JP4938158B2

JP4938158B2 - 鋼レールおよびその製造方法

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Publication number: JP4938158B2
Application number: JP2011545515A
Authority: JP
Inventors: 正治上田; 淳高橋; 玲小林; 拓也棚橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-06-07
Filing date: 2011-06-07
Publication date: 2012-05-23
Anticipated expiration: 2031-06-07
Also published as: AU2011262876B2; CA2800022C; RU2519180C1; US20130065079A1; US8980019B2; CN102985574B; EP2578716B1; EP2578716A1; CN102985574A; KR101421368B1; EP2578716A4; CA2800022A1; PL2578716T3; EP3604600A1; BR112012030798A2; ES2749882T3; AU2011262876A1; KR20130021397A; WO2011155481A1; JPWO2011155481A1

Description

本発明は、貨物鉄道で使用される鋼レールであって、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鋼レールに関する。
本願は、２０１０年０６月０７日に、日本に出願された特願２０１０−１３０１６４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

経済発展に伴い、これまで未開であった自然環境の厳しい地域での石炭などの天然資源採掘が進められている。これに伴い、資源を輸送する貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっており、レールに対しては、これまで以上の耐摩耗性と、寒冷地での靭性などが求められるようになっている。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ている。

レール鋼の耐摩耗性を改善するため、下記に示すようなレールが開発された。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、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中のセメタイト相の体積比率を増加させ、さらに、硬さを制御している（例えば、特許文献１、２参照）。

特許文献１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。

また、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、同時に、硬さを制御し、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１〜２の開示技術では、鋼の炭素量を増加させ、パーライト組織中のセメタイト相の体積比率を増加させることにより、ある一定レベルの耐摩耗性の向上が図れる。しかし、これらの場合、パーライト組織自体の靭性が著しく低下し、レール折損が発生しやすくなるという問題点があった。

このような背景から、パーライト組織の耐摩耗性を向上させると同時に靭性も向上させた、耐摩耗性および靭性に優れた鋼レールの提供が望まれるようになった。

一般にパーライト鋼の靭性を向上させるには、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ため、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、さらには、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ため、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、圧延温度の低減や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にレールの高炭素化が進み、その場合には、上記の低温再加熱熱処理の時に、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、再加熱を行っているため、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、圧延時の成形性を確保し、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ている。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に、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という性質を利用していることである。これにより、小圧下の連続圧延によって整粒の微細粒が得られ、パーライト鋼の延性や靭性が向上する（例えば、特許文献３、４、５参照）。

特許文献３の開示技術では、高炭素鋼の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間の時間で連続３パス以上の圧延を行うことにより高延性・高靱性レールを提供することができる。

また、特許文献４の開示技術では、高炭素鋼の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間の時間で連続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することができる。

さらに、特許文献５の開示技術では、高炭素鋼の鋼レールの仕上げ圧延において、圧延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できる。

特許文献３〜５の開示技術では、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。しかし、鋼中に存在する介在物を起点とする破壊や介在物を起点とせずパーライト組織を起点とする破壊についてはその効果が認められず、抜本的に靭性が向上しない。

特開平８−１４４０１６号公報特開平８−２４６１００号公報特開平７−１７３５３０号公報特開２００１−２３４２３８号公報特開２００２−２２６９１５号公報

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、軌道環境の厳しい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た鋼レールの提供を目的とする。

上記の課題を解決して係る目的を達成するために、本発明は以下の手段を採用した。
（１）すなわち、本発明の一態様に係る鋼レールは、質量％で、Ｃ：０．８５超〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｐ≦０．０１５０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部の９７％以上がパーライト組織であり；前記パーライト組織のビッカース硬さがＨｖ３２０〜５００であり；前記パーライト組織中のセメンタイト相のＭｎ濃度であるＣＭｎ［ａｔ．％］をフェライト相のＭｎ濃度であるＦＭｎ［ａｔ．％］で除算した値であるＣＭｎ／ＦＭｎ値が１．０以上５．０以下である。
ここで、Ｈｖとは、ＪＩＳＺ２２４４で規定されたビッカース硬さをいう。また、ａｔ．％は、原子組成百分率を示している。

（２）また、上記（１）に記載の態様では、質量％でさらに、下記成分の１種または２種以上を選択的に含有させてもよい。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｏ：０．０１〜１．００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００４０〜１．００％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００％。

