JP2011162822A - 耐摩耗性に優れたパーライトレール及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】重荷重鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と延性を同時に向上させることを目的としたパーライトレールを提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ:０．６５〜１．２０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、パーライト組織のフェライト相中の固溶Ｃｕ量が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が３４０Ｈｖ以上であることを特徴とする耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
【選択図】図２

Description

本発明は、重荷重鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と延性を同時に向上させることを目的としたパーライトレールに関するものである。

海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の高効率化を図るため、貨物の高集積化を進めており、特に急曲線のレールでは、Ｇ.Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、磨耗によるレール使用寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現用の共析炭素鋼含有の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められている。
一方、鉄鋼材料はその再利用が進展し、鉄スクラップを材料とし、また材料の一部として溶解し、必要に応じて不純物を取り除き、スラブを製造し、より低いコストでの鋼材製品の製造が行われている。Ｃｕはこの過程で取り除くことが難しい元素の一つであり、トランプエレメントとして知られている。

Ｃｕを含有したレールは特許文献１に記載されているように疲労損傷を抑制する効果があり、パーライト組織中のセメンタイト相とフェライト相中Ｃｕの存在比率を規定することによって耐表面損傷性に優れたレールが特許文献１に開示されている。また、特許文献２や特許文献３に記載されているように、Ｃｕを添加することによって、固溶強化によりレールの高強度化が図れる。さらに、特許文献４に記載されているように、Ｃｕはフェライトの靭性を向上させるのに有効な元素とされている。しかし反面、特に海外の重荷重鉄道では、耐磨耗性が重要視されており、この点でＣｕを含有したレールは好ましいものではなかった。
しかし、Ｃｕがパーライト中に存在することによる耐摩耗性低下の機構は、従来明らかではなく、Ｃｕ含有鋼レールにおいて、Ｃｕの存在状態の一つである析出を認識した上での規定は今までなされておらず、Ｃｕ含有鋼レールにおける実用上の課題となっていた。

特開２００３−１２９１８２号公報 特開２００８−１３８２４１号公報 特開２００９−１０８３９７号公報 特開２００５−１４６３４６号公報

このような背景から、Ｃｕを含有したパーライトレールにおいて、パーライト組織の耐磨耗性を向上させ、同時に延性を向上させた耐磨耗性に優れたレールが望まれるようになった。一方、鋼材の低コスト化、スクラップ利用の観点から、将来に渡って、耐磨耗性に悪影響を及ぼすトランプエレメントのＣｕを含有する鋼材が利用され始めている。また、レール硬度（強度）を上昇させるために、意図的にＣｕを添加した鋼材も利用されている。そこで本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、その目的とするところは、重荷重鉄道のレールで要求される、頭部の耐磨耗性と延性をＣｕ含有鋼においても、同時に向上させることにある。

本発明者は、レール中のＣｕの耐磨耗性に及ぼす影響を詳細に解析した結果、Ｃｕの鋼中の存在状態として析出と固溶があり、パーライト組織中に析出したＣｕは、ほとんど耐磨耗性に影響を与えず、固溶したＣｕのみが耐磨耗性を劣化させる効果があることが判った。しかも、この効果は、パーライト組織中のセメンタイト相（セメンタイトラメラ）中ではなく、フェライト相（フェライトラメラ）中に固溶したＣｕによってのみ影響を受けることがわかった。すなわち、摩耗性はパーライト組織のフェライト相中のＣｕの固溶量によって支配される。この新知見を使えば、従来から行われている、耐磨耗性に及ぼすＣｕの影響をＣｕの含有量で表記することは正しくなく、パーライト組織中のフェライト相中の固溶量で記述する必要がある。同じ含有量であっても、Ｃｕの存在状態によっては、耐磨耗性に大きな違いが現れることになる。この新知見に基づけば、パーライト組織中のＣｕを無害化する方法も提案できる。

本発明は、前記課題を解決するために、以上の新知見に基づきなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ:０．６５〜１．２０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、パーライト組織のフェライト相中の固溶Ｃｕ濃度が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであることを特徴とする耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（２）質量％で、Ｃ:０．６５〜１．２０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、パーライト組織のフェライト相中の固溶Ｃｕ濃度が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであることを特徴とする耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。

（３）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（１）または（２）に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（４）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（１）〜（３）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（５）質量％でさらに、Ｂ:０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（６）質量％でさらに、Ｃｏ:０．０１〜２．００％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（７）質量％でさらに、Ｎｉ:０．０１〜３．００％を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（８）質量％でさらに、Ｔｉ:０．００５０〜０．０５００％を含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（９）質量％でさらに、Ｍｇ:０．０００５〜０．０３００％を含有することを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（１０）質量％でさらに、Ｃａ:０．０００５〜０．００１５０％を含有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
（１１）質量％でさらに、Ａｌ:０．０２５〜３．００％を含有することを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかに記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。

