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JP7173366B2 - 耐疲労き裂伝播特性に優れるレールおよびその製造方法 - Google Patents

耐疲労き裂伝播特性に優れるレールおよびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、レールおよびその製造方法に関し、耐疲労き裂伝播特性を向上させたレールと、そのレールを有利に製造し得るレール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なものとなっている。このような環境下で使用されるレールは従来から、耐摩耗性重視の観点で主としてパーライト組織を有する鋼が使用されてきた。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さらなる増加が進められており、レールには、一層の耐摩耗性と耐疲労損傷性の向上が求められている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車の１台の貨車の積載重量の大きい（積載重量がたとえば１５０トン程度以上の）鉄道である。
そこで、さらなる耐摩耗性向上を目指して様々な研究が行なわれている。たとえば特許文献１や特許文献２ではＣ含有量を０．８５質量％超え１．２０質量％以下に増加している。また、特許文献３や特許文献４ではＣ含有量を０．８５質量％超え１．２０質量％以下とするとともにレール頭部に熱処理を施している。これらの技術では、Ｃ含有量の増加により、セメンタイト分率を増加させることによって耐摩耗性の向上を図る等の工夫がなされている。
一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力が加わるためレールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が発生する。そのため、特許文献５ではＡｌ、Ｓｉの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。また特許文献６では、パーライトのラメラー間隔を適正範囲に制御することで、疲労き裂伝播速度を低下させる技術が提案されている。
特開平８‐１０９４３９号公報 特開平８‐１４４０１６号公報 特開平８‐２４６１００号公報 特開平８‐２４６１０１号公報 特開２００２‐６９５８５号公報 特開２０１０‐１８５１０６号公報
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１～４に記載の技術のように、単にＣ含有量を０．８５質量％超え１．２０質量％以下にすると、熱処理条件によっては初析セメンタイト組織が生成し、また脆いパーライト層状組織のセメンタイト層の量が増加するため、耐疲労損傷性の向上は見込めない。また、特許文献５に記載の技術では、Ａｌの添加により疲労損傷の起点となる酸化物が生成するため、特に疲労き裂の発生を抑制することが困難であった。さらに、特許文献６に記載の技術では、成分と製造条件の組み合わせによっては初析セメンタイト組織が生成する場合があり、結果として疲労き裂伝播速度が増加してしまうため、材質制御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、耐疲労損傷性、特に耐疲労き裂伝播特性に優れるレールをその好ましい製造方法とともに提供することを目的とする。
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製作し、組織や耐疲労き裂伝播特性を鋭意調査した。その結果、初析セメンタイト量に対応する成分パラメータＸおよび旧オーステナイト粒径ＲＡからパラメータＣＰを導出した。そして、パラメータＣＰを所定範囲に制御することで、仮に初析セメンタイトが多量に存在する場合であっても、優れた耐疲労き裂伝播特性が得られることを見出した。
上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる耐疲労き裂伝播特性に優れるレールは、Ｃ：０．８０～１．３０質量％、Ｓｉ：０．１０～１．２０質量％、Ｍｎ：０．２０～１．８０質量％、Ｐ：０．０３５質量％以下、Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％、Ｃｒ：０．２０～２．５０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、下記（１）式で表されるＣＰが２５００以下である、ここで、［％Ｙ］は、元素Ｙの含有量（質量％）であり、ＲＡは、旧オーステナイト粒径（μｍ）である、ことを特徴とする。
ＣＰ＝Ｘ／ＲＡ ・・・（１）
Ｘ＝｛（１０×［％Ｃ］）＋（［％Ｓｉ］／１２）＋（［％Ｍｎ］／２４）＋（［％Ｃｒ］／２１）｝５ ・・・（２）
なお、本発明にかかる耐疲労き裂伝播特性に優れるレールについては、
ａ．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％以下およびＭｏ：２．０質量％以下から選ばれる少なくとも１種を含有すること、
ｂ．前記成分組成が、さらに、Ａｌ：０．０７質量％以下、Ｗ：１．０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下およびＳｂ：０．０５質量％以下から選ばれる少なくとも１種を含有すること、
などがより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。
上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる耐疲労き裂伝播特性に優れるレールの製造方法は、上記いずれかの成分組成を有する鋼素材に、１３５０℃以下の加熱を施した後、熱間圧延を施してレールを製造する方法であって、仕上げ温度が９００℃以上となるように熱間圧延することを特徴とする。
