JP4635115B1

JP4635115B1 - 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法

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Publication number: JP4635115B1
Application number: JP2010528630A
Authority: JP
Inventors: 照久宮崎; 正治上田; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-06-26
Filing date: 2010-04-14
Publication date: 2011-02-23
Anticipated expiration: 2030-04-14
Also published as: CA2764769C; KR101368514B1; CA2764769A1; EP2447383A1; RU2488643C1; ES2716881T3; AU2010264015B2; KR20120026555A; CN102803536B; BRPI1011986A2; EP2447383A4; JPWO2010150448A1; AU2010264015A1; US8747576B2; PL2447383T3; WO2010150448A1; CN102803536A; EP2447383B1; US20120087825A1

Abstract

この延性に優れたパーライト系高炭素鋼レールは、質量％で、Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、及びＮ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＴｉとＶの含有量が下記式（１）の範囲を満足し、レール頭部がパーライト組織である。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）
【選択図】図１

Description

本発明は重荷重鉄道等で使用されるレールにおいて、延性を向上させることを目的としたパーライト系高炭素鋼レールおよびその製造方法に関するものである。
本願は、２００９年６月２６日に、日本に出願された特願２００９−１５１７７４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

高炭素含有のパーライト鋼は、その優れた耐摩耗性鋼から、鉄道用レール材料として使用されてきた。しかしながら炭素含有量が非常に高いため、延性や靭性が低いといった問題があった。
例えば、非特許文献１に示されている炭素量０．６〜０．７質量％の普通炭素鋼レールでは、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試験での常温の衝撃値は１２〜１８Ｊ／ｃｍ^２程度であり、このようなレールを寒冷地等の低温度域で使用した場合、微小な初期欠陥や疲労き裂から脆性破壊を引き起こすといった問題があった。
また、近年レール鋼は、耐摩耗性改善のため、より一層の高炭素化を進めており、これに伴い延性や靭性がさらに低下するといった問題があった。

一般にパーライト鋼の延性や靭性を向上させるには、パーライト組織（パーライトブロックサイズ）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粒の微細化や、パーライト変態時のパーライト組織の微細化が有効であると言われている。
オーステナイト粒の微細化方法として、レール圧延用鋼片再加熱時の再加熱温度の低温化、熱間圧延時の圧延温度の低温化、熱間圧延時の断面積減少率の増加といった方法がある。
しかし、レールの製造では、これらの方法で圧延直後のオーステナイト粒の微細化を達成できたとしても、熱処理を開始するまでに粒成長してしまい、結果的に延性が低下してしまう問題がある。

また、パーライト変態時のパーライト組織の微細化を図るために、変態核を利用したオーステナイト粒内からの変態促進等が行われている（例えば特許文献１）。
しかし、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、延性や靭性を抜本的に改善するために、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後の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（例えば特許文献２）。
しかし、近年、耐摩耗性改善のためにレールの高炭素化が進んでおり、上記の低温再加熱処理時に、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った。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った。

そこで、析出物によるピン止めを利用し、オーステナイト粒成長を抑制させ、パーライトブロックを微細化することで、延性を向上させたパーライト系レールおよびその製造方法が開発された（特許文献３、特許文献４）。
しかしながら、上記特許文献３や特許文献４のパーライト系レール、およびその製造方法の場合、ＡｌＮを微細に分散させるために、低温で再加熱しなければならず、圧延造形性の確保、および頭部内部での初析セメンタイト生成による延性低下に問題がある。

特開平６−２７９９２８号公報特開昭６３−１２８１２３号公報特開２００２−３０２７３７号公報特開２００４−７６１１２号公報

ＪＩＳＥ１１０１−１９９０

本願発明は、高炭素鋼レールにおいて、延性が低下する問題を解決するために、熱間圧延の際に、オーステナイト中にＴｉ系析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物を微細析出させて、熱処理までの圧延後のオーステナイト粒成長を抑制し、パーライトブロックサイズを微細化し、延性を向上させたパーライト系高炭素鋼レールを提供することを目的としている。

本発明は、上記目的を達成するものであって、その要旨を以下に示す。
（１）質量％で、Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、及びＮ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＴｉとＶの含有量が下記式（１）の範囲を満足し、レール頭部がパーライト組織であることを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）
（２）レール圧延用鋼片を熱間圧延する工程を有し、前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、及びＮ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＴｉとＶの含有量が下記式（１）の範囲を満足し、前記鋼片の炭素量（［Ｃ］、質量％）、Ｖ量（［Ｖ］、質量％）およびＴｉ量（［Ｔｉ］、質量％）からなる下記式（２）で示される値（Ｔ_Ｃ）に対し、仕上圧延温度（ＦＴ、℃）が、下記式（３）で示される範囲となるように、前記熱間圧延の仕上圧延を行うことを特徴とする延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）
Ｔ_Ｃ＝８５０＋３５×［Ｃ］＋１．３５×１０^４×［Ｔｉ］＋１８０×［Ｖ］・・・式（２）
Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５・・・式（３）
（３）前記鋼片の炭素量（［Ｃ］、質量％）、Ｖ量（［Ｖ］、質量％）およびＴｉ量（［Ｔｉ］、質量％）からなる下記式（４）で示される値（Ｒ_Ｃ）に対し、最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ、％）が、下記式（５）で示される範囲となるように前記仕上圧延を行うことを特徴とする（２）に記載の延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
Ｒ_Ｃ＝３５−１３×［Ｃ］−６００×［Ｔｉ］−２０×［Ｖ］・・・式（４）
Ｒ_Ｃ−５≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋５・・・式（５）

本発明によれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、Ｔｉ量、Ｖ量、Ｎ量を適正な範囲に収め、熱間圧延中に微細なＴｉ系析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物を微細に析出させて、最終仕上圧延工程におけるパス間、および最終仕上圧延後のオーステナイトの粒成長を抑制することにより、微細なパーライト組織を得て、高炭素含有の鋼レールの延性を改善し、使用寿命の向上を図ることを可能とする。