（１２）（１）〜（１１）のいずれかに記載の鋼レールを製造するに際し、４５０℃〜５５０℃の加熱温度で０.５ｈ〜２４ｈの後熱処理を施すことを特徴とする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。

本発明によれば、Ｃｕを含有したパーライト組織の鋼レールにおいて、延性及び耐磨耗性に優れたレールを提供できるものである。鋼中にＣｕを多量に含有していても、特定の熱処理を施すことによって、耐磨耗性を改善する方法、すなわち、耐磨耗性に悪影響を及ぼすＣｕを無害化し、耐磨耗性に優れたＣｕを含有したレールを製造する方法を提供できるものである。

レールパーライト組織中のＣｕの分布を示す模式図である。 パーライト中のＣｕの各存在状態におけるＣｕ量とレールの磨耗量の関係を示す図である。(a)フェライト相中に固溶、(b)セメンタイト相中に固溶、(c)フェライト相／セメンタイト相界面に析出、(d)フェライト相中に析出した状態での図である。

まず本発明者は、Ｃｕ含有による耐磨耗性の劣化現象の原因を明らかにするために、レール中のＣｕがどのような状態でどこに存在し、どのような挙動で耐磨耗性を低下させているかについて、使用前レール、使用済みレールを詳細に調べた。レール中のＣｕの存在位置及び存在状態を定量的に調べるためには、通常の解析手法では難しいため、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法を用いた。この方法では、鋼レールの構成原子を１個１個カウントし、元素種を割り出し、同時に鋼材中の存在位置を原子間隔レベルの空間分解能をもって調べることができる。反面、鋼材中の調べたい部分から試料を作製せねばならず、また針の破壊は頻繁に起こる問題もあり観察は難しい。

図１にはＣｕを含有したパーライトレールの３ＤＡＰによる元素マップの模式図を示す。Ｃｕはパーライト組織のフェライト相とセメンタイト相に分配して存在しており、存在状態としては、(1)フェライト相中に固溶、(2)セメンタイト相中に固溶、(3)フェライト相／セメンタイト相界面に析出、(4)フェライト相中に析出の４形態に分類できる。今までの知見では、これらのＣｕの存在状態のいずれが、耐磨耗性に悪影響を及ぼすかについては明らかにされていなかった。
そこで、熱処理等を工夫することで、前述したＣｕの存在状態を変化させたパーライトレールを作製し、磨耗試験と組織観察から、各状態のどれが耐磨耗性に強く影響を与えるかを調べた。

耐磨耗性の評価には、西原式磨耗試験機を用い、接触面圧６４０ＭＰａ、すべり率２０％にて、７０万回の繰り返し回数での磨耗量を比較した。一方、レール中のＣｕの存在状態は、Ｃｕの添加量を変化させるだけではなく、オーステナイト相からの冷却速度を変化させる等して、パーライト変態温度や変態時間を変えたり、また変態の後に、Ｃｕの析出熱処理をパーライト組織が球状化しない温度領域で実施するなどしてＣｕの存在状態の異なる試料を製作した。但し、耐摩耗性の観点から、レール頭頂部硬度を３４０Ｈｖ以上とした。このＣｕの存在状態（析出、固溶）は３ＤＡＰによって詳細に調べ、耐磨耗性との関係を調べた。
図２にこれらの結果を示す。Ｃｕ含有鋼レールの耐磨耗性は、レール中のＣｕの含有量に依存するのではなく、パーライト中のＣｕの存在状態に強く影響を受けることが示される。記載したパーライトレール中のＣｕ存在状態のうち、フェライト相中の固溶量のみが、磨耗量と直接、比例相関があることがわかった。すなわち、Ｃｕ含有による耐磨耗性の低下は、フェライト相中のＣｕの固溶量が高いほど顕著になることが判った。

この原因として、フェライト相中のＣｕ固溶量が大きいほど、フェライト粒界のＣｕの偏析量が大きくなり、この粒界が摩耗による破壊起点として作用する可能性や、摩耗によって導入されたパーライト中の欠陥位置にＣｕが不均一な偏析を示し、これが、破壊起点として作用する可能性等が考えられるが、まだ明らかではない。
この新しい知見を基に、鋼中のＣｕ含有による耐磨耗性の劣化を抑制するための規定量を設定することがでる。またＣｕを含有した鋼材においても、Ｃｕの含有量を減らさずに、Ｃｕの存在状態を変化させる処理を行うことで、耐磨耗性を向上することが可能となる。これは、Ｃｕを意図的に析出させることにより、フェライト相中の固溶Ｃｕ量を低下させることにより耐磨耗性を向上させる方法である。