なお、本発明にかかる耐疲労き裂伝播特性に優れるレールの製造方法については、前記熱間圧延後、９００℃から７５０℃までを０．４～３℃／ｓの範囲の冷却速度で加速冷却し、７５０℃から４００～６００℃の冷却停止温度までを１～１０℃／ｓの範囲の冷却速度で加速冷却することがより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。
本発明にかかるレールおよびその製造方法によれば、優れた耐疲労き裂伝播特性を有する耐疲労損傷レールを安定して製造することが可能となり、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
加えて、熱間圧延後の熱処理条件を適正化することで対疲労損傷性を向上させることができるので好ましい。
疲労き裂伝播速度に及ぼす初析セメンタイトの影響を示す模式図であり、（ａ）は、旧オーステナイト粒径と塑性域寸法がほぼ等しい場合を示し、（ｂ）は旧オーステナイト粒径が塑性域寸法より大きい場合を示す。 旧オーステナイト粒径観察用の試験片を採取した位置を示す図である。 疲労き裂伝播試験片を採取した位置を示す図である。 疲労き裂伝播試験に用いた試験片形状を説明する図であり、（ａ）は正面図を表し、（ｂ）は側面図を表し、（ｃ）はノッチ部拡大正面図を表す。 耐疲労損傷試験に用いた試験片形状を説明する図であり、（ａ）は側面図を表し、（ｂ）は正面図を表す。 耐疲労損傷試験片を採取した位置を示す図である。
以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。まず、本発明において、レール素材となる鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、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：０．８０～１．３０％
Ｃはパーライト組織の強度すなわち耐疲労損傷性を確保するための必須元素である。しかし、０．８０％未満では優れた耐疲労き裂伝播特性を得ることが難しい。また、１．３０％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、疲労き裂伝播速度の増加を招く。なお、初析セメンタイトは１．３０％以下の場合にも存在するが、後述の関係式に基づき、旧オーステナイト粒径を制御することで、その影響を回避することができる。したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．３０％の範囲とする。なお、Ｃ含有量の上限は１．００％が好ましく、０．９０％がさらに好ましい。
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、疲労き裂伝播速度の低下に寄与する。そのため０．１０％以上必要であるが、１．２０％を超えるとＳｉの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。さらに、Ｓｉ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、疲労き裂伝播速度の増加を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～１．２０％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量の下限は０．２０％が好ましく、Ｓｉ含有量の上限は０．８０％が好ましく、０．６０％がさらに好ましい。
Ｍｎ：０．２０～１．８０％
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、疲労き裂伝播速度の低下に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、十分な効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えるとマルテンサイト組織を生じ易く、レールの熱処理時および溶接時に硬化や脆化を生じ材質が劣化し易い。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、疲労き裂伝播速度の増加を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～１．８０％の範囲とする。なお、Ｍｎ含有量の下限は０．３０％が好ましく、Ｍｎ含有量の上限は１．００％が好ましく、０．６０％がさらに好ましい。
Ｐ：０．０３５％以下
０．０３５％を超えるＰの含有は延性を劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、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る。なお、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ため、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：０．０００５～０．０１２％
Ｓは、主にＡ系介在物の形態（加工によって粘性変形をうけるもの）で鋼中に存在するが、その含有量が０．０１２％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、鋼材の清浄性が悪化する。また、Ｓ含有量を０．０００５％未満にすると、精錬コストの増加を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００５～０．０１２％の範囲とする。なお、Ｓ含有量の上限は０．０１０％が好ましく、０．００８％がさらに好ましい。
Ｃｒ：０．２０～２．５０％
