JP2010255046A - 高炭素鋼レールの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高炭素含有のレール鋼片において、仕上げ圧延後にレール頭部表面を加速冷却し、その後、オーステナイト域まで昇温・保持し、更に加速冷却することにより、海外の貨物鉄道で使用されるレール靭性を向上させ、使用寿命を向上させる。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるレール圧延用鋼片を粗圧延、中間圧延、引き続いて仕上圧延を行い、Ａ3又はＡｃｍ線〜１０００℃の温度を有したレール頭部表面を、冷却速度2〜20℃/secで450〜680℃まで急冷し、その後、Ａ3又はＡｃｍ線〜９５０℃の温度域まで昇温速度2〜50℃/secで温度上昇させ、その後、当該温度範囲内で1.0〜900sec保持し、さらにその後、冷却速度5〜30℃/secで450〜650℃まで加速冷却することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
【選択図】 図１

Description

本発明は、海外の貨物鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的とした高炭素鋼レールの製造方法に関するものである。

経済発展に伴い石炭などの天然資源の新たな開発が進められている。具体的にはこれまで未開であった自然環境の厳しい地域での採掘が進められている。これに伴い資源を輸送する海外の貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっている。
レールに対してはこれまで以上の耐摩耗性に加えて、寒冷地での靭性などが求められるようになってきた。このような背景から、現用の高強度レール以上の耐摩耗性と高い靭性を有したレールの開発が求められるようになってきた。

一般に、高靭性レールにはパーライト鋼レールが用いられているが、パーライト鋼の靭性を更に向上させるには、パーライト組織の微細化、具体的には、パーライト変態前のオーステナイト組織の細粒化やパーライトブロックサイズの微細化が有効であると言われている。オーステナイト組織の細粒化を達成するには、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、更にはレール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。また、パーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。

しかし、レールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや、粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。

これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。しかし、近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、上記の低温再加熱熱処理時に、オーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題がある。また、再加熱であるため製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もある。

そこで、圧延時成形性を確保し、圧延後のパーライト組織を微細化する高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、パーライト組織を微細化するため、高炭素鋼のオーステナイト粒が比較的低温で、かつ小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用して、小圧下の連続圧延によって整粒の微細粒を得、パーライト鋼の延性や靭性を向上させるものである（例えば特許文献１、２、３参照）。

特許文献１では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続３パス以上の圧延を行うことにより高延性レールを提供することが開示されている。
また特許文献２では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続２パス以上の圧延を行い、さらに連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供ことが開示されている。
さらに特許文献３では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供することが開示されている。

しかし、特許文献１〜３では、連続熱間圧延時の温度、圧延パス数やパス間時間の組合せにより、ある一定レベルのオーステナイト組織の微細化が図れ、若干の靭性の向上は認められるものの、その効果には限界がある。そこで、抜本的な靭性の向上を図る高炭素鋼レールの製造方法の開発が求められるようになってきた。
この問題を解決するため、下記に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、レール頭部をオーステナイト域からＡ１線以下の温度範囲まで冷却し、その後、圧延や復熱を利用し、Ａ１線以上のオーステナイト域まで昇温し、さらに圧延等を施すことにより、オーステナイト組織を微細化し、パーライト鋼の延性や靭性を向上させている（例えば特許文献４、５、６参照）。

特許文献４では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、復熱等を利用して昇温させてから仕上げ圧延を行うことにより延性の高い耐摩耗レールを提供するとしている。
特許文献５では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、パーライト変態させ、その後、昇温させてから仕上げ圧延を行うことにより延性の高い耐摩耗レールを提供するとしている。
特許文献６では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面をＡｒ１点以下まで急速冷却し、仕上げ圧延を行い、復熱によりＡｃ１点以上まで昇温し、その後、加速冷却することにより靭性を高めた耐表面損傷性の高いレールを提供するとしている。
特許文献７では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、粗圧延直後にレール鋼の表面を急速冷却し、パーライト変態させると同時に仕上げ圧延を行い、復熱によりオーステナイト域まで昇温し、その後、加速冷却することにより延性を高めた耐摩耗レールを提供するとしている。
しかし、特許文献４〜７では、抜本的なオーステナイト組織の微細化が図れるものの、いずれの方法においても、圧延温度が非常に低いことから、成形性確保が非常に困難である。また、低温圧延が前提であるため、圧延能力の確保が必須であり、新たな圧延機の導入等、設備投資が多大になるといった問題がある。