以下に本発明の限定範囲の理由を述べる。
（１）フェライト領域中のＣｕ固溶濃度の限定理由
図２に示した結果より、フェライト相中の固溶Ｃｕ濃度が０．２５％以下であれば耐磨耗性にそれほど悪影響を与えないことが判る。０．２５％より高くなると、耐磨耗性の低下が顕著になり、濃度が高いほど、その程度は大きくなる。これより、フェライト相中のＣｕ固溶量の上限を質量％で０．２５％、より好ましくは０．２０％とした。固溶Ｃｕはセメンタイト相中にも存在し、また析出Ｃｕとしてフェライト相中及びフェライト相／セメンタイト相界面にも存在するが、それらは耐磨耗性に直接影響を与えないため、それらの値は限定しない。同様に、従来報告の多くが、Ｃｕ含有量を規定しているが、パーライト組織中のＣｕはこれら４種類の状態を持つため、Ｃｕ含有量のみで耐磨耗性との関係を規定することは好ましくはない。

（２）鋼化学成分の限定理由
本発明の鋼線の成分組成に以下の理由で限定を加えても良い。なお、以下に示す「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃは、パーライト変態促進させて、かつ、耐磨耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．６５％未満では、レールに要求される最低限の強度や耐磨耗性が維持できない。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、粗大な初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐磨耗性や延性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．６５％〜１．２０％に限定した。なお、Ｃ量を０．９０％以上にすると、耐磨耗性がより一層向上し、レールの使用寿命がより一段と改善する。

Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織に固溶または析出し、固溶強化や析出強化により、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素であるが、反面、耐磨耗性を低下させる作用がある。前に述べたように、パーライト組織中のフェライト相への固溶量が高いほど、耐磨耗性を低下させる。フェライト相中の固溶量が０．２５％以下より好ましくは０．２％以下であれば、実質的にこの影響は除去できることは前に述べた。一方で、鋼材のスクラップの再利用の観点からＣｕを含有する可能性は高く、さらにまた、固溶強化元素としての利用や耐表面損傷性の観点等から、意図的にＣｕを添加する場合もある。この意味でＣｕ含有量を０．３％以上とした。またＣｕが２．０％を超えると、製造プロセスや後熱処理の工夫によっても、フェライト相中の固溶量を０．２５％以下に制御することが難しくなる。また、焼き入れ性が極端に増加し、パーライト組織中にマルテンサイト組織が生成し易くなり、レールの靭性を低下させることになる。従って、Ｃｕ含有量を０．３〜２．０％に限定した。

また上記の成分組成で製造させるレールは、パーライトの組織や初析フェライト組織の硬度（強度）の向上、延性の向上、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、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ，Ｎｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌの元素を必要に応じて添加する。

Ｓｉは、脱酸材として必要な成分である。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）を向上させる元素である。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、延性の低下を抑制し、延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に期待できない。またＳｉ量が２．０％を超えると、熱間圧延時に表面瑕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、焼入れ性が著しく増加し、レールの耐磨耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ量を０．０５〜２．０％に限定した。

Ｍｎは、焼入れ性を高め、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、耐磨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、また、Ｍｎ量が２．０％を超えると焼入性が著しく増加し、耐磨耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。このため、Ｍｎ添加量を０．０５〜２．０％に限定した。

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化して高硬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見られなくなる。またＣｒ量が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。

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化にして高硬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、Ｍｏ量が０．０１％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、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、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。

Ｖは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窒化物のピンニング効果により、オーステナイト粒を微細化し、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出強化により、フェライト組織やパーライト祖組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させ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、比較的高温域でＶ炭化物やＶ窒素化物を生成させ、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％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。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になり、フェライト組織やパーライト組織の延性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリング損傷が発生し、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。

Ｎｂは、Ｖと同様に、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、さらに、熱間圧延後の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出強化により、フェライト組織やパーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、延性を向上させ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、比較的高温域でＮｂ炭化物やＮｂ窒素化物を生成させ、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、Ｎｂ量が０．００２％未満ではその効果が十分に期待できず、フェライト組織やパーライト組織の硬度の向上や延性の改善は認められない。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になり、パーライト組織の延性が低下し、頭部コーナー部や頭頂部にスポーリング損傷が発生し、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。

Ｂはオーステナイト粒界に鉄炭ホウ化物（Ｆｅ₂₃（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、その効果が十分ではなく、レール頭部の硬度分布には改善が見られない。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、延性や靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
Ｃｏは、レール頭頂部の磨耗面において、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、耐磨耗性を向上させる元素である。Ｃｏ量が０．０１％未満ではラメラ構造やフェライト粒径の微細化が図れず、耐磨耗性の向上効果が期待できない。またＣｏ量が２．００％を超えると、パーライト組織の延性が著しく低下する。また、合金コストの増大により、経済性が低下する。このため、Ｃｏ量を０．０１〜２．００％に限定した。

