JP2017088929A - 耐摩耗性に優れたレール - Google Patents

Abstract

【課題】レール鋼の合金成分、組織、頭部の硬さを制御し、さらに、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御することにより、海外の貨物鉄道で使用される場合のレールの飛躍的に耐摩耗性を向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．７５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ≦０．０２５０％、Ｓ≦０．０２５０％を含有し、さらに、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計で０．０１〜１．００％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、頭部外郭表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲の９５％以上がパーライト組織であり、かつ、前記範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。【選択図】図１

Description

本発明は、耐摩耗性を向上させることを目的としたレール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天然資源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が求められるようになってきた。このような背景から、耐摩耗性を向上させたレールの開発が求められるようになってきた。

レール鋼の耐摩耗性を改善するため、特許文献１〜２に示すような高強度レールが開発されている。これらのレールの主な特徴は、耐摩耗性を向上させるため、熱処理によりパーライトラメラ間隔を微細化し、鋼の硬さを増加させるか、または、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中のセメンタイト相の体積比率を増加させている。

特許文献１の開示技術では、圧延終了後あるいは、再加熱したレール頭部をオーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃／秒で加速冷却し、耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。

特許文献２の開示技術では、過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト体積比率を増加させ、耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。

特許文献１、２の開示技術では、パーライト組織中のラメラ間隔の微細化による高硬度化や、パーライト組織ラメラ中のセメンタイト相の体積比率を増加させることにより、一定範囲の耐摩耗性の向上が図れる。しかし、海外の貨物鉄道では、近年、鉄道輸送のさらなる過密化が進み、レール頭部の摩耗が急速に進み、摩耗が進行した頭部内部における耐摩耗性の向上が求められるようになってきた。

そこで、頭部内部の耐摩耗性を向上させた高強度レール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、特許文献３〜４に示すような高強度レールが開発された。これらのレールの主な特徴は、頭部内部の耐摩耗性を向上させるため、微量な合金を添加しパーライト変態を制御するか、または、微量な合金をパーライト組織中に析出させることにより、頭部内部の硬さを向上させている。

特許文献３の開示技術では、過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＢを添加することにより、頭部内部のパーライトの変態温度を制御し、頭部内部の硬さを向上させている。

特許文献４の開示技術では、過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＶ、Ｎを添加して、パーライト組織中にＶの炭窒化物を析出させることにより、頭部内部の硬さを向上させている。

特許文献３、４の開示技術では、パーライト組織ラメラ中のセメンタイト相の体積比率を増加させることにより、耐摩耗性の向上を図ると同時に、頭部内部のパーライト変態温度の制御やパーライト組織の析出強化により、頭部内部の硬さを向上させ、摩耗が進行した頭部内部における耐摩耗性の向上を図るものである。しかし、頭部内部の硬さの向上は使用寿命の若干の向上は図れるものの、抜本的な使用寿命の改善には至らず、耐摩耗性を飛躍的に向上させる技術開発が課題となっていた。

特開昭５７−１９８２１６号公報 特開平８−１４４０１６号公報 国際公開第９６／０２８５８１号 特開２０００−３４５２９６号公報 特開２００２−２２６９１５号公報

本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、耐摩耗性を飛躍的に向上したレールを提供することを課題とする。

（１）質量％で、Ｃ：０．７５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ≦０．０２５０％、Ｓ≦０．０２５０％を含有し、さらに、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計で０．０１〜１．００％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、頭部外郭表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲の９５％以上がパーライト組織であり、かつ、前記範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。
（２）さらに、頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの位置における横断面において、粒径０．５〜４．０μmのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物が被検面積１０００μｍ^２あたり１００〜１０００個存在することを特徴とする（１）に記載のレール。
（３）また、上記（１）〜（２）のレールには、質量％で、さらに、ａ群〜ｉ群の１群または２群以上を選択的に含有させることができる。
ａ群：Ｃｒ：０．１０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
ｂ群：Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
ｃ群：Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
ｄ群：Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
ｅ群：V：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０５００％、Ｔｉ：０．００３０〜０．０５００％の１種または２種以上、
ｆ群：Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％の１種または２種以上、
ｇ群：Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、
ｈ群：Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
ｉ群：Ｎ：０．００５０〜０．０２００％

本発明によれば、本実施形態に係るレールは、レール鋼の合金成分、組織、頭部の硬さを制御することで、レールの耐摩耗性を飛躍的に向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。特に本発明に係るレールは、海外の貨物鉄道で使用されるレールとして好適である。

炭化物を形成可能な合金元素と摩耗量の関係を示した図。 炭化物の粒径範囲と摩耗量の関係を示した図。 粒径０．５〜４．０μｍの炭化物の個数（個／１０００μｍ^２）と摩耗量との関係を示した図。 本発明の耐摩耗性に優れたレールの頭部断面表面位置での呼称および、パーライト組織を含む組織が必要な領域を示した図。 摩耗試験の概要を示した図。 摩耗試験片採取位置を示した図。 本発明例のレールと比較例のレールについて、鋼の炭素量と摩耗量との関係を示した図。 本発明例のレールにおいて炭化物を制御した発明例のレールと炭化物を制御していない発明例のレールの鋼の炭素量と摩耗量の関係を示した図。 本発明例のレールの粒径０．５〜４．０μｍの炭化物の個数（個／１０００μｍ^２）と摩耗量との関係を示した図。

以下に本発明を実施する形態として、耐摩耗性に優れたレールにつき、詳細に説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

まず、本発明者らは、パーライト組織を主体とするレールの耐摩耗性を確保するために最低限必要な硬さを検討した。過共析鋼（１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ）を用いて、レールを熱間圧延、熱処理を行い、レール頭部の硬さを変化させたレールを試作し、レール頭部の硬さと耐摩耗性の関係を調査した。具体的には、レール頭部から採取した試験片による摩耗試験を行った。その結果、レール頭部において、耐摩耗性を確保するには、頭部外郭表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲にあるパーライト組織を主体とする金属組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に制御する必要があることを確認した。

なお、レール頭部とは、図４の符号３で示すように、レールを断面視したときに、レールの高さ方向中央に括れた部分よりも上側の部分をいう。また、頭部外郭表面とは、レール頭部３のうち、レールを正立させたときに上側を向く頭頂部１の表面と、頭部コーナー部２の表面とを合わせた面をいう。頭頂部１と頭部コーナー部２の位置関係は、頭頂部１がレール頭部の幅方向ほぼ中央に位置し、頭部コーナー部２が頭頂部１の両側に位置する関係にある。

