトやマルテンサイト組織が生じ易くなるため、硬さのばらつきが助長され、その結果、耐折損性が低下する。さらに、Mnは、共析点を低C側へ移動させる作用を有するため、過度の添加は初析セメンタイトの生成を助長し、耐折損性の低下を招く。これらの点から、Mn含有量は0.10～1.50％の範囲とし、好ましくは0.20～1.40％の範囲であり、より好ましくは0.30～1.30％での範囲である。
P：0.035％以下
　Pは、0.035％を超える量で含有させると耐折損性および延性を劣化させる。したがって、P含有量は0.035％以下とし、好ましくは0.020％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定されず0％であってもよいが、工業的には0％超となるのが通例であり、P含有量を過度に低下させることは精錬コストの増加を招く。経済性の観点からは、P含有量を0.001％以上とすることが好ましい。
S：0.020％以下
　Sは、主にA系介在物の形態で鋼中に存在する元素であるが、S含有量が0.020％を超えると、この介在物量が著しく増加すると同時に粗大な介在物を生成するため、耐折損性および延性の悪化を招く。したがって、S含有量は0.020％以下とし、好ましくは0.015％以下であり、より好ましくは0.010％以下である。S含有量の下限は、特に限定されず0％であってもよいが、工業的には0％超となるのが通例であり、S含有量を過度に低下させることは精錬コストの増加を招く。経済性の観点からは、S含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。
Cr：0.05～1.80％
　Crは、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔を細かくすることにより、パーライト組織の強化すなわち耐折損性の向上に寄与する元素である。Cr含有量が0.05％未満では、十分な効果が得られない。一方、Cr含有量が1.80％を超えると鋼の焼入れ性が高くなり、表層部にベイナイトやマルテンサイト組織が生じ易くなるため、硬さのばらつきが助長され、その結果、耐折損性が低下する。これらの点から、Cr含有量は0.05～1.80％の範囲とし、好ましくは0.10～1.60％の範囲であり、より好ましくは0.15～1.40％の範囲である。
　本発明で用いられるレールの成分組成は、上記の必須成分に加えて、以下の中から選ばれる少なくとも１種を任意に含有していてもよい。
　V：0.30質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：1.0質量％以下、Nb：0.05質量％以下、Mo：2.0質量％以下、Al：0.07質量％以下、W：1.0質量％以下、Co：1.0質量％以下、B：0.005質量％以下、Ti：0.05質量％、Sb：0.05質量％以下、Mg：0.01質量％以下、Ca：0.02質量％以下、およびSn：0.05質量％以下。
　以下、上記の任意元素について理由を説明する。
V：0.30％以下
　Vは、鋼中で炭窒化物を形成して基地中へ分散析出して耐折損性を向上させる元素である。V含有量が0.30％を超えると、耐折損性や延性の劣化に加え、合金コスト、すなわちレールの製造コストも増加する。これらの点から、成分組成がVを含有する場合、V含有量は0.30％を上限とすることが好ましい。耐折損性を向上させる効果を発現させる点から、V含有量は0.001％以上であることが好ましい。V含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.15％の範囲である。
Cu：1.0％以下
　Cuは、Crと同様に固溶強化により鋼のさらなる高強度化を図ることができる元素である。Cu含有量が1.0％を超えるとCu割れが生じ易くなるため、成分組成がCuを含有する場合は、Cu含有量は1.0％以下であることが好ましい。Cu含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.5％である。
Ni：1.0％以下
　Niは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制することができるため、成分組成がCuを含有する場合にはNiも含有することが望ましい。ただし、Ni含有量が1.0％を超えると鋼の焼入れ性がより上昇し、マルテンサイトやベイナイトの生成量が多くなり、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がNiを含有する場合は、Ni含有量は1.0％以下であることが好ましい。Ni含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.5％である。
Nb：0.05％以下