（３）本発明の一態様に係る鋼レールの製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の鋼レールを製造する方法であって、熱間圧延直後のＡｒ１点以上の温度の前記鋼レールの頭部、あるいは、熱処理する目的でＡｃ１点＋３０℃以上の温度に再加熱した前記鋼レールの頭部を７５０℃以上の温度域から、４〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で第１の加速冷却を実施し；前記鋼レールの頭部の温度が６００〜４５０℃に達した時点で前記第１の加速冷却を停止し；変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を、加速冷却停止温度より５０℃以下に制御し；その後、０．５〜２．０℃／ｓｅｃの冷却速度で第２の加速冷却を実施し；前記鋼レールの頭部の温度が４００℃以下に達した時点で前記第２の加速冷却を停止する；構成を採用してもよい。

上記（１）〜（３）に記載の態様によれば、高炭素含有のパーライト組織を呈する鋼レールの頭部の組織や硬さ、さらには、ＣＭｎ／ＦＭｎ値をある一定の範囲に制御することにより、貨物鉄道用レールの耐摩耗性と靭性を同時に向上させることが可能となる。

炭素量１．００％のパーライト鋼におけるＭｎ添加量と衝撃値との関係を示すグラフである。炭素量１．００％のパーライト鋼におけるＣＭｎ／ＦＭｎ値と衝撃値との関係を示すグラフである。（Ａ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度（第１の加速冷却の冷却速度）とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示すグラフである。（Ｂ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。（Ａ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の熱間圧延後または再加熱後の加速冷却後の最大温度上昇量とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示すグラフである。（Ｂ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の熱間圧延後または再加熱後の加速冷却後の最大温度上昇量と衝撃値との関係を示すグラフである。（Ａ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の温度上昇後の加速冷却速度（第２の加速冷却の冷却速度）とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示すグラフである。（Ｂ）は、炭素量１．００％のパーライト鋼の温度上昇後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。本発明の一実施形態に係る鋼レールの製造方法で製造した鋼レールの頭部の説明図である。同鋼レールの同頭部を示す図であって、表１−１〜表３−２に示す摩耗試験における試験片採取位置を示す説明図である。表１−１〜表３−２に示す摩耗試験の概要を示した側面図である。上記鋼レールの同頭部を示す図であって、表１−１〜表３−２に示す衝撃試験における試験片採取位置を示す説明図である。表１−１〜表２に示す本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）及び比較レール鋼（符号ａ１、ａ３、ａ４、ａ５、ａ７、ａ８、ａ１２）における、炭素量と摩耗量との関係を示すグラフである。表１−１〜表２に示す本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）及び比較レール鋼（符号ａ２、ａ４、ａ６、ａ９〜ａ１２）における、炭素量と衝撃値との関係を示すグラフである。表３−１、表３−２に示す、本実施形態に係る鋼レールの製造方法で製造したレール鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２５）及び比較製造方法で製造したレール鋼（符号ｂ１、ｂ３、ｂ５〜ｂ８、ｂ１２、ｂ１３）における炭素量と摩耗量との関係を示すグラフである。表３−１、表３−２に示す、本実施形態に係る鋼レールの製造方法で製造したレール鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２５）及び比較製造方法で製造したレール鋼（符号ｂ２〜ｂ６、ｂ９〜ｂ１２）における炭素量と衝撃値との関係を示すグラフである。

以下に、本発明の一実施形態に係る、耐摩耗性および靱性に優れた鋼レールについて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明のみに限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容のみに限定して解釈されるものではない。以下、組成を示す質量％は、単に％と記載する。

まず、本発明者らは、レールの靭性に悪影響を及ぼす鋼の成分系を検討した。炭素量１．００％Ｃの鋼をベースにＰの含有量を変化させた鋼を用いて、レール相当の熱間圧延条件を模擬した熱間圧延および熱処理実験を行った。そして、衝撃試験を行い、衝撃値に及ぼすＰ含有量の影響を検討した。

その結果、Ｈｖ３２０〜５００であるパーライト組織のレール鋼では、Ｐの含有量が０．０１５０％以下に低減されると、衝撃値が向上することが確認された。

次に、本発明者らは、レールの衝撃値をさらに向上させる、すなわち靱性を向上させるため、衝撃値を支配している因子の解明を進めた。フェライト相とセメンタイト相が層状構造を成すパーライト組織のレール鋼において破壊の起点を調査するため、シャルピー衝撃試験を行った試験片を詳細に観察した結果、多くの場合、破壊の起点部には介在物などは認められず、起点はパーライト組織であった。