質量％で、Ｃ：０．９６％、Ｓｉ：０．４０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｔｉ：０．００４％、Ｎ：０．００３５％に固定し、Ｖ量を０．００５〜０．１２％で変化させて作製された鋼片を用いて得られた熱延材の引張試験結果において、Ｖ／Ｔｉと全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：１．１０％、Ｓｉ：０．６４％、Ｍｎ：０．８２％、Ｖ：０．０４％、Ｎ：０．００３６％に固定し、Ｔｉ量を０．００１５〜０．０１％に変化させて作製された鋼片を用いて得られた熱延材の引張試験結果において、Ｖ／Ｔｉと全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：１．２％、Ｓｉ：０．５０％、Ｍｎ：０．６０％、Ｔｉ：０．００５％、Ｖ：０．０４％、Ｎ：０．００３６％を含有する鋼片を、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲であり、最終２パスの合計の断面積減少率が８％である条件で圧延して得られた熱延板（鋼レール）の引張試験結果において、圧延温度と全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：１．２％、Ｓｉ：０．９０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｔｉ：０．００７％、Ｖ：０．０５５％、Ｎ：０．００２８％を含有する鋼片を、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲であり、最終２パスの合計の断面積減少率が８％である条件で圧延して得られた熱延板（鋼レール）の引張試験結果において、圧延温度と全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：０．９％、Ｓｉ：０．４０％、Ｍｎ：０．８０％、Ｔｉ：０．００５％Ｃ、Ｖ：０．０４％、Ｎ：０．００３０％を含有する鋼片を、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲であり、最終２パスの合計の断面積減少率が８％である条件で圧延して得られた熱延板（鋼レール）の引張試験結果において、圧延温度と全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：１．０％、Ｓｉ：０．５０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｔｉ：０．００６％、Ｖ：０．０８％、Ｎ：０．００２９％を含有する鋼片を、仕上圧延温度が９６０℃であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が種々の値である条件で熱間圧延して得られた鋼レールの引張試験の結果において、最終２パスの断面積減少率の合計値と全伸びの関係を示す図である。質量％で、Ｃ：１．３％、Ｓｉ：０．４０％、Ｍｎ：０．３０％、Ｔｉ：０．００８％、Ｖ：０．１５％、Ｎ：０．００２３％を含有する鋼片を、仕上圧延温度が１０３０℃であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が種々の値である条件で熱間圧延して得られた鋼レールの引張試験の結果において、最終２パスの断面積減少率の合計値と全伸びの関係を示す図である。本発明レールと比較レール１の引張試験結果において、炭素量と全伸びの関係を示す図である。本発明レールと比較レール２の引張試験結果において、炭素量と全伸びの関係を示す図である。頭部引張試験片の採取位置を示した図である。

以下に本発明について詳細に説明する。
（１）レール鋼及び熱間圧延用鋼片の化学成分の限定理由：
まず、レール鋼の化学成分を上記請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。以下の説明において組成の濃度は質量％であり、以下単に％と記載する。

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０．８５％以下では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率が確保できず、重荷重鉄道において耐摩耗性が維持できない。またＣ量が１．４０％を超えると、本発明の製造方法を適用しても、粒成長が抑えられず、かつ初析セメンタイトの生成が顕著になり、さらに粗大なＴｉ炭化物を形成するため、延性が低下する。このため、Ｃ量を０．８５超〜１．４０％に限定する。なお、炭素量を０．９５％以上にすると、耐摩耗性が、より一層向上し、レールの使用寿命の改善効果が高い。

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）を向上させ、かつ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、延性の低下を抑制する元素である。しかし、０．１０％未満では、その効果が十分に期待できない。また、２．００％を超えると、フェライト相の延性が低下し、レールの延性が向上しない。このためＳｉ量を０．１０〜２．００％に限定する。なお、Ｓｉ量が０．３％以上であれば、初析セメンタイトの抑制効果が一層高くなる。

Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライト変態温度を低下させ、パーライトラメラ間隔を微細化する元素である。これにより、レール頭部の高硬度化を達成し、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制する。しかし０．１０％未満では、これらの効果が小さく、また２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、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とや、偏析が助長され、偏析部にレールの延性に有害な初析セメンタイトが生成しやすくなり、延性が低下する。このためＭｎ量を０．１０〜２．００％に限定する。なお、Ｍｎ量が０．３％以上であれば、パーライトのラメラ間隔の微細化効果が一層高くなる。

Ｔｉは、鋼中に微量添加されることで、熱間圧延中にオーステナイト中に導入された転位やオーステナイト粒界に、微細なＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）として析出し、あるいはＶと複合析出する。このため、Ｔｉは、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト組織の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。ただし、０．００１％未満では、その効果が十分に期待できず、オーステナイト微細化による延性の改善は認められない。また、Ｔｉ量が０．０１％を超えると、析出物の生成温度がＶ系析出物の生成温度領域よりも高くなり、複合析出させることができなくなる。このためＴｉ量を０．００１〜０．０１％に限定する。
Ｔｉ量が０．００３％以上であれば、熱間圧延工程においてオーステナイト中への析出物の生成を安定化させることができる。また、Ｔｉ量が０．００８％を越えると、オーステナイト中への析出物の生成数が増加するが、Ｔｉ量増加に伴い生成温度が高温側へシフトするため、オーステナイト中で析出物が粗大化してしまい、ピン止め効果が飽和する。このため、Ｔｉ量の好ましい範囲は０．００３〜０．００８％である。