次に、本発明者らは、パーライト組織を主体とするレールの耐摩耗性を飛躍的に向上させる方法を検討した。耐摩耗性を向上させるため、炭化物の適用を検討した。炭化物を形成する合金元素としては、微細な炭化物を生成し易いと考えられるＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの合金元素を選択し、これら合金元素を含む鋼を溶解して鋳造し、熱間圧延を行い、恒温保持をする熱処理により、粗大な炭化物を生成させて、炭化物の硬さを調査した。なお、試験条件は下記に示すとおりである。

［炭化物硬さ試験］
●溶解実験
ベース鋼成分：１．００％Ｃ
合金元素：Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ
合金添加量：１．００％（各元素）
●熱間圧延・熱処理条件
熱間圧延条件 再加熱温度：１２００℃、最終圧延温度：１０００℃
熱処理条件 恒温保持：圧延後に９００〜１０００℃で６０ｍｉｎ保持した後、自然放冷した。
●硬さの測定条件
装置：ビッカース硬度計（荷重０．０９８Ｎ）
事前処理：断面をダイヤモンド研磨後、ナイタールエッチングして炭化物を現出させた。
●炭化物の粒径測定
測定装置：走査型電子顕微鏡 倍率：１０００〜２０００倍
粒径測定：走査型顕微鏡観察により個々の炭化物の分析を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定した。
●硬さ測定を実施する炭化物：粒径範囲が５．０〜１０．０μｍの炭化物について硬さ測定した。

その結果、添加する合金元素の種類によって炭化物の硬さに差異があることが判明した。具体的には、ＴｉＣ：Ｈｖ３２００、ＶＣ：Ｈｖ２９００、ＺｒＣ：Ｈｖ２６００、ＮｂＣ：Ｈｖ２６００、ＨｆＣ：Ｈｖ２３００、ＴａＣ：Ｈｖ２３００、ＷＣ：Ｈｖ２０００であった。

次に、本発明者らは、これらの炭化物を含むパーライト組織の耐摩耗性を評価した。過共析鋼（１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ）をベースに、炭化物を形成する合金元素（Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ）をそれぞれ０．５０％添加した鋼を溶解し、熱間圧延、熱処理を行い、炭化物を含むパーライト組織の鋼を製造し、耐摩耗性を評価した。

［炭化物を含むパーライト組織の摩耗試験］
●溶解実験
ベース鋼成分：１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
合金元素：Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ
合金添加量：０．５０％（各元素）
●熱間圧延・熱処理条件
熱間圧延条件 再加熱温度：１２５０℃、最終圧延温度：１０００℃
熱処理条件 熱間圧延後、冷却速度：１０℃/ｓｅｃ、開始温度：８００℃、停止温度：５８０℃の条件で冷却。
●炭化物の粒径測定
事前処理：断面をダイヤモンド研磨後、ナイタールエッチングして炭化物を現出させた。
測定装置：走査型電子顕微鏡 倍率：１０００〜２０００倍
粒径測定：走査型顕微鏡観察により個々の炭化物の分析を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定した。
●炭化物粒径
測定対象の粒径範囲：０．１〜１０．０μｍ
各鋼における単位面積当たりの炭化物の個数の計測結果：１００〜３０００個／１０００μｍ^２（０．１〜１０．０μｍの範囲の炭化物を対象とした。）
●摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
試験片形状（レール材４）：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
相手材（車輪材５）：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
雰囲気：大気中
冷却：冷却用エアーノズル６から圧搾空気噴射による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回

なお、本摩耗試験は実軌道を再現した評価試験である。これまでに炭素量１．０％のパーライト鋼の摩耗試験結果と実軌道の摩耗の相関を解明した結果、本試験の摩耗量が０．８５ｇｆ以上が一般のパーライト鋼軌条の摩耗量であった。さらに、本試験で摩耗量が１０％程度減少すると、実軌道で耐摩耗性の向上が確認されている。従って本摩耗試験では、摩耗量が１０％以上減少（基準摩耗量：０．８５ｇｆ）する０．７５ｇｆを評価基準として、耐摩耗性の向上の有無を判断した。

図１に摩耗試験の結果を示す。横軸は炭化物を形成した合金元素、縦軸は摩耗量で整理をした。その結果、合金の種類によって耐摩耗性が大きく変化することが確認された。具体的には炭化物の硬さが中程度のＨｆ、Ｔａの炭化物が分散しているパーライト鋼の耐摩耗性が最も優れていた。摩耗機構を解明した結果、炭化物の硬さが高い場合は、基地のパーライト組織との強度差が著しく大きくなり、基地と炭化物の界面にクラック等が生成し、摩耗を促進することが確認された。また、炭化物の硬さが低い場合は、炭化物自体の耐摩耗性が低く、摩耗抑制効果が少ないことが確認された。なお、単位面積当たりの炭化物の個数は、各鋼毎に１００〜３０００個／１０００μｍ^２の範囲でばらついているが、この範囲内であれば、摩耗量へのばらつきの影響は少ない。

さらに、Ｈｆ、Ｔａと同時に添加した場合に形成されるＨｆとＴａの複合炭化物の耐摩耗性を調査したところ、ＨｆとＴａの複合炭化物は、Ｈｆ、Ｔａを単独添加した場合と同等の効果があることが認められた。

このように、レールの摩耗量を低減するには、ＨｆまたはＴａの何れか一方又は両方を添加して炭化物として析出させることが有効であることが判明した。

次に、本実施形態のレールの限定理由について詳細に説明する。以下、鋼組成における質量％は、単に％と記載する。

（１）鋼の化学成分の限定理由
本実施形態のレールにおいて、鋼の化学成分の限定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て、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ量が０．７５％未満になると、本成分系では、パーライト組織を主体とするレールに要求される最低限の強度や耐摩耗性が維持できない。また、初析フェライト組織が生成し、耐摩耗性が大幅に低下する。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、初析セメンタイト組織が生成し易くなり、パーライト組織の耐摩耗性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．７５〜１．２０％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化するには、Ｃ添加量を０．８０〜１．１０％とすることが望ましい。

Ｓｉは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、レール頭部の硬さを上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉ量が０．１０％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２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成する。さらに、焼入性が著しく増加し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｓｉ添加量を０．１０〜２．００％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、耐摩耗性を向上させるには、Ｓｉ添加量を０．２０〜１．５０％とすることが望ましい。

Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライト変態を安定化すると同時に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを確保し、耐摩耗性をより一層向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満では、その効果が小さく、軟質な初析フェライト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。また、Ｍｎ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、レール頭部にベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｍｎ添加量を０．１０〜２．００％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、耐摩耗性を向上させるには、Ｍｎ添加量を０．２０〜１．５０％とすることが望ましい。

Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素である。転炉での精錬を行うことによりその含有量を制御することが可能である。Ｐ含有量が０．０２５０％を超えると、パーライト組織が脆化し、塑性変形領域の延性が低下し、摩耗面に剥離が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５０％以下に限定した。なお、Ｐ添加量の下限は限定していないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ含有量は０．００２０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。

Ｓは、鋼中に不可避的に含有される元素である。溶銑鍋での脱硫を行うことによりその含有量を制御することが可能である。Ｓ含有量が０．０２５０％を超えると、粗大なＭｎＳ系硫化物の介在物が生成し易くなり、接触による塑性変形領域において応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、摩耗面に剥離が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｓ含有量を０．０２５０％以下に限定した。なお、Ｓ添加量の下限は限定していなが、精錬工程での脱硫能力を考慮すると、Ｓ含有量は０．００２０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。

Ｈｆ、Ｔａは、共に炭化物を形成し、パーライト組織を主体とする基地中に微細に分散析出し、耐摩耗性をより一層向上させる元素である。しかし、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計の量が０．０１％未満では、炭化物の粒径や生成量を維持することが困難となり、耐摩耗性の向上が困難となる。また、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計の量が１．００％を超えると、炭化物自体が粗大化し、接触による塑性変形領域において応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、基地パーライト組織から抜け落ち、耐摩耗性に寄与しなくなる。また、塑性変形領域の延性が低下し、摩耗面に剥離が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計の添加量を０．０１〜１．００％に限定した。なお、炭化物の粒径や生成量を安定的に確保するには、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計の添加量を０．２０〜０．７０％とすることが望ましい。

さらに、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さの増加による耐摩耗性および耐内部疲労損傷性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、ａ群のＣｒ、Ｍｏ、ｂ群のＣｏ、ｃ群のＢ、ｄ群のＣｕ、Ｎｉ、ｅ群のＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、ｆ群のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、ｇ群のＺｒ、ｈ群のＡｌ、ｉ群のＮの元素を必要に応じて１群または２群以上を添加してもよい。

ａ群のＣｒ、Ｍｏは、平衡変態点を上昇させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、硬さを向上させる。ｂ群のＣｏは、摩耗面のラメラ組織を微細化し、摩耗面の硬さを高める。ｃ群の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。ｄ群のＣｕ、Ｎｉは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、硬さを高め、パーライト組織の靭性を向上させる。ｅ群のＶ、Ｎｂ、Ｔｉは、熱間圧延やその後の冷却過程で生成した炭化物や窒化物の析出硬化により、パーライト組織の疲労強度を向上させる。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。ｆ群のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、ＭｎＳ系硫化物を微細分散し、介在物から生成する内部疲労損傷を低減する。ｇ群の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やマルテンサイト組織の生成を抑制する。ｈ群のＡｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる。ｉ群の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、靭性を向上させることや熱間圧延後のその後の冷却課程でＶの炭化物や窒化物の析出を促進させ、パーライト組織の耐疲労性を向上させることが主な添加目的である。

＜ａ群＞
Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度の増加により、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ量が０．１０％未満ではその効果は小さく、レール鋼の硬さ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、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部にベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．１０〜２．００％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、耐摩耗性を向上させるには、Ｃｒ添加量を０．２０〜１．００％とすることが望ましい。

Ｍｏは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度の増加により、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｍｏ量が０．０１％未満ではその効果が小さく、レール鋼の硬さ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、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。

＜ｂ群＞
Ｃｏは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、ころがり面直下のパーライト組織のラメラ組織を微細化し、ころがり面の硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｃｏ量が０．０１％未満では、ラメラ組織の微細化が促進せず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、Ｃｏ量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和し、添加量に応じたラメラ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。

＜ｃ群＞
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、脆性破壊を冗長し、レールの靭性が低下する。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。

＜ｄ群＞
Ｃｕは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、固溶強化により硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また、Ｃｕ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｃｕ添加量を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、固溶強化により硬さを向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。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、著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜１．００％に限定した。

＜ｅ群＞
Ｖは、熱間圧延後の冷却過程で生成するＶの炭・窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬さ（強度）を高め、頭部内部において耐疲労損傷性を向上させる元素である。しかし、Ｖ量が０．０１％未満では、パーライト組織のフェライト相中に析出する微細な炭・窒化物の個数が少なく、頭部内部の硬さの向上が認められない。また、Ｖ量が０．５０％を超えると、微細なＶの炭・窒化物の数が過剰となり、パーライト組織が脆化し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｖ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。

Ｎｂは、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さを高め、頭部内部において耐疲労損傷性を向上させる元素である。また、Ａｃ_１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、Ｎｂ量が０．００１０％未満では、これらの効果が期待できず、パーライト組織の硬さの向上は認められない。また、Ｎｂ量が０．０５００％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、パーライト組織自体が脆化し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００１０〜０．０５００％に限定した。

Ｔｉは、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さを高め、頭部内部において耐疲労損傷性を向上させる元素である。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０．００３０％未満ではこれらの効果が少ない。また、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、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｔｉ添加量を０．００３０〜０．０５００％に限定した。

＜ｆ群＞
Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物を形成し、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、応力集中を緩和し、耐疲労損傷性を向上させる元素である。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、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％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、応力集中を緩和し、耐疲労損傷性を向上させる元素である。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、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。

ＲＥＭは、脱酸・脱硫元素であり、添加によりＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ_２Ｏ_２Ｓ）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となる。また、この核であるオキシサルファイド（ＲＥＭ_２Ｏ_２Ｓ）の融点が高いため、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。この結果、ＭｎＳを微細に分散させ、応力集中を緩和し、耐疲労損傷性を向上させる。しかし、ＲＥＭ量が０．０００５％未満では、その効果が小さく、ＭｎＳ系硫化物の生成核としては不十分となる。また、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ_２Ｏ_２Ｓ）が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下する。このため、ＲＥＭ添加量を０．０００５〜０．０５００％に限定した。

なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類金属である。上記添加量はこれらの全ＲＥＭの添加量を限定したものである。全添加量の総和が上記範囲内であれば、単独、複合（２種類以上）のいずれの形態であっても同様な効果が得られる。