特開平０７−１７３５３０号公報 特開２００１−２３４２３８号公報 特開２００２−２２６９１５号公報 特開平０８−４９０１５号公報 特開２００５−１６３０８８号公報 特開平０８−３３３６３５号公報 特開２００５−１６３０８７号公報

このような背景から、高炭素鋼含有の鋼レールの耐摩耗性を向上させ、同時に靭性を向上させた高炭素鋼レールの製造方法の提供が望まれるようになった。
そこで本発明は、上述した問題点に鑑み創出したものであり、その目的とするところは、海外の貨物鉄道のレールで要求される頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的としたものである。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．６０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるレール圧延用鋼片を粗圧延、中間圧延、引き続いて仕上げ圧延を行い、Ａ3またはＡｃｍ線〜１０００℃の温度を有したレール頭部表面を、冷却速度２〜２０℃／ｓｅｃで４５０〜６８０℃まで急冷し、その後、Ａ3またはＡｃｍ線〜９５０℃の温度域まで昇温速度２〜５０℃/secで温度上昇させ、その後、当該温度範囲内で１．０ｓｅｃ〜９００ｓｅｃ保持し、さらにその後、冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで４５０〜６５０℃まで加速冷却することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。

（２）前記（１）記載の熱処理における、最初の加速冷却後の昇温において、保持時間：ｔを下記式１あるいは式２で示す条件範囲内で行うことを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
（ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
ここで、Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａ3：オーステナイト化下限温度
（ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％含有鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ
＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）・・・・式２
ここで、Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
Ａｃｍ：オーステナイト化下限温度

（３）また、上記（１）〜（２）のレールには、質量％でさらに、下記（ａ）〜（ｋ）の成分を選択的に含有させることができる。
（ａ）Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
（ｂ）Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または
２種、
（ｃ）Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
（ｄ）Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
（ｅ）Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
（ｆ）Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
（ｇ）Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
（ｈ）Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％の１種または２種、
（ｉ）Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％、
（ｊ）Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
（ｋ）Ｎ ：０．００６０〜０．０２００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

本発明によれば、高炭素含有のレール鋼片において、仕上げ圧延後にレール頭部表面を加速冷却し、その後、オーステナイト域まで昇温・保持し、さらに加速冷却することにより、海外の貨物鉄道で使用されるレール靭性を向上させ、使用寿命を向上させることが可能となる。

Ｃ量０．７５％、Ｓｉ量０．２５％、Ｍｎ量０．８０％の鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係で示した図。 Ｃ量１．００％、Ｓｉ量０．５０％、Ｍｎ量０．７０％の鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係を示した図。 本発明のレール製造方法で製造したレール部位の頭部断面表面位置での呼称を示した図。 表２、表３に示す摩耗試験における試験片採取を示した図。 表２、表３に示す摩耗試験の概要を示した図。 表２、表３に示す衝撃試験における試験片採取を示した図。 表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと表２に示す比較のレール製造方法で製造したレール（鋼Ｎｏ．：ｂ１３〜ｂ１６）の摩耗試験の結果を炭素量と摩耗量の関係で示した図。 表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレールと表２に示す比較のレール製造方法で製造したレール（鋼Ｎｏ．：ｂ１〜ｂ１４）の衝撃試験の結果を炭素量と衝撃値の関係を示した図。 表２に示す本発明のレール製造方法で製造したレール（鋼Ｎｏ．：Ｂ１７〜Ｂ２５）と昇温時の保持時間：ｔを式１、式２から算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの値の範囲内に制御した本発明のレール製造方法で製造したレール（鋼Ｎｏ．：Ｂ２６〜Ｂ３０）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示した図。