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、疲労き裂伝播速度の低下に寄与する。しかし、Ｃｒ含有量が０．２０％未満では、疲労き裂進展を十分に抑制することができず、一方、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると鋼の焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成し易くなる。また、マルテンサイトが生成しない条件で製造した場合、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが生成する。そのため、疲労き裂伝播速度が増加する。したがって、Ｃｒ含有量は０．２０～２．５０％の範囲とする。なお、Ｃｒ含有量の下限は０．４０％が好ましく、０．５０％がさらに好ましく、Ｃｒ含有量の上限は１．５０％が好ましく、１．００％がさらに好ましい。
さらに本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分で、下記（２）式に示す初析セメンタイト量に対応する成分パラメータＸと旧オーステナイト粒径ＲＡから導出された下記（１）式で表されるＣＰ値を２５００以下に制御することが重要である。
ＣＰ＝Ｘ／ＲＡ ・・・（１）
Ｘ＝｛（１０×［％Ｃ］）＋（［％Ｓｉ］／１２）＋（［％Ｍｎ］／２４）＋（［％Ｃｒ］／２１）｝５ ・・・（２）
ただし、［％Ｙ］：元素Ｙの含有量（質量％）、
ＲＡ ：旧オーステナイト粒径（μｍ）
を表す。
発明者らは、初析セメンタイトの存在により疲労き裂伝播速度が増加する原因について調査を行った。その結果、図１（ａ）の模式図で示すように、疲労き裂２３の先端で初析セメンタイト２４が先行して脆性的に破壊することが、疲労き裂伝播速度増加２６の要因となっているとの知見を得た。さらに、初析セメンタイトの生成量に応じ、当該組織の生成サイトとなる旧オーステナイト粒径を調整することで、疲労き裂先端に形成される塑性域２２と初析セメンタイトの遭遇頻度が低下し、脆性的なき裂進展を抑制できることが分かった。具体的には、初析セメンタイトが多量に存在する場合であっても、図１（ｂ）で示すように、き裂先端の塑性域２２の大きさよりも旧オーステナイト粒２１を十分に粗大化させることで、ＣＰ値を２５００以下に制御することが可能となる。それにより、前述した疲労き裂伝播速度の抑制効果を安定的に得ることができる。なお、上記ＣＰ値は２０００以下とすることが好ましい。
本発明で用いられるレールの成分組成は、以上説明した成分の他に、以下のＡ群の中から選ばれる少なくとも１種、Ｂ群の中から選ばれる少なくとも１種の、いずれかまたは両方を任意に含有していてもよい。
Ａ群：Ｖ：０．３０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下およびＭｏ：２．０％以下
Ｂ群：Ａｌ：０．０７％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下およびＳｂ：０．０５％以下
以下、上記Ａ群およびＢ群に属する元素の含有量を特定した理由を説明する。
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、鋼の耐摩耗性を向上させる。しかし、その含有量が、０．３０％を超えると、加工性が劣化し、製造コストが増加する。また、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、合金コストが増加するため、内部高硬度型レールのコストが増加する。したがって、Ｖは、０．３０％を上限として含有することが好ましい。なお、上記の耐摩耗性を向上させる効果を発現させるためには、Ｖは０．００１％以上で含有されることが好ましい。なお、Ｖ含有量の上限は０．１５％がより好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様に固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じ易くなる。したがって、成分組成にＣｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は１.０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃｕ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｃｕ含有量の上限は０．５％がより好ましい。
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、成分組成に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、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下しがちとなる。したがって、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎｉ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｎｉ含有量の上限は０．５％がより好ましい。
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する。その結果、耐摩耗性や耐疲労損傷性、延性を大きく向上させ、内部高硬度型レールの長寿命化に大きく寄与する。ただし、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えても、耐摩耗性や耐疲労損傷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。したがって、Ｎｂは、その含有量の上限を０．０５％として含有されていてもよい。なお、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上記のレールの長寿命化に対して十分な効果が得られにくい。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０３％がより好ましい。
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、２．０％を超えると、鋼中に生ずるベイナイト量が多くなり、耐摩耗性が低下する。したがって、レールの成分組成がＭｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｏ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｍｏ含有量の上限は１．０％がより好ましい。