Ｖは、熱間圧延中にオーステナイト中に導入された転位やオーステナイト粒界に、微細なＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ）として析出あるいはＴｉと複合析出する。このため、Ｖは、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト組織の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．００５％未満では、その効果は期待できず、パーライト組織の延性の改善は認められない。また０．２０％を超えて添加すると、粗大なＶ炭化物やＶ窒化物が生成し、オーステナイト粒の粒成長を抑制できないため、レール鋼の延性が低下する。このためＶ量を０．００５〜０．２０％に限定する。
Ｖ量が０．０２％以上であれば、熱間圧延工程においてオーステナイト中への析出物の生成を安定化させることができる。また、Ｖ量が０．１５％を超えると、析出物の総数は増加するが、生成温度が高温側へシフトするため、オーステナイト中で析出物が粗大化してしまい、ピン止め効果が飽和する。このため、Ｖ量の好ましい範囲は０．０２〜０．１５％である。

Ｎは、あえて添加する元素ではないが、０．００４０％以上含有すると、溶鋼中で、殆どのＴｉが、全量ＴｉＮとして溶鋼中で粗大になり、熱間圧延時の再加熱段階でオーステナイト中に固溶しない。このため、熱間圧延中、熱間圧延直後に、オーステナイトの粒成長を抑制するための微細なＴｉ系析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉとＶとの複合析出物を生成出来なくなる。このためＮ量を０．００４０％未満に限定する。さらに、Ｎ量が高い程、Ｔｉ系析出物の生成温度が著しく高くなるため、Ｖ系析出物の生成温度範囲に析出させるためには、Ｎ量を０．００３０未満に制御することが望ましい。

（２）ＴｉとＶの添加量比（Ｖ／Ｔｉ）の範囲の限定理由：
本発明において鋼中におけるＴｉとＶの含有量の比を下記式（１）で示される範囲とする理由について説明する。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）

＜実験１＞
まず、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．９６％、Ｓｉ：０．４０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｔｉ：０．００４％、Ｎ：０．００３５％を含有し、さらに０．００５〜０．１２％の範囲の種々の量でＶ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作製した。これら鋼片を１２５０℃で６０ｍｉｎ再加熱して保持した後、最終仕上圧延温度が１０００℃であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が１０％である条件で熱間圧延を行った。次いで、熱間圧延終了後、７８０℃のオーステナイト領域から５７０℃まで１０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して熱延材を作製した。熱延材から試験片を作製し、引張試験を行った。得られた結果を図１に示す。図１に示す通り、Ｔｉ量とＶ量の比Ｖ／Ｔｉと全伸びの関係で整理すると、特定範囲のＶ／Ｔｉ比で全伸びが向上することが分かった。

＜実験２＞
次に、Ｃ：１．１０％、Ｓｉ：０．６４％、Ｍｎ：０．８２％、Ｖ：０．０４％、Ｎ：０．００３６％を含有し、さらに０．００１５〜０．０１％の範囲の種々の量でＴｉ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作製した。これら鋼片を１２８０℃で７０ｍｉｎ再加熱して保持した後、最終仕上圧延温度が８７０℃であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が７％である条件で熱間圧延を行った。次いで、熱間圧延終了後、７７０℃のオーステナイト領域から５８０℃まで８℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して熱延材を作製した。熱延材から引張試験片を作製し、引張試験を行った。得られた結果を図２に示す。図２に示す通り、Ｔｉ量とＶ量の比Ｖ／Ｔｉと全伸びの関係で整理すると、特定範囲のＶ／Ｔｉ比で全伸びが向上することが分かった。
これらの結果から、Ｖ／Ｔｉの値が５〜２０の範囲にある場合の全伸びが、範囲外のものよりも向上することを見出した。具体的には、Ｖ／Ｔｉの値を５〜２０の範囲内に収めることで、全伸びが５％以上向上する。

熱延材の析出物分散状況を詳細に調査した結果、Ｖ／Ｔｉの値が５〜２０の範囲にあるものは、範囲外のものよりも、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物の数が多く存在していた。熱延材のＴｉ系析出物とＶ系析出物の生成挙動を調査した結果、Ｖ／Ｔｉの値が５〜２０の範囲内のものは、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物の生成温度がほぼ同等の温度域にあった。この結果から、最終仕上圧延時にオーステナイト中に導入された転位を析出サイトとして、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物の両者が微細かつ多量に分散したと考えられる。Ｖ／Ｔｉが５〜２０の範囲外のものは、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物の生成温度に差が生じ、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物のどちらか一方が、最終仕上圧延時に、オーステナイト中に導入された転位を析出サイトとして、微細かつ多量に分散できなかったと考えられる。Ｖ／Ｔｉの値が９〜１５の範囲内にある場合、範囲外の場合よりも、Ｔｉ系析出物とＶ系析出物の生成温度が接近し、Ｔｉ系析出物、Ｖ系析出物、そしてＴｉ−Ｖ複合析出物の生成が安定化する。

なお、本発明において、熱間圧延用鋼片の化学成分については、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ以外の成分は特に限定していないが、さらに必要に応じてＮｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒの１種または２種以上を含有することができる。以下に上記成分範囲を限定した理由を述べる。

Ｎｂは、熱間圧延で析出したＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物により、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制する。また、熱間圧延後の熱処理工程でパーライト組織のフェライト相中に析出したＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物による析出強化により、パーライト組織の延性を高めると同時に、強度を向上させるのに有効な元素である。また、再加熱時に炭化物や炭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元素である。しかし、その効果は０．００２％未満では期待できず、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０．０５０％を超えて添加すると、粗大なＮｂ炭化物やＮｂ窒化物が生成し、レール鋼の延性が低下する。このためＮｂ含有量は０．００２〜０．０５０％とするのが望ましい。

Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果として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）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素である。ただし、０．０５％未満では、その効果が小さい。２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、マルテンサイト組織が多量に生成し、レール鋼の延性が低下する。このためＣｒ含有量は０．０５〜２．００％とするのが望ましい。

Ｍｏは、Ｃｒと同様に、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果として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、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。ただし、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０．５０％を超える過剰な添加を行うと、パーライト組織の変態速度が著しく低下し、レール鋼の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Ｍｏ含有量は０．０１〜０．５０％とするのが望ましい。