Ｎｉは、パーライト組織中の延性を向上させ、Ｃｏ添加による延性低下を抑制すると同時に、固溶強化により高硬度（強度）化を図る元素である。Ｎｉ量が０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、またＮｉ量が３．００％を超えると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下することや、パーライト組織中の耐磨耗性を大きく低下させる。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜３．００％とした。

Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物と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せて熱影響部の組織の微細化が図れ、溶接継ぎ手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％未満ではその効果が少なく。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。そのため、Ｔｉ添加量を０．００５０〜０．０５００％に限定した。

Ｍｇは、ＯまたはＳやＡｌ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、フェライト組織やパーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄層を形成し、フェライトやパーライト変態の生成に寄与する。その結果、主にパーライトブロックサイズが微細化するので、Ｍｇは、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｍｇ量が０．０００５％未満ではその効果は弱く、Ｍｇ量が０．０３００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、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。このため、Ｍｇ添加量を０．０００５〜０．０３００％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の希釈帯を形成し、フェライトやパーライトの変態の生成に寄与し、その結果、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、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃａ量が０．０００５％未満ではその効果が弱く、Ｃａ量が０．００１５０％を超えると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの靭性を低下させるため、Ｃａ添加量を０．０００５〜０．００１５０％に限定した。

Ａｌは、脱酸材として必要な成分である。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化（強度）に寄与する元素であるが、Ａｌ量が０．０２５％未満では、その効果が弱い。また、Ａｌ量が３．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難になり、粗大なアルミナ系介在物の数が少なく、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、溶接部に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ添加量を０．０２５〜３．００％に限定した。

なお、本発明の効果を損なわずに添加効果の得られる元素としては、Ｚｒ、Ｎがある。
ＺｒはＺｒＯ₂介在物がγ―Ｆｅとの格子整合性が良い為、γ―Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組成の等軸晶比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、偏析部の特性を向上させる元素である。しかし、Ｚｒ量が０．０００１％以下では、ＺｒＯ₂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。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系買い財物が多量に生成し、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、Ｚｒ添加量としては０．０００１〜０．２０００％が例示できる。

Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することによって、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、延性を向上させるために有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００６０％未満ではその効果が弱い。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るので、Ｎ添加量としては０．００６０〜０．０２００％が例示できる。

（３）レール頭頂部硬度の限定理由
レール頭頂部の硬度を少なくとも３４０Ｈｖと限定した理由について説明する。本成分範囲において、硬度が３４０Ｈｖ未満になると、レール頭頂部の転がり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生することや、重荷重鉄道での使用においては、耐摩耗性の確保が困難となり、レールの使用寿命が低減する。特に、パーライト組織中の含有Ｃｕの析出量を増やすためパーライト変態時の冷却速度を遅くし過ぎると、パーライト変態温度が高くなり、初析フェライトが生成したり、パーライトラメラ間隔が大きくなる等して頭頂部の硬度は低下する。また一方、Ｃｕ析出を促進するために、後述する後熱処理温度を高くし過ぎたり、時効時間が長過ぎる場合には、パーライト組織中のセメンタイト相はラメラ状から球状化する現象が起こり、硬度が低下する。この場合、レール頭頂部硬度の低下そのものによる耐摩耗性の低下に加え、加工硬化率が小さくなるために耐摩耗性はさらに低下してしまう。このため、レール頭頂部の硬度を少なくとも３４０Ｈｖと限定した。一般には硬度が高いほど、耐摩耗性には良好であるため、硬度の上限は特に規定しない。

（４）後熱処理の温度・時間の限定理由
上記の知見より、Ｃｕの析出量を増やすことによりフェライト相中の固溶Ｃｕ濃度を低くし、耐磨耗性を向上させることができる。
Ｃｕの析出量を増やしフェライト相中の固溶量を低くする方法の一つとして、鋼レールの後熱処理を検討した。これは、ＣｕはＦｅと相分離する性質を有する金属であるため、高温にすることで、Ｃｕの拡散を促進し、Ｃｕ析出物を作る方法である。そこで、Ｃｕ含有パーライトレールのＣｕ析出熱処理を行い、耐磨耗性との関係を検討した。

熱処理温度が５５０℃を超えた場合の場合は、改善は全く見られず、むしろ悪化した。これは、５５０℃の熱処理によってＣｕの析出比率は増加するものの、同時にパーライトの球状化も起こり、パーライト組織の有する耐磨耗性が低下したものと考えられる。
一方４５０℃未満の熱処理では、耐磨耗性の変化はほとんど見られなかった。これは、低温の熱処理によってはパーライトの球状化は抑制されるが、Ｃｕの析出が起きなかったためと考えられる。
以上の結果より、耐磨耗性の改善に好ましい熱処理条件は４５０℃以上５５０℃以下であり、その時効時間は０．５ｈ以上２４ｈ以内に限定した。０．５ｈよりも短時間では、その効果が発揮されない。２４ｈを超える熱処理では、Ｃｕの析出が飽和し、パーライトの球状化がより進んでしまうため、かえって、耐摩耗性に悪影響をもたらす。低い温度の場合はこれ以上の熱処理時間が有効な場合もあるが、これは生産性の観点からも好ましいものではない。