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。しかし、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、鋼の延性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。一方、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％以上とすることが好ましい。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０３％がより好ましい。
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延性を向上させる。しかし、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、延性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには０．００１％以上とすることが好ましい。なお、Ｗ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｗ含有量の上限は０．５％がより好ましい。
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延性を向上させる。しかし、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、鋼の延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには０．００１％以上とすることが好ましい。なお、Ｂ含有量の上限は０．００３％がより好ましい。
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、窒化物あるい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延性を向上させる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには０．００１％以上とすることが好ましい。なお、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｔｉ含有量の上限は０．０３％がより好ましい。
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。しかし、Ｓｂ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、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。一方、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％以上とすることが好ましい。なお、Ｓｂ含有量の下限は０．００５％がより好ましく、Ｓｂ含有量の上限は０．０３％がより好ましい。
本発明のレールの材料となる鋼素材の成分組成は、以上の成分および残部のＦｅおよび不可避不純物を含むものである。本発明に係る組成中の残部Ｆｅの一部に代えて本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内で他の微量成分元素を含有するものとしたレールも、本発明に属する。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、本発明にかかるレールのミクロ組織における、パーライト以外の組織は特に限定されない。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、他の組織が存在することが許容される。前記他の組織としては、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。
次に、以上説明した本発明にかかる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（１）～（３）の処理を順次施すことにより製造することができる。
（１）熱間圧延
（２）一次冷却
（３）二次冷却
レール素材として用いる鋼素材は任意の方法で製造できるが、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
まず、前記鋼素材を熱間圧延してレール形状とする。本発明では、前記熱間圧延における圧延仕上げ温度を制御することにより最終的に得られるレールの旧オーステナイト粒径をコントロールできるため、前記熱間圧延の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。
加熱温度：１３５０℃以下
熱間圧延に先立って施す鋼素材の加熱において、加熱温度は１３５０℃以下とする必要がある。加熱温度が上限超えでは、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、加熱温度の下限については特に制限は無いが、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：９００℃以上
上記熱間圧延における圧延仕上げ温度が９００℃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だけでなく、オーステナイト結晶粒の伸長が顕著となる。オーステナイト粒界面積の増加により初析セメンタイトの核生成サイトが増加し、その結果、耐疲労き裂伝播特性が低下する。そのため、圧延仕上げ温度は９００℃以上とする。一方、圧延仕上げ温度の上限については特に制限は無いが、旧オーステナイト粒径が極端に粗大化すると、延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。なお、ここでいう圧延仕上げ温度は、最終圧延ミル入側におけるレール頭部側面の温度であり、放射温度計で測定可能である。