以下に本発明を実施する形態として、高炭素鋼レールの製造方法につき、詳細に説明する。成分組成は質量％であり、以下、単に％と記載する。
まず、本発明者らは、熱間圧延に頼らず熱処理のみでオーステナイト組織を微細化する方法を検討した。高炭素レール鋼を用いて、様々な熱処理パターンを模擬したラボ実験を行い、オーステナイト粒の調査を行った。その結果、一旦、変態させた後にオーステナイト変態させることで微細粒が得られることを確認した。さらに、変態組織とオーステナイト粒の関係を調査した結果、前組織を微細な層状のフェライトとセメンタイト（炭化物）からなるパーライト組織とすることにより、オーステナイト粒が最も微細化することを確認した。

さらに、微細粒が得られた熱処理条件においてオーステナイト組織の調査を行った。その結果、微細粒のオーステナイト組織では、パーライト組織中のセメンタイト相が数ｎｍレベルの微細な炭化物となり、粒界に存在しており、この微細な炭化物のピンニングによりオーステナイト組織が微細化していることが明らかとなった。
そこで、オーステナイト粒をピンニングする微細な炭化物を安定的に生成させる熱処理方法の検討を行った。ラボ圧延熱処理実験により、パーライト変態後の昇温速度、昇温後の保持温度と保持時間の関係を詳細に解析した。

まず、炭化物のサイズと昇温速度の関係を検討した。その結果、昇温速度が大きくなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。一方、昇温速度が小さくなると、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解が進み、微細な炭化物の存在量が減少する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。

次に、炭化物のサイズと保持温度の関係を検討した。その結果、保持温度が高くなると、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解進み、微細な炭化物の存在量が大きく減少する。一方、保持温度が低くなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。

さらに、炭化物のサイズと保持時間の関係を検討した。その結果、保持時間が長くなると、パーライト組織中の微細な炭化物の存在量が大きく減少し、さらに、部分的に炭化物の粗大化が発生する。一方、保持時間が短くなると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難になることが確認された。

これらの結果から、微細な炭化物を残存させ、オーステナイト組織を微細化するには、パーライト変態後の昇温速度、昇温後の保持温度、保持時間にある一定の範囲が存在することを確認した。
さらに、この微細な炭化物の生成量を制御し、衝撃値を安定的に向上させる方法を検討した。まず、パーライト変態後の昇温後の保持温度と保持時間（ｔ）を変化させたラボ圧延熱処理実験を行い、昇温後の保持温度と保持時間と衝撃値との関係を詳細に解析した。

まず、ラボ実験により、鋼の化学成分と完全にオーステナイト化する温度であるＡ3またはＡｃｍ温度との関係を調査した。その結果、Ａ3またはＡｃｍ温度は、鋼の成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎとよい相関があり、鋼の化学成分との関数で求められることが確認された。
さらに、この解析で求めたＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差、保持時間（ｔ）と衝撃試験の衝撃値の関係を重相関により解析した。その結果、保持時間（ｔ）をＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差を変数とする関数とし、その上限（ｔｍｉｎ）、下限（ｔｍａｘ）を下記に示す関数の値の範囲で熱処理を行うと衝撃値が安定的に向上することを見出した。

図１に、Ｃ量０．７５％、Ｓｉ量０．２５％、Ｍｎ量０．８０％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を、昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係で示す。なお、Ａ3温度、昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）は下記の値を用いた。保持時間（ｔ）を下記に示した式で算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの範囲内に納めることにより衝撃値が安定的に向上することが確認された。
Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）：７２７℃
Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値：８００℃
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）：４１．１ｓｅｃ
ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）：３４２．５ｓｅｃ

図２に、Ｃ量１．００％、Ｓｉ量０．５０％、Ｍｎ量０．７０％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を用いて圧延熱処理実験を行った結果を昇温時の保持時間（ｔ）と衝撃値の関係で示す。なお、Ａｃｍ温度、昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）は下記の値を用いた。保持時間（ｔ）を下記に示した式で算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの範囲内に納めることにより衝撃値が安定的に向上することが確認された。
Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）：７７８℃
Ｔ（℃）昇温後の保持温度の平均値：９００℃
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）：８２ｓｅｃ
ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）：２４６ｓｅｃ