一方、Ｃｕ含有量が０．３％に満たない鋼レールにおいては、上記熱処理によっても、実質的に析出させることはできず、固溶量を低減させることは難しい。むしろ、パーライト組織の球状化が進展することになるため、結果として、パーライトの耐磨耗性を低下させることになる。従って、後熱処理が有効な点からも鋼レールのＣｕ含有量を０．３％以上とした。
後熱処理は、熱処理しなければフェライト相中のＣｕ固溶量が０．２５％を超えて耐摩耗性に劣るＣｕ含有鋼レールの特性を改善するばかりでなく、熱処理しなくてもフェライト相中のＣｕ固溶量が０．２５％以下の耐摩耗性に優れた鋼レールに対しても、その特性を更に向上させることができる。従って、Ｃｕ含有鋼に含まれるＣｕを無害化することができるものである。

上記のような成分組成で構成させるレール鋼は、転炉、電気炉などの通常使用させ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、さらに熱間圧延を経てレールとして製造させる。
本発明における好ましいレール熱処理製造方法について述べる。すなわち、パーライト組織中のフェライト相中の固溶Ｃｕ量が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が３４０Ｈｖ以上とする方法の一例を述べる。

完全なオーステナイトからパーライト変態させるため、圧延直後のレール頭部においてはＡｒ１点以上の温度域とし、また、圧延して冷却後に再加熱されたレール頭部においてはＡｃ１点＋３０℃以上の温度とする。なお、温度の上限は特に規定しないが、あまり高温度にすると液相が現れてオーステナイト相が不安定になるため、温度は実質１３５０℃が上限となる。

続いて、レール頭部をオーステナイト温度域から６８０〜４５０℃までの間を、１２℃／ｓ以下、好ましくは１〜５℃／ｓの冷却速度で制御冷却し、完全なパーライト組織を得る。
この好ましい冷却速度は、鋼レール成分、特にＣｕの含有量、再加熱によって固溶したＣｕ量等によって、影響を受ける。この冷却速度が高過ぎると、パーライト変態と同時にＣｕが析出する率が小さくなるため、フェライト相中の固溶Ｃｕが増えてしまう。また冷却速度が低過ぎると、パーライト変態が高温度側で起こるため、Ｃｕの固溶量は低減できるが、荒いパーライトとなってしまい、強度延性バランスが低下してしまう。
Ｃｕ量が、１．３％以下の場合は、オーステナイト温度域から６８０〜４５０℃までの間を５℃／ｓ以下の冷却速度でレール頭部を制御冷却することにより、フェライト相中の固溶Ｃｕ量を０．２５％以下にすることができる。
なお、加速冷却の方法については、例えば、空気や空気を主としミスト等を加えた冷媒媒体及びこれらの組み合わせにより、所定の冷却速度を得ることが可能である。

さらに、鋼レールのパーライト組織中のフェライト相中のＣｕ固溶量を低下させるために、製造後のレールに行う後熱処理工程が有効である。
例えば、製造した鋼レールを雰囲気加熱炉に導入し、４５０〜５５０℃の温度域で０．５〜２４ｈの熱処理を行う。雰囲気としては特に限定するものではないが、高温で行う場合は、Ａｒ等が好ましい。鋼レールのＣｕ含有量が高い場合は、加熱温度を高めにまた加熱時間も長めにする必要がある。加熱方式としては抵抗加熱でも通電加熱でもよい。また、レールの一部のみを局所的に加熱する炉を用い、レールを移動または炉を移動させ、上記温度及び時間加熱を行ってもよい。
後熱処理の方法としては、製造後のレールにではなく、製造の最終段階で行ってもよい。オーステナイト温度域から制御冷却し完全なパーライト組織を得た後に、上記の温度、時間に再加熱してもよい。
後熱処理を行うことにより、Ｃｕ量が、１．３％を超える場合や、前記冷却速度が５℃／ｓを超える場合でもフェライト相中の固溶Ｃｕ量を０．２５％以下にすることができる。

本発明レールの頭部金属組織は、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、レール頭部の耐磨耗性及び延性には大きな影響を及ぼさないため、耐磨耗性及び延性に優れたパーライト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、ベイナイト組織や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、耐磨耗性や延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。