　Nbは、レールを成形するための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し、パーライトコロニーサイズの微細化に有効に作用し、その結果、耐折損性や耐摩耗性、耐疲労損傷性、延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元素である。ただし、Nb含有量が0.05％を超えても、各特性の向上効果が飽和し、含有量上昇に見合う効果が得られない。これらの点から、成分組成がNbを含有する場合、Nb含有量の上限は0.05％であることが好ましい。レールの長寿命化に対して十分な効果を得る点からは、Nb含有量は0.001％以上であることが好ましい。Nb含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.03％である。
Mo：2.0％以下
　Moは、固溶強化によりさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Moは、共析点を高C側へ移動させる作用を有するため、初析セメンタイトの生成を抑制する作用も有する。ただし、Mo含有量が2.0％を超えると、鋼中に生ずるベイナイト量が多くなり、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がMoを含有する場合は、Mo含有量は2.0％以下であることが好ましい。高強度化の点から、Mo含有量は0.001％以上であることが好ましい。Mo含有量のより好ましい範囲は、0.001～1.0％である。
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。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、鋼の耐折損性や延性が低下する。そのため、成分組成がAlを含有する場合、Al含有量は0.07％以下であることが好ましい。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％以上であることが好ましい。Al含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.03％である。
W：1.0％以下
　Wは、レール形状への成形を行う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耐折損性を向上させる元素である。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、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がWを含有する場合、W含有量は1.0％以下であることが好ましい。W含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や耐折損性を向上させる作用を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。W含有量のより好ましい範囲は0.001～0.5％である。
Co：1.0％以下
　Coは、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔を細かくすることにより、さらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Coは、初析セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。Co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、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がCoを含有する場合、Co含有量は1.0％以下であることが好ましい。Co含有量の下限は特に限定されないが、高強度化のためには0.001％以上であることが好ましい。Co含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.5％である。
B：0.005％以下
　Bは、レール形状への成形を行う熱間圧延中および熱間圧延後に、鋼中で窒化物として析出し、析出強化により鋼の強度や耐折損性を向上させる元素である。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、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がBを含有する場合、B含有量は0.005％以下であることが好ましい。B含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や耐折損性を向上させる作用を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。B含有量のより好ましくは0.001～0.003％である。
Ti：0.05％以下
