JP6459623B2

JP6459623B2 - Perlite steel rail

Info

Publication number: JP6459623B2
Application number: JP2015035768A
Authority: JP
Inventors: 照久宮▲崎▼; 上田　正治; 正治上田
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-02-25
Filing date: 2015-02-25
Publication date: 2019-01-30
Anticipated expiration: 2035-02-25
Also published as: JP2016156071A

Description

本発明は、パーライト鋼レールに関し、特に、レールの強度を向上させ、レールの使用寿命を向上させうることが可能なパーライト鋼レールに関するものである。 The present invention relates to a pearlite steel rail, and more particularly to a pearlite steel rail capable of improving the strength of the rail and improving the service life of the rail.

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。
このような背景から、前述のような過酷な軌道環境に敷設するレールに対しては、これまで以上の耐摩耗性、耐疲労損傷性が求められるようになってきた。つまり、現用の高強度レールが有する耐摩耗性、耐疲労損傷性以上の優れた耐摩耗性、耐疲労損傷性を有したレールの開発が求められるようになってきている。 Along with economic development, new development of natural resources such as coal is underway. Specifically, natural resources are being mined in areas that have been undeveloped until now and where the natural environment is severe. Along with this, the track environment has become extremely severe in overseas freight railroads that transport resources.
Against this background, higher wear resistance and fatigue damage resistance have been demanded for rails installed in the severe track environment as described above. In other words, the development of rails having wear resistance and fatigue damage resistance superior to the wear resistance and fatigue damage resistance of current high-strength rails has been demanded.

レール鋼の耐摩耗性やレール表面の耐疲労損傷性（耐表面疲労損傷性）を改善するため、下記に示すようなレールが開発された。 In order to improve the wear resistance of rail steel and the fatigue damage resistance (surface fatigue damage resistance) of the rail surface, the following rails have been developed.

＜１＞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密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特許文献１）。
＜２＞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密度を増加させ、同時に硬度を制御した耐摩耗性に優れたレール（特許文献２）。 <1> A rail excellent in wear resistance using hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) and increasing the cementite density in the lamellae in the pearlite structure (Patent Document 1).
<2> A hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%) is used to increase the cementite density in the lamellae in the pearlite structure and at the same time control the hardness of the rail with excellent wear resistance ( Patent Document 2).

これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライト組織のラメラ中に耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、さらに硬度を制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。 The characteristics of these rails are to increase the carbon content of the steel, increase the volume ratio of the cementite phase with excellent wear resistance in the lamella of the pearlite structure, and further control the hardness, thereby controlling the wear resistance of the pearlite structure. Was to improve.

さらに、炭素量の高い過共析鋼を用いて、レール頭部の耐摩耗性と強度を向上させた下記に示すようなレールが開発された。 Furthermore, the following rails have been developed that use hypereutectoid steel with a high carbon content to improve the wear resistance and strength of the rail head.

＜３＞過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＶ、さらにはＮを添加し、熱間圧延後、オーステナイト域温度にあるレール頭部を加速冷却することにより、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させたレールおよびその製造方法（特許文献３）。 <3> V and N are further added to hypereutectoid steel (C: more than 0.85 to 1.20%), and after hot rolling, the rail head at the austenite temperature is accelerated and cooled, A rail having improved wear resistance and internal fatigue damage resistance and a method for producing the same (Patent Document 3).

このレールの特徴は、過共析鋼にＶ、さらにはＮを添加し、冷却速度を遅くし、パーライト組織において高硬度を図ることが困難なレール頭部内部に、Ｖの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭部の表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、レールの耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を大きく向上させるものであった。 The feature of this rail is that V, N is added to the hypereutectoid steel, the cooling rate is slowed down, and the carbide, nitride and V of V are placed inside the rail head where it is difficult to achieve high hardness in the pearlite structure. By precipitating carbonitride, a more uniform hardness distribution was imparted from the surface of the rail head to the inside, and the wear resistance and internal fatigue damage resistance of the rail were greatly improved.

特開平８−１４４０１６号公報JP-A-8-144016 特開平８−２４６１００号公報JP-A-8-246100 特開２０００−３４５２９６号公報JP 2000-345296 A

金材技研疲れデータシート資料Ｉ（１９８１）、金属材料技術研究所Kinki Giken Fatigue Data Sheet Material I (1981), Metal Materials Technology Laboratory 改訂４版金属データブック、丸善株式会社Revision 4 Metal Data Book, Maruzen Co., Ltd.

上述のとおり、上記＜１＞,＜２＞（特許文献１、２）に示されたレール鋼は、主にパーライト組織のラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。しかし、当該レール鋼では、パーライト組織自体の硬度に上限があるため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、過酷な使用条件ではレール頭部に表面疲労損傷が発生する場合があった。 As described above, the rail steels shown in the above <1> and <2> (Patent Documents 1 and 2) mainly increase the volume ratio of the cementite phase excellent in wear resistance in the lamella of the pearlite structure, It was intended to improve the wear resistance of the pearlite structure. However, the rail steel has an upper limit on the hardness of the pearlite structure itself, so the resistance to damage caused by plastic deformation occurring on the surface of the rail head is weak. In some cases, fatigue damage occurred.

しかし、上記＜３＞（特許文献３）に示されたレール鋼では、冷却速度が内部よりも速いレール頭表部において析出物の生成が図れず、硬度が上昇しないため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、重荷重鉄道の過酷な使用条件では、レール頭部に表面疲労損傷が発生する場合があった。 However, in the rail steel shown in <3> (Patent Document 3), precipitates cannot be generated at the rail head surface portion where the cooling rate is faster than the inside, and the hardness does not increase. The resistance to damage caused by the plastic deformation that occurs is weak, and surface fatigue damage may occur on the rail head under severe usage conditions of heavy-duty railways.

また熱処理時の加速冷却速度が速い場合は、レール頭部の表面と内部との硬度差が過大となり、重荷重鉄道の過酷な使用条件ではレール頭部内部から疲労き裂が生成し、内部疲労損傷が発生する場合があった。 In addition, if the accelerated cooling rate during heat treatment is high, the difference in hardness between the surface of the rail head and the inside becomes excessive, and fatigue cracks are generated from the inside of the rail head under the severe use conditions of heavy-duty railways. Damage could occur.

このような背景から、耐摩耗性を確保し、かつレール頭表部における塑性変形起因の表面疲労損傷や、内部疲労損傷の発生を防できる高強度のレールの開発が求められていた。 Against this background, there has been a demand for the development of a high-strength rail that ensures wear resistance and prevents the occurrence of surface fatigue damage and internal fatigue damage caused by plastic deformation at the rail head surface.

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、特に、硬度を向上させ、かつ耐表面疲労損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト鋼レールを提供することを目的とする。 Therefore, the present invention has been devised in view of the above-described problems, and in particular, to provide a pearlite steel rail having improved hardness and excellent surface fatigue resistance and internal fatigue resistance. Objective.

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．５０％超〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲において、面積％で、９５％以上がパーライト組織であり、前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内である。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）
（２）また、上記（１）のパーライト鋼レールには、質量％でさらに、下記ａ群〜ｆ群の成分の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：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種。
ｂ群：Ｃｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上。
ｃ群：Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
ｄ群：Ｔｉ：０．０００５〜０．０５０％、Ｖ：０．０００５〜０．５０％の１種または２種。
ｅ群：Ａｌ：０．００２０〜１．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．２０００％の１種または２種。
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。 (1) The chemical composition is mass%, C: 0.70 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.10 to 2.00%, Nb: 0.50% Containing more than 2.00%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, the remaining Fe and unavoidable impurities, the surface of the top and corner of the head of the rail As a starting point, at least in a range of 25 mm in depth, 95% or more is pearlite structure in area%, and the value of hardness H in the above range is within the range of the following formula (1).
235 × C [mass%] + 190 ≦ H [Hv] ≦ 235 × C [mass%] + 290 (1)
(2) Moreover, the pearlite steel rail of said (1) can be made to selectively contain 1 group or 2 groups or more of the component of the following a group-f group by mass% further.
Group a: One or two of Cr: 0.05 to 2.00% and Mo: 0.01 to 0.50%.
b group: One or more of Co: 0.10 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%.
Group c: B: 0.0005 to 0.0050%.
d group: One or two of Ti: 0.0005 to 0.050% and V: 0.0005 to 0.50%.
e group: One or two of Al: 0.0020 to 1.00% and Zr: 0.0005 to 0.2000%.
f group: One or more of Mg: 0.0005 to 0.0200%, Ca: 0.0005 to 0.0200%, REM: 0.0005 to 0.0500%.

本発明によれば、レール鋼の成分、組織を制御することにより、硬度を向上させ、かつ耐表面疲労損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト鋼レールを提供できる、特に、頭表部の全断面において硬度を上昇（表面と内部との硬度差を減少）し、耐疲労損傷性を向上させることができるため、使用寿命を大きく向上させることが可能となり、過酷な軌道環境である海外の貨物鉄道で使用されるレールとしても好適に使用できる。 According to the present invention, by controlling the composition and structure of rail steel, it is possible to provide a pearlite steel rail having improved hardness and excellent surface fatigue damage resistance and internal fatigue damage resistance. Can increase the hardness (decrease the hardness difference between the surface and the inside) and improve the fatigue damage resistance, so that the service life can be greatly improved. It can also be suitably used as a rail used in other freight railways.

Ｎｂ量とレール頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、全伸びの関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the amount of Nb, the hardness of 2 mm position below the rail top part surface, and total elongation. 本発明レール頭部の断面模式図である。It is a cross-sectional schematic diagram of this invention rail head. 引張試験片の採取位置を示す図である。It is a figure which shows the collection position of a tensile test piece. Ｃ量とレール頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度の関係を示す図。The figure which shows the relationship between C quantity and the hardness of 2 mm position below the rail head top surface.