＜ｇ群＞
Ｚｒは、ＺｒＯ_２介在物と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組織が生成し易くなり、レールの耐疲労損傷性の向上が期待できない。また、Ｚｒ量が０．０２００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下する。このため、Ｚｒ添加量を０．０００１〜０．０２００％に限定した。

＜ｈ群＞
Ａｌは、脱酸材として機能する成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。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、この粗大な析出物から疲労き裂が発生し、耐疲労損傷性が低下する。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。このため、Ａｌ添加量を０．０１００〜１．００％に限定した。

＜ｉ群＞
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、ＮをＶと同時に添加すると、熱間圧延後の冷却課程でＶの炭窒化物の析出を促進させ、パーライト組織の硬さを高め、耐疲労性を向上させる。しかし、Ｎ量が０．００５０％未満では、これらの効果が弱い。また、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、疲労損傷が発生し易くなる。このため、Ｎ添加量を０．００５０〜０．０２００％に限定した。

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、次に、熱間圧延を経てレールとして製造される。さらに、必要に応じてレール頭部の金属組織や硬さ、炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御する目的から熱処理を行う。

（２）金属組織およびパーライト組織の必要範囲の限定理由
次に、本実施形態において、頭部外郭表面を起点として少なくとも２０ｍｍ深さの範囲の９５％（面積率）以上がパーライト組織に限定する理由について詳細に説明する。
まず、パーライト組織に限定した理由について説明する。
車輪と接触するレール頭部では耐摩耗性の確保が最も重要である。金属組織と耐摩耗性の関係を調査した結果、パーライト組織が最もよいことが確認された。また、パーライト組織は低合金で硬さが得られ易い。そこで、耐摩耗性を向上させる目的からパーライト組織に限定した。

次に、パーライト組織が面積率で９５％以上の割合で含まれる金属組織（パーライト組織を含む組織）の必要範囲を、頭部外郭表面を起点として少なくとも２０ｍｍ深さまでの範囲に限定した理由について説明する。

前記パーライト組織を含む組織の必要範囲が頭部外郭表面を起点として２０ｍｍ未満では、レール頭部に要求される耐摩耗性の必要領域としては小さすぎて、十分なレール使用寿命の確保が困難となる。また、耐摩耗性をさらに向上させるには、頭部外郭表面を起点として深さ３０ｍｍ程度までをパーライト組織を含む組織とすることが望ましい。

ここで、図４に本実施形態の耐摩耗性に優れたレールの頭部断面表面位置での呼称、および、パーライト組織を含む組織が必要な領域を示す。レール頭部３は、頭頂部１と、前記頭頂部１の両端に位置する頭部コーナー部２を有する。頭部コーナー部２の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。

頭部コーナー部２および頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲を頭表部（３ａ、斜線部）と呼ぶ。図４に示すように、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの頭表部３ａに所定の硬さのパーライト組織を含む組織が配置されていれば、レールの耐摩耗性の確保が図れる。

したがって、パーライト組織を含む組織は、車輪とレールが主に接し、耐摩耗性が要求される頭表部３ａに配置することが望ましく、これらの特性が必要とされないそれ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。

また、本実施形態のレールの頭表部３ａの金属組織は、上記限定のようなパーライト組織を含む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、これらの組織中に、パーライト組織以外に、面積率で５％以下の微量な初析フェライト相、初析セメンタイト相、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、頭部表面の耐摩耗性には大きな悪影響を及ぼさないため、本実施形態のレールの組織としては、５％以下の微量な初析フェライト相、初析セメンタイト相、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、本実施形態のレールのレール頭部の金属組織は、面積率で９５％以上がパーライト組織であればよく、耐摩耗性を十分に確保するには、レール頭部の金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。

なお、前述した、頭部外郭表面を起点として少なくとも２０ｍｍ深さの範囲の観察において、２００倍の光学顕微鏡の視野で金属組織を観察し、前記各金属組織の面積を決定してパーライト組織の面積率を決定できる。また、光学顕微鏡の視野として１０視野（１０箇所）以上を用い、面積率の平均値を観察部位の面積率として用いることができる。

（３）パーライト組織を含む組織の硬さの限定理由
次に、本実施形態において、パーライト組織を含む組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した理由について説明する。パーライト組織を含む組織の硬さがＨｖ３００未満では、摩耗が進行し、レール頭部に要求される耐摩耗性の確保が困難となる。また、パーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織を含む組織の脆化により、頭部表面において、車輪と接触する頭部表面で微小なき裂が発生し、耐表面損傷性の確保が困難となる。このため、パーライト組織を含む組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した。

なお、パーライト組織を含む組織の硬さの測定は、測定場所（例えば、頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの位置）において、１０点（１０箇所）以上測定して平均値を硬さ値として採用することが望ましい。本発明ではパーライト組織が面積率で９５％以上を占めるが、５％以下の範囲でその他組織（初析セメンタイト相、初析フェライト相、マルテンサイト組織、ベイナイト組織等）が存在するため、１点の測定ではパーライト組織を含む組織の硬さが代表できない場合がありえるためである。

（４）Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲の限定理由
次に、本実施形態において、頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの位置における横断面において、耐摩耗性に寄与するＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径を０．５〜４．０μｍの範囲に限定した理由について説明する。

本発明者らは、Ｈｆ、Ｔａの炭化物、ＨｆとＴａの複合炭化物が分散しているパーライト鋼の耐摩耗性をさらに向上させる方法を検討した。過共析鋼（１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ）をベースに、Ｈｆ、Ｔａをそれぞれ０．５０％添加した鋼、ＨｆとＴａを合わせて０．５０％添加した鋼を溶解し、熱間圧延、熱処理条件を調整し、炭化物の粒径範囲を変化させたパーライト鋼を製造し、耐摩耗性を評価した。

［炭化物の摩耗試験］
●溶解実験
ベース鋼成分：１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
合金元素：Ｈｆ、Ｔａ
合金添加量：０．５０％
●熱間圧延・熱処理条件
熱間圧延条件 再加熱温度：１１００〜１３５０℃、最終圧延温度：８００〜１１００℃
熱処理条件 熱間圧延後、冷却速度：２〜２０℃/ｓｅｃ、開始温度：７００〜９００℃、停止温度：５５０〜６５０℃の条件で冷却。
●炭化物粒径の測定
事前処理：断面をダイヤモンド研磨後、ナイタールエッチングして炭化物を現出させた。
測定装置：走査型電子顕微鏡 倍率：１０００〜２０００倍
粒径測定：走査型顕微鏡観察により個々の炭化物の分析を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定した。
●炭化物粒径
測定対象の粒径範囲：０．１〜１０．０μｍ
●摩耗試験
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
試験片形状（レール材１）：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
相手材（車輪材２）：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
雰囲気：大気中
冷却：冷却用エアーノズル３から圧搾空気噴射による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回

