JP6658962B2 - パーライト系レールの製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、レール、中でも高強度型パーライト系レールおよびその製造方法に関する。すなわち、この種のレールは、例えば、貨車重量が重くかつ急曲線が多い鉱山鉄道に代表される、過酷な高軸荷重条件下で使用されることから、レールの長寿命化に適した耐疲労損傷性に優れた高強度型パーライト系レールを提供するための方途を与えるものである。
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遙かに高く、レールや車輪の使用環境も過酷なものとなっている。このような、高軸重鉄道、すなわち、列車や貨車の積載重量の大きい鉄道で使用されるレールには、従来、耐疲労損傷性重視の観点からパーライト組織を有する鋼が主として使用されている。しかし、近年、貨車への積載重量を増加させて輸送効率を向上させるために、レールの耐疲労損傷性をさらに向上させることが求められている。
そこで、さらなる耐疲労損傷性向上を目指して様々な研究が行なわれている。例えば、特許文献１では、Ｍｎ量とＣｒ量との比およびＶ量とＮ量との比を規定した、耐摩耗性、耐疲労損傷性および耐遅れ破壊特性に優れたレールが提案されている。特許文献２では、ＣおよびＣｕ量を規定し、４５０℃〜５５０℃の加熱温度で０.５ｈ〜２４ｈの後熱処理を施す、耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレールの製造方法が提案されている。特許文献３では、Ｃ量および組織が規定され、更に０．２％耐力が６００〜１２００ＭＰａである耐摩耗性および耐表面損傷性に優れたパーライト系レールが提案されている。特許文献４では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ量、ならびに、Ｃ，Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒ含有量の合計を規定した、０．２％耐力が５００ＭＰａ超８００ＭＰａ未満であるパーライト鋼レールが提案されている。
特許５２９２８７５号公報 特許５４９３９５０号公報 特開２０００−２１９９３９号公報 特許５４５３６２４号公報
一般に、熱間圧延そして加速冷却を経て得られたレールは、その曲がりを解消するために矯正処理が施される。この矯正処理では、バウシンガー効果により０．２％耐力がかなり低下する。すなわち、レールに真直性を付与するには、例えば３０〜７０ｔｆの荷重での矯正を行う必要がある。このような高荷重での矯正処理を行うと、矯正処理後の０．２％耐力は矯正処理前と比較して大幅に低下することになる。
そこで、合金元素を添加し、レールの矯正処理前の０．２％耐力を十分に上昇させておく必要が生じるが、合金元素の多量添加は、却ってパーライト組織以外の異常組織の生成をまねくため、現状以上の合金元素の添加は困難である。従って、バウシンガー効果により低下する０．２％耐力を合金元素の添加以外の手法で抑制する必要がある。
しかしながら、上記した特許文献１〜４に記載の技術は全て、レールに矯正処理を行う前の段階において０．２％耐力を向上するものであり、いずれにしても矯正処理後の０．２％耐力の低下は不可避であった。
すなわち、上記した特許文献１に記載の技術では、Ｍｎ量とＣｒ量との比およびＶ量とＮ量との比を規定しているが、上記のとおりレールは矯正処理にて０．２％耐力が低下するため、合金元素の比率のみでは矯正処理後に十分な０．２％耐力を維持することができない。
特許文献２では、ＣおよびＣｕ量を規定し、４５０℃〜５５０℃の加熱温度で０.５ｈ〜２４ｈの後熱処理を施すことが提案されているが、加熱温度が高く、却って転位の回復により０．２％耐力の低下を招くため、矯正処理後の０．２％耐力はより低いものとなる。
特許文献３に記載の技術では、Ｃ量を０．８５％超えとし、セメンタイト量を増加させることで高い０．２％耐力を確保する一方で、伸びが低下してレールに亀裂が入りやすくなるため、耐疲労損傷性を確保することができない。
特許文献４に記載のパーライト鋼レールは、０．２％耐力が８００ＭＰａ未満と低く、耐疲労損傷性の確保が困難であるのが実状である。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、レールの耐疲労損傷性の向上に有効な、高い０．２％耐力を製品出荷後のレールにおいて実現するための方途について提案することを目的とする。
上記課題を解決するために検討を行った結果、レールの成分組成を最適化することに加えて、矯正処理を適切に行って常温時効を発現させることが、パーライト系レールの０．２％耐力を向上するのに有効であることを見出した。特に、鉱山の高軸重鉄道に供されるレールは、出荷後、国内外の鉱山の敷設場所までの輸送期間が長いことから、この期間を利用して常温時効を発現させることが有利であるとの知見に基づいて本発明を完成するに到った。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．少なくともレール頭部の０．２％耐力の測定結果が記載された鋼材検査証明書を備えるレールであって、
質量％で、
Ｃ ：０．７０〜０．８５％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ ：０．０３５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下および
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
前記鋼材検査証明書に記載された０．２％耐力に対して、該鋼材検査証明書の作成日から少なくとも９０日経過後の０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａ以上であるレール。