以下では、本発明の実施形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、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に限定して解釈されるものではない。
本実施形態として、パーライト鋼レール（以下、単にレールとも称する。）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。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the following description, and it will be easily understood by those skilled in the art that modes and details can be variously changed without departing from the spirit and scope of the present invention. Therefore, the present invention should not be construed as being limited to the description of the embodiments below.
As this embodiment, perlite steel rail (hereinafter, also simply referred to as rail) will be described in detail. Hereinafter, the mass% in the composition is simply described as%.

本実施形態に係るパーライト鋼レールは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．５０超〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲において、面積％で、９５％以上がパーライト組織であり、前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内である。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）
まず、本発明を完成するに至った本発明者らの新たな知見について説明する。 The pearlite steel rail according to this embodiment has a chemical composition of mass%, C: 0.70 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.10 to 2.00%. Nb: more than 0.50 to 2.00%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, and the balance Fe and unavoidable impurities, the top of the rail and In the range of depth of at least 25 mm starting from the surface of the head corner portion, the area% is 95% or more of the pearlite structure, and the hardness H value in the above range is within the range of the following formula (1).
235 × C [mass%] + 190 ≦ H [Hv] ≦ 235 × C [mass%] + 290 (1)
First, the new knowledge of the present inventors who have completed the present invention will be described.

本発明者らは、レールの硬度を向上させるため、硬度を上昇させる方法を検討した。鋼の強化（硬化）機構にはいくつかあるが、その一つである「析出強化」を検討した。
析出強化は、パーライト組織中のフェライト相中に微細析出物を生成させて、フェライト相を強化する。その強化を担う析出物としては、熱間圧延‐冷却（レールの製造工程）を考慮するに、炭化物や窒化物、炭窒化物が有望であることが判明した。 The present inventors examined a method for increasing the hardness in order to improve the hardness of the rail. There are several steel strengthening (hardening) mechanisms, one of which is "precipitation strengthening".
In precipitation strengthening, fine precipitates are generated in the ferrite phase in the pearlite structure to strengthen the ferrite phase. As precipitates responsible for the strengthening, it has been found that carbides, nitrides, and carbonitrides are promising in consideration of hot rolling and cooling (rail manufacturing process).

次に、鋼中で炭化物、窒化物、炭窒化物を生成させる元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉの適用をラボ試験により検討した結果、Ｎｂが有望であることが判明した。
Ｎｂ系析出物は凝固直後の固相に生成し、熱間圧延の粗圧延や中間圧延工程相当の温度域での圧延において、再結晶後のオーステナイト相（再結晶オーステナイト相）の粒成長を低減し、オーステナイト結晶粒を微細化させる効果があることを確認した。また仕上圧延工程相当の温度域では再結晶粒の粒成長抑制ないしは再結晶の抑制効果があることを確認した。さらに、パーライト組織中のフェライト相中には微細化な析出物が生成しており、本発明の目的とする析出強化が達成されることを確認した。 Next, as a result of examining the application of V, Nb, and Ti, which are elements that generate carbides, nitrides, and carbonitrides, in steel, it was found that Nb is promising.
Nb-based precipitates form in the solid phase immediately after solidification, reducing grain growth in the austenite phase (recrystallized austenite phase) after recrystallization in hot rolling rough rolling and rolling in the temperature range equivalent to the intermediate rolling process. It was confirmed that the austenite crystal grains had an effect of refining. In addition, it was confirmed that there was an effect of suppressing the growth of recrystallized grains or suppressing the recrystallization in a temperature range corresponding to the finish rolling process. Furthermore, it was confirmed that fine precipitates were formed in the ferrite phase in the pearlite structure, and the precipitation strengthening intended by the present invention was achieved.

ここで、前述の粗圧延〜中間圧延での再結晶オーステナイト相の粒成長の低減による結晶粒微細化は、パーライト変態の核生成サイトである粒界が増えることから、パーライト組織の微細化につながり、パーライト鋼レールの延性が向上する。また、仕上圧延工程での再結晶抑制は加工状態のオーステナイト相が保持され、加工により導入された転位群を核生成サイトとしてパーライト変態が促進し、パーライト組織が微細化する効果がある。
一般的に、析出強化に伴い延性や靭性は低下する。しかし、前記のＮｂ系析出物に起因するパーライト組織の微細化による延性向上効果が、析出強化による延性や靭性の劣化を補えることが分かった。このことから、Ｎｂが析出強化を実現できる元素として有効であることが判明した。 Here, the grain refinement by reducing the grain growth of the recrystallized austenite phase in the above-mentioned rough rolling to intermediate rolling leads to the refinement of the pearlite structure because the grain boundaries that are nucleation sites of pearlite transformation increase. The ductility of pearlite steel rail is improved. In addition, recrystallization suppression in the finish rolling process has an effect that the austenite phase in the processed state is maintained, the pearlite transformation is promoted by using the dislocation group introduced by the processing as a nucleation site, and the pearlite structure is refined.
Generally, ductility and toughness decrease with precipitation strengthening. However, it has been found that the ductility improvement effect due to the refinement of the pearlite structure resulting from the Nb-based precipitates can compensate for the deterioration of ductility and toughness due to precipitation strengthening. From this, it was found that Nb is effective as an element capable of realizing precipitation strengthening.

次に、本発明の一実施形態に係るレールの構成要件、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。 Next, constituent requirements and reasons for limitation of the rail according to an embodiment of the present invention will be described in detail. Hereinafter, the mass% in the steel composition is simply described as%.

（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。 (1) Reason for limiting the chemical composition of steel The reason for limiting the chemical composition of steel to the above-described numerical range in the rail of this embodiment will be described in detail.

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０．７０％未満になると、本発明の成分系では、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。さらに、Ｃ量が０．７０％未満になると、レール頭部内部において、耐摩耗性に有害な、軟質な初析フェライトが生成する。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、レール頭部内部に初析セメンタイトが生成し易くなる。この場合、初析セメンタイトとパーライト組織との界面から疲労き裂が発生し、内部疲労損傷を発生し易くする。このため、Ｃ含有量を０．７０〜１．２０％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、かつ耐摩耗性をより高めるためには、Ｃ含有量を０．８５％以上とすることが望ましい。また、レール頭部内部における初析セメンタイトを抑制し耐内部疲労損傷性をさらに向上させるには、Ｃ含有量を１．１０％以下とすることが望ましい。 C is an effective element that promotes pearlite transformation and ensures wear resistance. When the amount of C is less than 0.70%, the component system of the present invention cannot maintain the minimum strength and wear resistance required for the rail. Further, when the C content is less than 0.70%, soft pro-eutectoid ferrite that is harmful to wear resistance is generated inside the rail head. On the other hand, if the C content exceeds 1.20%, proeutectoid cementite is likely to be generated inside the rail head. In this case, fatigue cracks are generated from the interface between pro-eutectoid cementite and pearlite structure, and internal fatigue damage is likely to occur. For this reason, C content was limited to 0.70-1.20%. In addition, in order to stabilize the production | generation of a pearlite structure | tissue and to improve abrasion resistance more, it is desirable to make C content 0.85% or more. Further, in order to suppress pro-eutectoid cementite inside the rail head portion and further improve the internal fatigue damage resistance, it is desirable that the C content is 1.10% or less.

Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相の固溶強化によるパーライト組織の硬度（強度）の向上により耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉ量が０．１０％未満では前述の効果を十分に発揮できない上、脱酸不足となり、パーライト組織中に粗大な酸化物が混在してしまい、その酸化物が破壊の起点となるため、摩耗が促進される他、延性が低下しやすい。Ｓｉ量が２．００％を超えるとフェライト相が脆化し、レールの延性が低下する。このためＳｉ量は０．１０〜２．００％と限定する。耐摩耗性をさらに向上させ、延性の低下を防ぐためには、０．２０％以上とすることが好ましく、更に好ましくは０．３０％以上である。またフェライト相の脆化を抑制し、レールの延性の低下を防ぐためには、１．５０％以下とすることが好ましく、更に好ましくは１．４０％以下である。 Si is an element that improves wear resistance by improving the hardness (strength) of the pearlite structure by solid solution strengthening of the ferrite phase in the pearlite structure. However, if the amount of Si is less than 0.10%, the above-described effects cannot be sufficiently exhibited, and deoxidation is insufficient, and a coarse oxide is mixed in the pearlite structure, and the oxide becomes a starting point of destruction. In addition to promoting wear, ductility tends to decrease. If the Si content exceeds 2.00%, the ferrite phase becomes brittle and the ductility of the rail decreases. For this reason, the amount of Si is limited to 0.10 to 2.00%. In order to further improve the wear resistance and prevent a decrease in ductility, the content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.30% or more. Further, in order to suppress embrittlement of the ferrite phase and prevent a decrease in the ductility of the rail, the content is preferably 1.50% or less, and more preferably 1.40% or less.

Ｍｎは、パーライト変態を遅延させる効果を有する元素であり、同一冷却速度で加速冷却を施した場合、Ｍｎ量が多いほうが、パーライト変態温度を低下させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細化すること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うる。しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満ではこれらの効果が小さく、低硬度の耐摩耗性が低いパーライト組織が生成するばかりでなく、焼入れ性不足のため、パーライト変態時の過冷度を十分に確保できず、粗大なパーライト組織となり、延性が低下してしまう。また、頭部内部では耐摩耗性に有害な初析フェライトが生成する。Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織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含有量は０．１０〜２．００％とする。硬度を向上させ、耐摩耗性、延性を向上させるためには、０．２０％以上とすることが好ましく、更に好ましくは０．３０以上である。ベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制し耐摩耗性や延性の低下を防ぐためには、１．２％以下とすることが好ましく、更に好ましくは１．００％以下である。 Mn is an element that has the effect of delaying pearlite transformation. When accelerated cooling is performed at the same cooling rate, Mn content increases the pearlite transformation temperature and reduces the lamella spacing of the pearlite structure. The hardness (strength) of the rail head can be increased and the wear resistance can be improved. However, if the amount of Mn is less than 0.10%, these effects are small and not only a pearlite structure with low hardness and low wear resistance is generated, but also the degree of supercooling at the time of pearlite transformation is sufficient due to insufficient hardenability. It cannot be ensured, resulting in a coarse pearlite structure, resulting in a decrease in ductility. In addition, pro-eutectoid ferrite that is harmful to wear resistance is generated inside the head. When the Mn content exceeds 2.00%, the hardenability is remarkably increased, and a bainite structure that deteriorates the wear resistance and a martensite structure that is harmful to ductility are easily generated on the rail head surface. For this reason, Mn content shall be 0.10 to 2.00%. In order to improve the hardness and improve the wear resistance and ductility, the content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.30 or more. In order to suppress the formation of a bainite structure and a martensite structure and prevent a decrease in wear resistance and ductility, the content is preferably 1.2% or less, and more preferably 1.00% or less.

Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である。転炉での精錬を行うことにより、Ｐ量を制御することが可能である。Ｐ量が０．０２５％を超えると、レール鋼の延性（パーライト組織が脆化）が低下する。そのためＰ量は０．０２５％以下と制限する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ添加量の下限は限定しないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ含有量は０．００８０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。 P is an impurity element inevitably contained in the steel. It is possible to control the amount of P by performing refining in a converter. If the P content exceeds 0.025%, the ductility of the rail steel (the pearlite structure becomes brittle) decreases. Therefore, the amount of P is limited to 0.025% or less. Preferably it is 0.020% or less. In addition, although the minimum of P addition amount is not limited, when the dephosphorization ability in a refining process is considered, about 0.0080% of P content will be the limit at the time of actually manufacturing.

Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である。溶銑鍋での脱硫を行うことにより、Ｓ量を制御することが可能である。Ｓ量が０．０２５％を超えると、介在物としての粗大なＭｎＳ等の硫化物が生成し易くなる。この場合、介在物周辺の応力集中により、レールの早期破断を引き起こし、延性が低下する。このため、Ｓ量は０．０２５％以下と制限する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｓ添加量の下限は限定しないが、精錬工程での脱硫能力を考慮すると、Ｓ含有量は０．００８０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。 S is an impurity element inevitably contained in the steel. It is possible to control the amount of S by performing desulfurization with a hot metal ladle. When the amount of S exceeds 0.025%, coarse sulfides such as MnS as inclusions are likely to be generated. In this case, stress concentration around the inclusions causes early rail breakage, and ductility decreases. For this reason, the amount of S is limited to 0.025% or less. Preferably it is 0.020% or less. In addition, although the minimum of S addition amount is not limited, when the desulfurization capability in a refining process is considered, about 0.0080% of S content will be the limit at the time of actually manufacturing.

Ｎｂは熱間圧延中に、上述したように、Ｎｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）を生成し、再結晶後のオーステナイト相の粒成長を低減（ピンニング効果）させ、仕上圧延工程での再結晶抑制効果により、加工状態のオーステナイトの安定化させ、加工オーステナイトからのパーライト変態を利用してパーライト組織を微細化する効果を示す。更に、熱間圧延後の冷却過程（熱処理工程）においてパーライト組織のフェライト相中に微細な析出物を生成させ、析出強化によりレールの硬度を上昇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、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。 As described above, Nb generates Nb-based precipitates (carbide, nitride, carbonitride) during hot rolling, reduces the austenite phase grain growth after recrystallization (pinning effect), and finish rolling. The effect of stabilizing the austenite in the processed state by the effect of suppressing recrystallization in the process and refining the pearlite structure by using the pearlite transformation from the processed austenite is shown. Further, it is an element effective in generating fine precipitates in the ferrite phase of the pearlite structure in the cooling process (heat treatment process) after hot rolling and increasing the hardness of the rail by precipitation strengthening. Furthermore, it is an element that increases the hardness (strength) of the pearlite structure and improves the wear resistance by precipitation hardening with Nb carbide and Nb nitride generated in the cooling process after hot rolling. Further, in the heat-affected zone reheated to a temperature range of Ac1 or lower, Nb carbide and Nb nitride are stably generated from a low temperature range to a high temperature range, and softening of the weld joint heat-affected zone is prevented. It is an effective element.

ここで、本発明者らは、Ｃ量：０．９０％、Ｓｉ量：０．５０％、Ｍｎ量:０．８０％、Ｐ量:０．０１０％、Ｓ量:０．０１０％を含有し、Ｎｂ量を０．３５〜２．２０％に変化させた鋼を用いて、レールを試験製造し、Ｎｂの適正範囲を検討した。鋼片は１２６０℃で加熱した後、粗圧延、中間圧延を経て粗造形した後、仕上圧延温度９６０℃でレールに成形した。熱間圧延後は、冷却開始温度７９０℃から、６℃／ｓｅｃの冷却速度で、冷却停止温度５９０℃まで加速冷却を施した。加速冷却後は放冷である。試験製造したレールの材質評価結果として、図１（ａ）にＮｂ量と頭頂部表面下２ｍｍの硬度の関係を、図１（ｂ）にＮｂ量と引張試験の結果得られた全伸びの関係を示す。なお、図中（グラフ中）に示す横太線は、それぞれ「同一製造条件で製造したＮｂ無添加レールの全伸び（もしくは硬度）」を示している。
Ｎｂ量が０．５０％以下では、析出強化が不十分であることが分かった。一方、Ｎｂ添加量が２．００％超では析出強化が達成されるが、全伸びがＮｂ無添加より低下することが分かった。したがって、Ｎｂの成分限定範囲の詳細は以下のとおりである。 Here, the present inventors contain C amount: 0.90%, Si amount: 0.50%, Mn amount: 0.80%, P amount: 0.010%, S amount: 0.010% Then, using a steel whose Nb amount was changed to 0.35 to 2.20%, a rail was experimentally manufactured, and an appropriate range of Nb was examined. The steel slab was heated at 1260 ° C., then roughly shaped through rough rolling and intermediate rolling, and then formed into a rail at a finish rolling temperature of 960 ° C. After hot rolling, accelerated cooling was performed from a cooling start temperature of 790 ° C. to a cooling stop temperature of 590 ° C. at a cooling rate of 6 ° C./sec. It is allowed to cool after accelerated cooling. Fig. 1 (a) shows the relationship between the Nb content and the hardness of 2mm below the surface of the top of the head, and Fig. 1 (b) shows the relationship between the Nb content and the total elongation obtained as a result of the tensile test. Indicates. In addition, the horizontal thick line shown in a figure (in a graph) has each shown "the total elongation (or hardness) of the Nb additive-free rail manufactured on the same manufacturing conditions."
It was found that precipitation strengthening was insufficient when the Nb content was 0.50% or less. On the other hand, it was found that when the Nb addition amount exceeds 2.00%, precipitation strengthening is achieved, but the total elongation is lower than that without Nb addition. Therefore, the details of the component-limited range of Nb are as follows.

上記のとおり、Ｎｂ量が０．５０％以下では、パーライト組織の析出強化が不十分であり、パーライト組織の高硬度化が達成できない。また、また、Ｎｂ量が２．００％を超えると、凝固前の液相から粗大なＮｂの炭窒化物が多量に晶出し、さらにオーステナイト相中でＮｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）が粗大に析出し、これらの晶出物や析出物が、破壊の起点となり、延性が著しく低下するためレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｎｂ添加量を０．５０％超〜２．００％に限定した。また、粗大なＮｂ系析出物の生成を抑制し延性の低下を防ぐためには、Ｎｂ量を１．８０%以下とすることが好ましく、１.５０％以下とすることがさらに好ましい。 As described above, when the Nb content is 0.50% or less, the precipitation strengthening of the pearlite structure is insufficient, and the pearlite structure cannot be increased in hardness. In addition, when the Nb content exceeds 2.00%, a large amount of coarse Nb carbonitride is crystallized from the liquid phase before solidification, and Nb-based precipitates (carbide, nitride, carbon in the austenite phase). Nitride) precipitates coarsely, and these crystallized substances and precipitates become the starting point of fracture, and the ductility is remarkably lowered, so that rail breakage is likely to occur. For this reason, the Nb addition amount is limited to more than 0.50% to 2.00%. In order to suppress the formation of coarse Nb-based precipitates and prevent the ductility from decreasing, the Nb content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.50% or less.

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の向上、パーライト微細化による延靭性の向上、パーライト組織の安定形成化等を目的にＣｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを必要に応じて添加してもよい。
以下に、目的、作用、効果別にこれら元素群をａ〜ｆ群と分け、詳細に説明する。 In addition, the rail manufactured with the above component composition is Cr, Mo, Co, Cu, Ni, B for the purpose of improving the hardness of the pearlite structure, improving the toughness by pearlite miniaturization, and stabilizing the pearlite structure. Ti, V, Al, Zr, Mg, Ca, and REM may be added as necessary.
Hereinafter, these element groups will be divided into af groups according to purpose, action, and effect, and will be described in detail.

＜ａ群＞
Ｃｒ、Ｍｏは平衡の共析点（パーライト変態の際の過冷度の基準となる平衡温度）を上昇させ、同一冷却速度で冷却した場合に、無添加時に比べ、平衡変態温度とパーライト変態温度、即ち過冷度を増加させ、パーライト組織のラメラ間隔（フェライト相とセメンタイトの層間隔）を微細化することにより高硬度化を図る元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にＣｒ、Ｍｏの１種または２種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。 <Group a>
Cr and Mo increase the eutectoid point of equilibrium (equilibrium temperature, which is the basis for the degree of supercooling during pearlite transformation), and when cooled at the same cooling rate, the equilibrium transformation temperature and the pearlite transformation temperature compared to the case of no addition. That is, it is an element that increases the degree of supercooling and increases the hardness by refining the lamella spacing (interlayer spacing between the ferrite phase and cementite) of the pearlite structure. For the purpose of increasing the hardness of the pearlite structure, one or two of Cr and Mo may be selectively added. The reasons for limiting each component are as follows.