本摩耗試験は実軌道を再現した評価試験である。これまでに炭素量１．０％のパーライト鋼の摩耗試験結果と実軌道の摩耗の相関を解明した結果、本試験の摩耗量が０．８５ｇｆ以上が一般のパーライト鋼軌条の摩耗量であった。本試験で摩耗量が１５％程度減少すると、実軌道で耐摩耗性が大幅に向上することが確認されている。本摩耗試験では、摩耗量が１５％以上減少（基準摩耗量：０．８５ｇｆ）する０．７０ｇｆを評価基準として、複合炭化物の粒径範囲を制御した際のさらなる耐摩耗性の向上の有無を判断した。

図２に摩耗試験の結果を示す。横軸は炭化物の粒径範囲、縦軸は摩耗量で整理をした。その結果、Ｈｆ、Ｔａの炭化物、ＨｆとＴａの複合炭化物共に、炭化物の粒径範囲によって耐摩耗性が大きく変化することが確認された。

具体的には、炭化物の粒径範囲に好適な範囲が存在することが明らかとなった。また、炭化物の粒径範囲が好適な範囲よりも小さい場合や炭化物の粒径範囲が好適な範囲よりも大きい場合には耐摩耗性がやや低下することが明らかになった。

摩耗機構を解明した結果、粒径が０．５μｍ以上になると、車輪接触による塑性変形が抑制され、摩耗面の炭化物が基地のパーライト組織に埋まることがなく、耐摩耗性が向上することが明らかとなった。一方、粒径が４．０μｍ以下になると、車輪接触による塑性変形領域において、炭化物の周囲に応力集中に伴う粗大なボイドが生成しにくくなり、炭化物が基地パーライト組織から抜け落ちず、耐摩耗性が向上することが明らかとなった。このため、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径は、好ましくは０．５〜４．０μｍの範囲に限定するとよい。

好適な粒径範囲は、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の種類に関係なく、０．５〜４．０μｍに制御することにより、耐摩耗性をより一層向上させることが可能になる。

（５）粒径０．５〜４．０μｍのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数の限定理由
次に、本実施形態において、頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの位置における横断面において、耐摩耗性に寄与するＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数を被検面積１０００μｍ^２あたり１００〜１０００個に限定した理由について説明する。

本発明者らは、Ｈｆ、Ｔａの炭化物、ＨｆとＴａの複合炭化物が分散しているパーライト鋼の耐摩耗性を安定的に向上させる方法を検討した。過共析鋼（１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ）をベースに、Ｈｆ、Ｔａをそれぞれ０．５０％添加した鋼、ＨｆとＴａを合わせて０．５０％添加した鋼を溶解し、熱間圧延、熱処理条件を調整し、炭化物（粒径範囲０．５〜４．０μｍ）の単位面積当たりの個数を変化させたパーライト鋼を製造し、上記（４）と同一の方法にて耐摩耗性を評価した。

［炭化物の摩耗試験］
●溶解実験
ベース鋼成分：１．００％Ｃ−０．５０％Ｓｉ−０．７０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
合金元素：Ｈｆ、Ｔａ
合金添加量：０．５０％
●熱間圧延・熱処理条件
熱間圧延条件 再加熱温度：１１００〜１３５０℃、最終圧延温度：８００〜１１００℃
熱処理条件 熱間圧延後、冷却速度：２〜２０℃/ｓｅｃ、開始温度：７００〜９００℃、停止温度：５５０〜６５０℃の条件で冷却。
●炭化物粒径の測定
事前処理：断面をダイヤモンド研磨後、ナイタールエッチングして炭化物を現出させた。
測定装置：走査型電子顕微鏡 倍率：１０００〜２０００倍
粒径測定：観察により個々の炭化物の分析を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定した。
●炭化物粒径
測定対象の粒径範囲：０．５〜４．０μm
各鋼における単位面積当たりの炭化物の個数の計測結果：３０〜１３００個／１０００μｍ^２（０．５〜４．０μｍの範囲の炭化物を対象とした。）

本摩耗試験は実軌道を再現した評価試験である。これまでに炭素量１．０％のパーライト鋼の摩耗試験結果と実軌道の摩耗の相関を解明した結果、本試験の摩耗量が０．８５ｇｆ以上が一般のパーライト鋼軌条の摩耗量であった。本試験で摩耗量が１５％程度減少すると、実軌道で耐摩耗性が大幅に向上することが確認されている。本試験では、摩耗量が１５％以上減少（基準摩耗量：０．８５ｇｆ）する０．７０ｇｆを評価基準として、複合炭化物の単位面積当たりの個数を制御した際のさらなる耐摩耗性の向上の有無を判断した。

図３に摩耗試験の結果を示す。横軸は炭化物の単位面積当たりの個数（個／１０００μｍ^２）、縦軸は摩耗量で整理をした。その結果、Ｈｆ、Ｔａの炭化物、ＨｆとＴａの複合炭化物共に、炭化物の単位面積当たりの個数によって耐摩耗性が大きく変化することが確認された。

具体的には、炭化物の単位面積当たりの個数が小さい場合、炭化物の単位面積当たりの個数が大きい場合には耐摩耗性が低下し、耐摩耗性をより一層向上させるには、炭化物の単位面積当たりの個数に最適な範囲が存在することが明らかとなった。

摩耗機構を解明した結果、炭化物の生成量が被検面積１０００μｍ^２あたり１００個以上になると、炭化物の存在量が高まり、耐摩耗性がより一層向上した。また、炭化物の生成量が被検面積１０００μｍ^２あたり１０００個以下になると、車輪接触による塑性変形領域の延性が向上し、摩耗面に剥離が起こらず、耐摩耗性が向上した。このように、粒径０．５〜４．０μｍのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数を被検面積１０００μｍ^２あたり１００〜１０００個にすることで、耐摩耗性をより一層向上できることが判明した。

炭化物の好適な個数密度範囲は、Ｈｆ、Ｔａの炭化物、ＨｆとＴａの複合炭化物共に、炭化物の種類に関係なく、１００〜１０００個／１０００μｍ^２に制御することにより、耐摩耗性をより一層向上させることが可能になる。