２．前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．０５％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する前記１に記載のレール。
３．質量％で、
Ｃ ：０．７０〜０．８５％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ ：０．０３５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下および
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施してレールを作製し、該レールを１００ｔｆ以上の荷重にて矯正した後、４８０時間以内に、少なくともレール頭部の０．２％耐力の測定結果を含む鋼材検査証明書を作成するレールの製造方法。
４．前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．０５％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する前記３に記載のレールの製造方法。
本発明によれば、時効によって優れた０．２％耐力を獲得した、高軸重鉄道においても好適に使用することができる高強度パーライト系レールを提供することができる。
引張試験片の採取位置を示すレール頭部の模式図である。 転動疲労試験片の採取位置を示すレール頭部の模式図である。 レールの曲がり矯正の概要を示す模式図である。
［成分組成］
本発明のレールについて具体的に説明する。本発明においては、レールが上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、各成分の含有量の単位は「質量％」であるが、「％」と略記される。
Ｃ：０．７０〜０．８５％
Ｃは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、常温時効により０．２％耐力を向上させる効果を有する元素である。したがって、レールの０．２％耐力を確保するためにＣの添加は必須であり、Ｃ含有量の増加に伴い０．２％耐力が向上する。すなわち、Ｃ含有量が０．７０％未満であると、前記常温時効後に優れた０．２％耐力を得ることが難しい。一方、Ｃ含有量が０．８５％を超えると、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが生成し、却ってレールの耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．７０〜０．８５％とする。好ましくは、０．７５〜０．８５％である。
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、脱酸剤としての効果を有する元素である。また、Ｓｉは、パーライト中のフェライトへの固溶強化により、レールの０．２％耐力を向上させる効果を有している。そのため、Ｓｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、Ｓｉが有する高い酸素との結合力のため、酸化物系介在物が多量に生成するため、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．５％とする。好ましくは、０．１５〜１．５％である。
Ｍｎ：０．４〜１．５％
Ｍｎは、鋼の変態温度を低下させてラメラー間隔を小さくすることにより、レールの高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．４％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、鋼のミクロ偏析によりマルテンサイト組織を生じ易くなり、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４〜１．５％とする。好ましくは、０．４〜１．４％である。
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐ含有量が０．０３５％を超えると、レールの延性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０３５％以下とする。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。より好ましくは、０．０２５％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、主にＡ系（硫化物系）介在物の形態で鋼中に存在する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると前記介在物の量が著しく増加するとともに、粗大な介在物が生成するため、耐疲労損傷性が低下する。なお、Ｓ含有量を０．０００５％未満とするには、精錬コストの増加を招くため、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。より好ましくは、０．００９％以下である。
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％
Ｃｒは、パーライト中のセメンタイトへの固溶強化により、０．２％耐力を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、Ｃｒの固溶強化によりマルテンサイト組織が生成するため、却って耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．５０％とする。好ましくは、０．１０〜１．５０％である。
本発明のレールの鋼素材としては、以上の成分を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物を有する。残部はＦｅおよび不可避不純物からなってもよいが、さらに、本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内において、以下の元素を含有することができる。