さらに、本発明者らは、破壊の起点となったパーライト組織を詳細に調査した。その結果、起点部のパーライト組織ではセメンタイト相に割れが発生していることが確認された。

そこで、本発明者らは、セメンタイト相の割れの発生と成分の関係を調査した。Ｐの含有量を０．０１５０％以下とした炭素量１．００％の鋼をベースに、Ｍｎ添加量を変化させたパーライト組織の鋼を試験溶解し、レール製造時相当の熱間圧延条件を模擬した試験圧延と、熱処理実験を行った。そして、衝撃試験を行い、衝撃値におよぼすＭｎ添加量の影響を調査した。

図１は、Ｍｎ添加量と衝撃値との関係を示すグラフである。Ｍｎ添加量が低下すると衝撃値が向上し、Ｍｎ添加量が０．５０％以下になると衝撃値が大きく向上することが確認された。さらに、起点部のパーライト組織を観察した結果、Ｍｎ添加量が０．５０％以下になるとセメンタイト相の割れの数が減少していることが確認された。

次に、本発明者らは、パーライト組織中のフェライト相とセメンタイト相中のＭｎ含有量を調査した。その結果、パーライト組織中のＭｎ添加量が低下すると、特に、セメンタイト相中のＭｎ含有量が低下することが確認された。

これらの結果から、パーライト組織の靭性はＭｎ添加量との相関があり、Ｍｎ添加量が低下すると、セメンタイト相中のＭｎ含有量が低下し、起点部のセメンタイト相の割れが抑制され、結果的にパーライト組織の靭性が向上することが明らかとなった。

パーライト組織中のＭｎは、セメンタイト相とフェライト相に固溶する。破壊の起点となるセメンタイト相のＭｎ濃度を抑制するとフェライト相のＭｎ濃度が増加する。そこで、本発明者らは、Ｍｎ添加量を低下させた場合、両相のＭｎ濃度のバランスと靭性との関係を基礎的に調査した。

Ｐの含有量を０．０１５０％以下、Ｍｎ添加量を０．３０％とした炭素量１．００％のパーライト組織の鋼をラボで溶製し、レール製造時相当の熱間圧延条件を模擬した試験圧延と、様々な条件を変化させた熱処理実験を行った。そして、フェライト相およびセメンタイト相中のＭｎ含有量の調査と、衝撃試験とを行い、衝撃値とフェライト相およびセメンタイト相中のＭｎ含有量との関係を調査した。
図２は、ＣＭｎ／ＦＭｎ値と衝撃値との関係を示したものである。Ｍｎ添加量が同一のパーライト組織の場合、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が低下すると衝撃値が向上し、さらに、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が５．０以下になると衝撃値が大きく向上することが確認された。

以上の結果から、パーライト組織のＭｎ添加量を０．５０％以下に制御し、かつ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を５．０以下に制御することにより、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが大幅に減少し、その結果、パーライト組織の靭性が向上することが明らかとなった。

さらに、本発明者らは、パーライト組織のＭｎ添加量を０．５０％以下に制御した場合に、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を制御する方法を検討した。Ｐの含有量を０．０１５０％以下、Ｍｎ添加量を０．３０％とした炭素量１．００％のパーライト組織の鋼をラボで溶製し、レールの熱間圧延を模擬した試験圧延と、様々な条件を変化させた熱処理実験を行った。そして、ＣＭｎ／ＦＭｎ値の調査と、衝撃試験を行い、ＣＭｎ／ＦＭｎ値と衝撃値との関係におよぼす熱処理条件の影響を調査した。

図３の（Ａ）は、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示すグラフである。
図３の（Ｂ）は、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。

図４の（Ａ）は、加速冷却後の最大温度上昇量とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示すグラフである。
図４の（Ｂ）は、加速冷却後の最大温度上昇量と衝撃値との関係を示すグラフである。

図５の（Ａ）は、温度上昇後の加速冷却速度とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係を示したグラフである。
図５の（Ｂ）は、温度上昇後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。
なお、図３〜図５に示したレール鋼のベース製造条件は、下記に示すとおりであり、ベース製造条件に対して、評価する条件のみを変化させて製造を行った。
［熱間圧延・再加熱後の冷却条件］
冷却開始温度：８００℃、冷却速度：７℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：５００℃、最大温度上昇量：３０℃
［温度上昇後の冷却条件］
冷却開始温度：５３０℃、冷却速度：１．０℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：３５０℃

例えば、図３に示す熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度とＣＭｎ／ＦＭｎ値との関係については、上記のベース製造条件に対して、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度のみが変化する条件で製造した事例である。