Ｂは、旧オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイト組織の生成を微細化する。同時に、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一化することにより、レールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素である。しかし、０．０００１％未満では、その効果は十分でなく、初析セメンタイト組織の生成やレール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界に粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、レール鋼の延性の靭性が大きく低下する。このため、Ｂの含有量は０．０００１〜０．００５０％とするのが望ましい。

Ｃｏ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。さらに、パーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより、延性を向上させる元素である。しかし、０．１０％未満では、その効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が著しく低下してしまう。このためＣｏ含有量は０．１０〜２．００％とするのが望ましい。

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。しかし、０．０５％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、レール頭部の耐摩耗性やレール鋼の延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延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このためＣｕ含有量は０．０５〜１．００％とするのが望ましい。

Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化により、パーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。しかし、０．０１％未満では、その効果が著しく小さい。また１．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このためＮｉ含有量は０．０１〜１．００％とするのが望ましい。

Ｍｇは、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物や硫化物を形成し、熱間圧延の再加熱工程において、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の希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与する。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、パーライト組織の延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、その効果は弱い。０．０２００％を超えて添加すると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性を低下させる。このため、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．０２００％とするのが望ましい。

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する。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、パーライト組織の延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、その効果は弱い。０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下する。このため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１５０％とするのが望ましい。

Ａｌは、脱酸剤として有用な成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させ、共析炭素量を高炭素側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成抑制に有効な元素である。ただし、０．００５０％未満では、その効果が弱い。１．００％を超えて添加すると、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粗大なアルミナ系介在物が生成し、レール鋼の延性が低下するとともに、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含有量は０．００５０〜１．００％とするのが望ましい。

Ｚｒは、介在物としてのＺｒＯ_２がオーステナイトとの格子整合性が良いため、オーステナイトが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となる。これによ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、偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レール鋼の延性を低下させる。またＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成して、レール鋼の延性が低下する。このためＺｒ含有量は０．０００１〜０．２０００％とするのが望ましい。

また、上記成分以外にレール鋼に不純物として含まれる元素として、ＰやＳがある。
Ｐは、レール鋼の延性を劣化させる元素であり、０．０３５％を超えて含有すると、その影響が無視できなくなる。そのためＰの含有量は０．０３５％以下とするのが望ましい。好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓは、主として介在物（ＭｎＳ等）の形態で鋼中に存在し、鋼の脆化（延性の低下）を引き起こす元素である。特にＳ含有量が０．０３５％を超えると、脆性への悪影響を無視できなくなる。よってＳの含有量は０．０３５％以下とするのが望ましい。好ましくは０．０２０％以下である。

上記のような成分組成で構成される熱間圧延用鋼片は以下の方法により製造される。転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行って溶鋼を作製する。この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、鋳造して熱間圧延用鋼片が得られる。

（２）製造条件
次に、本発明レールを製造する際の製造条件について説明する。
本発明レールの製造方法は、鋼片を熱間圧延してレールの成形を行う工程と、次いで熱処理（加熱、冷却）を施す工程とを有する。熱間圧延の工程は、鋼片を再加熱する工程と、鋼片を仕上げ圧延する工程とを有する。
（ａ）加熱温度
熱間圧延の際のレール圧延用鋼片の再加熱工程において、再加熱温度については特に限定はないが、再加熱温度が１，２００℃未満であると、鋳造後の冷却中に析出した粗大なＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物が未固溶となり、圧延時にオーステナイト中に微細析出させることができなくなる。結果として、オーステナイト粒成長の抑制を達成できなくなる。そのため、前記加熱温度は１，２００℃以上が望ましく、さらに粗大なＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物を十分に鋼中に固溶させるため、１，２００℃以上の保持時間が４０分以上であることが更に望ましい。

レール圧延用鋼片の再加熱工程にて鋼中に溶解したＴｉおよびＶは、熱間圧延の際の仕上圧延工程の最終仕上圧延において、圧下時にオーステナイト中に導入される歪を核生成サイトとして、微細、且つ多量に析出させることができる。ただし、最終仕上圧延温度が１１００℃を超えると、Ｔｉ系析出物の生成も遅く、熱間圧延による歪みを利用して析出させても析出物が粗大化してしまい、オーステナイト粒の成長抑制効果を消失してしまう。また、８５０℃よりも低い温度で圧延すると、非常に微細な析出物が生成しやすくなり、ピン止め効果が得られない。このため、オーステナイト粒成長の抑制ではなく再結晶抑制効果が生じ、均一な組織が得られなくなる。そのため、最終仕上圧延を８５０〜１１００℃の間で実施することが好ましい。またこの温度域においても、仕上圧延温度が低いほど、Ｔｉ系析出物は微細に析出しやすくなる。

（ｂ）仕上圧延温度の限定理由
本発明において、仕上圧延温度を式（２）で算出される値Ｔ_Ｃに対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５（式（３））に限定する理由について説明する。
レール圧延用鋼片の熱間圧延前の加熱工程にて鋼中に溶解したＴｉ、Ｖは、熱間圧延の際にオーステナイト中にＴｉ系析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物として析出し、オーステナイト粒成長を抑制する。更に、仕上圧延工程の圧延温度を析出物が生成しやすい温度範囲内に制御することで、微細な析出物を析出させ、オーステナイト粒成長を一層抑制できる。これは、熱間圧延時にオーステナイト中に導入される歪が、核生成サイト（析出物が生成しやすい箇所）となるためである。
しかし、析出物が生成しやすい温度範囲は、析出物形成元素であるＴｉ、Ｖの添加量によって変化するばかりでなく、レールに耐摩耗性を具備させるために添加するＣ量にも左右される。