　Tiは、レール形状への成形を行う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鋼中で析出し、析出強化により鋼の強度や耐折損性を向上させる元素である。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、耐折損性が低下する。これらの点から、成分組成がTiを含有する場合、Ti含有量は0.05％以下であることが好ましい。Ti含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や耐折損性を向上させる作用を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。Ti含有量のより好ましい範囲は、0.001～0.03％である。
Sb：0.05％以下
　Sbは、熱間圧延前にレール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する元素である。Sb含有量が0.05％を超えると、耐折損性および靭性に悪影響を及ぼすため、成分組成がSbを含有する場合、Sb含有量は0.05％以下であることが好ましい。Sb含有量の下限は特に限定されないが、脱炭層を軽減する効果を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。Sb含有量のより好ましい範囲は0.001～0.03％である。
Mg：0.01％以下
　Mgは、酸素と結合しMgOを析出してさらなる高強度化を図るための元素である。Mg含有量が0.01％を超えると、MgOの増加により鋼の耐折損性および靭性に悪影響を及ぼすため、成分組成がMgを含有する場合、Mg含有量は0.01％以下であることが好ましい。Mg含有量の下限は特に限定されないが、上記強度を向上させる作用を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。Mg含有量のより好ましい範囲は0.001～0.005％である。
Ca：0.02％以下
　Caは、酸素と結合しCaOを析出してさらなる高強度化を図るための元素である。Ca含有量が0.02％を超えると、CaOの増加により鋼の耐折損性および靭性に悪影響を及ぼすため、成分組成がCaを含有する場合、Ca含有量は0.02％以下であることが好ましい。Ca含有量の下限は特に限定されないが、上記強度を向上させる作用を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。Ca含有量のより好ましい範囲は0.001～0.01％である。
Sn：0.05％以下
　Snは、熱間圧延前にレール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する元素である。Sn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ため、成分組成がSnを含有する場合、Sn含有量は0.05％以下であることが好ましい。Sn含有量の下限は特に限定されないが、脱炭層を軽減する効果を発現させるためには0.001％以上であることが好ましい。Sn含有量のより好ましい範囲は0.001～0.01％である。
　本発明のレールの鋼の成分組成において、上記の必須成分および任意成分の残部はFeおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としては、N、O等が挙げられ、Nは0.008％まで、Oは0.004％まで許容できる。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、N、O以外の不純物が不可避的に鋼中に混入することがある。原料としては、鉄鉱石、還元鉄、スクラップ等が挙げられる。本発明の目的を阻害しない範囲であれば、上記不純物の混入も許容される。N、O以外の不純物としては、Pb、Zr、Bi、Zn、Se、As、Te、Tl、Cd、Hf、Ag、Hg、Ga、Ge、REM等が挙げられる。
＜レールのミクロ組織＞
　本発明のレールは、パーライト系レールであり、レールのミクロ組織は、面積率で95％以上がパーライトである。パーライト以外の残部組織は、合計面積率で5％以下であれば、耐疲労き裂伝播特性に大きな影響を及ぼさないため許容される。残部組織としては、例えば、フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトが挙げられる。
＜ビッカース硬さ＞
　本発明では、成分組成が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分で、優れた腹部の耐折損性を得るためには、レール腹部について、レール高さ中央位置より上下にそれぞれ17.5mmの範囲（合計で35mmの範囲）において、当該箇所の表面から深さ0.5mmの位置におけるビッカース硬さHvを所定の範囲に制御することが重要である。すなわち、上記箇所のビッカース硬さの平均値を280以上、その標準偏差を５以下とする。耐折損性の向上効果を安定的が得られる点から、上記箇所の平均ビッカース硬さはHv300以上、かつ、標準偏差を4以下とすることが好ましい。