Ｃｒは０．０５％未満では、過冷度の増大効果が小さく、高硬度化を達成できない。また、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、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織を生成し易くなる。このためＣｒ含有量は０．０５〜２．００％が望ましい。 If Cr is less than 0.05%, the effect of increasing the degree of supercooling is small, and high hardness cannot be achieved. Moreover, if excessive addition exceeding 2.00% is performed, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue which reduces the bainite structure | tissue which deteriorates abrasion resistance on the rail head surface, and ductility. . For this reason, the Cr content is desirably 0.05 to 2.00%.

Ｍｏは０．０１％未満では、過冷度の増大効果が小さく、高硬度化を達成できない。また、０．５０％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためＭｏ含有量は０．０１〜０．５０％が望ましい。 If Mo is less than 0.01%, the effect of increasing the degree of supercooling is small and high hardness cannot be achieved. Moreover, when excessive addition exceeding 0.50% is performed, hardenability will increase remarkably and it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue which reduces the bainite structure | tissue which deteriorates abrasion resistance on the rail head surface, and ductility. . For this reason, the Mo content is desirably 0.01 to 0.50%.

＜ｂ群＞
Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉはパーライト組織のフェライト相中に固溶し、固溶強化機構によりパーライト組織の硬度を向上させる元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にＣｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。 <Group b>
Co, Cu, and Ni are elements that dissolve in the ferrite phase of the pearlite structure and improve the hardness of the pearlite structure by a solid solution strengthening mechanism. For the purpose of increasing the hardness of the pearlite structure, one or more of Co, Cu and Ni may be selectively added. The reasons for limiting each component are as follows.

Ｃｏは０．１０％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。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が著しく脆化し、レール鋼の延性が著しく低下する。このためＣｏ含有量は０．１０〜１．００％が望ましい。 If Co is less than 0.10%, solid solution strengthening does not appear, and high hardness cannot be expected. Moreover, when adding over 2.00%, the ferrite phase in a pearlite structure | strength becomes remarkably embrittled and the ductility of rail steel falls remarkably. For this reason, the Co content is desirably 0.10 to 1.00%.

Ｃｕは０．０５％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。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に有害なベイナイト組織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。さらに、過剰な固溶強化によりパーライト組織中のフェライト相が著しく脆化し、レール鋼の延性が低下する。加えて、熱間圧延時の脆化を引起し、レールの延性を低下させる場合がある。このためＣｕ含有量は０．０５〜１．００％が望ましい。 If Cu is less than 0.05%, solid solution strengthening does not appear, and high hardness cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, it will become easy to produce | generate the martensite structure | tissue harmful | toxic to ductile property and ductility harmful | toxic to the abrasion resistance of a rail head by remarkable hardenability improvement. Furthermore, the excessive solid solution strengthening causes the ferrite phase in the pearlite structure to become extremely brittle, and the ductility of the rail steel decreases. In addition, it may cause embrittlement during hot rolling and reduce the ductility of the rail. For this reason, the Cu content is desirably 0.05 to 1.00%.

Ｎｉは固溶強化以外にもＣｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止する元素である。添加量が０．０１％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。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％が望ましい。 Ni is an element that prevents embrittlement during hot rolling by addition of Cu in addition to solid solution strengthening. If the addition amount is less than 0.01%, solid solution strengthening does not appear and high hardness cannot be expected. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, the ductility of the ferrite phase in a pearlite structure will fall remarkably, and the ductility of rail steel will fall. For this reason, the Ni content is desirably 0.01 to 1.00%.

＜ｃ群＞
Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成してオーステナイト相の粒成長を阻害する効果、過共析鋼においては初析セメンタイトの生成を微細化する効果、さらに、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させて頭部の硬度分布を均一化する効果を有する元素である。この効果を目的にＢを選択的に添加する。Ｂの成分限定理由は以下の通りである。
Ｂが０．０００５％未満では、上記の効果は十分でなく、初析セメンタイトの生成やレール頭部の硬度分布の改善が認められない。また、０．００５０％を超えて添加すると、オーステナイト粒界に粗大な鉄炭ほう化物が生成し、レール鋼の延性が大きく低下するため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％が望ましい。 <Group c>
B is an effect of inhibiting the austenite phase grain growth by forming iron boride at the austenite grain boundary, the effect of refining the formation of proeutectoid cementite in hypereutectoid steel, and the cooling rate of the pearlite transformation temperature. It is an element that has the effect of reducing the dependency and making the hardness distribution of the head uniform. For the purpose of this effect, B is selectively added. The reasons for limiting the component of B are as follows.
When B is less than 0.0005%, the above effects are not sufficient, and generation of pro-eutectoid cementite and improvement in the hardness distribution of the rail head are not recognized. Further, if added over 0.0050%, coarse borohydrides are formed at the austenite grain boundaries, and the ductility of the rail steel is greatly reduced. Therefore, the B content is preferably 0.0005 to 0.0050%. .

＜ｄ群＞
Ｔｉ、Ｖは鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程中におけるオーステナイト相中に炭化物、窒化物、炭窒化物として析出し（同時に添加するとＴｉ‐Ｖの複合析出物として生成）、析出物がオーステナイト粒界の粒成長を阻害することでオーステナイト結晶粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。また、パーライト組織のフェライト相中に微細に析出することにより硬度を上昇させる元素でもある（特にＶ）。パーライト組織の延性向上、硬度向上を目的にこれら元素の１種または２種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りである。 <Group d>
Ti and V are added in a small amount to steel, so that they precipitate as carbide, nitride and carbonitride in the austenite phase during the hot rolling process. This is an element effective for improving the ductility of rail steel by minimizing austenite crystal grains by inhibiting grain growth at austenite grain boundaries. Moreover, it is also an element which raises hardness by depositing finely in the ferrite phase of a pearlite structure (especially V). One or two of these elements may be selectively added for the purpose of improving the ductility and hardness of the pearlite structure. The reasons for limiting each component are as follows.

Ｔｉは、０．０００５％未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善は認められない。また、０．０５０％を超えると、溶鋼中で粗大な晶出物（炭窒化物、窒化物）を生成してしまい、オーステナイト相の粒成長を抑制効果が小さくなり。鋼の延性が向上しない。また、溶鋼中で粗大に晶出した窒化物や、炭窒化物は、レールの使用特性上、破壊の起点となる懸念がある。このためＴｉ含有量は０．０００５〜０．０５０％が望ましい。 When Ti is less than 0.0005%, the number of fine precipitates is insufficient, and the effect of refining austenite grains cannot be sufficiently expected, and no improvement in ductility is observed. Moreover, when it exceeds 0.050%, coarse crystallized substances (carbonitrides and nitrides) are generated in the molten steel, and the effect of suppressing the grain growth of the austenite phase becomes small. The ductility of steel is not improved. In addition, nitrides or carbonitrides crystallized coarsely in the molten steel may be a starting point of fracture due to the use characteristics of the rail. For this reason, the Ti content is desirably 0.0005 to 0.050%.

Ｖは０．０００５％未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善や硬度向上が認められない。また、０．５０％を超えると、単独あるいは他のＴｉやＮｂと粗大な複合析出物が生成し、オーステナイト相の粒成長を抑制効果が小さくなるだけではなく、パーライト組織のフェライト相中に過剰に析出し、脆化が顕著となりレール鋼の延性が向上しない。このため、Ｖ量は０．０００５〜０．５０％が望ましい。 If V is less than 0.0005%, the number of fine precipitates is insufficient, the effect of refining austenite grains cannot be expected sufficiently, and no improvement in ductility or hardness is observed. On the other hand, if it exceeds 0.50%, coarse precipitates are formed alone or with other Ti and Nb, and not only the effect of suppressing the grain growth of the austenite phase is reduced, but also excessive in the ferrite phase of the pearlite structure. And the embrittlement becomes remarkable, and the ductility of the rail steel is not improved. For this reason, the V amount is preferably 0.0005 to 0.50%.

＜ｅ群＞
Ａｌ、Ｚｒは脱酸剤として溶鋼中で作用するだけではなく、延靭性を低下せしめる初析セメンタイトの生成を抑制する元素である。初析セメンタイトの抑制機構としては、Ａｌ共析点を高温側へ、共析炭素濃度を高炭素側へ移動させることで、パーライト組織形成を安定化させ、初析セメンタイトの生成を抑制する。Ｚｒは溶鋼中で生成するＺｒＯ_２がオーステナイト相との格子整合性が良いため、凝固初晶がオーステナイト相であるレール鋼では凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高め、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制することで、過共析鋼レールにおいて偏析部に生成する初析セメンタイトの生成を抑制する。過共析炭素量のレール鋼においてパーライト組織の安定形成のためにこれら元素の１種または２種を選択的に添加する。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。 <E group>
Al and Zr are elements that not only act in the molten steel as deoxidizers but also suppress the formation of pro-eutectoid cementite that reduces ductility. The suppression mechanism of pro-eutectoid cementite is to stabilize the formation of pearlite structure and suppress the formation of pro-eutectoid cementite by moving the eutectoid point to the high temperature side and the eutectoid carbon concentration to the high carbon side. Since ZrO ₂ formed in molten steel has good lattice matching with the austenite phase, it becomes a solidification nucleus in the rail steel in which the solidification primary crystal is the austenite phase, increasing the equiaxed crystallization rate of the solidification structure, By suppressing the formation of segregation zones in the part, generation of proeutectoid cementite generated in the segregation part in the hypereutectoid steel rail is suppressed. One or two of these elements are selectively added for stable formation of a pearlite structure in a rail steel having a hypereutectoid carbon content. The reasons for limiting the components of these elements are as follows.