さらに本発明者らは、熱処理条件の検討に加えて、圧延後に微細なパーライト組織を安定的に得る熱処理方法を検討した。その結果、昇温後のある保持温度に一定時間保持された鋼レールの頭部を、ある一定の冷却速度である温度域まで冷却することで微細なパーライト組織が得られ、レール頭部の耐摩耗性や靭性が確実に向上することを確認した。

（１）化学成分の限定理由
本発明において、レール鋼の化学成分を特許請求の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６０％未満になると、熱処理後のレール頭部に初析フェライト組織が生成し、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性を確保することが困難となる。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、昇温後のＡｃｍ温度以上の保持において、粗大な初析セメンタイト組織が解け残り、炭化物が粗大化する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、靭性の向上が図れない。さらに、熱処理後のレール頭部に初析セメンタイト組織が生成し、靭性が大きく低下する。このため、Ｃ添加量を０．６０〜１．２０％に限定した。なお、耐摩耗性低下させず、靭性を確保するには、Ｃ添加量は０．７０〜１．００％の範囲とすることが望ましい。

Ｓｉは、脱酸材として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶強化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素である。さらに、過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、靭性の低下を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ量が０．０５％未満ではこれらの効果が十分ではなく、過共析鋼では初析セメンタイト組織が生成し、靭性が低下する。またＳｉ量が２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成することや、酸化物の生成により溶接性が低下する。さらに、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このため、Ｓｉ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成を防止するには、Ｓｉ添加量は０．３０〜１．００％の範囲とすることが望ましい。

Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が０．０５％未満では、その効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。また、Ｍｎ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、Ｍｎ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成を防止するには、Ｍｎ添加量は０．４０〜１．２０％の範囲とすることが望ましい。

また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度（強化）の向上、耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎの元素を必要に応じて添加する。

ここで、Ｃｒ、Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主に、パーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。Ｖ、Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。

Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｃａ、Ｍｇは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時に、パーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ｚｒは、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することによりパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させることが主な添加目的である。

これらの成分の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、Ｃｒ量が０．０５％未満ではその効果は小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、Ｃｒ量２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成し、頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。
なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成やスポーリング損傷を防止するには、Ｃｒ添加量は０．４０〜１．２０％の範囲とすることが望ましい。

Ｍｏは、Ｃｒと同様に平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、硬度（強度）を向上させる元素であるが、Ｍｏ量が０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、Ｍｏ量が０．５０％を超える過剰な添加を行うと、変態速度が著しく低下し、頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。
なお、強度を確保し、マルテンサイト組織の生成やスポーリング損傷を防止するには、Ｍｏ添加量は０．０２〜０．１５％の範囲とすることが望ましい。

Ｖは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めるのに有効な元素である。また、Ａc1点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。
しかし、Ｖ量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。またＶ量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｖ添加量を０．００５〜０．５０％に限定した。
なお、強度や靭性を確保し、溶接継ぎ手性能を向上させ、スポーリング損傷を防止するには、Ｖ添加量は０．０１〜０．０５％の範囲とすることが望ましい。

Ｎｂは、Ｖと同様に、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めるのに有効な元素である。
また、Ａc1点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかしその効果は、Ｎｂ量が０．００２％未満ではこれらの効果が期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。また、Ｎｂ量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
なお、強度や靭性を確保し、溶接継ぎ手性能を向上させ、スポーリング損傷を防止するには、Ｎｂ添加量は０．０１〜０．０２％の範囲とすることが望ましい。

Ｃｏは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レール頭部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐摩耗性を向上させる元素である。Ｃｏ量が０．０１％未満では、フェライト組織の微細化が図れず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、Ｃｏ量が１．００％を超えて添加しても、上記の効果が飽和し、添加量に応じたフェライト組織の微細化が図れない。また、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、Ｃｏ添加量を０．０１〜１．００％に限定した。
なお、耐摩耗性を向上させ、経済性を確保するには、Ｃｏ添加量は０．０５〜０．５０％の範囲とすることが望ましい。

Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ_２３（ＣＢ）_６）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化する元素であるが、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。またＢ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
なお、内部硬度を向上させ、靭性低下を抑制するには、Ｂ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。

Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、著しい焼入れ性向上により耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。さらに、パーライト組織中のフェライト相の靭性が著しく低下し、レールの靭性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。

Ｎｉは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度（強度）化を図る元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ_３Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素である。また、Ｃｕ添加鋼において粒界の脆化を抑制する元素である。しかし、Ｎｉ量が０．０１％未満ではこれらの効果が著しく小さく、またＮｉ量が１．００％を超えると、パーライト組織の靭性が著しく低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜１．００％に限定した。

Ｔｉは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高めるのに有効な元素である。また、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。
しかし、Ｔｉ量が０．００５０％未満ではこれらの効果が少なく、Ｔｉ量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｔｉ添加量を０．００５０〜０．０５００％に限定した。

Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｃａは脱酸・脱硫元素であり、添加によりＣａの酸化物と硫化物が集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となり、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには、耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。

Ｍｇは、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にフェライトやセメンタイトの核を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性、さらには耐疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｍｇ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。

Ｚｒは、ＺｒＯ_２介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成するマルテンサイトや初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。しかし、Ｚｒ量が０．０００1％未満では、ＺｒＯ_２系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、偏析部にマルテンサイトや初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を低下させる。また、Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、レールの靭性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このため、Ｚｒ量を０．０００１〜０．０１００％に限定した。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｚｒ添加量は０．００１０〜０．００３０％の範囲とすることが望ましい。

Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素である。しかし、Ａｌ量が０．０１００％未満ではその効果が弱い。またＡｌ量が１．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。さらに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ添加量を０．０１００〜１．００％に限定した。

Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのフェライトやパーライト変態を促進させ、主にパーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させるのに有効な元素である。また、ＶやＡｌと同時に添加することで、ＶＮやＡｌＮの析出を促進させ、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、ＶＮやＡｌＮのピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００６０％未満ではこれらの効果が弱い。Ｎ量が０．０２００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し、レール頭部内部に疲労損傷が発生する。このため、Ｎ添加量を０．００６０〜０．０２００％に限定した。
なお、靭性を向上させ、疲労損傷の発生を抑制するには、Ｎ添加量は０．００８０〜０．０１５０％の範囲とすることが望ましい。

上記のような成分組成で構成されるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、さらに熱間圧延（粗圧延、中間圧延、仕上圧延を含む）を経てレールとして製造される。

（２）熱処理条件の限定理由
（Ａ）仕上げ圧延後の冷却開始温度：
まず、仕上げ圧延後の冷却開始温度の限定理由について説明する。
仕上げ圧延後の冷却開始温度がＡ3またはＡｃｍ線温度未満では、冷却開始前に初析セメンタイト組織や初析フェライト組織が生成し、冷却後に十分なパーライト組織が得られない。このため、冷却後の昇温において微細な炭化物が生成せず、オーステナイト粒が微細化せず、レールの頭部の延性が向上しない。また、仕上げ圧延後の冷却開始温度が１０００℃を超えると、冷却速度の選択によっては、冷却後にベイナイト組織が生成し、冷却後の昇温において微細な炭化物が生成せず、オーステナイト粒が微細化せず、レールの頭部の延性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却開始温度をＡ3またはＡｃｍ線〜１０００℃の範囲に限定した。

なお、仕上げ圧延および冷却後の頭部金属組織は、上記限定のようなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、パーライト組織中に面積率で１０％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、その後の熱処理において大きな悪影響を及ぼさないため、仕上げ圧延および冷却後のパーライト組織としては、１０％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。言い換えれば、仕上げ圧延および冷却後の頭部金属組織は９０％以上がパーライト組織であることが望ましい。

（Ｂ）仕上げ圧延後の冷却速度および冷却停止温度：
次に、仕上げ圧延後の冷却速度および冷却停止条件の限定理由について説明する。
仕上げ圧延後の冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満では、成分系によっては、パーライト組織中に粗大な初析セメンタイト組織が生成し、昇温後の熱処理において、セメンタイト相が解け残り、オーオーステナイト粒の微細化が図れず、レールの頭部の延性が向上しない。また、加速冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えると、本成分系では、パーライト組織中にマルテンサイト組織が生成し、昇温後の熱処理において微細な炭化物が生成せず、レール頭部の靭性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却速度を２〜２０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。