以上説明したように、パーライト組織のレールの耐摩耗性を向上させるには、Ｈｆ、Ｔａを添加し、パーライト組織中にＨｆの炭化物、Ｔａの炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物を分散させることが好適であり、さらに耐摩耗性を向上させるには、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御することが好適である。
すなわち、本実施形態に係るレールは、レール鋼の合金成分、組織、頭部の硬さを制御し、さらに、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御することにより、海外の貨物鉄道で使用される場合のレールの耐摩耗性を飛躍的に向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。

粒径０．５〜４．０μｍのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数を被検面積１０００μｍ^２あたり１００〜１０００個にすることで、耐摩耗性をより一層向上できる。炭化物の生成量が被検面積１０００μｍ^２あたり１００個以上にすることで、炭化物自体の存在量が充分になり、耐摩耗性を大幅に向上できる。また、炭化物の生成量が被検面積１０００μｍ^２あたり１０００個以下にすることで、車輪接触による塑性変形領域の延性が向上し、摩耗面に剥離が防止され、耐摩耗性が向上する。

耐摩耗性を更に確実に向上させるには、粒径０．５〜４．０μｍのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数を被検面積１０００μｍ^２あたり４００〜８００個に制御することが望ましい。
上記の限定は、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の種類に関係なく、炭化物の単位面積当たりの個数を最適な範囲に制御することにより、耐摩耗性がより一層向上する。

なお、粒径および個数の算定は下記の方法を用いればよい。
［炭化物の粒径および個数の算定方法］
測定装置：走査型電子顕微鏡 倍率：１０００〜２０００倍
測定位置：頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの任意の点。
粒径測定：走査型顕微鏡観察により個々の炭化物の分析を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。
個数の算定：２０視野の観察を行い、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物数をカウントし、１０００μｍ^２あたりの数に換算し、その平均値を求める。
最終分析：粒径の測定、個数の算定の結果から、炭化物の粒径範囲と個数の分析を行い、粒径０．５〜４．０μｍのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の単位面積当たりの個数を算定する。

（６）本実施形態のレールの製造方法
本実施形態のレールは、成分調整後の溶鋼を鋳造してブルームとし、ブルームを熱間圧延してレール形状に成形する。さらに、必要に応じて、レール頭部の金属組織の制御、硬さの制御、さらには、炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御する目的から熱間圧延後に熱処理を行う。

（６−１）熱間圧延条件および熱処理条件
熱間圧延条件、熱処理条件については、パーライト組織を維持し、レール頭部の硬さを制御するため、必要に応じて、下記に示す軌条製造の一般的な条件範囲で行うことが望ましい。

まず、熱間圧延条件について説明する。
まず、ブルーム再加熱温度について説明する。ブルーム再加熱温度が１０００℃未満では、レール圧延において熱間での造形性が確保できす、圧延疵が発生し、レール製造が困難となる。また、再加熱温度が１４００℃を超えると、鋼の炭素量や合金量によっては、融点が低下し、鋼が溶融し、レール製造が困難となるため、ブルーム再加熱温度は、１０００〜１４００℃の範囲が好ましい。

次に、最終圧延温度について説明する。
最終圧延温度が７５０℃未満では、圧延直後にパーライト変態が開始し、その後の熱処理において高硬度化が図れず、耐摩耗性を確保できない。また、最終圧延温度が１１００℃を超えると、圧延後のオーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が大幅に増加し、レール頭部に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。また、レールに必要な最低限の延性が確保できないため、最終圧延温度は７５０〜１１００℃の範囲が好ましい。

次に、熱処理条件について説明する。
まず、冷却速度について説明する。
冷却速度が１℃/ｓｅｃ未満では、パーライト変態温度が上昇し、その後の熱処理において高硬度化が図れず、耐摩耗性を確保できない。また、冷却速度が２０℃/ｓｅｃを超えると、本成分系では、レール頭部において、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下するため、１〜２０℃／ｓｅｃの範囲が好ましい。
次に、冷却開始温度について説明する。

冷却開始温度が７００℃未満では、本成分系では、加速冷却前の高温度域でパーライト組織が生成し、高硬度化が図れず、耐摩耗性を確保できない。また、炭素量が比較的多い鋼では、初析セメンタイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。また、開始温度が９００℃を超えると、焼入れ性が大幅に増加し、レール頭部に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し、耐摩耗性が低下するため７００〜９００℃の範囲が好ましい。

次に、冷却停止温度について説明する。
冷却停止温度が６５０℃を超えると、本成分系では、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成する。その結果、頭部の硬さが確保できず、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となる。また、５００℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では、冷却直後に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が多く生成する。その結果、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となるため、５００〜６５０℃の範囲が好ましい。

（６−２）Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御する熱間圧延条件
さらに、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御するには、Ｔａ、Ｈｆの添加量に応じて上記の熱間圧延、熱処理条件を下記の範囲に変更することが望ましい。

まず、熱間圧延条件について説明する。
まず、ブルーム再加熱温度について説明する。
ブルーム再加熱温度が１２００℃未満では、Ｔａ、Ｈｆのオーステナイト中の固溶量が確保できす、その後の圧延中において、炭化物の生成量が低下し、パーライト組織中のＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成量を確保することが困難となる。その結果、耐摩耗性が向上しない。また、再加熱温度が１３００℃を超えると、Ｔａ、Ｈｆのオーステナイト中の固溶量が過剰となり、その後の圧延中において、炭化物の生成量が増加し、さらに、炭化物の粒径も粗大化する。その結果、車輪接触による塑性変形領域において剥離や応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、耐摩耗性が向上しないため、１２００〜１３００℃の範囲が好ましい。

次に、最終圧延温度について説明する。
最終圧延温度が８５０℃未満では、圧延直後にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成が促進され、炭化物の生成量が増加する。その結果、車輪接触による塑性変形領域の延性が低下し、剥離が生成し、耐摩耗性が向上しない。また、最終圧延温度が１０００℃を超えると、圧延後にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径が粗大化し、車輪接触による塑性変形領域において、炭化物の周囲に応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、炭化物が基地パーライト組織から抜け落ち、耐摩耗性に寄与しないため、８５０〜１０００℃の範囲が好ましい。

次に、熱処理条件について説明する。
まず、冷却速度について説明する。
冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では、冷却中にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の成長が促進され、炭化物の粒径が粗大化する。その結果、車輪接触による塑性変形領域において、炭化物の周囲に応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、炭化物が基地パーライト組織から抜け落ち、耐摩耗性に寄与しない。また、冷却速度が１５℃／ｓｅｃを超えると、冷却中にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の成長が不十分となる。その結果、炭化物の粒径が微細化し、車輪接触による塑性変形により、摩耗面の炭化物が基地のパーライト組織に埋まり、耐摩耗性に寄与しないため、３〜１５℃／ｓｅｃの範囲が好ましい。