これらの結果、ＣＭｎ／ＦＭｎ値は、(1)熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度、(2)加速冷却後の最大温度上昇量、(3)温度上昇後の加速冷却速度、によって大きく変化することが明らかとなった。そして、これら冷却速度や温度上昇量を一定範囲に制御することにより、Ｍｎのセメンタイト相への濃化が抑制され、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が低下し、その結果、起点部のパーライト組織中のセメンタイト相の割れが抑制され、結果的に衝撃値が大きく向上することを見出した。

すなわち、本実施形態によれば、高炭素含有のパーライト組織を呈する鋼レールの頭部の組織や硬さ、Ｍｎ添加量、ＣＭｎ／ＦＭｎ値をある一定の範囲に制御し、かつ、レール頭部に適切な熱処理を施すことにより、貨物鉄道用レールの耐摩耗性と靭性を同時に向上させることが可能となる。

次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。

（１）鋼の化学成分の限定理由
本実施形態の鋼レールにおいて、鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する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０．８５％未満になると、本成分系では、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、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、耐摩耗性や靭性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．８５超〜１．２０％に限定した。なお、耐摩耗性と靱性を向上させるには、Ｃ量を０．９０〜１．１０％とすることがより望ましい。

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、耐摩耗性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、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ことや、酸化物が生成することにより、溶接性が低下する。さらに、焼入れ性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭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、Ｓｉ添加量を０．０５〜２．００％に限定した。なお、レール頭部の硬度（強度）を上昇させ、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｓｉ量を０．１０〜１．３０％とすることがより望ましい。

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向上させ、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０．５０％を超えると、パーライト組織中のセメンタイト相のＭｎ濃度が増加し、破壊起点部のセメンタイト相の割れを助長し、パーライト組織の靭性を大きく低下させる。このため、Ｍｎ添加量を０．０５〜０．５０％に限定した。なお、セメンタイト相の割れを抑制し、パーライト組織の硬度を向上させるには、Ｍｎ量を０．１０〜０．４５％とすることがより望ましい。

Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてパーライト組織のラメラ間隔を微細化し、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、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、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０．６０％を超える過剰な添加を行うと、レールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成しやすくなる。また、焼入れ性が増加し、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しやすくなる。このため、Ｃｒ添加量を０．０５〜０．６０％に限定した。なお、レール鋼の硬度を向上させ、耐摩耗性や靭性に有害なベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｃｒ量を０．１０〜０．４０％とすることがより望ましい。

Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐ量と靭性には相関があり、Ｐ量が増加すると、フェライト相の脆化によりパーライト組織が脆化し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるにはＰ量は低いことが望ましい。衝撃値とＰ量の相関を実験室的に確認した結果、Ｐ量を０．０１５０％以下まで低減すると、破壊の起点であるフェライト相の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、Ｐ量を０．０１５０％以下に限定した。なお、Ｐ量の下限値については限定しないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ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。

なお、低Ｐ化（Ｐ量の低減化）の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑みて、かつ衝撃値を安定的に向上させるには、Ｐ量を０．００３０〜０．０１００％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（強度）の向上、すなわち、耐摩耗性の向上、さらには、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、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してもよい。

ここで、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向上させる。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、また、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低下させ、パーライト組織の靭性を向上させる。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。以上が各元素の効果であり、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。
Ｍｏは、Ｃｒと同様に平衡変態温度を上昇させ、結果として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て、レールの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、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られない。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、レールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成しやすくなる。また、パーライト組織中にレールの靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定した。

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窒化物として析出し、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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。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、パーライト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。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、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、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。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０．００１％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、パーライト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００１〜０．０５０％に限定した。

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、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。しかし、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％を超えると、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。

Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成し、パーライト変態を促進することにより、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することにより、レールを高寿命化する元素である。しかし、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、脆性破壊を助長するため、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。

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、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、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、パーライト組織中に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、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）化し、パーライト組織の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、Ｔｉと複合でＮｉ_３Ｔｉの金属間化合物として微細に析出し、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い。また、Ｎｉ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、パーライト組織中にマルテンサイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。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窒化物として析出し、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、熱間圧延後の冷却課程で生成した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、パーライト組織の耐摩耗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性質を利用して、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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、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中の結晶粒の粒成長を抑制し、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、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する。その結果、パーライトブロックサイズが微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。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する。ＣａＳは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が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０２００％に限定した。

Ｚｒは、ＺｒＯ_２介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、ＺｒＯ_２介在物がγ相凝固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。その結果、鋳片中心部の偏析帯の形成が抑制され、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が抑制される。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、レールの靭性が低下する。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Ｚｒ量を０．０００１〜０．２０００％に限定した。