Ａｌは０．００２０％未満では共析点の高温化が達成できないばかりでなく、初析セメンタイトの生成抑制効果が弱いため、初析セメンタイトの抑制が達成できない。また、１．００％を超えて添加すると、溶鋼中で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。また、粗大な介在物はレール使用時には疲労損傷の起点となることや、溶接時に酸化物が生成し、溶接部の機械的特性が著しく低下する。このためＡｌ含有量は０．００２０〜１．００％が望ましい。 If Al is less than 0.0020%, not only the eutectoid temperature can not be increased, but also the effect of suppressing the formation of pro-eutectoid cementite is weak, so that suppression of pro-eutectoid cementite cannot be achieved. Moreover, when it adds exceeding 1.00%, a coarse alumina type inclusion will produce | generate in molten steel, and the ductility of rail steel will fall. In addition, coarse inclusions become the starting point of fatigue damage when using rails, and oxides are generated during welding, which significantly deteriorates the mechanical properties of the weld. For this reason, the Al content is desirably 0.0020 to 1.00%.

Ｚｒは０．０００５％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、レール鋼の延靭性を低下させる。またＺｒ量が０．０２００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、破壊の起点となりレール鋼の延性が低下する。このためＺｒ含有量は０．０００５〜０．２０００％が望ましい。 If Zr is less than 0.0005%, the number of ZrO ₂ -based inclusions is small and does not exhibit a sufficient effect as a solidification nucleus. As a result, a pro-eutectoid cementite structure is generated in the segregation part, and the ductility of the rail steel is lowered. On the other hand, if the amount of Zr exceeds 0.0200%, a large amount of coarse Zr-based inclusions are generated, which becomes a starting point of fracture and the ductility of the rail steel is lowered. For this reason, the Zr content is preferably 0.0005 to 0.2000%.

＜ｆ群＞
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは脱酸・脱硫を目的に溶鋼中で作用するだけではなく、溶鋼中やオーステナイト相中に微細な酸化物、硫化物、酸硫化物として生成させることにより、熱間圧延の再加熱工程において、オーステナイト相の粒成長を抑制し、オーステナイト相の微細化を図り、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、酸化物や硫化物ＭｎＳの生成核として作用し、ＭｎＳを微細に分散させることで、ＭｎＳの周囲に形成されるＭｎ希薄帯がオーステナイト相中に多量に形成され、パーライト変態の生成に寄与する。その結果パーライト組織が微細化（パーライトブロックが微細化）することにより、延性を向上させるのに有効な元素でもある。パーライト組織の延性向上を目的に、これら元素の１種または２種以上を選択的に添加してもよい。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。 <Group f>
Mg, Ca, and REM not only act in molten steel for the purpose of deoxidation / desulfurization, but also generate hot oxides in the molten steel and austenite phase as fine oxides, sulfides, and oxysulfides. In the reheating step, it is an element effective for suppressing the grain growth of the austenite phase, miniaturizing the austenite phase, and improving the ductility of the pearlite structure. In addition, it acts as a production nucleus for oxide and sulfide MnS, and by finely dispersing MnS, a large amount of Mn dilute bands formed around MnS are formed in the austenite phase, contributing to the formation of pearlite transformation. To do. As a result, the pearlite structure is refined (the pearlite block is refined), so that it is also an element effective for improving ductility. For the purpose of improving the ductility of the pearlite structure, one or more of these elements may be selectively added. The reasons for limiting the components of these elements are as follows.

Ｍｇは０．０００５％未満ではその効果は弱く、微細な酸化物・硫化物が生成せず、オーステナイト組織の微細化やＭｎＳの微細分散化が達成できないため、パーライト組織を微細化することができず、延性が向上しない。また、０．０２００％を超えて添加すると、溶鋼中において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％が望ましい。 If Mg is less than 0.0005%, the effect is weak, fine oxides and sulfides are not formed, and austenite structure and MnS fine dispersion cannot be achieved, so that the pearlite structure can be refined. The ductility is not improved. Moreover, when it adds exceeding 0.0200%, the coarse oxide of Mg will produce | generate in molten steel, and the ductility of rail steel will be reduced. For this reason, the Mg content is desirably 0.0005 to 0.0200%.

Ｃａは０．０００５％未満では十分量の微細な硫化物が生成せず、ＭｎＳの微細分散化が達成できないため、パーライト組織の微細化が達成できず、延性が向上しない。また、０．０２００％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下するため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０２００％が望ましい。 If Ca is less than 0.0005%, a sufficient amount of fine sulfide is not generated, and fine dispersion of MnS cannot be achieved, so that pearlite structure cannot be refined and ductility is not improved. Moreover, since Ca coarse oxide will produce | generate and ductility of rail steel will fall when it adds exceeding 0.0200%, 0.0005-0.0200% of Ca content is desirable.

ＲＥＭは０．０００５％未満では十分量の酸硫化物が得られず、ＭｎＳを微細分散化が達成できないため、パーライト組織の微細化が達成できず、延性が向上しない。また、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭの酸硫化物が生成し、応力集中により、早期破断し易くなり、延性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．０５００％が望ましい。
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類元素である。上記含有量はこれらの全ＲＥＭの含有量の総和を限定するものである。含有量の総和が上記範囲内にあれば、各元素単独あるいは各元素が複合的に含まれる形態（２種以上の元素が含有される形態）であっても、同様な効果が得られる。 If REM is less than 0.0005%, a sufficient amount of oxysulfide cannot be obtained, and MnS cannot be finely dispersed, so that the pearlite structure cannot be refined and ductility is not improved. On the other hand, when the amount of REM exceeds 0.0500%, a hard REM oxysulfide is generated, and due to stress concentration, early rupture tends to occur and ductility decreases. For this reason, the REM content is desirably 0.0005 to 0.0500%.
Note that REM is a rare earth element such as Ce, La, Pr, or Nd. The above content limits the total content of all these REMs. If the sum of the contents is within the above range, the same effect can be obtained even if each element is in a single form or a form in which each element is contained in a composite form (a form in which two or more elements are contained).

本発明ではＮ含有量については限定していないが、以下のように含有させてもよい。
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素である。精錬工程での二次精錬（脱ガス）を行うと、Ｎ量は０．００４０〜０．００６０％まで低減する。Ｎ量が増加すると、Ｎｂ系炭窒化物の生成量が増加すると同時に粗大化する。このため、本発明の一態様において、Ｎ添加量を０．０１０％以下にすることが好ましい。Ｎ量が０．０１０％超では微細なＮｂ系炭窒化物の生成量の増加と比較して粗大化が顕著となり、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｎ量を０．０１０％以下に限定してもよい。 In the present invention, the N content is not limited, but may be contained as follows.
N is an element inevitably contained in the steel. When secondary refining (degassing) is performed in the refining process, the amount of N is reduced to 0.0040 to 0.0060%. As the amount of N increases, the amount of Nb-based carbonitrides generated increases and at the same time increases in size. Therefore, in one embodiment of the present invention, it is preferable that the amount of N added be 0.010% or less. If the N content exceeds 0.010%, the coarsening becomes remarkable as compared with the increase in the production amount of fine Nb-based carbonitrides, and rail breakage is likely to occur due to stress concentration. For this reason, you may limit N amount to 0.010% or less.

本実施形態の一態様のレールは、上記成分を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。不可避的不純物の例としては、鉱石やスクラップなどの原材料に含まれるもの、又は製造工程において混入するもの等が挙げられるが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。
また、上記のような成分組成で構成されるレールは、転炉、電気炉などの通常の方法で溶製し、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、熱間圧延用鋼片を鋳造する。熱間圧延用鋼片は熱間圧延にてレールに造形される。熱間圧延後はオーステナイト領域から冷却装置による加速冷却が行われる。または、熱間圧延後、放冷にて室温付近まで冷却された鋼片をオーステナイト領域まで再加熱した後、加速冷却を行ってもよい。 The rail according to one embodiment of the present embodiment contains the above components, with the balance being iron and inevitable impurities. Examples of inevitable impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap, or those mixed in the manufacturing process, but are acceptable as long as they do not impair the excellent characteristics of the present invention.
In addition, the rail composed of the above component composition is melted by a usual method such as a converter or an electric furnace, and this molten steel is steel for hot rolling by an ingot / bundling method or a continuous casting method. Cast a piece. The steel strip for hot rolling is formed into a rail by hot rolling. After hot rolling, accelerated cooling is performed by a cooling device from the austenite region. Alternatively, after hot rolling, the steel piece cooled to near room temperature by being allowed to cool may be reheated to the austenite region, and then accelerated cooling may be performed.

（２）金属組織の限定理由
次に、レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲における金属組織において、９５％面積％以上のパーライト組織に限定した理由について説明する。 (2) Reason for limiting metal structure Next, the reason why the metal structure in the range of at least a depth of 25 mm starting from the head corner and top surface of the rail is limited to a pearlite structure of 95% area% or more will be described. .

車輪と接触するレール頭表部では耐摩耗性の確保が重要である。レール頭表部の金属組織と耐摩耗性との関係を調査した結果、パーライト組織が最も好適であることが確認された。そこで、耐摩耗性の確保する目的から、レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲における金属組織をパーライト組織に限定した。 It is important to ensure wear resistance at the rail head surface that comes into contact with the wheels. As a result of investigating the relationship between the metal structure of the rail head surface and the wear resistance, it was confirmed that the pearlite structure is most suitable. Therefore, for the purpose of ensuring wear resistance, the metal structure in the range of at least 25 mm in depth starting from the head corner and the top surface of the rail is limited to the pearlite structure.