＜実験３＞
そこで、本発明者らは、実験にて、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量と析出物が生成しやすい温度範囲の関係を詳細に調査した。まず、Ｃ量１．２％、Ｓｉ量０．５０％、Ｍｎ量０．６０％、Ｔｉ量０．００５％、Ｖ量０．０４％（Ｖ／Ｔｉ＝８．０）、Ｎ量０．００３６％のレール圧延用鋼片を作製した。この鋼片を１，２８０℃で６０ｍｉｎ保定の条件で再加熱した。次いで、熱間圧延の仕上圧延工程において、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲の種々の値であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が８％である条件で、圧延を施した。その後、８００℃のオーステナイト領域から６００℃まで６℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して鋼レールを得た。冷却後、引張試験を行った。図３は、鋼レールの引張試験結果において、仕上圧延温度と全伸びの関係を示す。図３に示すように、鋼の全伸び値は、ある一定の温度範囲において上昇していた。それぞれの仕上圧延温度条件のオーステナイト粒組織を観察した結果、全伸びが上昇していた鋼は、他の鋼と比較して、オーステナイト粒組織が細かかった。これは、全伸びが上昇した仕上圧延温度は、Ｔｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉとＶの複合析出物が生成しやすい温度領域であるため、最終仕上圧延時に導入される転位を析出サイトとして微細に析出し、オーステナイト粒成長の抑制効果が増大したためであると考えられる。

＜実験４＞
次に、Ｃ量１．２％、Ｓｉ量０．９０％、Ｍｎ量０．５０％、Ｔｉ量０．００７％、Ｖ量０．０５５％（Ｖ／Ｔｉ＝７．９）、Ｎ量０．００２８％のレール圧延用鋼片を作製した。この鋼片を１，２８０℃で６０ｍｉｎ保定の条件で再加熱した。次いで、熱間圧延の仕上圧延工程において、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲の種々の値であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が８％である条件で、圧延を施した。その後、７９０℃のオーステナイト領域から５８０℃まで７℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して鋼レールを得た。冷却後、引張試験を行った。図４は、鋼レールの引張試験結果において、仕上圧延温度と全伸びの関係を示す。図４に示すように、鋼の全伸び値は、ある一定の温度範囲で上昇していた。しかし、ピークの温度は、図３よりも高温側にシフトしていた。これは、実験３で用いた鋼片よりもＴｉ量およびＶ量が高いため、Ｔｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉとＶの複合析出物が生成しやすい温度領域が、高温側にシフトしたことに起因すると考えられる。

＜実験５＞
さらに、Ｃ量０．９％、Ｓｉ量０．４０％、Ｍｎ量０．８０％、Ｔｉ量０．００５％、Ｖ量０．０４％（Ｖ／Ｔｉ＝８．０）、Ｎ量０．００３０％のレール圧延用鋼片を作製した。この鋼片を１，２８０℃で６０ｍｉｎ保定の条件で再加熱した。次いで、熱間圧延の仕上圧延工程において、仕上圧延温度が９００〜１，０４０℃の範囲の種々の値であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が８％である条件で、圧延を施した。その後、７８０℃のオーステナイト領域から６３０℃まで５℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して鋼レールを得た。冷却後、引張試験を行った。図５は、鋼レールの引張試験結果において、仕上圧延温度と全伸びの関係を示す。図５に示すように、鋼の全伸び値は、ある一定の温度範囲で上昇していた。しかし、実験１の例とはＴｉ量およびＶ量が同量であるが、全伸び値がピークを示す圧延温度は、実験３の例よりも低温度側に位置していた。これは実験３の例とはＴｉ量およびＶ量が同じであっても、Ｃ量が低いため、析出物の生成温度が低温度側にシフトしたためであると考えられる。

以上の結果より、Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、Ｎ＜０．００４０％を含有し、Ｖ量とＴｉ量の比Ｖ／Ｔｉを５〜２０にした鋼レールを製造する際に、熱間圧延後のオーステナイト粒成長を抑制し、延性を向上させるためには、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量に応じて仕上圧延工程における仕上圧延温度をある範囲に制御する必要があることを見出した。
そこで、本発明者らは、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量と、仕上圧延工程における好ましい仕上圧延温度との関係を実験データに基づき解析した。その結果、仕上圧延工程における仕上圧延温度（ＦＴ）が、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量からなる式（２）で算出される値（Ｔ_Ｃ）に対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５（式（３））の範囲にあれば、仕上圧延工程の最終圧延時に導入される転位を核生成サイトとして、Ｔｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉとＶの複合析出物が微細に析出する。このため、ＦＴが規定された範囲外の場合と比較して、よりオーステナイト粒成長を抑制することができる。ＦＴがＴＣ＋２５を越えた場合、析出物の生成が非常に遅く、圧延による歪みを利用して析出させても、析出物が粗大化してしまい、オーステナイト粒成長効果を消失してしまう。また、８５０℃よりも低い温度で圧延すると、非常に微細な析出物が生成しやすくなり、ピンニング効果が得られない。また、オーステナイト粒成長の抑制ではなく、再結晶抑制効果が生じ、均一な組織が得られなくなる。そのため、仕上圧延を８５０〜１，１００℃の範囲で実施することが好ましい。なお、仕上圧延工程における仕上圧延温度（ＦＴ）をＴ_Ｃ−１５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋１５に収めると更に好ましい。
Ｔ_Ｃ＝８５０＋３５×［Ｃ］＋１．３５×１０^４×［Ｔｉ］＋１８０×［Ｖ］・・・式（２）

（ｃ）仕上圧延工程における最終２パスの断面積減少率の限定理由
仕上圧延工程における最終２パスの断面積減少率の合計値を、式（４）で算出される値Ｒ_Ｃに対し、Ｒ_Ｃ−５≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋５（式（５））に制御することが好ましい。その理由について以下に説明する。
先に述べたように、レール圧延用鋼片の加熱工程にて鋼中に溶解したＴｉおよびＶは、仕上圧延工程における最終圧延時に、オーステナイト中に導入される転位を核生成サイトにして、微細なＴｉ系析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物を析出させることができる。しかし、析出物の生成速度は、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量の影響を大きく受けるため、本発明者らは、仕上圧延工程における最終２パスの断面積減少率の合計値には最適な範囲が存在すると考えた。
そこで、本発明者らは、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量と、析出物が生成しやすい仕上圧延工程における最終２パスの断面積減少率の合計値の範囲との関係を詳細に調査した。