　図２において、レール高さは、足部の底面から頭頂部までの長さAで表されており、レール高さ中央位置は、レール高さAの中央位置（A/2位置）である。レール高さ中央位置より上下にそれぞれ17.5mmの範囲（合計で35mmの範囲）は、図２において斜線が付されている領域内にある。本発明のビッカース硬さは、例えば押圧荷重98Nで、当該箇所の表面から深さ方向に0.5mmの位置で、レール高さ中央位置より上下にそれぞれ17.5mmの範囲（合計で35mmの範囲）について、レール上部から下部に向かって1mmピッチで測定することができる。
　なお、レール高さ中央位置より上下にそれぞれ17.5mmの範囲（合計で35mmの範囲）の硬さを所定の範囲とすることは、以下の理由による。
　前述のとおり、曲線区間に敷設された外軌レールの腹部には繰り返しの「曲げ応力」が加わる。一方で、レール腹部のレール高さ中央から上下方向17.5ｍｍ以内の範囲に、ロールマークや刻印が付与されている。本発明者らは、「曲げ応力」が加わった場合に、このロールマーク又は刻印の一部分が、応力集中源となり、この部分から折損が発生することを突き止めた。本発明は、この知見に基づくものであり、レール腹部について、レール高さ中央から上下方向17.5ｍｍの範囲の硬さを、所定の範囲に制御するものである。
　このように、レール腹部のパーライト組織の強化に加え、レール腹部の表層部の硬さのばらつきを厳密に制御することで、局所軟化部への応力集中を抑制することが可能となり、レール腹部の耐折損性が大幅に向上する。優れたレール腹部の耐折損性は、レール一般に要求される特性であって、例えば直線区間に用いられるレール、レール腹部にロールマークや刻印が付与されていないレールの高寿命化や鉄道事故防止にも有効である。
＜レールの形状＞
　本発明のレールの形状は特に限定されず、JIS E 1101:2001やBS EN13674-1:2011やAmerican Railway Engineering and Maintenance-of-Way Association (AREMA)などに記載のレールの形状とすることができる。
＜レールの製造方法＞
　本発明の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、下記の処理を順次施すことにより製造することができる。
　レール素材として用いる鋼素材は、上述したレールの成分組成を有するものであり、任意の方法で製造できる。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。
(1)熱間圧延
　鋼素材を加熱したのち、熱間圧延してレールの形状とすることができる。
（加熱温度） 
　熱間圧延に先立って施す鋼素材の加熱では、加熱温度は1350℃以下にすることが好ましい。加熱温度が1350℃を超えると、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おそれがある。一方、加熱温度の下限は特に限定されないが、圧延時の変形抵抗を低減するため、1150℃以上とすることが好ましい。
（圧延仕上げ温度） 
　熱間圧延は、圧延仕上げ温度が850℃以上であることが好ましい。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ため、加速冷却により生成するパーライト組織の硬さにばらつきが生じやすくなる。そのため、圧延仕上げ温度は850℃以上にすることが好ましい。圧延仕上げ温度の上限は特に限定されないが、旧オーステナイト粒径が極端に粗大化すると、耐折損性や靭性が低下してしまうため、1050℃以下にすることが好ましい。ここで、圧延仕上げ温度は、最終圧延ミル入側におけるレール腹部中央部の表面温度であり、放射温度計で測定可能である。
　その他の熱間圧延の条件は特に限定されない。
(2)加速冷却
　熱間圧延後に冷却することによりレールを得ることができる。冷却においてレール腹部に対して加速冷却を行う。その際、レール高さをAとしたときに、レール高さ中央位置（A/2位置）、レール高さ中央位置より20mm上方の位置（上部20mm位置）およびレール高さ中央位置より20mm下方の位置（下部20mm位置）の各位置における、750℃以上の冷却開始温度から450～650℃の冷却停止温度までの平均冷却速度を0.4～5.0℃/secとして、かつ、これら3つの位置における平均冷却速度の差が0.5℃/sec以内となるように制御する。
　加速冷却の方法は特に限定されず、例えばオンライン熱処理設備を用いた冷却で実行することができる。冷却媒体は特に限定されず、空気、スプレー水、ミスト等から選択される１種以上を用いることができるが、空気を用いることが好ましい。