次に本発明の実施例について説明する。
表１にＣｕを含有する供試レール鋼の鋼種Ａ〜Ｏについて、化学成分の含有率を示す。表２に、鋼種Ａ〜Ｏのいずれかからなる供試レール鋼（試験Ｎｏ．１〜２９）の材料、製造条件、Ｃｕの存在状態、レールの特性、および耐磨耗性試験の結果を示す。
表２では、材料として、鋼種とＣｕ含有量（質量％）を明記した。製造条件として、冷却速度と後熱処理の条件を示す。後熱処理は試験Ｎｏ.２１〜２９についてのみ行い、後熱処理条件は熱処理温度と時間で表した。Ｃｕの存在状態として、Ｃｕの全析出量（質量％）とフェライト相中のＣｕの固溶量（質量％）ならびに全析出量の占める割合である析出比率（％）を示す。レール特性として、頭頂部硬度（Ｈｖ）（試験荷重９８Ｎ）と全伸び率（％）を示す。耐磨耗試験として、７０万回の摩耗試験における摩耗量（ｇ）を示す。

ここで、完全なパーライト組織を得るために、レール頭部をオーステナイト温度域から６８０〜４５０℃までの間の制御冷却した速度を、冷却速度として示した。また、後熱処理は、一旦製造した鋼レールに施し、Ａｒ雰囲気加熱炉において行った。
レール中のＣｕの存在状態を定量するために、３次元アトムプローブによる測定を行った。通常は針試料作製には電解研磨法を用いるが、セメンタイトラメラとフェライトラメラを有するパーライト組織では、電解研磨による溶解速度に大きな違いがあるため、加工が難しい。そこで、ＦＩＢ（集束イオンビーム）法によって針試料を加工し、測定に用いた。また一方、固溶量を正しく調べるためには、より低温、高いパルス比での測定が必要になる。この理由は、Ｆｅに対し、Ｃｕは電界蒸発しやすい元素であるからである。試料温度を４０Ｋ以下、パルス周波数を２０％以上として３ＤＡＰ測定を行った。固溶量を見積もる場合には、フェライト相、セメンタイト相毎に、測定されたＣｕ原子数を、その他全原子で割ることから、原子％としてのＣｕ固溶量を決定できる。さらに、その値に６３．５５／５５．８５を掛けることによって、質量％として求まる。一方、析出状態は、３次元化マップにしたときに、Ｃｕの球形の集合体として観察できる。固溶量は、全体よりこの析出Ｃｕ量を除くことによって求めることができる。または、析出Ｃｕの存在しない領域にボックスを切り取り、このボックス内のＣｕ固溶量を５つ以上平均して求めることができる。全析出量は、３ＤＡＰで観察した結果と、フェライト相及びセメンタイト相のＣｕ固溶量から求めた。ここで、全析出量とフェライト相中の固溶量を足し合わせると、Ｃｕ含有量よりもわずかに高い値になるのは、セメンタイト相中のＣｕ固溶量が少ないことによる。また、析出比率は、析出量を含有量で割ったものを％で表した。

一方、レール頭部磨耗評価には、西原式磨耗試験を行った。試験条件は次の通りである。
試験機：西原式磨耗試験機
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
試験荷重：６８４Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（３８０Ｈｖ）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００ＮＩ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
磨耗量は、試験後の試験片の質量の減少分として求めた。磨耗量が１ｇを下回る試料を耐摩耗性が良好とした。さらに摩耗量が０．８ｇを下回る試料をより良好とした。

さらに、レール頭部から試験片を切り出し、引っ張り試験から全伸びを見積もった。条件を示す。
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ４号相似
平行部長さ：３０ｍｍ、平行部直径：６ｍｍ、伸び測定評点間距離：２５ｍｍ
試験片採取位置：レール頭頂部表面下５ｍｍ
引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：常温
全伸び値が１０％以上の場合を良好とした。
頭頂部の硬度は、１ｋｇの荷重を用いて、ビッカース硬度測定から求めた。場所は頭頂部表面下５ｍｍ位置とした。ばらつきがあるため、５点の平均とした。３４０Ｈｖ以上の値を良好とした。

表２に示されるように、本発明の所定成分内にあり、０．３％以上のＣｕを含有する鋼レールにおいて、頭頂部硬度が３４０Ｈｖ以上あり、かつ、パーライト組織のフェライト相中のＣｕ固溶量が０．２５％以下である鋼レールにおいて、摩耗量が１ｇを下回り、耐摩耗性は良好となっている（試験Ｎｏ．３，４，５，６，７，１３，１４，１５，１９，２０，２２，２４，２７，２８）。さらに、０．３％以上のＣｕを含有する鋼レールにおいて、頭頂部硬度が３４０Ｈｖ以上あり、かつ、パーライト組織のフェライト相中のＣｕ固溶量が０．２０％以下である鋼レールにおいて、摩耗量が０．８ｇを下回り、耐摩耗性は非常に良好となっている（試験Ｎｏ．２２，２４，２８）。また、本発明の所定の後熱処理を加えることによって、フェライト相中のＣｕ固溶量が低下し、耐摩耗性が著しく向上していることが示される（試験Ｎｏ．２２，２４，２７，２８）。