次に、冷却停止温度の範囲について説明する。
冷却停止温度が６８０℃を超えると、冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。この結果、温度上昇によりパーライト組織中に粗大な初析セメンタイト組織が生成し、昇温後の熱処理において、セメンタイト相が解け残り、オーステナイト粒の微細化が図れず、レールの頭部の延性が向上しない。また、冷却停止温度が４５０℃未満になると、パーライト組織中にベイナイトやマルテンサイト組織が生成し、昇温後の熱処理において微細な炭化物が生成せず、レール頭部の靭性が向上しない。このため、仕上げ圧延後の冷却停止温度を４５０〜６８０℃の範囲に限定した。

（Ｃ）冷却後の昇温速度：
次に、冷却後の昇温速度の限定理由について説明する。
昇温速度が２℃／ｓｅｃ未満では、パーライト組織中のセメンタイト相の溶解が進み、微細な炭化物の存在量が減少する。この結果、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また、昇温速度が５０℃／ｓｅｃを超えると、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、冷却後の昇温速度を２〜５０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。

（Ｄ）昇温後の保定温度：
次に、昇温後の保定温度の限定理由について説明する。
昇温温度がＡ3またはＡｃｍ線未満では、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また昇温温度が９５０℃を超えると、成分系によってはパーライト組織中のセメンタイト相の溶解が促進する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、昇温後の保定温度をＡ3またはＡｃｍ線〜９５０℃の範囲に限定した。
なお、昇温後の保定においては若干の温度の変動が生じる。この場合、保持時の平均的な温度が上記限定の温度範囲内であれば、オーステナイト粒の微細化が達成され、レール頭部の靭性が向上する。また、後述の昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）の１式、２式の算定においては、靭性を向上させるため、保持時の平均的な温度で算定する。

（Ｅ）昇温後の保定時の保定時間：
次に、昇温後の保定時間の限定理由について説明する。
保持時間が１ｓｅｃ未満では、パーライト組織中のセメンタイト相が解け残り、炭化物が粗大化し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。また保持時間が９００ｓｅｃを超えると、成分系によってはパーライト組織中のセメンタイト相の溶解が促進する。この結果、微細な炭化物の存在量が減少し、オーステナイト粒をピンニングすることが困難となり、レール頭部の靭性が向上しない。このため、昇温後の保定時間を１〜９００ｓｅｃの範囲に限定した。

（Ｆ）昇温保定後の加速冷却速度：
次に、昇温保定後の加速冷却速度の限定理由について説明する。
加速冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、レール頭部の高硬度が図れず、耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、高炭素鋼においては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の靭性が低下する。また加速冷却速度が３０℃／ｓｅｃを超えると、成分系によっては、マルテンサイト組織が生成し、レール頭部の耐摩耗性や靭性が大きく低下する。このため、レール頭部の加速冷却速度の範囲を５〜３０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。

（Ｇ）昇温保定後の加速冷却停止温度：
次に、昇温保定後の加速冷却停止温度の限定理由について説明する。
加速冷却停止温度が６５０℃を超えると、加速冷却終了後にレール内部から過大な復熱が発生する。この結果、温度上昇によりパーライト変態温度が上昇し、パーライト組織の高硬度が図れず、耐摩耗性を確保できない。また、加速冷却停止温度が４５０℃未満になると、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、頭部の耐摩耗性や靭性が著しく低下する。このため、加速冷却停止温度の範囲を４５０〜６５０℃の範囲に限定した。

（３）昇温後の保持時間（ｔ）の式による限定理由
（Ａ）鋼の化学成分とＡ3またはＡｃｍ線温度の関係：
鋼の化学成分とＡ3またはＡｃｍ線温度を下記の式のように決めた理由を説明する。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を変化させた鋼を用いて、ラボでの加熱冷却実験を行い、オーステナイト化する温度（Ａ3またはＡｃｍ線温度）と化学成分の関係を調査した。その結果、Ａ3またはＡｃｍ温度は鋼の成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎとよい相関があることが確認された。さらにこの結果をベースに、化学成分とオーステナイト化する温度（Ａ3またはＡｃｍ線温度）の関係を重相関により求め、下記に示すＡ3またはＡｃｍ温度と鋼の成分の相関式を見出した。