（２）一次冷却
９００℃から７５０℃までの平均冷却速度：０．４～３℃／s
次に、加速冷却を行う。その際、一次冷却として、初析セメンタイトの生成温度域である９００℃から７５０℃における平均冷却速度が０．４℃／ｓ未満であると、初析セメンタイト量が増加する。そのため、初析セメンタイト組織に割れが発生しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下するおそれがある。したがって、前記一次冷却の平均冷却速度の下限は０．４℃／ｓとすることが好ましく、０．７℃／ｓがより好ましい。一方、前記一次冷却の平均冷却速度が３℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織が生成し、延性や耐疲労損傷性が低下するおそれがある。そのため、前記一次冷却の平均冷却速度の上限は３℃／ｓとすることが好ましく、２℃／ｓがより好ましい。
（３）二次冷却
７５０℃から４００～６００℃の温度域までの平均冷却速度：１～１０℃/s
上記一次冷却の停止後、二次冷却を行う。二次冷却開始温度である７５０℃から４００～６００℃の温度域にある二次冷却の冷却停止温度までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなる。そのため、パーライト組織の硬度が低下して、レールの耐疲労損傷性が低下するおそれがある。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。一方、前記二次冷却の平均冷却速度が１０℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織が生成し、延性や耐疲労損傷性が低下するおそれがある。そのため、前記二次冷却の平均冷却速度は１～１０℃／ｓの範囲とすることが好ましい。なお、前記二次冷却の平均冷却速度の上限は、５℃／ｓがより好ましい。
なお、上述の一次、二次冷却において、平均冷却速度を決める上での温度は、いずれもレール頭部側面の表面温度であり、放射温度計で測定可能である。ここで、二次冷却時の冷却停止温度は、加速冷却停止後(復熱前)のレール頭部側面の温度を放射温度計で測定した温度とする。
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の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、これらは何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に示す条件で熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却を行なって、レール材を製造した。加速冷却はレール頭部のみに行ない、冷却停止後は放冷した。表２中の圧延仕上げ温度とは、最終圧延ミル入側のレール頭部側面表面の温度を放射温度計で測定した値を圧延仕上げ温度として示している。表２中の冷却停止温度は、二次冷却の冷却停止時のレール頭部側面表層の温度を放射温度計で測定した値を冷却停止温度として示している。冷却速度は、一次冷却および二次冷却について、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(℃／ｓ)とした。
Figure 0007173366000001
Figure 0007173366000002
Figure 0007173366000003
Figure 0007173366000004
得られたレールについて、旧オーステナイト粒径ＲＡ、耐疲労き裂伝播特性ならびに耐疲労損傷性を評価した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。
＜旧オーステナイト粒径ＲＡ＞
熱間仕上げ圧延後のレール先端部を切断後、該切断材に対して直ちに水冷処理を施した。得られた水冷材に対し、図２に示すレール頭部１の表面から５ｍｍ深さ位置の圧延長手方向より、組織観察用の試験片を採取した。得られた試験片に対し、鏡面研磨後γ粒エッチングを施し、光学顕微鏡を用いて２００倍の断面観察を行った。旧オーステナイト粒径ＲＡは画像解析ソフトを用いたトレース作業により４００個以上の粒径を測定し、その平均値を求めることで評価した。
＜耐疲労き裂伝播特性＞
図３に示すレール頭頂部とゲージコーナー(ＧＣ)部の２箇所から、疲労き裂伝播試験片を採取し、疲労き裂伝播試験を行った。図４は試験片の一例を示す模式図であり、図４（ａ）は正面図を、図４（ｂ）は側面図を、図４（ｃ）はノッチ部拡大正面図を示す。図４において、試験片は例えば幅Ｗ＝２０ｍｍ、高さＨ＝１００ｍｍ、厚さＢ＝５ｍｍの板状のものであって、高さＨの中央Ｈ／２部分の一方の幅端にノッチ部が形成されている。ノッチ部の長さＬ＝２ｍｍ、幅Ｃ＝０．２ｍｍであって、ノッチ部の端部は曲率Ｒ＝０．１ｍｍに形成されている。応力比（Ｒ比＝最小応力／最大応力）は０．１とし、応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ１/２における、疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を測定し、耐疲労亀裂伝播特性を評価した。ｄａ／ｄＮの値が８．０×１０－８以下であれば、疲労き裂伝播抑止性能があると評価した。
＜耐疲労損傷性＞