Ａｌは、脱酸材として有効な成分である。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（強度）化に寄与し、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０．００４０％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する。そして、この粗大な析出物は疲労損傷の起点となり、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。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０．００４０〜１．００％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パーライト変態を促進させる。そして、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。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。しかし、Ｎ量が０．００５０％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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。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、さらに熱間圧延を経てレールとして製造できる。

（２）金属組織の限定理由
本発明の鋼レールにおいて、レール頭表部の金属組織をパーライトに限定する理由について詳細に説明する。

パーライト組織中に、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が混在すると、比較的靭性の低い初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織において、微小な脆性的な割れが発生し、レールの靭性を低下させる。また、パーライト組織中に比較的硬さの低い初析フェライト組織やベイナイト組織が混在すると、摩耗が促進し、レールの耐摩耗性が低下する。したがって、レール頭表部の金属組織は、耐摩耗性および靭性を向上させる目的からパーライト組織が好ましい。このため、レール頭表部の金属組織をパーライト組織に限定した。

また、本実施形態に係るレールの金属組織は、上記限定のようにパーライト単相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３％未満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、３％未満であればレール頭部の耐摩耗性や靭性には大きな悪影響を及ぼさない。そのため、耐摩耗性および靭性に優れた鋼レールの組織としては、３％未満の微量であれば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等のパーライト以外の組織が混在してもよい。

言い換えれば、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、９７％以上がパーライト組織であれば良い。なお、レールに必要な耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭表部の金属組織の９９％以上をパーライト組織とすることがより望ましい。なお、表１−１〜表３−２におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは３％未満を意味する。
金属組織の比率は、具体的にはレール頭表部の表面から４ｍｍ深さの位置を研磨し、顕微鏡で観察した場合の面積比率の値である。測定方法は下記に示すとおりである。
・事前処理：レール切断後、横断面の研磨。
・エッチング：３％ナイタール
・観察機：光学顕微鏡。
・観察位置：レール頭表部の表面から４ｍｍ深さの位置。
※レール頭表部の具体的な位置は図６の表示に従う。
・観察数：１０点以上。
・組織判定方法：組織の写真撮影、詳細観察により、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、初析フェライト、初析セメンタイトの各組織を判定した。
・比率算定：画像解析による面積比率計算

（３）パーライト組織の必要範囲
次に、本発明の鋼レールにおいて、レール頭部のパーライト組織の必要範囲を、レール鋼の頭表部に限定する理由を説明する。

図６は、本実施形態に係る、耐摩耗性および靭性に優れた鋼レールを、その長手方向に対して垂直な断面で見た場合の図を示す。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。

前記頭部コーナー部２および前記頭頂部１の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲を頭表部（符号：３ａ、実線部）と呼ぶ。また、前記頭部コーナー部２および前記頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲を符号：３ｂ（点線部）で示す。

図６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１０ｍｍまでの頭表部（符号：３ａ）にパーライト組織が配置されていれば、車輪との接触による摩耗を抑制し、レールの耐摩耗性の向上が図れる。一方、パーライト組織の配置が１０ｍｍ未満の場合は、車輪との接触による摩耗の抑制が十分に図れず、レール使用寿命が低下する。このため、パーライト組織の必要深さを頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面を起点として１０ｍｍの頭表部に限定した。

なお、パーライト組織は、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までの範囲３ｂ、すなわち、少なくとも図１中の点線部内に配置されていることがより好ましい。これにより車輪との接触により、さらにレール頭部内部まで摩耗した場合の耐摩耗性がより一層向上でき、レールの使用寿命の向上が図れる。

パーライト組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部３の表面近傍に配置することが望ましく、耐摩耗性の観点からは、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。

（４）頭表部パーライト組織の硬さの限定理由
次に、本実施形態の鋼レールにおいて、レール頭表部のパーライト組織の硬さをＨｖ３２０〜５００の範囲に限定した理由について説明する。

本成分系では、パーライト組織の硬さがＨｖ３２０未満になると、レール頭表部の耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。また、パーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織に微小な脆性的な割れが発生し易くなり、レールの靭性が低下する。このため、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０〜５００の範囲に限定した。

なお、レール頭部において、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織を得る方法としては、後述するように、熱間圧延後、または、再加熱後の７５０℃以上のレール頭部に加速冷却を行うことが望ましい。