なお、Ａ3とＡｃｍ温度の使い分けは、一般的には鋼の共析炭素量を基準にして使い分ける。本成分系では炭素量０．８５％がほぼ共析炭素量に相当することがラボ実験で確認された。したがって、下記の式は炭素量０．８５％以下の場合はＡ3温度、炭素量０．８５％超の場合はＡｃｍ温度を適用する。
Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）

（Ｂ）昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）：
昇温後の保持時間（ｔ）の上限（ｔｍａｘ）、下限（ｔｍｉｎ）を下記の式のように決めた理由を説明する。
ラボ加熱冷却実験において、保持温度、保持時間（ｔ）、衝撃試験の衝撃値の関係を重相関により解析した。その結果、保持温度を関数とする保持時間（ｔ）とラボ圧延板の衝撃値にはよい相関があることが確認された。さらに実験を積み重ね、重相関を用いて昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）、保持時間（ｔ）、衝撃値の関係を整理した。
その結果、上記で示したＡ3またはＡｃｍ温度と昇温後の保持温度の平均値（Ｔ）との差で表せる保持時間（ｔ）の上限（ｔｍｉｎ）、下限（ｔｍａｘ）の範囲内で熱処理を行うと衝撃値が安定的に向上することを見出した。
（ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
（ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％鋼の場合、
ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）
・・式２

ここで、レールの部位について説明する。図３は本発明のレール製造方法で製造したレール部位の頭部断面表面位置での呼称を示したものである。「レール頭部」とは、図３に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）を含む部分である。熱処理時のレール頭部表面温度は、頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面または頭部表面から深さ５ｍｍの範囲で測温すれば、レール頭部の全体を代表させることができ、この部分の温度や冷却速度を制御することにより、耐摩耗性に優れた靭性の高いパーライト組織を得ることができる。

本製造方法では、特に冷媒については限定していないが、所定の冷却速度を確保し、レール各部位において、冷却条件の制御を確実に行うため、エアー、ミスト、エアーとミストの混合冷媒を用いて、レール各部位の外表面に所定の冷却を行うことが望ましい。

また、本発明レールの頭部金属組織は、上記限定のようなパーライト組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、パーライト組織中に面積率で５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、レール頭部の耐摩耗性および靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの組織としては、５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでいる。
言い換えれば、本発明レールの頭部金属組織は、９５％以上がパーライト組織であれば良く、耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭部金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。なお、表１及び表２におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは５％以下の量を意味し、パーライト組織以外の組織において微量と記載していないのは５％超の量を意味する。

次に、本発明の実施例について説明する。
表１に供試レール鋼の化学成分を示す。
表２に表１に記載したレール鋼を用いて本発明のレール製造方法で製造した結果を示す。表２には、化学成分から算定した各鋼のＡ3温度、Ａｃｍ温度、仕上げ圧延後の冷却条件（冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度）、昇温時の熱処理条件（昇温速度、昇温時の保持温度の平均：Ｔ、保持時間：ｔ）、昇温後の冷却速度（冷却速度、冷却停止温度）、式１、式２から算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの値を示す。さらに、レール頭部のミクロ組織、硬度、図４に示す位置から試験片を採取し、図５に示す方法で行った摩耗試験の結果、図６に示す位置から試験片を採取して行った衝撃試験の結果も併記した。
表３に、表１に記載の鋼を表２のＢ２１の条件で製造した結果を示す。

また、各種試験条件は下記のとおりである。
（１）頭部摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図４参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
（２）頭部衝撃試験
試験機：衝撃試験機
試験片形状：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図６参照）
試験温度：常温（２０℃）