すなわち、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下および
Ｔｉ：０．０５％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を、必要に応じてさらに含有することができる。
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、圧延中および圧延後に炭窒化物として析出し、析出強化により０．２％耐力を向上させる効果を有する元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、耐疲労損傷性の低下を招く。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様に、固溶強化により０．２％耐力を向上させる効果を有する元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとＣｕ割れが生じる。したがって、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を劣化することなく０．２％耐力を向上させる効果を有する。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。また、ＮｉをＣｕと複合添加することによってＣｕ割れを抑制できるため、Ｃｕを添加する場合にはＮｉも添加することが望ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、焼入れ性が上昇してマルテンサイトが生成する結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、圧延中及び圧延後に炭窒化物として析出し、パーライト系レールの０．２％耐力を向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大な炭窒化物が多量に析出するため、延性が低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化により０．２％耐力を向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、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、酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、圧延中及び圧延後に炭化物として析出し、析出強化により０．２％耐力を向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．０％を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。したがって、Ｗを添加する場合は、Ｗ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、圧延中及び圧延後に窒化物として析出し、析出強化により０．２％耐力を向上させる。そのためには、０．０００１％以上で添加することが好ましい。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、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、圧延中及び圧延後に炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として析出し、析出強化により０．２％耐力を向上させる。そのためには、０．００１％以上で添加することが好ましい。一方、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、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。
［０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａ以上］
本発明においては、レールが上記成分組成を有することに加えて、少なくともレール頭部の０．２％耐力の測定結果が記載されたレールの鋼材検査証明書における、０．２％耐力に対して、該鋼材検査証明書の作成日から少なくとも９０日経過後の０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａ以上であることが肝要である。
すなわち、レールの耐疲労損傷性を向上させるためには、レールの０．２％耐力を向上させ、塑性変形領域をなるべく抑制する必要がある。０．２％耐力は合金元素の添加により上昇させることができるが、それでは却ってマルテンサイトのような異常組織の生成により、レールの耐疲労損傷性の低下を招く。異常組織の生成を抑制し、０．２％耐力を向上させるためには、上記の条件に従う矯正処理並びに時効処理が有効であり、最適な荷重下での矯正処理並びに最適な期間での常温時効により、少なくとも９０日経過後の０．２％耐力を向上することができる。
この０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａ未満であると、０．２％耐力の向上代が小さいためにレール表面に塑性流動が生じ易くなり、レール表面に疲労層が蓄積し易くなって耐疲労損傷性向上代が小さくなる。そのため、０．２％耐力向上代は４０ＭＰａ以上とする。ここで「０．２％耐力向上代」とは、レール製造後の「鋼材検査証明書」の作成日、すなわちほぼ出荷時におけるレール（以下、時効前レール）の０．２％耐力と、この作成日から少なくとも９０日経過したレール（以下、時効レール）から採取した試験片で引張試験を行って得られる０．２％耐力との差（時効レールの０．２％耐力−時効前レールの０．２％耐力）で求めることができる。