耐疲労損傷性に関しては、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。そこで、短時間で耐疲労損傷性を評価することができる西原式摩耗試験機を用いた。ここでは、実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートした比較試験により耐疲労損傷性を評価した。具体的には、接触面を曲率半径Ｒ＝１５ｍｍの曲面としてレール頭部１から直径３０ｍｍの西原式摩耗試験片１７を採取し、図５に示すように車輪試験片１８と接触させて回転させて試験を行なった。車輪試験片１８は、まず、ＪＩＳ規格Ｅ１１０１：２０１２に記載の普通レールの頭部から直径３２ｍｍの丸棒を採取した。そして、その丸棒に、ビッカース硬さ（荷重９８Ｎ）がＨｖ３９０であり、組織が焼戻しマルテンサイト組織となるように熱処理を行った後、直径３０ｍｍの円柱状に加工し試験に供した。なお、西原式摩耗試験片１７は図６に示すようにレール頭部１の表層の耐疲労損傷試験片採取部１４から採取した。図５（ａ）中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片１７と車輪試験片１８の回転方向を示す。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：１．８ＧＰａ、滑り率：－２０％、回転速度：６００ｒｐｍ（車輪試験片は７５０ｒｐｍ）で、２．５×１０４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。この数値が８×１０５回以上であれば耐疲労損傷性があると判定した。
表２に上記調査の結果を併せて示す。本発明の成分組成ならびにＣＰが２５００以下を満足する適合鋼を用い、本発明範囲の製造方法（加熱温度、圧延仕上げ温度）で作製したレール材の試験結果（表２中の試験Ｎｏ.１～２０、・・・）の疲労き裂伝播速度はいずれもΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ１/２における疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０－８以下を満足した。また、一次冷却および二次冷却条件が好適範囲にある試験Ｎｏ．１～２０は、疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０－８以下、かつ、疲労損傷寿命が８×１０５回以上のいずれも満足した。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、本発明範囲の製造方法に適用しなかった比較例（表２中の試験Ｎｏ.２１～２８、３０）は、ＣＰが２５００を超えてしまい疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（ｍ／ｃｙｃｌｅ）が８．０×１０－８超えとなるか、または、疲労損傷寿命が８×１０５回未満にとどまった。なお、試験Ｎｏ.２９は、加熱温度が高すぎたため、加熱時に鋼素材の一部が溶融した。このため、圧延時の破断が懸念されるために圧延に供することができず、特性評価にまで至らなかった。
本発明にかかるレールおよびその製造方法によれば、優れた耐疲労き裂伝播特性を有する耐疲労損傷レールを安定して製造することが可能となり、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
１ レール頭部
１１ 旧オーステナイト粒径観察用試験片採取部
１２ ゲージコーナー（ＧＣ）部
１３ 頭頂部
１４ 耐疲労損傷試験片採取部
１５ 疲労き裂伝播試験片
１６ ノッチ部
１７ 西原式摩耗試験片
１８ タイヤ試験片
２１ 旧オーステナイト粒
２２ 塑性域
２３ 疲労き裂
２４ 初析セメンタイト
２５ へき開破壊
２６ 疲労き裂伝播速度増加
２７ 疲労き裂伝播速度低下
ＲＡ 旧オーステナイト粒径
ＲＰ 塑性域寸法

Claims (5)

  1. Ｃ：０．８０～１．３０質量％、Ｓｉ：０．１０～１．２０質量％、Ｍｎ：０．２０～１．８０質量％、Ｐ：０．０３５質量％以下、Ｓ：０．０００５～０．０１２質量％、Ｃｒ：０．２０～２．５０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、下記（１）式で表されるＣＰが２５００以下であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れるレール。
    ＣＰ＝Ｘ／ＲＡ ・・・（１）
    Ｘ＝｛（１０×［％Ｃ］）＋（［％Ｓｉ］／１２）＋（［％Ｍｎ］／２４）＋（［％Ｃｒ］／２１）｝５ ・・・（２）
    ただし、［％Ｙ］：元素Ｙの含有量（質量％）、
    ＲＡ ：旧オーステナイト粒径（μｍ）
    を表す。
  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％以下およびＭｏ：２．０質量％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れるレール。
  3. 前記成分組成が、さらに、Ａｌ：０．０７質量％以下、Ｗ：１．０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下およびＳｂ：０．０５質量％以下から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れるレール。
  4. 請求項１から３のいずれか１項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れるレールの製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼素材に、１３５０℃以下の加熱を施した後、熱間圧延を施してレールを製造するにあたり、仕上げ温度が９００℃以上となるように熱間圧延し、前記（１）式で表されるＣＰを２５００以下とすることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れるレールの製造方法。
  5. 前記熱間圧延後、９００℃から７５０℃までを０．４～３℃／ｓの範囲の冷却速度で加速冷却し、７５０℃から４００～６００℃の冷却停止温度までを１～１０℃／ｓの範囲の冷却速度で加速冷却することを特徴とする請求項４に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れるレールの製造方法。
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