ここで、図２を用いて本発明のレールでパーライト組織が必要な部位の範囲を説明する。図２はレール頭部の断面模式図を示す。
レール頭部３は、頭頂部１と、頭頂部１の両端に位置する頭部コーナー部２と、側頭部１２とを有する。頭頂部１は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する略平坦な領域である。側頭部１２は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の側部に延在する略平坦な領域である。頭部コーナー部２は、頭頂部１と側頭部１２の間に延在する丸められた角部と、側頭部１２の上半分（側頭部１２の、鉛直方向に沿った１／２部より上側）とを併せた領域である。
頭頂部１の表面と頭部コーナー部２の表面は、レールの中で、車輪に接触する頻度が最も高い領域である。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２５ｍｍまでの範囲を頭表部３ａと呼ぶ。
本発明では、少なくともこの頭表部３ａ（図２中で示した網掛け部）が、面積率で９５％以上のパーライト組織であることが重要である。なお、頭部コーナー部の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。 Here, the range of the site | part which requires a pearlite structure | tissue with the rail of this invention using FIG. 2 is demonstrated. FIG. 2 shows a schematic cross-sectional view of the rail head.
The rail head portion 3 includes a top portion 1, a head corner portion 2 located at both ends of the top portion 1, and a temporal portion 12. The top 1 is a substantially flat region extending to the top of the rail head along the rail extending direction. The side head 12 is a substantially flat region extending to the side of the rail head along the rail extending direction. The head corner portion 2 includes a rounded corner portion extending between the top portion 1 and the temporal portion 12 and an upper half of the temporal portion 12 (1/2 of the temporal portion 12 along the vertical direction). The upper side of the part).
The surface of the head top portion 1 and the surface of the head corner portion 2 are regions where the frequency of contacting the wheel is the highest in the rail. A range from the surface of the head corner portion 2 and the top of the head 1 to a depth of 25 mm is referred to as a head surface portion 3a.
In the present invention, it is important that at least the head surface portion 3a (the shaded portion shown in FIG. 2) has a pearlite structure having an area ratio of 95% or more. One of the head corner portions is a gauge corner (GC) portion that mainly contacts the wheel.

図２に示すように、１頭頂部および頭部コーナー部２の表面を起点として深さ２５ｍｍまでにパーライト組織が配置されていれば、レール頭表部３ａにおいて、耐摩耗性や耐疲労損傷特性の向上を図ることができる。つまり、レールの中でも車輪に接触する頻度が高く、耐摩耗性、耐疲労損傷特性が要求される頭表部３ａにパーライト組織が存在していれば本発明の効果は享受でき、頭表部３ａ以外の、これらの特性が必要とされない部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。 As shown in FIG. 2, if the pearlite structure is arranged up to a depth of 25 mm starting from the surface of the top of the head and the corner 2 of the head, the wear resistance and fatigue damage characteristics of the rail head surface 3a Can be improved. That is, if the pearlite structure is present in the head surface portion 3a that requires high wear contact and fatigue damage resistance, the effect of the present invention can be enjoyed. The portion other than those required for these properties may be a metal structure other than the pearlite structure.

次に、本発明のレールの頭部の金属組織の生成状況について説明する。
前記の頭表部３ａの金属組織は全て耐摩耗性に優れる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、更には、熱処理工程時の加速冷却条件の選択によっては、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することがある。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、前記の頭表部３ａ（図２に示す網掛け部分）において面積率で５％までは初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもかまわない。換言すれば、本発明に係るレールの頭表部のパーライト組織の面積率を９５％以上とし、パーライト組織以外の上記のような組織が混住する場合は、その組織は面積率で合計５％以下に制限する。したがって、レールの頭表部３ａのパーライト組織の面積率の上限は１００％である。なお、本発明における「パーライト組織」とはパーライト組織の面積率が９５％以上の状態である。 Next, the production | generation condition of the metal structure of the head of the rail of this invention is demonstrated.
The metal structure of the head surface portion 3a is preferably a pearlite structure having excellent wear resistance. However, a trace amount of pro-eutectoid ferrite, pro-eutectoid cementite, bainite structure, and martensite structure may be mixed depending on the selection of the rail component system and the accelerated cooling conditions during the heat treatment process. Even if a minute amount of these structures is mixed, the rail characteristics are not adversely affected. Therefore, in the head surface portion 3a (the shaded portion shown in FIG. 2), the area ratio up to 5% is proeutectoid ferrite, It may also include an analysis cementite, a bainite structure, and a martensite structure. In other words, when the area ratio of the pearlite structure of the head surface portion of the rail according to the present invention is 95% or more, and the above-described tissues other than the pearlite structure are mixed, the structure is an area ratio of 5% or less in total. Restrict to. Therefore, the upper limit of the area ratio of the pearlite structure of the head surface portion 3a of the rail is 100%. The “pearlite structure” in the present invention is a state where the area ratio of the pearlite structure is 95% or more.

次に、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲（領域）をパーライト組織とした理由について説明する。 Next, the reason why the range (region) up to a depth of 25 mm from the surface of the top of the head and the corner of the head is used as the pearlite structure will be described.

レール頭部において、パーライト組織を生成させる範囲（必要範囲）が頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍ未満の場合、当該範囲はレール頭部に要求される耐摩耗性を確保するためには不十分であり、十分なレール使用寿命の向上が困難となる。また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍを超える深さでは、パーライト以外の組織が生成してもレールの使用特性には影響しない。 When the range (required range) in which the pearlite structure is generated in the rail head is less than 25 mm in depth starting from the surface of the top of the head and the corner of the head, this range ensures the wear resistance required for the rail head. It is not sufficient to achieve this, and it is difficult to improve the service life of the rails. In addition, when the depth exceeds 25 mm starting from the surfaces of the top and corners of the head, even if a structure other than pearlite is generated, the use characteristics of the rail are not affected.

パーライト組織の面積率は、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の観察において、例えば２００倍の光学顕微鏡の視野で金属組織を観察し、パーライト組織の面積を合計することで、当該範囲内のパーライト組織の面積率を求めることができる。また前述の各金属組織の面積についても同様の方法により測定することができる。また、前記した光学顕微鏡の観察は複数視野（複数箇所）行い、面積率の平均値をパーライト組織の面積率として採用することができる。 The area ratio of the pearlite structure is determined by observing the metal structure in the field of view of an optical microscope at a magnification of 200 times, for example, in the observation of a depth range of at least 25 mm starting from the surface of the top of the head and the corner of the head. By doing so, the area ratio of the pearlite structure in the said range can be calculated | required. The area of each metal structure described above can also be measured by the same method. In addition, observation with the optical microscope described above can be performed in a plurality of fields (a plurality of locations), and an average value of the area ratio can be adopted as the area ratio of the pearlite structure.

また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２ｍｍ程度の深さ位置と、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２５ｍｍ深さ位置の、双方のパーライト組織の面積率が９５面積％以上であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲のパーライト組織の面積率が９５面積％以上である、と称することができる。 In addition, the area ratio of both pearlite structures at a depth position of about 2 mm starting from the surface of the top and head corners and a 25 mm depth starting from the surface of the top and head corners is 95 areas. % Or more, it can be said that the area ratio of the pearlite structure in the range of a depth of at least 25 mm starting from the surface of the top and corners of the head is 95 area% or more.

なお、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の生成比率については、前記した、パーライト組織の面積率の算定と同様な方法で算定することができる。つまり、具体的には、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点とした少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の組織観察において、２００倍の光学顕微鏡の視野で各金属組織を観察し、各視野において、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積を測定し、パーライト組織以外の面積率を求める。この光学顕微鏡での観察を複数視野（複数箇所）行い、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積率として用いることができる。 The production ratio of pro-eutectoid ferrite, bainite structure, pro-eutectoid cementite, and martensite structure can be calculated by the same method as the calculation of the area ratio of the pearlite structure described above. That is, specifically, in the observation of the structure in the range of at least 25 mm depth starting from the surface of the top of the head and the corner of the head, each metal structure is observed in the field of view of a 200 times optical microscope, The areas of pro-eutectoid ferrite, bainite structure, pro-eutectoid cementite, and martensite structure are measured, and the area ratio other than the pearlite structure is obtained. Observation with this optical microscope can be performed in a plurality of fields (multiple locations) and used as the area ratio of pro-eutectoid ferrite, bainite structure, pro-eutectoid cementite, and martensite structure.

また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２ｍｍ程度の深さ位置と、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２５ｍｍ深さ位置の、双方の初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積率の合計が５％未満であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の金属組織の９５％以上がパーライト組織であると称することができる。 In addition, both proeutectoid ferrite, bainite structure, first position at a depth position of about 2 mm starting from the surface of the top and corner of the head, and a depth of 25 mm starting from the surface of the head and the corner of the head. If the total area ratio of the analysis cementite and martensite structure is less than 5%, 95% or more of the metal structure having a depth range of at least 25 mm starting from the surface of the crown and head corners is the pearlite structure. Can be called.

ここで、本発明レールにおいて、析出強化を担う鋼中のＮｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）について、好ましい生成形態を記述する。
析出物のサイズは以下の方法により測定される。後に説明する方法で観察した析出物の平均粒子径を測定することで求める。析出物が真円に近い場合は、析出物と等しい面積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。 Here, in the rail of the present invention, a preferable form of generation is described for Nb-based precipitates (carbides, nitrides, carbonitrides) in steel responsible for precipitation strengthening.
The size of the precipitate is measured by the following method. It is determined by measuring the average particle size of the precipitates observed by the method described later. When the precipitate is close to a perfect circle, the diameter of the area equal to the precipitate is taken as the average particle diameter. The average particle diameter of the ellipsoidal and rectangular parallelepiped precipitates is not the true spherical shape, but the average value of the major axis (long side) and the minor axis (short side).

平均粒子径が２ｎｍ未満の析出物は、パーライトの強化効果があるが観察時に個数を計測し難いため、サイズの限定から除外する。一方、析出物の平均粒子径が３０ｎｍを超えると、転位の移動の阻害効果（強化能）が不足し、パーライトの強化が十分に発揮できない。このため、測定対象とする析出物のサイズを２〜３０ｎｍに限定する。 Precipitates having an average particle diameter of less than 2 nm have a pearlite strengthening effect, but are difficult to measure the number during observation, and are therefore excluded from the size limitation. On the other hand, when the average particle size of the precipitate exceeds 30 nm, the dislocation movement inhibiting effect (strengthening ability) is insufficient, and the pearlite cannot be sufficiently strengthened. For this reason, the size of the precipitate to be measured is limited to 2 to 30 nm.