＜実験６＞
まず、Ｃ量１．０％、Ｓｉ量０．５０％、Ｍｎ量０．５０％、Ｔｉ量０．００６％、Ｖ量０．０８％（Ｖ／Ｔｉ＝１３．３）、Ｎ量０．００２９％を含有するレール圧延用鋼片を作製した。この鋼片を１，２８０℃で６０ｍｉｎ保定の条件で再加熱した。次いで、仕上圧延温度が９６０℃（式（２）から決定される好ましい圧延温度範囲内）であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が種々の値である条件で仕上圧延を施した。その後、７５０℃のオーステナイト領域から５７０℃まで６℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して鋼レールを得た。図６は、鋼レールの引張試験の結果において、最終２パスの断面積減少率の合計値と全伸びの関係を示す。図６に示すように、鋼の全伸び値は、ある一定の最終２パスの断面積減少率の合計値の範囲で、上昇していた。それぞれの圧延条件のオーステナイト粒組織を観察した結果、全伸びが上昇していた鋼は、他の鋼と比較して、旧オーステナイト粒組織が細かかった。これは、析出物が生成しやすい温度範囲において、仕上圧延工程の最終２パスの断面積減少率の増加に伴い、オーステナイト中に導入される転位の密度が上昇し、析出が促進され、析出物が更に微細且つ多量に生成したためであると考えられる。

一方、全伸びが向上しなかった鋼については、断面積減少率の合計値が低い場合では、析出を更に促進させ、微細且つ多量に析出物を生成させるための転位密度の増加が得られなかったためであると考えられる。更に、断面積減少率の合計値が高い場合の組織を観察すると、一部加工を受けたオーステナイトが再結晶せずに残存したと考えられる組織が確認された。これは、断面積減少率の合計値の増加に伴う転位密度の上昇により、全伸びが向上した鋼よりも、析出物が微細かつ多量に生成し、これにより、再結晶が抑制されたためであると考えられる。

＜実験７＞
次に、Ｃ量１．３％、Ｓｉ量０．４０％、Ｍｎ量０．３０％、Ｔｉ量０．００８％、Ｖ量０．１５％（Ｖ／Ｔｉ＝１８．８）、Ｎ量０．００２３％を含有するレール圧延用鋼片を作製した。この鋼片を１，２８０℃で６０ｍｉｎ保定の条件で再加熱した。次いで、仕上圧延温度が１，０３０℃（式（２）から決定される好ましい圧延温度範囲内）であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が種々の値である条件で熱間圧延を行った。その後、８１０℃のオーステナイト領域から６００℃まで７℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却を施して鋼レールを得た。図７は、鋼レールの引張試験の結果において、最終２パスの断面積減少率の合計値と全伸びの関係を示す。図７に示すように、実験６の例と同様に、鋼の全伸び値は、ある一定の最終２パスの断面積減少率の合計値の範囲で、上昇していた。しかし、全伸びが向上する断面積減少率の合計値の範囲は、実験６の例よりも低い値側にシフトした。これは、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量の増加により、析出物の生成が促進するため、低い断面積減少率でも効果が得られたためであると考えられる。

以上の結果より、本発明者らはＣ：０．８５％超〜１．４０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％を含有し、Ｖ量とＴｉ量の比Ｖ／Ｔｉを５〜２０にした鋼レールを製造する際に、仕上圧延工程において、仕上圧延温度（ＦＴ）をＣ量、Ｔｉ量、Ｖ量からなる式（２）で算出される値（Ｔ_Ｃ）に対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５（式（３））の範囲に制御し、且つ最終２パスの断面積減少率の合計値をＣ量、Ｔｉ量、Ｖ量で決定されるある範囲内に制御する必要があることを見出した。

そこで、本発明者らは，Ｃ量、Ｔｉ量、Ｖ量と，仕上圧延工程における好ましい最終２パスの断面積減少率の合計値との関係を実験データに基づき解析した。その結果、仕上圧延工程における最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）がＣ量、Ｔｉ量、Ｖ量からなる式（４）で算出される値（Ｒ_Ｃ）に対し、Ｒ_Ｃ−５≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋５（式（５））の範囲にあれば、仕上圧延工程における最終圧延時にオーステナイト中に導入される転位の密度の上昇により、析出を促進させ、析出物を更に微細且つ多量に生成させることができる。これによりオーステナイト粒成長を抑制できる。ＦＲがＲ_Ｃ＋５を越えると、ＦＲを式（５）の範囲内に収めた場合よりも、最終２パスの圧延でオーステナイト中に導入される転位密度が増加する。これにより、更に析出物が微細かつ多量に生成してしまい、オーステナイトの再結晶が抑制され、不均一な組織になってしまう。ＦＲがＲ_Ｃ−５よりも小さいと、析出を更に促進させ、微細且つ多量に析出物を生成させるための転位密度が得られない。最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）をＲ_Ｃ−３≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋３に収めると、更に好ましい。
Ｒ_Ｃ＝３５−１３×［Ｃ］−６００×［Ｔｉ］−２０×［Ｖ］・・・式（４）

（ｄ）熱間圧延後の冷却
オーステナイト温度領域から冷却設備を用いて加速冷却を行う際の熱処理開始温度については特に限定はないが、レール頭部表面の加速冷却速度の開始温度が７００℃未満になると、加速冷却前にパーライト変態が始まり、ラメラ間隔が粗大となってしまう。これによりレール頭部の高硬度化が図れず、耐摩耗性が確保できない。また、鋼の炭素量や合金成分によっては、初析セメンタイト組織が生成し、レール頭部表面の延性が低下する。このため、レール頭部表面の加速冷却速度の開始温度を７００℃以上とすることが望ましい。