ここで、少なくとも９０日経過後の０．２％耐力の向上代で規定するのは、レールの矯正時にレールに導入したひずみにＣが固着して０．２％耐力が上昇するという、ひずみ時効を十分に発現させた上での０．２％耐力を評価するためである。
さて、鋼材検査証明書には、レールの最終の製造工程を経たレールについて、機械的特性等の試験が行われた結果が記載される。そして、レールの出荷に当たっては、当該レールについての鋼材検査証明書が添付されて、客先へと発送される。本発明のレールは、この鋼材検査証明書が添付されるものであり、鋼材検査証明書には少なくともレールの頭部の０．２％耐力の測定結果が記載されている。ここで、記載されている０．２％耐力の測定結果は、レールの頭部から採取されたサンプルについて引張試験を行って得た実測値である。そして、鋼材検査証明書の作成日から少なくとも９０日経過後には、当該鋼材検査証明書に記載された０．２％耐力に対して４０ＭＰａ以上の０．２％耐力の向上があるので、通常、レールの出荷からレールの敷設まで９０日以上あることを考慮すると、鋼材検査証明書に記載された０．２％耐力から予想される耐疲労損傷性に対してより向上した耐疲労損傷性を有するものとなる。もし、鋼材検査証明書の作成日からレールの敷設までにかかった時間が９０日未満であったとしても、レール寿命は通常９０日よりも大幅に長いので、レールの使用途中で、疲労損傷がレールに発生しない間に、鋼材検査証明書の作成日から９０日が経過して０．２％耐力が上昇し、耐疲労損傷性が向上する。
なお、０．２％耐力の向上代は、鋼材検査証明書の作成日から少なくとも９０日経過後以降に測定すればよいものであり、９０日経過時点で測定しなくてはならないものではない。つまり、０．２％耐力の向上代の測定は、鋼材検査証明書の作成日の９０日後であっても、１年以上後であってもよい。
この４０ＭＰａ以上の０．２％耐力の向上を、レールの寿命を予測値に対する安全代と判断してもよいし、鋼材検査証明書の記載された０．２％耐力に対してさらに４０ＭＰａを上乗せした値をもとに、レールの寿命を予測するようにすることもできる。
［製造条件］
次に、本発明のレールを製造する方法について説明する。
本発明に従うレールは、定法に従って、熱間圧延、次いで冷却によりレールを作製し、その後１００ｔｆ以上の荷重での矯正処理を行うことによって製造することができる。
熱間圧延によるレールの作製は、例えば、以下の手順で行うことができる。
まず、転炉または電気炉で鋼を溶製し、必要に応じて脱ガスなどの二次精錬を経て、鋼の成分組成を上記範囲に調整する。次いで、連続鋳造を行ってブルームなどの鋼素材とする。次に、前記鋼素材を、加熱炉で１２００〜１３５０℃に加熱した後、熱間圧延してレールとする。前記熱間圧延は圧延終了温度：８５０〜１０００℃で行い、熱間圧延後のレールを冷却速度：１〜１０℃／ｓで冷却することが好ましい。
前記熱間圧延に続く冷却が完了した後に、１００ｔｆ以上の荷重で矯正処理を行ってレールの曲がりを矯正する。このレールの曲がり矯正は、レールの搬送方向に沿って千鳥状に配置された矯正ローラに、レールを通すことにより、レールに曲げ−曲げ戻しの繰り返し変形を与えて行う。図３は、このレールの曲がり矯正法を示す概念図であり、レールの搬送ラインに沿って千鳥状に配置された矯正ローラＡ〜Ｇに、レールＲを通すことによってレールの曲がり矯正が行われる。図中、搬送ラインの下側に配置された矯正ローラＡ、ＢおよびＣの上面位置が、搬送ラインの上側に配置された矯正ローラＤ、Ｅ、ＦおよびＧの下面位置より上側に配置した状態として、この矯正ローラ群にレールを通すことにより、レールに曲げ−曲げ戻しの繰り返し変形を与える。この際、矯正ローラＡ〜Ｇに付加される矯正荷重のうちの少なくとも１つを１００ｔｆ以上とする。例えば、図３の例では、図中の下側に３本かつ上側に４本の合計７本の矯正ローラがあり、これら７本の矯正ローラに付加される矯正荷重ＦＡ、ＦＢ、ＦＣ、ＦＤ、ＦＥ、ＦＦ、ＦＧのうちの最大の矯正荷重を１００ｔｆ以上とする。矯正荷重を１００ｔｆ以上とすることによって、９０日経過後の０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａとなるような、ひずみがレール中に導入できる。なお、矯正荷重は、好ましくは１０５ｔｆ以上１７０ｔｆ以下である。
なお、矯正処理によってレールに蓄積されるひずみは、上記矯正荷重と矯正処理が施されるレールの断面積（レールサイズ）とにより変化する。ここで、本発明が主対象とする高軸荷重条件下で使用されるレールのサイズは、比較的断面の大きな北米ＡＲＥＭＡ規格では１１５ｌｂｓ、１３６ｌｂｓおよび１４１ｌｂｓ並びに、ＪＩＳ規格では５０ｋｇＮおよび６０ｋｇＮであり、この程度のサイズを有するレールでは、上記した矯正荷重を１００ｔｆ以上にすれば、上記矯正の後４８０時間以内に測定された０．２％耐力に対する０．２％耐力向上代が十分に得られる、ひずみをレールに蓄積することができる。
レールの曲がり矯正を行った後、４８０時間以内に、少なくともレール頭部の０．２％耐力の測定結果の記載を含む鋼材検査証明書を作成する。レールの曲がり矯正を行った後に、ひずみ時効が生じるような長期間経過後に０．２％耐力を含むレールの材質検査を行えば、０．２％耐力は矯正直後よりも上昇するので、高い０．２％耐力を有するレールとして出荷することができる。しかしながら、矯正処理の後に長期間工場内にレールを保管することは、保管庫の広さの制約から無理である。したがって、上記の曲がり矯正の後に、速やかに、具体的には、４８０時間以内に、少なくともレール頭部の０．２％耐力の測定結果を記載した鋼材検査証明書を作成するものとする。
上記した成分組成を有する鋼素材から作製したレールは、上記の矯正処理を行ったのち、少なくとも９０日の常温時効を施すことによって、鋼材検査証明書の作成日から少なくとも９０日経過後の０．２％耐力の向上代が４０ＭＰａ以上になる。