本実施形態のレールの頭部の硬さは、具体的には、レール頭表部の表面から４ｍｍ深さの位置をビッカース硬度計で測定した時の値である。測定方法は下記に示すとおりである。
・事前処理：レール切断後、横断面を研磨。
・測定方法：ＪＩＳＺ２２４４に準じて測定。
・測定機：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）。
・測定箇所：レール頭表部の表面から４ｍｍ深さの位置。
※レール頭表部の具体的な位置は図６の表示に従う。
・測定数：５点以上測定し、平均値を鋼レールの代表値とすることが望ましい。

（５）パーライト組織中のＣＭｎ／ＦＭｎ値の限定理由

次に、本発明の鋼レールにおいて、パーライト組織中のＣＭｎ／ＦＭｎ値を５．０以下に限定した理由について説明する。

パーライト組織中のＣＭｎ／ＦＭｎ値が低下すると、セメンタイト相中のＭｎ濃度が低下する。その結果、セメンタイト相の靭性が向上し、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが減少する。詳細なラボ試験を行った結果、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を５．０以下に制御すると、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが大幅に減少し、衝撃値が大きく向上することを確認した。このため、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を５．０以下に限定した。なお、パーライト組織を確保することを前提とした熱処理条件の範囲を考慮すると、ＣＭｎ／ＦＭｎ値は１．０程度が、実際にレール製造する際の限界になると考えられる。

本実施形態のレールのパーライト組織中のセメンタイト相のＭｎ濃度（ＣＭｎ）、フェライト相のＭｎ濃度（ＦＭｎ）の測定は、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法を用いた。測定方法は下記に示すとおりである。
・試料採取位置：レール頭表部の表面から４ｍｍの位置
・事前処理：ＦＩＢ（集束イオンビーム）法によって針試料を加工（１０μｍ×１０μｍ×１００μｍ）
・測定機：３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法
・測定方法
電圧印加により放出された金属イオンを座標検出機で成分分析
イオン飛行時間：元素種類、座標：３次元での位置
電圧：ＤＣ、パルス（パルス比２０％以上）
試料温度：４０Ｋ以下
・測定数：５点以上を測定し、平均値を代表値とする。

（６）熱処理条件
まず、加速冷却を開始するレールの頭部温度を７５０℃以上に限定した理由について説明する。

頭部温度が７５０℃未満では、加速冷却前にパーライト組織が生成し、熱処理により頭表部の硬度制御が不可能となってしまい、所定の硬度が得られない。また、炭素量が高い鋼では、初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織が脆化するため、レールの靭性が低下する。このため、加速冷却を開始する鋼レールの頭部温度を７５０℃以上に限定した。
次に、レール頭部を７５０℃以上の温度域から、４〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が６００〜４５０℃達した時点で加速冷却を停止する方法において、加速冷却停止温度範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。

６００℃を超える温度で加速冷却を停止すると、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果、頭表部の硬さがＨｖ３２０未満となり、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、４５０℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では、加速冷却途中にオーステナイト組織が完全に変態せず、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が頭表部に生成し、レールの耐摩耗性や靭性を低下させる。このため、加速冷却停止温度範囲を６００〜４５０℃の範囲に限定した。

次に、頭部の加速冷却速度が４℃／ｓｅｃ未満になると、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が開始する。その結果、頭表部の硬さがＨｖ３２０未満となり、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、パーライト変態時のＭｎの拡散が促進され、セメンタイト相のＭｎ濃度が高まり、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が５．０を超える。この結果、起点部のセメンタイト割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が１５℃／ｓｅｃを超えると、本成分系では、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が頭表部に生成する。また、加速冷却温度が比較的高い場合には、加速冷却後に大きな復熱が発生する。その結果、変態時のＭｎの拡散が促進され、セメンタイト相のＭｎ濃度が高まり、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が５．０を超える。これらの結果、レールの耐摩耗性や靭性が低下する。このため、加速冷却速度を４〜１５℃／ｓｅｃの範囲に限定した。

なお、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト組織を安定的に生成させるには、加速冷却速度は５〜１２℃／ｓｅｃの範囲が望ましい。

次に、加速冷却後に発生する変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を加速冷却停止温度より５０℃以下に限定した理由について説明する。