　この加速冷却において、レール高さ中央位置（A/2位置）、レール高さ中央位置より上下にそれぞれ20mmの位置（上部20mm位置および下部20mm位置）の平均冷却速度のいずれかが0.4℃/sec未満の場合、腹部表層のラメラー間隔が粗大化することに加え、初析セメンタイトが生成し易くなるため、耐折損性が低下する。加えて、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おそれがある。そのため、上記3つの位置における平均冷却速度は各々0.4℃/sec以上とし、好ましくは1.0℃/sec以上である。一方、上記3つの位置における平均冷却速度のいずれかが5.0℃/secを超える場合は、ベイナイトやマルテンサイト組織が生成し、耐折損性が低下する。そのため、上記範囲における平均冷却速度は各々5.0℃/sec以下とし、好ましくは4.0℃/sec以下である。
　さらに、上記3つの位置での平均冷却速度の差が0.5℃/secを超える場合、レール腹部表層の硬さのばらつきが大きくなるため、曲げ応力負荷時に局所軟化部での応力集中が起こり易くなり、耐折損性が低下する。そのため、上記3つの位置での平均冷却速度の差は0.5℃/sec以内とし、好ましくは0.3℃/sec以内である。3つの位置での平均冷却速度の差は、3つの位置での平均冷却速度のうち、一番大きな平均冷却速度と一番小さな平均冷却速度の差である。
　ここで、レール高さ中央位置（A/2位置）、上部20mm位置および下部20mm位置の平均冷却速度の制御について説明する。A/2位置に対して、A/2位置より上部側および下部側は、熱の流入に関し、それぞれレール頭部および足部からの輻射熱と熱伝導の影響を受けやすい。A/2位置、上部20mm位置および下部20mm位置の3つの位置における平均冷却速度を適切な範囲内（0.4～5.0℃/sec）に制御し、かつ3つの位置での平均冷却速度の差を一定の範囲内（0.5℃/sec以内）に制御すれば、A/2位置より上下にそれぞれ20mmの範囲内（合計40mmの範囲内）における平均冷却速度が適切で、かつ均一となっているものと推測されている。
　A/2位置に対し、A/2位置の上部側およびA/2位置の下部側の加速冷却を適切に強化することにより、上記3つの位置における平均冷却速度の差を安定して0.5℃/sec以内にすることができる。
　例えば、ノズルを、高さ方向に3段に、それぞれA/2位置、A/2位置の上部側、下部側を直射するように設置し、レールの温度と形状に合わせて、３つの位置の噴射量や冷却媒体の種類を変動させることができる。例えば、図３に示すようにエアノズルを3段に設置し、上部20mm位置の噴射量を最も多くし、下部20mm位置の噴射量を２番目の流量とし、A/2位置の噴射量を最も少ない量に設定することできる。
　加速冷却において平均冷却速度を決める上での温度は、A/2位置、上部20mm位置および下部20mm位置の表面温度を代表温度としている。これらは、放射温度計で測定可能である。ここで、冷却開始温度は、加速冷却開始時点の前記レール腹部の表面温度を放射温度計で測定した温度とし、冷却停止温度は、加速冷却停止後(復熱前)の前記レール腹部の表面温度を放射温度計で測定した温度とする。
　本発明の製造方法においては、熱間圧延後、レール腹部の表面温度について、上記の条件を満たすように冷却することが重要であり、この条件を満たせば、レールの他の部分（レール頭部、レール足部など）の冷却方法は特に限定されない。レール頭部および足部は放冷却してもよく、あるいは加速冷却を実施してもよい。
(３)その他
　冷却後のレール材は、公知の処理に付してもよく、例えば冷間でローラー矯正を行ってもよい。
　以下、実施例に従って、本発明をより具体的に説明するが、本発明は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、これらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表1に示す成分組成を有する鋼素材について、表２に示す条件で、鋼素材を加熱して熱間圧延を行い、熱間圧延後に加速冷却して、JIS E1101に準拠した60kgレール材を製造した。平均冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間(秒)あたりに換算して冷却速度(℃/sec)とした。なお、冷却停止後は放冷した。
　実施例では、レールの腹部の加速冷却について、図３に示したエアノズルを用いて行い、冷却速度を変える場合には、その噴射空気量を適宜、変更した。比較例の試験No.34では、図３に示したエアノズルの内、A/2高さに設置した1組のエアノズルのみを用いて加速冷却を行った。
　加速冷却開始時点および停止時点で、レールの腹部の高さ方向の温度分布が測定できる2次元の放射温度計を用いて、A/2位置、上部20mm位置および下部20mm位置の表面温度を測定し、これら３つの位置における平均冷却速度を算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られたレールはパーライト系レールである。各レールについて、腹部のビッカース硬さおよび三点曲げ特性を評価した。表２に試験結果を示す。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。