試験Ｎｏ.１においては、鋼レールの成分のうち、Ｃ量が０．５５％と規定値０．６５％に満たなかったため、フェライト相中のＣｕの固溶量（０．２１％）が０．２５％以下と良好であるが、耐摩耗性が低下した。
試験Ｎｏ.２においては、Ｃｕ含有量は０．３０％と少ないながらも本発明の範囲（０．３〜２．０％）内にあるが、冷却速度が１１℃／ｓと大きい製造条件では析出Ｃｕ量はわずかであり、フェライト相中のＣｕ固溶量（０．２９％）が０．２５％より高いため、耐摩耗性が低下した。適切な冷却速度である３℃／ｓで冷却した試験Ｎｏ．３（試験Ｎｏ．２と同じ鋼種Ｂ）では、フェライト相中のＣｕ固溶量は大きく減少し、耐摩耗性が大きく向上した。

試験Ｎｏ．８では、Ｃｕ含有量は１．８％と本発明の範囲（０．３〜２．０％）内にあるが上限に近く、冷却速度を２℃／ｓと小さくしても、フェライト相中のＣｕの固溶量（０．４５％）が０．２５％より高いため、耐摩耗性が低下した。Ｃｕ含有量が本発明の範囲内でも上限値に近い場合には、冷却速度だけで、頭頂部硬度の低下なく、フェライト相中のＣｕ固溶量を０．２５％以下に低下させることは難しかった。さらに、本発明の最適な後熱処理を施すことによって、Ｃｕ固溶量を０．２５％以下に低下できた（試験Ｎｏ.２３）。

試験Ｎｏ.９においては、鋼レールの成分のうち、Ｃｕ含有量が０．２１％であり規定値２．００％を超えたため、フェライト相中のＣｕ固溶量を十分に低下させることができず、耐摩耗性は低下した。
試験Ｎｏ.１０においては、パーライト変態時の冷却速度（０．５℃／ｓ）が小さく、フェライト相中のＣｕの固溶量を０．２５％以下にできたが、頭頂部硬度（３３０Ｈｖ）が３４０Ｈｖ未満であり、耐摩耗性は低下した。ラメラ間隔の粗大なパーライト組織となったため、頭頂部硬度が低くなり過ぎたことが原因である。

試験Ｎｏ.１１においては、鋼レールの成分のうち、Ｃ量（１．３２％）が規定値１．２％を超えたため、頭頂部硬度が４５０Ｈｖと高く、フェライト相中のＣｕの固溶量（０．２１％）が０．２５％以下であり、耐摩耗性は良好であったが、全伸び値が著しく低下した。
試験Ｎｏ.１２においては、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．３３％であり０．２５％を超えたため、耐摩耗性が低下した。これは、Ｃｕを多く含有しているにかかわらず、冷却速度（７℃／ｓ）が大きく、Ｃｕの析出が抑えられたためである。

試験Ｎｏ.１６においては、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．２０％であり０．２５％以下であったが、頭頂部硬度（３３０Ｈｖ）が３４０Ｈｖ未満であり、耐摩耗性が低下した。これは、冷却速度（０．６℃／ｓ）が小さく、ラメラ間隔の粗大なパーライト組織となったことによる。試験Ｎｏ．１２，１６と同じ鋼種Ｋを用いて適切な冷却速度１〜５℃／ｓで冷却した試験Ｎｏ．１３（冷却速度４℃／ｓ），Ｎｏ．１４（２℃／ｓ），Ｎｏ．１５（１℃／ｓ）ではフェライト相中のＣｕ固溶量が０．２５％以下となり耐摩耗性は向上する。

試験Ｎｏ.１７においては、鋼レール成分のうち、Ｃｕ含有量（０．２６％）が規定値０．３％に満たなかったため、冷却速度が１０℃／ｓと高くとも、フェライト相中のＣｕ固溶量は０．１９％と低く、耐摩耗性については良好となった。
試験Ｎｏ.１８においては、Ｃｕを実質的に含有しておらず（０．０１％）、製造条件によらず、耐摩耗性については良好な値を示した。
試験Ｎｏ．１７，１８のように、元々Ｃｕ含有量が極めて少ない鋼種を用いれば比較的容易に良好な耐摩耗性が得られる。