本成分系において、レール頭部を７５０℃以上の温度域から加速冷却を実施し、６００〜４５０℃の範囲で加速冷却を停止すると、加速冷却後に変態熱および復熱を含む温度上昇が発生する。この温度上昇量は加速冷却速度や停止温度の選択で大きく変化し、レール頭部の表面で最大１５０℃程度上昇する場合がある。この温度上昇量は、レール頭部の表面のみらならず、頭表部のパーライト変態の挙動を示すものであり、レール頭表部のパーライト組織の特性、すなわち、靭性（セメンタイト相中のＭｎ量）に大きく影響する。変態熱および復熱を含む最大温度上昇量が５０℃を超えると、昇温によりパーライト変態時のセメンタイト相へのＭｎの拡散が促進され、セメンタイト相のＭｎ濃度が高まり、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が５．０を超える。この結果、起点部のセメンタイト相の割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。このため、最大温度上昇量を加速冷却停止温度より５０℃以下に限定した。なお、最大温度上昇量の下限値については限定しないが、パーライト変態を着実に終了させ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を確実に５．０以下とするには０℃を下限とすることが望ましい。

次に、変態熱および復熱を含む温度上昇を経た後に、０．５〜２．０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が４００℃以下に達した時点で加速冷却を停止する方法において、加速冷却停止温度範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。

４００℃を超える温度で加速冷却を停止すると、変態後のパーライト組織において、焼戻しが発生する。その結果、パーライト組織の硬さが低下し、レールの耐摩耗性が低下する。このため、加速冷却停止温度を４００℃以下の範囲に限定した。なお、加速冷却の停止温度の下限値については限定しないが、パーライト組織の焼戻しを抑制し、偏析部のマルテンサイト組織の生成を抑制するには１００℃以上が望ましい。

なお、ここで記述したパーライト組織の焼戻しとは、パーライト組織のセメンタイト相が分断された状態になることを言う。セメンタイト相が分断されるとパーライト組織の硬さが低下し、耐摩耗性が低下する。

次に、頭部の加速冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満になると、Ｍｎの拡散が促進され、部分的にＭｎのセメンタイト相への濃化が発生し、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が５．０を超える。この結果、起点部のセメンタイト相の割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が２．０℃／ｓｅｃを超えると、偏析部においてマルテンサイト組織の生成を助長するため、レールの靭性が大きく低下する。このため、加速冷却速度を０．５〜２．０℃／ｓｅｃの範囲に限定した。なお、Ｍｎのセメンタイト相への濃化を抑制する観点から、上記加速冷却は、温度上昇完了後、実操業で可能な限り直ちに行うことが望ましい。

熱処理時のレール頭部の温度制御は、図６に示す頭頂部（符号：１）および頭部コーナー部（符号：２）の頭部表面を測温することにより、レール頭表部（符号：３ａ）の全体を代表させることができる。

次に、本発明の実施例について説明する。
表１−１および表１−２に本発明レール鋼の化学成分と諸特性を示す。表１−１および表１−２には、化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を示す。さらに、図７に示す位置から試験片を採取して、図８に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図９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。

なお、表１−１および表１−２に示した本発明レール鋼の製造条件は下記に示すとおりである。
［熱間圧延・再加熱後の冷却条件］
冷却開始温度：８００℃、冷却速度：７℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：５００℃、最大温度上昇量：３０℃
［温度上昇後の冷却条件］
冷却開始温度：５３０℃、冷却速度：１．０℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：３５０℃

表２に比較レール鋼の化学成分と諸特性を示す。表２には、化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を示す。さらに、図７に示す位置から試験片を採取して、図８に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図９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。

なお、表２に示した本発明レール鋼の製造条件は下記に示すとおりである。
［熱間圧延・再加熱後の冷却条件］
冷却開始温度：８００℃、冷却速度：７℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：５００℃、最大温度上昇量：３０℃
［温度上昇後の冷却条件］
冷却開始温度：５３０℃、冷却速度：１．０℃／ｓｅｃ、
冷却停止温度：３５０℃

表３−１および表３−２に、表１−１および表１−２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と比較製造方法で製造した結果を示す。表３−１および表３−２には、熱間圧延・再加熱後の冷却条件として、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を、さらに、冷却停止後の最大温度上昇量と、温度上昇後の冷却条件として、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を示す。
また、レール頭部のミクロ組織、硬さ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を示す。さらに、図７に示す位置から試験片を採取して、図８に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図９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１−１］

［表１−２］

［表２］

［表３−１］

［表３−２］

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８参照）
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７参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（ビッカース硬さ：Ｈｖ３８０）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回
なお、圧縮空気の流量は、常温（２０℃）、大気圧（１０１．３ｋＰａ）での体積に換算した場合の流量である。