＜ビッカース硬さ＞
　加速冷却完了後のレール先端部を切断後、レール腹部から、図２に示すレール高さ中央位置（A/2位置）より上下にそれぞれ20mmの範囲内（合計40mmの範囲内）の部分を、レール腹部表面を含むようにして採取し、ビッカース硬さ測定用試験片とした。試験片を樹脂に埋込み、鏡面研磨を施し、レール腹部表面から深さ0.5mmの位置におけるビッカース硬さを、レール高さ中央位置（A/2位置）から上下方向にそれぞれ17.5mmとなる範囲（合計で35mmの範囲）について、荷重98Nでレール上部から下部に向かって1mmピッチで36点測定した。次いで、得られた各ビッカース硬さから平均値および標準偏差を求めた。
＜三点曲げ特性＞
　レール腹部から、図４に示すように、レール高さ中央位置（A/2位置）より上方に17.5mmの位置および下方に17.5mmの位置の２か所から、レール腹部表面を含むようにして、試験片を採取した。試験片の形状は、図５に示すとおりであり、長さL＝100mm、幅H＝10mm、厚さB＝10mmである。試験片のうちレール腹部表面に相当する面には、長さLの中央L/2部分にノッチを形成した。ノッチ部の深さN＝0.5mm、ノッチ部の幅C＝1.0mmであって、ノッチ部の底部は曲率半径R＝0.5mmとした。
　試験片を、支点間距離50mm、曲率半径17mmの支点の上に、ノッチ部を下にした状態でセットし、曲率半径16mmの圧子を用いて、ノッチ部の反対側より押し込み速度=0.1mm/secで曲げ歪みを付与した。上記２か所から採取した試験片について試験を行い、1.0mmの変位量において両者とも未破断の場合、レール腹部の耐折損性に優れると評価した。
　表２に示すように、発明例のレール材の試験結果（表２中の試験No.1～39)は、レール腹部の表層の硬さのばらつきが小さく、いずれも良好な三点曲げ特性を示した。一方、レール材の成分組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは本発明の範囲外の製造方法を適用しなかった比較例(表２中の試験No.40～52)は、三点曲げ試験において所定の変位量に達する前に破断した。
　本発明によれば、レール腹部の耐折損性に優れたレールをその製造方法とともに提供することができる。本発明のレールは、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与するものであり、産業上有益である。本発明のレールの製造方法は、本発明のレールを安定的に製造することができ、産業上有益である。
　１　レール
　１１　レール頭部（頭部）
　１２　レール腹部（腹部）
　１３　レール足部（足部）
 

Claims (3)

  1. 　C：0.70～1.20質量％、
    　Si：0.10～1.20質量％、
    　Mn：0.10～1.50質量％、
    　P：0.035質量％以下、
    　S：0.020質量％以下、および
    　Cr：0.05～1.80質量％を含有し、
    　残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　レール腹部の表面から深さ0.5mmの位置におけるビッカース硬さを、レール高さ中央位置より上下に±17.5mmの範囲について測定したとき、ビッカース硬さの平均値がHv280以上であり、標準偏差が5以下である、
    レール。
  2. 　前記成分組成が、さらに、
    　V：0.30質量％以下、
    　Cu：1.0質量％以下、
    　Ni：1.0質量％以下、
    　Nb：0.05質量％以下、
    　Mo：2.0質量％以下、
    　Al：0.07質量％以下、
    　W：1.0質量％以下、
    　Co：1.0質量％以下、
    　B：0.005質量％以下、
    　Ti：0.05質量％以下、
    　Sb：0.05質量％以下、
    　Mg：0.01質量％以下、
    　Ca：0.02質量％以下、および
    　Sn：0.05質量％以下
    からなる群より選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項１に記載のレール。
  3. 　請求項１又は２に記載のレールの製造方法であって、
    　請求項1又は２に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延してレールを製造するにあたり、熱間圧延後の冷却が、レール腹部について、レール高さ中央位置、レール高さ中央位置より20mm上方の位置およびレール高さ中央位置より20mm下方の位置の各位置における、750℃以上の冷却開始温度から450～650℃の冷却停止温度までの平均冷却速度が0.4～5.0℃/secであり、かつ各位置における平均冷却速度の差が0.5℃/sec以内となるように行われる、
    レールの製造方法。
     
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