本発明者らが調査した結果、鋼中において、この２〜３０ｎｍの析出物の数が１ｍｍ^２あたり１０×１０^６〜５，０００×１０^６個存在する範囲では、パーライトの強化が強く発揮されることが分かった。
平均粒径２〜３０ｎｍの析出物が生成していても、その生成数が１ｍｍ^２あたり１０×１０^６個未満の場合は、個数が範囲内にあるパーライト組織よりも硬度が低くなる傾向がある。一方、析出物の生成数が１ｍｍ^２あたり５，０００×１０^６個超の場合は、強化が飽和し、徐々に延性が下がり始める傾向にある。このため、鋼中の析出物は１ｍｍ^２あたり１０×１０^６〜５，０００×１０^６個の範囲が好ましい。 As a result of investigations by the present inventors, in the steel, in the range where the number of precipitates of ^{2 to} 30 nm is 10 × 10 ^{6 to} 5,000 × 10 ⁶ per 1 mm ² , pearlite is strongly strengthened. I understood.
Even if precipitates having an average particle diameter of 2 to 30 nm are generated, if the number of generated particles is less than 10 × 10 ⁶ per 1 mm ^{2, the} hardness tends to be lower than that of the pearlite structure having the number within the range. . On the other hand, when the number of precipitates generated exceeds 5,000 × 10 ⁶ per 1 mm ² , the strengthening is saturated and the ductility tends to gradually decrease. Therefore, it precipitates in the steel is preferably 1 mm ² per ¹⁰ × 10 ⁶ ~5,000 × 10 6 pieces of range.

ここで、析出物の密度とサイズの測定方法を説明する。頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲内で任意の箇所から、薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、パーライト組織のフェライト部を観察する。
このとき、平均粒子径が２ｎｍ以上３０ｎｍ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、１視野あたりの観察面積を２０μｍ^２とし、少なくとも５０視野観察し、２〜３０ｎｍ以下の析出物個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１２，０００個であれば、析出物密度は１ｍｍ^２あたり１２×１０^６個と換算できる。 Here, a method for measuring the density and size of the precipitate will be described. A thin film sample is prepared from an arbitrary position within a depth range of at least 25 mm starting from the surface of the top and corners of the head, and the ferrite portion of the pearlite structure is observed using a transmission electron microscope (TEM).
At this time, the number of precipitates having an average particle diameter of 2 nm or more and 30 nm or less is measured per area of at least 1000 μm ² or more. This measurement result is converted into the number per unit area. For example, when the observation area per visual field is 20 μm ² and at least 50 visual fields are observed, and the number of precipitates of ² to 30 nm or less is 12,000 in 50 visual fields (1000 μm ² ), the density of the precipitates is 1 mm ^2. It can be converted to 12 × 10 ⁶ pieces.

（３）硬度の範囲
本発明では、Ｎｂ系析出物による析出硬化によってレール頭部の硬度を上昇させ、耐表面疲労損傷性を向上させることができる。
本発明に係るレールの硬度はＣ量、Ｎｂ量によって変わる。また、図２に示す頭表部３ａにおける硬度は、レール頭頂部ないしは頭部コーナー部の表面から深さ方向にかけて減っていく。この深さ方向の硬度変化は、表面から深くなるにつれ、冷却速度が緩慢となっていくために起こる。 (3) Range of hardness In this invention, the hardness of a rail head can be raised by precipitation hardening by a Nb-type precipitate, and surface fatigue damage resistance can be improved.
The hardness of the rail according to the present invention varies depending on the amount of C and the amount of Nb. Further, the hardness of the head surface portion 3a shown in FIG. 2 decreases from the surface of the rail top portion or the head corner portion to the depth direction. This change in hardness in the depth direction occurs because the cooling rate becomes slower as the depth increases from the surface.

そこで、本発明者らが、耐摩耗性、延性、耐疲労損傷性に優れたレールについて、頭表部の硬度を詳細に調査した結果、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲硬度Ｈ（Ｈｖ）の値が式（１）の範囲であれば、頭表部全体にわたって高硬度化が達成できており、かつ延性、耐疲労損傷性の劣化を抑制できていることが分かった。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１） Therefore, as a result of detailed investigations on the hardness of the head surface portion of the rail having excellent wear resistance, ductility, and fatigue damage resistance, the present inventors have found that the surface of the top and corners of the head is at least 25 mm. If the value of the depth range hardness H (Hv) is in the range of the formula (1), high hardness can be achieved over the entire head surface, and deterioration of ductility and fatigue damage resistance can be suppressed. I understood that.
235 × C [mass%] + 190 ≦ H [Hv] ≦ 235 × C [mass%] + 290 (1)

つまり、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の硬度が式（１）の範囲内であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面から２５ｍｍの領域は高硬度化が達成されている。しかし、硬度が式（１）の下限（左辺、２３５×Ｃ［質量％］＋１９０）未満のものは、高硬度化が十分に達成できない。一方、頭頂部表面下２ｍｍ位置での硬度が式（１）の上限（右辺、２３５×Ｃ［質量％］＋２９０）を超えるものは、高硬度化（強化）が過剰であり、延性が低下する。 That is, if the hardness in the range of at least 25 mm depth starting from the surface of the crown and head corners is within the range of the formula (1), the region of 25 mm from the surface of the crown and head corners has a high hardness. Has been achieved. However, when the hardness is less than the lower limit (left side, 235 × C [mass%] + 190) of the formula (1), the increase in hardness cannot be sufficiently achieved. On the other hand, when the hardness at the 2 mm position below the surface of the top of the head exceeds the upper limit (right side, 235 × C [mass%] + 290) of the formula (1), the increase in hardness (strengthening) is excessive and the ductility decreases. .

なお、前述の硬度の測定は、同一深さ位置において、複数視野（複数箇所）測定し、それらの平均値を硬度として採用することが望ましい。具体的に、硬度の測定は下記に示す要領で実施することができる。
金属材料の母材においては、非特許文献１に示すように、疲労限度（耐疲労特性）は材料の静的強度と相関関係があり、静的強度は硬度と相関関係があるため、レールの耐疲労特性を向上させるには、母材の硬度を向上させればよい。 The above-described hardness measurement is preferably performed by measuring a plurality of visual fields (a plurality of locations) at the same depth position and adopting an average value thereof as the hardness. Specifically, the hardness can be measured as described below.
As shown in Non-Patent Document 1, the fatigue limit (fatigue resistance) has a correlation with the static strength of the material, and the static strength has a correlation with the hardness. In order to improve the fatigue resistance, the hardness of the base material may be improved.

＜平均硬度の測定方法・測定条件＞
測定器：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：前記横断面を研磨。
測定方法：ＪＩＳＺ２２４４に準じて測定。
硬度の算定：頭頂部表面下２ｍｍ位置、２５ｍｍ位置において５点以上の測定を行い、平均値を「頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、および頭頂部表面下２５ｍｍ位置の硬度」とする。
なお、本発明において「横断面」とは、レール長手方向に垂直な断面である。 <Measurement method and measurement conditions for average hardness>
Measuring instrument: Vickers hardness tester (load 98N)
Collecting test specimen for measurement: Cutting out a sample from the cross section of the rail head.
Pretreatment: Polishing the cross section.
Measuring method: Measured according to JIS Z 2244.
Calculation of hardness: 5 points or more are measured at 2 mm position and 25 mm position below the parietal surface, and the average value is defined as “hardness at 2 mm position below the parietal surface and 25 mm position below the parietal surface”.
In the present invention, the “cross section” is a section perpendicular to the rail longitudinal direction.

本発明のレールにおいて、その製造方法については特に限定しないが、一般的に、圧延用鋼片を熱間圧延によってレールに造形する際の、圧延用鋼片の再加熱温度は１２００℃以上である。本発明の効果を十分に発現させるため、製鋼工程でレール圧延用鋼片を鋳造し、その後の緩慢な冷却過程で生成した粗大なＮｂ系析出物を一旦オーステナイト相中に溶解させることを目的に、加熱温度は１２５０℃以上とすることが好ましい。
また、一般的な熱間圧延の最終圧延温度は８５０〜１０５０℃である。本発明の効果を十分に発現させるため、圧延で導入される転位上にＮｂ系析出物を生成させ、生成した析出物が粗大化せずに、再結晶オーステナイト相の粒成長を抑制するには、８５０〜９５０℃で最終圧延を行うことが好ましい。
また、熱間圧延後の加速冷却（熱処理）は、レール頭部表面の温度が７００℃以上のオーステナイト温度領域から５５０℃〜６５０℃の温度域まで平均冷却速度２〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、少なくとも４００℃まで放冷することが好ましい。 In the rail of the present invention, the production method is not particularly limited, but generally, the reheating temperature of the rolling steel slab when forming the rolling steel slab into the rail by hot rolling is 1200 ° C. or higher. . In order to fully develop the effect of the present invention, a steel slab for rail rolling is cast in the steel making process, and then the coarse Nb-based precipitate generated in the subsequent slow cooling process is once dissolved in the austenite phase. The heating temperature is preferably 1250 ° C. or higher.
Moreover, the final rolling temperature of general hot rolling is 850-1050 degreeC. In order to sufficiently exhibit the effects of the present invention, Nb-based precipitates are generated on dislocations introduced by rolling, and the generated precipitates are not coarsened, and the grain growth of the recrystallized austenite phase is suppressed. The final rolling is preferably performed at 850 to 950 ° C.
In addition, accelerated cooling (heat treatment) after hot rolling is performed at an average cooling rate of 2 to 30 ° C / sec from an austenite temperature range where the rail head surface temperature is 700 ° C or higher to a temperature range of 550 ° C to 650 ° C. It is preferable to cool to at least 400 ° C.