表１に示した成分組成を有する鋼素材（ブルーム）を熱間圧延して、表２に示すサイズのレールを作製した。その際、熱間圧延前の加熱温度は１２５０℃、圧延出側温度は９００℃とし、熱間圧延後のレールを４００℃まで平均冷却速度３℃／ｓで冷却した。その後、冷却完了後のレールに対して、表２に示す条件に従って矯正処理を施した。
得られたレールのそれぞれについて引張試験を実施して、０．２％耐力、引張強さおよび伸びを測定した。また、耐疲労損傷性の試験を行って各レールの耐疲労損傷性を測定した。表２には、これら試験結果も併せて示す。測定方法は、以下の通りとした。なお、引張試験は、矯正処理から鋼材検査証明書作成までの間に行うとともに、Ｎｏ．１以外については常温時効処理を施した後にも実施した。
［引張試験］
得られた各レールの頭部について、図１に示す部位から引張試験片を採取した。すなわち、引張試験片は、ＡＲＥＭＡ Ｃｈａｐｔｅｒ４の２．１．３．４に記載の位置（図１参照）からＡＳＴＭ Ａ３７０に記載の平行部が１２．７ｍｍの引張試験片を採取した。次いで、得られた引張試験片を用い、引張速度：１ｍｍ／ｍｉｎ、評点間距離：５０ｍｍの条件で引張試験を行って、０．２％耐力、引張強さおよび伸びを測定した。測定された値は表２に示した通りである。
なお、引張試験は、矯正処理を実施直後（４８０時間以内）のレールの頭部から試験片を採取して矯正処理実施から４８０時間以内に実施するとともに、Ｎｏ．１以外については、鋼材検査証明書作成から９０日経過後にも実施した。また、表２に示す常温時効処理期間の常温時効処理を行ったレールの頭部からも試験片を採取し、表２に示す鋼材検査証明書作成から引張試験実施までの時間（日）経過後においても引張試験を行った。そして、矯正処理を実施直後の引張試験で求めた０．２％耐力に対する、常温時効処理後の０．２％耐力の向上代（ＭＰａ）を求めた。
［耐疲労損傷性］
耐疲労損傷性は、西原式摩耗試験機を用いて実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートして評価した。すなわち、接触面を曲率半径１５ｍｍの曲面とした直径３０ｍｍ（外径３０ｍｍ、内径１６ｍｍ）の円筒型試験片を、常温時効処理後のレールの図２（ａ）に示すレール頭部の部位から採取した。該円筒型試験片を、図２（ｂ）に示すように接触圧力：２．２ＧＰａ、すべり率：−２０％、油潤滑条件で試験機に供し、試験片接触面に剥離が発生した時点を疲労損傷寿命とした。疲労損傷寿命の大小を比較する際の基準として、現用のＣ量０．８１％のパーライト鋼レールを採用し、該レール（Ａ１）よりも１０％以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判定した。
ここで、図２に示す車輪材は、質量％で、０．７６％Ｃ−０．３５％Ｓｉ−０．８５％Ｍｎ―０．０１７％Ｐ−０．００８％Ｓ−０．２５％Ｃｒおよび、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する、直径３３ｍｍの丸棒を、９００℃に加熱して４０分保持後放冷し、図２（ｂ）に示す車輪材に加工し、試験に供した。車輪材の硬度はＨＶ２８０とした。
Figure 0006658962
Figure 0006658962
上記実施例における比較例Ｎｏ．１のレールは、Ｃ含有量０．８１％である、現用のパーライトレールである。表２に示した結果から分かるように、本発明により製造された発明例のレールは、いずれも前記比較例Ｎｏ．１のレールよりも４０ＭＰａ以上優れた０．２％耐力を示すとともに、１０％以上の耐疲労損傷性向上代を備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例のレールは０．２％耐力、伸び及び耐疲労損傷性の少なくとも一方が劣っていた。
表３に示した成分組成を有する鋼を用いたこと以外は実施例１と同様の手順でレールを作製し、実施例１と同様の方法で引張試験および耐疲労損傷性の測定を行った。矯正処理および時効処理条件並びに、測定結果を表４示す。
表４に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす発明例のレールは、いずれも前記比較例Ｎｏ．１のレールよりも４０ＭＰａ以上優れた０．２％耐力を示すとともに、１０％以上の耐疲労損傷性向上代を備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例のレールは０．２％耐力及び耐疲労損傷性の少なくとも一方が劣っていた。
Figure 0006658962
Figure 0006658962

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．７０〜０．８５％、
    Ｓｉ：０．１〜１．５％、
    Ｍｎ：０．４〜１．５％、
    Ｐ ：０．０３５％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下および
    Ｃｒ：０．０５〜１．５０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施してレールを作製し、該レールを１００ｔｆ以上の荷重にて矯正することを特徴とするパーライト系レールの製造方法。
  2. 前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｖ ：０．３０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．０５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ａｌ：０．０７％以下、
    Ｗ ：１．０％以下、
    Ｂ ：０．００５％以下および
    Ｔｉ：０．０５％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載のパーライト系レールの製造方法。
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