仕上圧延後の冷却については特に限定はないが、０．５℃／ｓｅｃ未満の緩慢な冷却であると、仕上圧延において析出するＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉとＶの複合析出物が粗大化し、これにより、析出物がオーステナイト粒成長を抑制する効果が弱くなる可能性がある。また、冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満になると、成分系によっては、加速冷却途中の高温度域で初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性や延性が低下する。また、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が始まり、硬さの低いパーライト組織が生成し、高強度化が困難となる。一方、冷却速度が３０℃／ｓｅｃを越えると、空気およびミスト等のいずれの冷媒を用いても冷却速度が安定せず、冷却停止温度の制御が困難となる。このため、過冷却により、加速冷却を施す装置に到達する前にパーライト変態が始まり、硬度の低いパーライトとなってしまう。このため、仕上圧延後に析出物の粗大化、オーステナイトの粒成長を最小限に抑えるため、冷却速度の範囲は０．５〜３０℃／ｓｅｃであることが望ましい。なお、オーステナイトの粒成長は８００℃を下回ると殆ど起こらないため、粒成長の観点からは、前記仕上圧延後の冷却は８００℃まででよい。

さらに、６５０℃を超える温度域で加速冷却を停止すると、その後の保定領域において、硬さの低いパーライト組織が多く生成し、高強度化が困難となる。一方、５５０℃未満の温度域で加速冷却を停止すると、その後の保定領域において、レールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し易くなる。このため、加速冷却の停止温度は５５０〜６５０℃の範囲にあることが望ましい。

次に本発明レールの金属組織について説明する。
本発明レールの頭部の金属組織は、パーライト組織のみからなることが望ましい。しかし、成分系、さらには、加速冷却条件の選択によっては、レール柱部、頭表部、頭部内部、底部のパーライト組織中に、微量な初析フェライト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の１種又は２種以上が混入することがある。だが、これらの組織が微量に混入しても、レールの特性には悪影響を及ぼさないため、延性に優れたパーライト系高炭素鋼レールとしては、レール横断面の面積率で５％程度までは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１種又は２種以上を含んでもかまわない。

また、本発明レールにおける鋼中のＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物のサイズについては特に限定していないが、それら析出物の平均粒子径が１００ｎｍを超える場合、又は平均粒子径が１０ｎｍ未満の場合は、ピン止めによる十分なオーステナイト粒成長の抑制が達成できない。このため、析出物の平均粒子径を１０〜１００ｎｍの範囲にすることが望ましい。

さらに、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物が生成していても、その密度が１ｍｍ^２あたり５０，０００個未満の場合には、オーステナイト粒成長抑制効果がないため、延性が向上しない。一方、１ｍｍ^２あたり５００，０００個を上回る場合は、パーライト組織の変形が拘束されるため、逆に延性が低下する。このため、本発明レールにおける鋼中のＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物は、１ｍｍ^２あたり５０，０００〜５００，０００個の範囲にあることが望ましい。

ここで、Ｔｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物の密度とサイズの測定方法を説明する。
析出物の密度は以下の方法により測定される。レール鋼の任意の場所から抽出レプリカ試料、あるいは薄膜試料を作製する。この試料を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物の個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定する。この測定結果を単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であるから、少なくとも５０視野につき観察を行う。このときの１００ｎｍ以下の析出物個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子密度は１ｍｍ^２あたり１００，０００個と換算できる。

次に析出物のサイズは以下の方法により測定される。上記のレプリカ法などにより観察されたＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物の平均粒子径を測定することで求めることができる。析出物が真球上に近い場合は、析出物と等しい球の直径を平均粒子径とする。形状が真球状ではなく、楕円体、直方体の析出物の平均粒子径は、長径（長辺）と短径（短辺）の平均値とする。
また、観察の際、析出物がＴｉ系析出物、Ｖ系析出物あるいはＴｉ−Ｖ複合析出物のいずれであるかは、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法装置（ＥＤＸ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析などによって判別される。

次に、本発明の実施例について説明する。
表１は、実施例に用いたレール又は鋼片の成分表を示す。なお、レールの構成は、以下のとおりである。
（１）本発明鋼レール（１３本）：
符号Ａ〜Ｍ：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎが上記成分範囲内で、且つ、質量％でＶ／Ｔｉの比５〜２０の範囲にある鋼レール。
（２）比較鋼レール（１６本）：
符号ａ〜ｋ：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎの添加量が上記請求範囲外の鋼レール（比較レール１、１１本）。
符号ｌ〜ｑ：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎは上記成分範囲内であるが、質量％でＶ／Ｔｉの比が５〜２０の範囲外にある鋼レール（比較レール２、６本）。

表１の成分を有するレール圧延用鋼片は、転炉で成分調整し、その後、連続鋳造法で鋳造して製造した。
表１の成分を有する本発明レール、比較レール１、比較レール２は、以下の方法により製造した。表１の成分を有するレール圧延用鋼片を再加熱温度１２８０℃で８０分加熱保持した。次いで、熱間圧延の最終仕上圧延工程において、最終仕上圧延温度が８７０℃であり、最終２パスの断面積減少率の合計値が約２７％である条件で圧延した。熱間圧延後に７８０℃から冷却速度８℃／ｓｅｃでレールの表面温度が５６０℃になるまで加速冷却してレールを製造した。

製造したレールの頭表面下２ｍｍ位置のミクロ組織を観察した。また、頭頂面下５ｍｍ位置から引張試験片を採取し、引張試験を行って全伸び値を測定した。得られた結果を表２及び表３に示す。また全伸び値と炭素量との関係を図８及び図９にプロットして示す。

なお、引張試験条件は下記のとおりである。
（１）頭部引張試験
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳＺ２２０１４号相似
試験片採取位置：頭表面より５ｍｍ下（図１０参照）
平行部長さ：２５ｍｍ、平行部直径：６ｍｍ、伸び測定評点間距離：２１ｍｍ
引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：常温（２０℃）