次に、冷却開始温度について説明する。
冷却開始温度が７５０℃未満では、冷却開始前にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の成長が促進され、炭化物の粒径が粗大化する。その結果、車輪接触による塑性変形領域において、炭化物の周囲に応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、炭化物が基地パーライト組織から抜け落ち、耐摩耗性に寄与しない。また、開始温度が８５０℃を超えると、冷却開始前にＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成が不十分となる。その結果、炭化物の量が不足し、耐摩耗性に寄与しないため、７５０〜８５０℃の範囲が好ましい。

次に、冷却停止温度について説明する。
冷却停止温度が６５０℃を超えると、本成分系では、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成する。その結果、頭部の硬さが確保できず、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となる。また、５００℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では、冷却直後に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が多く生成する。その結果、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となるため、５００〜６５０℃の範囲が好ましい。

レールの圧延条件については特に限定しない。レール頭部の硬さを確保するためには、通常のレールの孔型圧延で最終圧延温度を制御することで十分である。なお、圧延方法は例えば、特許文献５等に記載されている方法を参考にして、主としてパーライト組織が得られるようにすればよい。すなわち、鋼片を粗圧延した後、リバース圧延機による中間圧延を複数パスに渡って行い、続いて連続圧延機による仕上げ圧延を２パス以上行う。仕上げ圧延の最終圧延時に上記の温度範囲に制御すればよい。

また、レールの熱処理冷媒については特に限定しない。耐摩耗性を付与するため、硬さを制御するには、空気噴射冷却、ミスト冷却、水及び空気の混合噴射冷却、あるいはこれらの組み合わせにより、熱処理時のレールの冷却速度を制御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１Ａ〜表１Ｄに本発明レールの化学成分と諸特性を示す。表１Ａ〜表１Ｄには、化学成分値、頭部のミクロ組織、頭部の硬さ、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態を示す。さらに、図５に示す方法で行った摩耗試験結果も併記した。尚、頭部のミクロ組織は、パーライト組織の場合、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しているものも含んでいる。

表２Ａ〜表２Ｂに比較レールの化学成分と諸特性を示す。表２Ａ〜表２Ｂには、化学成分値、頭部のミクロ組織、頭部の硬さ、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態を示す。さらに、図５に示す方法で行った摩耗試験結果も併記した。尚、頭部のミクロ組織は、パーライト組織の場合、面積率で５％以下の微量な初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入しているものも含んでいる。

表１Ａ〜表１Ｄ、表２Ａ〜表２Ｂに示した本発明例および比較例の製造工程および製造条件の概略は下記に示すとおりである。

●全体工程
溶鋼→成分調整→鋳造（ブルーム）→再加熱→熱間圧延→熱処理。
また、本発明例及び比較例の製造条件の概略は下記に示すとおりである。
●熱間圧延条件
再加熱温度：１０００〜１４００℃、最終圧延温度：７５０〜１１００℃
●熱処理条件：熱間圧延→冷却
冷却速度：１〜２０℃/ｓｅｃ、冷却開始温度：７００〜９００℃、冷却停止温度：５００〜６５０℃
さらに、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御するには、上記の熱間圧延、熱処理を下記の条件で行った。
●熱間圧延条件
再加熱温度：１２００〜１３００℃、最終圧延温度：７５０〜１１００℃
●熱処理条件：熱間圧延→冷却
冷却速度：３〜１５℃/ｓｅｃ、冷却開始温度：７５０〜８５０℃、冷却停止温度：５００〜６５０℃

なお、表３Ａ及び表３Ｂには本発明レール（表１Ａ〜表１Ｄ）の製造条件の一部を記載している。製造条件の最適化により表１Ａ〜表１Ｄに記載した特性のレールを製造することが可能である。また、製造条件をさらに最適化することにより、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲や単位面積当たりの個数を制御することが可能となり、さらなる耐摩耗性の改善が可能ある。

表１Ａ〜表１Ｄ及び表２Ａ〜表２Ｂに示した本発明例のレールおよび比較例のレールの詳細は下記に示すとおりである。

（１）本発明レール（６０本）
発明例Ａ１〜Ａ１３、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、２９、３１、３３、３５，３７、３９、４１、４３、４５、４７、４９、５１、５３、５５、５７、５９：化学成分、頭部のミクロ組織、頭部の硬さが本願発明範囲内にあることが確認されたレール。
上記以外の発明例：化学成分、頭部のミクロ組織、頭部の硬さ、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態が本願発明範囲内にあることが確認されたレール。

（２）比較レール（２２本）
比較例Ｂ１〜Ｂ８（８本）：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの添加値が本願発明範囲外のレール。一部のレールは頭部のミクロ組織または頭部の硬さが本願発明範囲外であった。
比較例Ｂ９〜Ｂ２２（１４本）：Ｈｆ、Ｔａのいずれか１種または２種の合計の添加量が本願発明範囲外のレール。

なお、表１Ａ〜表１Ｄ及び表２Ａ〜表２Ｂ並びに表３Ａ〜表３Ｂにおいて、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態の欄において、「△」と記載されているものは、耐摩耗性の向上に基本的に必要なＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物が好適な範囲内「粒径範囲：０．１〜１０．０μｍ、単位面積当たりの個数：１００〜３０００個／１０００μｍ^２」であるが、さらに好ましい範囲内「粒径：０．５〜４．０μm、単位面積当たりの個数：１００〜１０００個／１０００μｍ^２」は満たさないことを意味する。
また、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態の欄において、「○」と記載されているものは、耐摩耗性のさらなる向上に必要なＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の複合炭化物が好適な範囲内「粒径：０．５〜４．０μm、単位面積当たりの個数：１００〜１０００個／１０００μｍ^２」にあることを意味し、単位面積当たりの個数を併記した。

［摩耗試験］
試験機：西原式摩耗試験機（図５参照）
試験片形状（レール材４）：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
相手材（車輪材５）：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
試験片採取位置：頭部外郭表面下２ｍｍに相当する位置（頭部表面、図６参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
雰囲気：大気中
冷却：冷却用エアーノズル６から圧搾空気噴射による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回