（３）本発明レール（６９本）
符号Ａ１〜Ａ３９：化学成分が本発明範囲内のレール。
符号Ｂ１〜Ｂ３０：化学成分および熱処理製造方法が本発明範囲内のレール。
（４）比較レール（２２本）
符号ａ１〜ａ６：化学成分が本願発明範囲外のレール。
符号ｂ１〜ｂ１６：熱処理製造方法が本願発明範囲外のレール。

表３に示すように、本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ３９）は、比較レール鋼（符号ａ１〜ａ６）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を限定範囲内に収めることにより、耐摩耗性や靭性に悪影響する初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を生成させることなく、ある一定の硬さのある微細なパーライト組織を得ることが可能となり、レールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。

表２、図７、図８に示すように、本発明レール（符号Ｂ１〜Ｂ３０）は、比較レール（ｂ１〜ｂ１６）と比べて、仕上げ圧延後の冷却条件（冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度）、昇温時の熱処理条件（昇温速度、昇温時の保持温度の平均：Ｔ、保持時間：ｔ）、昇温後の冷却速度（冷却速度、冷却停止温度）を一定範囲内に納めることにより、オーステナイト粒を微細化し、ある一定の硬さのある微細なパーライト組織を得ることが可能となり、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。
また、表２、図９示すように、本発明レール（符号Ｂ２６〜Ｂ３０）は、本発明レール（符号Ｂ１７〜Ｂ２５）と比べて、昇温時の保持時間：ｔを式１、式２から算定されるｔｍｉｎ、ｔｍａｘの値の範囲内にすることにより、いずれの炭素量においてもレールの靭性をさらに向上させることができる。

１：頭頂部
２：頭部コーナー部
３：レール試験片
４：相手材
５：冷却用ノズル

Claims (13)

1. 質量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるレール圧延用鋼片を粗圧延、中間圧延、引き続いて仕上げ圧延を行い、Ａ3またはＡｃｍ線〜１０００℃の温度を有したレール頭部表面を、冷却速度２〜２０℃／ｓｅｃで４５０〜６８０℃まで急冷し、その後、Ａ3またはＡｃｍ線〜９５０℃の温度域まで昇温速度２〜５０℃／ｓｅｃで温度上昇させ、その後、当該温度範囲内で１．０〜９００ｓｅｃ保持し、さらにその後、冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで４５０〜６５０℃まで加速冷却することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
2. 請求項１の熱処理における、最初の加速冷却後の昇温において、保持時間：ｔを下記式１あるいは式２で示す条件範囲内で行うことを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
   （ａ）Ｃ：０．６０〜０．８５％含有鋼の場合、
   ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
   ｔｍｉｎ＝３０００／（Ｔ−Ａ3）、ｔｍａｘ＝２５０００／（Ｔ−Ａ3）・・式１
   ここで、Ａ3（℃）＝８７７−１９０（％Ｃ）＋５０（％Ｓｉ）−２５（％Ｍｎ）
   Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
   Ａ3：オーステナイト化下限温度
   （ｂ）Ｃ：０．８５超〜１．２０％含有鋼の場合、
   ｔｍｉｎ＜ｔ＜ｔｍａｘ
   ｔｍｉｎ＝１００００／（Ｔ−Ａｃｍ）、ｔｍａｘ＝３００００／（Ｔ−Ａｃｍ）
   ・・式２
   ここで、Ａｃｍ（℃）＝３７５＋４００（％Ｃ）＋２０（％Ｓｉ）−１０（％Ｍｎ）
   Ｔ（℃）：昇温後の保持温度の平均値
   Ａｃｍ：オーステナイト化下限温度
3. 請求項１または２において、質量％でさらに、Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
4. 請求項１〜３のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｃｏ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
6. 請求項１〜５のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
7. 請求項１〜６のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｃｕ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
8. 請求項１〜７のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
9. 請求項１〜８のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
10. 請求項１〜９のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％の１種または２種を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
11. 請求項１〜１０のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
12. 請求項１〜１１のいずれか１項において、質量％でさらに、Ａｌ：０．０１００〜１．００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。
13. 請求項１〜１２のいずれか１項において、質量％でさらに、Ｎ：０．００６０〜０．０２００％を含有することを特徴とする高炭素鋼レールの製造方法。