試験Ｎｏ．２１〜２６については、Ｃｕ含有量１．２０％の鋼種Ｆを用い後熱処理も行った。
試験Ｎｏ.２１においては、後熱処理を熱処理温度５３０℃で行ったが、熱処理時間が０．４ｈと短いため、Ｃｕ析出が十分に進まず（析出量０．８０％）、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．４２％と規定の０．２５％を超えたため、耐摩耗性は低下した。
試験Ｎｏ.２２においては、本発明の所定の後熱処理を行ったため、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．２０％と著しく低下し、摩耗量は０．８ｇを下回り、耐摩耗性は非常に良好となった。
試験Ｎｏ.２３においては、後熱処理の温度が４９０℃と適当ではあるが、２４ｈを超える過剰な時間（２５ｈ）の熱処理を行ったため、フェライト相中のＣｕ固溶量は析出によって低下したが、パーライト組織が球状化したため、頭頂部硬度（３３０Ｈｖ）が３４０Ｈｖ未満となり、耐摩耗性が低下した。

試験Ｎｏ.２４においては、試験Ｎｏ.７の耐摩耗性が既に良好（摩耗量０．９６ｇ）である試料に、本発明の所定の後熱処理を行ったため、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．１７％と著しく低下し、摩耗量は０．８ｇを下回って０．７２ｇとなり、耐摩耗性は非常に良好となった。
試験Ｎｏ.２５においては、後熱処理の温度が５７０℃と高く、フェライト相中のＣｕ固溶量（０．１４％）は析出（全析出量１．０９％）によって低下したが、パーライト組織が球状化したため、頭頂部硬度（３２０Ｈｖ）が３４０Ｈｖ未満となり、耐摩耗性が低下した。

試験Ｎｏ.２６においては、後熱処理の温度が４４０℃と低く、所定時間（２３ｈ）の後熱処理を行ったが、析出が十分に進まず、フェライト相中の固溶Ｃｕが０．２８％と規定の０．２５％以下に低減できず、耐摩耗性が低下した。
試験Ｎｏ.２７（鋼種Ｇ：Ｃｕ含有量１．８０％）においては、同じ鋼種Ｇを用いた試験Ｎｏ.８のＣｕ含有量が高く耐摩耗性に劣る試料に、本発明の所定の後熱処理を行ったものであり、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．２５％に低下し、耐摩耗性は良好となった。

試験Ｎｏ.２８（鋼種Ｂ：Ｃｕ含有量０．３０％）においては、同じ鋼種Ｂを用いた試験Ｎｏ.２の耐摩耗性に劣る試料に、本発明の所定の後熱処理を行ったものであり、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．１６％に低下し、耐摩耗性は非常に良好となった。同じ鋼種Ｂにおいて、本発明の所定の後熱処理を行わずに、適切な冷却速度を施すことによって耐摩耗性を向上させた試験Ｎｏ.３よりも、さらに耐摩耗性に優れるものであった。
試験Ｎｏ.２９（鋼種Ｇ：Ｃｕ含有量２．１０％）においては、同じ鋼種Ｇを用いた試験Ｎｏ.９で述べた、Ｃｕ含有量が規定値を超えた試料に、本発明の所定の後熱処理を行ったが、フェライト相中のＣｕの固溶量が０．３２％と規定の０．２５％以下に低下させることができなかったが、耐摩耗性は試験Ｎｏ．９（摩耗量１．８３ｇ）に比べ大きく改善（摩耗量１．２９ｇ）した。

以上、鋼中にＣｕが含まれていないか、ごく僅かであれば、フェライト相中のＣｕ固溶量も少なくなり耐摩耗性がよいことは当然であるが、鋼中にＣｕを多量に含有していても、特定の熱処理を施すことによって、耐磨耗性が改善されることが示された。

Claims (12)

1. 質量％で、Ｃ:０．６５〜１．２０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、パーライト組織のフェライト相中の固溶Ｃｕ濃度が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであることを特徴とする耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
2. 質量％で、Ｃ:０．６５〜１．２０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、パーライト組織のフェライト相中の固溶Ｃｕ濃度が０．２５％以下であり、頭頂部の硬度が少なくとも３４０Ｈｖであることを特徴とする耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
3. 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請求項１または２に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
4. 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請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
5. 質量％でさらに、
   Ｂ:０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
6. 質量％でさらに、
   Ｃｏ:０．０１〜２．００％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
7. 質量％でさらに、
   Ｎｉ:０．０１〜３．００％を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
8. 質量％でさらに、
   Ｔｉ:０．００５０〜０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
9. 質量％でさらに、
   Ｍｇ:０．０００５〜０．０３００％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
10. 質量％でさらに、
    Ｃａ:０．０００５〜０．００１５０％を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
11. 質量％でさらに、
    Ａｌ:０．０２５〜３．００％を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の耐磨耗性及び延性に優れたパーライトレール。
12. 請求項１〜１１のいずれか１項に記載の鋼レールを製造するに際し、４５０℃〜５５０℃の加熱温度で０.５ｈ〜２４ｈの後熱処理を施すことを特徴とする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。

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