［レール頭部の断面硬さの測定方法］
測定装置：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
測定用試験片採取：レール頭部の横断面からサンプル切り出し
事前処理：横断面を粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で研磨
測定方法：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じて測定
硬さの算定：
頭表面下２ｍｍ：図４に示す部位の表面（表面下２ｍｍ）の任意断面において２０点の測定を行い、その平均値を当該部位の硬さとした。
頭表面下２０ｍｍ：図４に示す部位の表面（表面下２０ｍｍ）の任意断面において２０点の測定を行い、その平均値を当該部位の硬さとした。

表１Ａ〜表１Ｄ及び表２Ａ〜表２Ｂに示すように、本発明例のレール（Ａ１〜Ａ６０）は、比較例のレール（Ｂ１〜Ｂ８）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの添加量を限定範囲内に収めることにより、初析フェライト相、初析セメンタイト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、頭部をパーライト組織とした。さらに、本発明例のレール（Ａ１〜Ａ６０）は、比較例のレール（Ｂ９〜Ｂ２２）と比べて、鋼のＨｆ、Ｔａのいずれか１種または２種の合計の添加量を限定範囲内に収めることにより、耐摩耗性が向上した。レールＢ９〜Ｂ２２は、Ｈｆ、Ｔａの合計量が好適な範囲（粒径範囲：０．１〜１０．０μｍ、単位面積当たりの個数：１００〜３０００個／１０００μｍ^２）から外れたため、耐摩耗性に有効な炭化物の粒径や生成量を維持することが困難となり、耐摩耗性が低下した。

表２Ａ〜表２Ｂ中の「炭化物粗大化」とは、添加量の増加により、炭化物が粗大化し、その結果、Ｈｆ、Ｔａの合計量が好適な範囲から外れ、車輪接触による塑性変形領域において応力集中に伴う粗大なボイドが生成したため、耐摩耗性が低下したものである。また、「炭化物微細・少量化」とは、添加量の低下により、炭化物が微細化、さらには少量化し、その結果、Ｈｆ、Ｔａの合計量が好適な範囲から外れ、耐摩耗性に有効な炭化物を維持できず、耐摩耗性が低下したものである。

また、表２Ａ〜表２Ｂ中のＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の生成状態の欄において、「×」と記載されているものは、耐摩耗性の向上に基本的に必要なＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物が好適な範囲「粒径範囲：０．１〜１０．０μｍ、単位面積当たりの個数：１００〜３０００個／１０００μｍ^２」から外れたことを意味する。

図７に、本発明例のレール（Ａ１〜Ａ６０）は、比較例のレール（Ｂ１〜Ｂ２２）の摩耗試験結果を鋼の炭素量との関係で整理して示す。なお、図７の中には、本試験における一般のパーライト鋼軌条の摩耗試験結果をベースに、炭素量と摩耗量の関係において、その下限値を併記した。

同一炭素量で比較すると、本発明例のレールは比較例のレールと比較して摩耗量が少なく、耐摩耗性が向上していることがわかる。
一般の炭素量０．７５〜１．２０％のパーライト鋼軌条（基準）と比較して、１０％以上の耐摩耗性の改善効果を有していることがわかる。

さらに、図８に、本発明例のレール（Ａ１３〜６０）において炭化物を制御した発明例のレールと炭化物を制御していない発明例のレールの鋼の炭素量と摩耗量の関係を示す。
炭化物を制御した発明例のレール（Ａ１４、１６、１８、２０、２２、２４、２６、２８、３０、３２、３４、３６，３８、４０、４２、４４、４６、４８、５０、５２、５４、５６、５８、６０）は、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲やその単位面積当たりの個数を制御することにより、炭化物を制御していない発明例のレール（Ａ１３、１５、１７、１９、２１、２３、２５、２７、２９、３１、３３、３５，３７、３９、４１、４３、４５、４７、４９、５１、５３、５５、５７、５９）と比較して、耐摩耗性をより向上させることができることがわかる。

図９に、本発明例のレール（Ａ３８、４０、４２、４４、４６、４８、５０）の粒径０．５〜４．０μｍの炭化物の個数と摩耗量の関係を示す。Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の個数を被検面積１０００μｍ^２あたり４００〜８００個に制御することで、耐摩耗性をより一層向上させることができることがわかる。

なお、本摩耗試験は実軌道を再現した評価試験である。これまでに炭素量１．０％のパーライト鋼の摩耗試験結果と実軌道の摩耗の相関を解明した結果、本試験の摩耗量が０．８５ｇｆ以上が一般のパーライト鋼軌条の摩耗量であった。ここでは、摩耗量が２５％以上減少（基準摩耗量：０．８５ｇｆ）する０．６２ｇｆを評価基準として、複合炭化物の個数を厳密に制御した際のさらなる耐摩耗性の向上の有無を判断した。

また、表３Ａ〜表３Ｂに示すように、頭部の熱間圧延、熱処理をある一定の条件で行い、初析セメンタイト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の硬さを確保することにより、耐摩耗性を向上させることができることがわかる。さらに、熱間圧延、熱処理の条件を制御することにより、Ｔａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物の粒径範囲やその単位面積当たりの個数を制御し、耐摩耗性をより一層向上できることがわかる。

１：頭頂部、２：頭部コーナー部、３：レール頭部、３ａ：頭表部（頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲、斜線部）、４：レール材、５：車輪材、６：冷却用エアーノズル。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．７５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ≦０．０２５０％、Ｓ≦０．０２５０％を含有し、さらに、Ｔａ、Ｈｆのいずれか１種または２種の合計で０．０１〜１．００％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールにおいて、頭部外郭表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲の９５％以上がパーライト組織であり、かつ、前記範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲であることを特徴とする耐摩耗性に優れたレール。
2. さらに、頭部外郭表面を起点として深さ２〜２０ｍｍの位置における横断面において、粒径０．５〜４．０μmのＴａ炭化物、Ｈｆ炭化物、ＴａとＨｆの複合炭化物が被検面積１０００μｍ^２あたり１００〜１０００個存在することを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性に優れたレール。
3. 質量％で、さらに、
   ａ群：Ｃｒ：０．１０〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種、
   ｂ群：Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
   ｃ群：Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
   ｄ群：Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種または２種、
   ｅ群：Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０５００％、Ｔｉ：０．００３０〜０．０５００％の１種または２種以上、
   ｆ群：Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％の１種または２種以上、
   ｇ群：Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、
   ｈ群：Ａｌ：０．０１００〜１．００％、
   ｉ群：Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
   の１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれか１項に記載の耐摩耗性に優れたレール。

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