表２に示したように、本発明レール鋼（符号Ａ〜Ｋ）は、比較レール鋼１（符号ａ〜ｋ）と比較して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎの添加量をある一定範囲内に収めているため、鋼レールの延性に悪影響を与える初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織、粗大な析出物などを生成させず、延性に優れたパーライト組織を呈したレールが得られた。比較レール１の符号ｇ、ｉでは、ＴｉあるいはＶの添加量が本発明で規定された範囲を下回っていたため、オーステナイト粒成長を抑制する析出物の密度が不足した。このため、延性の向上が弱かった。

表３に示したように、比較レール鋼２（符号ｌ〜ｑ）では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎが本発明の範囲内である。また、符号ｌ〜ｑのレール鋼は、それぞれ符号Ａ、Ｃ、Ｇ、Ｈ、Ｌ、Ｍのレール鋼と同じＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ量を有する。しかし、符号ｌ〜ｑのレール鋼は、ＶとＴｉ添加量の比、Ｖ／Ｔｉの値が、本発明で規定した範囲外である。このため、Ｖ系析出物の生成温度とＴｉ系析出物の生成温度が異なり、熱間圧延の最終仕上圧延時に導入された歪を利用しても、本発明鋼と同等の析出物の生成が得られない。これにより、オーステナイト粒成長を十分に抑制することができなかったため、延性が向上しなかった。Ｖ／Ｔｉの値が５〜２０の範囲内であるレールは、ＴｉおよびＶ以外の成分が同じでＶ／Ｔｉの値が５〜２０の範囲外であるレールと比較すると、全伸びが５％以上向上している。具体的には、符号Ａと符号ｌ、Ｃとｍ、Ｇとｎ、Ｈとｏ、Ｌとｐ、Ｍとｑをそれぞれ比較すると、全伸びが、伸びの比率において５％以上向上している。

次に、以下の方法により、表４の番号１〜８のレールを製造した。
表１で示した符号Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｉ、Ｋ、Ｌ、Ｍのレール圧延用鋼片を、表４の仕上圧延温度（ＦＴ）にて熱間圧延した。なお、全てのレールにおいて最終２パスの断面積減少率の合計値は２５％とした。
全てのレールにおいて、仕上圧延工程における仕上圧延温度（ＦＴ）は、式（２）で算出される値Ｔ_Ｃに対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５の範囲内に制御されている。
表４に示すように、ＦＴの値を式（３）で限定した範囲内（Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５）に収めることにより、ＦＴの値が本発明で限定した範囲外にある表１のレールよりも、全伸びが向上した。

次に、以下の方法により、表５の番号９〜１５のレールを製造した。
表１で示した符号Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、Ｍのレール圧延用鋼片を、表５の仕上圧延温度（ＦＴ）及び最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）にて熱間圧延した。
全てのレールにおいて、仕上圧延工程における仕上圧延温度（ＦＴ）は、式（２）で算出される値Ｔ_Ｃに対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５の範囲内である。また、最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）は、式（４）で算出される値Ｒ_Ｃに対し、Ｒ_Ｃ−５≦ＦＴ≦Ｒ_Ｃ＋５の範囲内に制御されている。
表５に示すように、仕上圧延温度（ＦＴ）を本発明で限定した範囲内に収め、且つ最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）を式（５）で限定した範囲内に制御することにより、全伸びが更に向上した。

本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎの含有量をある一定範囲内に収め、さらにＶとＴｉの添加量の比を式（１）の範囲内に収めることにより、オーステナイト粒成長を抑制（パーライト組織の微細化）する。これにより、延性を向上させることが可能となり、延性に優れたパーライト組織を呈したレールを安定的に製造できる。さらに、ＶとＴｉの添加量の比を式（１）の範囲内に収めた鋼片を熱間圧延する際に、仕上圧延温度（ＦＴ）を式（２）で算出される値Ｔ_Ｃに対し、Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５の範囲に制御し、最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ）を式（４）で算出される値Ｒ_Ｃに対し、Ｒ_Ｃ−５≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋５の範囲に制御する。これにより、一層延性に優れたパーライト組織を呈したレールを安定的に製造できる。

本発明のパーライト系高炭素鋼レールは、耐摩耗性改善のために炭素含有量が多いが、延性が改善されており、使用寿命の向上を図ることができる。このため、重荷重鉄道用レールとして好適に適用できる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、
Ｖ：０．００５〜０．２０％、及び
Ｎ＜０．００４０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ＴｉとＶの含有量が下記式（１）の範囲を満足し、
レール頭部がパーライト組織であることを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）
レール圧延用鋼片を熱間圧延する工程を有し、
前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．８５％超〜１．４０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、及びＮ＜０．００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＴｉとＶの含有量が下記式（１）の範囲を満足し、
前記鋼片の炭素量（［Ｃ］、質量％）、Ｖ量（［Ｖ］、質量％）およびＴｉ量（［Ｔｉ］、質量％）からなる下記式（２）で示される値（Ｔ_Ｃ）に対し、仕上圧延温度（ＦＴ、℃）が、下記式（３）で示される範囲となるように、前記熱間圧延の仕上圧延を行うことを特徴とする延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
５≦［Ｖ（質量％）］／［Ｔｉ（質量％）］≦２０・・・式（１）
Ｔ_Ｃ＝８５０＋３５×［Ｃ］＋１．３５×１０^４×［Ｔｉ］＋１８０×［Ｖ］・・・式（２）
Ｔ_Ｃ−２５≦ＦＴ≦Ｔ_Ｃ＋２５・・・式（３）
前記鋼片の炭素量（［Ｃ］、質量％）、Ｖ量（［Ｖ］、質量％）およびＴｉ量（［Ｔｉ］、質量％）からなる下記式（４）で示される値（Ｒ_Ｃ）に対し、最終２パスの断面積減少率の合計値（ＦＲ、％）が、下記式（５）で示される範囲となるように前記仕上圧延を行うことを特徴とする請求項２に記載の延性に優れたパーライト系レールの製造方法。
Ｒ_Ｃ＝３５−１３×［Ｃ］−６００×［Ｔｉ］−２０×［Ｖ］・・・式（４）
Ｒ_Ｃ−５≦ＦＲ≦Ｒ_Ｃ＋５・・・式（５）