[2]頭部衝撃試験
試験機：衝撃試験機
試験方法：ＪＩＳＺ２２４２に準拠して実施
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９参照、ノッチ位置４ｍｍ下）
試験温度：常温（２０℃）
また、各レールの諸条件は下記のとおりである。

（１）本発明レール（４７本）
符号Ａ１〜Ａ４７：化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が本願発明範囲内のレール。

（２）比較レール（１２本）
符号ａ１〜ａ１２：化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、ＣＭｎ／ＦＭｎ値が本願発明範囲外のレール。

（３）本発明製造方法で製造したレール（２５本）
符号Ｂ１〜Ｂ２５：熱間圧延・再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度が本願発明範囲内のレール。

（４）比較製造方法で製造したレール（１３本）
符号ｂ１〜ｂ１３：熱間圧延・再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度のいずれかが本願発明範囲外のレール。

表１−１、表１−２および表２に示すように、本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）は、比較レール鋼（符号ａ１〜ａ１２）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ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、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の生成が抑制され、最適範囲の硬さのパーライト組織を得られる。また、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を一定値以下に納めることより、レールの耐摩耗性や靭性が向上している。

図１０に本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）と比較レール鋼（符号ａ１、ａ３、ａ４、ａ５、ａ７、ａ８、ａ１２）の炭素量と摩耗量の関係を示す。図１１に本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）と比較レール鋼（符号ａ２、ａ４、ａ６、ａ９〜ａ１２）の炭素量と衝撃値の関係を示す。

図１０、図１１に示すように、本発明レール鋼（符号Ａ１〜Ａ４７）は比較レール鋼（符号ａ１〜ａ１２）と比べて、同一炭素量で比較すると、摩耗量が少なく、衝撃値が向上している。すなわち、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性が向上している。

また、表３−１および表３−２に示すように、本発明レール鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２５）は、比較レール鋼（符号ｂ１〜ｂ１３）と比べて、熱間圧延・再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、冷却停止後の最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度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セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織の焼戻しが抑制され、最適範囲の硬さのパーライト組織が得られる。また、ＣＭｎ／ＦＭｎ値を一定値以下に納めることより、レールの耐摩耗性や靭性が向上している。

図１２に本発明製造方法で製造したレール鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２５）と比較製造方法で製造したレール鋼（符号ｂ１、ｂ３、ｂ５〜ｂ８、ｂ１２、ｂ１３）の炭素量と摩耗量の関係を示す。図１３に本発明製造方法で製造したレール鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２５）と比較製造方法で製造したレール鋼（符号ｂ２〜ｂ６、ｂ９〜ｂ１２）の炭素量と衝撃値の関係を示す。

図１２、図１３に示すように、本発明製造方法で製造したレール鋼（符号Ｂ１〜Ａ２５）は比較製造方法で製造したレール鋼（符号ｂ１〜ｂ１３）と比べて、同一炭素量で比較すると、摩耗量が少なく、衝撃値が向上している。すなわち、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性が向上している。

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１０ｍｍまでの範囲）
３ｂ：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
４：レール試験片
５：相手材
６：冷却用ノズル

Claims

質量％で、
Ｃ：０．８５超〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、
Ｐ≦０．０１５０％、
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部の９７％以上がパーライト組織であり；
前記パーライト組織のビッカース硬さがＨｖ３２０〜５００であり；
前記パーライト組織中のセメンタイト相のＭｎ濃度であるＣＭｎ［ａｔ．％］をフェライト相のＭｎ濃度であるＦＭｎ［ａｔ．％］で除算した値であるＣＭｎ／ＦＭｎ値が１．０以上５．０以下である；
ことを特徴とする鋼レール。
質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．００５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％、
Ａｌ：０．００４０〜１．００％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、
の中から選ばれる１種または２種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼レール。
請求項１又は２に記載の鋼レールを製造する方法であって、
熱間圧延直後のＡｒ１点以上の温度の前記鋼レールの頭部、あるいは、熱処理する目的でＡｃ１点＋３０℃以上の温度に再加熱した前記鋼レールの頭部を７５０℃以上の温度域から、４〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で第１の加速冷却を実施し；
前記鋼レールの頭部の温度が６００〜４５０℃に達した時点で前記第１の加速冷却を停止し；
変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を、加速冷却停止温度より５０℃以下に制御し；
その後、０．５〜２．０℃／ｓｅｃの冷却速度で第２の加速冷却を実施し；
前記鋼レールの頭部の温度が４００℃以下に達した時点で前記第２の加速冷却を停止する；
ことを特徴とする鋼レールの製造方法。