＜実施例１＞
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 <Example 1>
Next, examples of the present invention will be described. In addition, the conditions in the present embodiment are one condition example adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.

表１〜表４に、化学成分値、頭頂部および頭部コーナー部の表面下２ｍｍ位置、および２５ｍｍ位置の金属組織、硬度、ならびに全伸びを示す。
尚、表２、４に示す金属組織の「パーライト」との表記は、面積率で５％以下の初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト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。
また、表４に示す金属組織において、面積率で５％超の初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織が混入している比較例については、金属組織の欄に初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織も記載した。 Tables 1 to 4 show chemical component values, metal structures at 2 mm positions below the surface of the top and corners of the head, and 25 mm positions, hardness, and total elongation.
In addition, the notation of “pearlite” in the metal structures shown in Tables 2 and 4 includes those containing 5% or less pro-eutectoid ferrite, bainite structure, pro-eutectoid cementite and martensite structure in area ratio. .
In addition, in the metal structure shown in Table 4, for the comparative example in which pro-eutectoid ferrite, pro-eutectoid cementite and martensite structure with an area ratio exceeding 5% are mixed, pro-eutectoid ferrite and pro-eutectoid cementite in the column of metal structure The martensite structure was also described.

尚、表１〜表４に示した本発明レールおよび比較レールの製造条件は下記に示すとおりである。
製鋼工程において転炉および二次精錬（脱ガス）で成分調整を行い、連続鋳造にてレール熱間圧延用の鋼片（ブルーム）に鋳造した。鋼片は熱間圧延工程において、加熱炉にて１２５０℃で６０分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度９５０℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後は熱処理工程にて、レールの頭頂部の表面が８００℃の状態から、冷却速度１０℃／ｓｅｃで６００℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。 In addition, the manufacturing conditions of this invention rail shown in Table 1-Table 4, and a comparison rail are as showing below.
In the steel making process, the components were adjusted by a converter and secondary refining (degassing), and cast into a steel slab (bloom) for rail hot rolling by continuous casting. In the hot rolling process, the steel slab is heated at 1250 ° C. for 60 minutes in a heating furnace, extracted after the heating furnace, subjected to a rough shaping process and an intermediate rolling process, and then subjected to a rough shaping rolling, and a final rolling temperature in the finish rolling process. Rolled into a rail shape at 950 ° C. After the hot rolling, in the heat treatment step, the surface of the top of the rail was accelerated from 600 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec, and then allowed to cool.

表１〜表４に示した本発明レールおよび比較レールにおいて、頭頂部表面下２ｍｍ位置、２５ｍｍ位置の金属組織、頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、全伸びは、以下の方法で測定した。 In the rails of the present invention and comparative rails shown in Tables 1 to 4, the metal structure at the 2 mm position below the top surface, the metal structure at the 25 mm position, the hardness at the 2 mm position below the top surface, and the total elongation were measured by the following methods.

＜金属組織観察方法＞
１．パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の組織観察方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料：レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
（２）腐食方法：ナイタールに１０ｓｅｃ浸漬（非特許文献１参照）。
（３）観察方法：光学顕微鏡、２００倍
（４）測定数：１０視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
２．初析セメンタイトの組織観察方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料：レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部断面を研磨したもの
（２）腐食方法：煮沸したピクリン酸ソーダに浸漬（非特許文献２参照）。
（３）観察方法：光学顕微鏡、２００倍
（４）測定数：１０視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
３.析出物、介在物（酸化物、硫化物等）の検出方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料：レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
（鏡面状態で観察）
（２）観察方法：走査型電子顕微鏡倍率：１，０００〜５０，０００倍
（３）測定位置：頭部外郭表面を起点として深さ２〜２５ｍｍの任意の点
（４）測定方法：観察により、介在物、析出物の分析を行い、硫化物生成元素や炭化物生成元素からなる硫化物、炭化物、窒化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。生成物が矩形の場合は長辺と短辺の平均値とする。生成物が正方形の場合は直行する二辺の平均値とする。粒径が５μｍを超えるものを粗大析出物、介在物と定義。 <Metallic structure observation method>
1. The structure observation method of the pearlite structure, the bainite structure, and the martensite structure is as follows.
(1) Observation sample: Polished rail head cut out perpendicular to the rail longitudinal direction (2) Corrosion method: 10-second immersion in Nital (see Non-Patent Document 1).
(3) Observation method: optical microscope, 200 times (4) Number of measurements: 10 visual fields were observed, and the average value was used as a representative value for each tissue.
2. The structure observation method of proeutectoid cementite is as follows.
(1) Observation sample: Polished rail head section cut out perpendicular to the rail longitudinal direction (2) Corrosion method: Dipped in boiling sodium picrate (see Non-Patent Document 2).
(3) Observation method: optical microscope, 200 times (4) Number of measurements: 10 visual fields were observed, and the average value was used as a representative value for each tissue.
3. The method for detecting precipitates and inclusions (oxides, sulfides, etc.) is as follows.
(1) Observation sample: Polished rail head cut out perpendicular to the rail longitudinal direction
(Observed in mirror state)
(2) Observation method: Scanning electron microscope Magnification: 1,000 to 50,000 times (3) Measurement position: Any point having a depth of 2 to 25 mm starting from the outer surface of the head (4) Measurement method: By observation Analyze inclusions and precipitates, select only sulfides, carbides, and nitrides consisting of sulfide-generating elements and carbide-forming elements, determine the area, and calculate the particle diameter using the diameter of the circle corresponding to the area. When the product is rectangular, the average value of the long side and the short side is used. When the product is a square, the average value of two orthogonal sides is taken. Those whose particle size exceeds 5 μm are defined as coarse precipitates and inclusions.

＜硬度の測定方法＞
表１、表２に示した本発明レールおよび比較レールの頭頂部表面下およびコーナー部の硬度は、レール頭頂部表面から２ｍｍ深さ、２５ｍｍ深さの位置で行った。また、硬度はビッカース硬度計で測定した。測定方法は下記に示すとおりである。
（１）事前処理：レール切断⇒横断面研摩。
（２）測定方法：ＪＩＳＺ２２４４に準じて測定。
（３）測定器：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
（４）測定箇所：レール頭頂部表面から２ｍｍ深さ、２５ｍｍ深さの位置
（５）測定数：５点以上測定し、平均値を鋼レールの代表値とした。 <Measurement method of hardness>
The hardness of the surface of the head of the present invention and the comparative rail shown in Tables 1 and 2 below and at the corners was 2 mm deep and 25 mm deep from the rail top surface. The hardness was measured with a Vickers hardness meter. The measuring method is as shown below.
(1) Pretreatment: Rail cutting ⇒ Cross section polishing.
(2) Measuring method: Measured according to JIS Z 2244.
(3) Measuring instrument: Vickers hardness tester (load 98N)
(4) Measurement location: 2 mm depth and 25 mm depth position from the rail head surface (5) Number of measurements: 5 or more points were measured, and the average value was used as the representative value of the steel rail.

＜引張試験＞
引張試験条件は下記の通りである。
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：頭頂部表面より５ｍｍ下を試験片中心として採取（図３参照）。
平行部長さ：４０ｍｍ、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℃） <Tensile test>
The tensile test conditions are as follows.
Tester: Universal small tensile tester Test piece shape: JIS Z2201 No. 4 Similar Test specimen collection position: Collected with 5 mm below the top surface as the center of the specimen (see FIG. 3).
Parallel part length: 40 mm, parallel part diameter: 6 mm, distance between stretch measurement scores: 21 mm
Tensile speed: 10 mm / min, test temperature: normal temperature (20 ° C.)

表１〜表４に示した本発明レールおよび比較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（２１本）
鋼符号Ａ０１〜Ａ２１の鋼片から製造したレール、符号Ａ０１〜Ａ２１：化学成分値、頭頂部表面下２ｍｍの金属組織、硬度が本願発明範囲内。
（２）比較レール（１２本）
鋼符号Ｂ０１〜Ｂ１２の鋼片から製造したレール、符号Ｂ０１〜Ｂ１２：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂの添加量、金属組織、硬度が本願発明範囲外。 Details of the rails of the present invention and comparative rails shown in Tables 1 to 4 are as shown below.
(1) Invention rail (21)
Rails manufactured from steel pieces of steel codes A01 to A21, codes A01 to A21: chemical composition value, metal structure of 2 mm below the surface of the head, hardness is within the scope of the present invention.
(2) Comparison rail (12)
Rails manufactured from steel pieces B01 to B12, signs B01 to B12: C, Si, Mn, Nb addition amount, metal structure and hardness are outside the scope of the present invention.

表１〜表４に示すように、本発明レール（鋼符号Ａ０１〜Ａ２１）は、比較レール（鋼符号Ｂ０１〜Ｂ１２）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ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、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の生成を抑制し、頭表部をパーライト組織とし、高硬度を得ることができた。
図４に炭素量と硬度の関係を示す。図４の二本の破線は、前記で規定した本発明のレールの頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度範囲（Ｈｖ）を示す式（１）の上限（右辺、２３５×Ｃ［質量％］＋２９０）と下限（左辺、２３５×Ｃ［質量％］＋１９０）を示したものである。本発明のレールは式（１）で示した硬度範囲に収まっていた。また、鋼符号Ａ０８と鋼符号Ａ０９、鋼符号Ａ１０とＡ１１においては、Ｃ量が同程度でも、Ｎｂ量が多い鋼符号Ａ０８やＡ１０は、鋼符号Ａ０９や符号１１よりも硬度が高かった。 As shown in Tables 1 to 4, the present invention rails (steel symbols A01 to A21) are added with steel C, Si, Mn, P, S, and Nb compared to the comparative rails (steel symbols B01 to B12). By keeping the amount within the limited range, generation of pro-eutectoid ferrite, pro-eutectoid cementite and martensite structure was suppressed, and the head surface part was made of pearlite structure, and high hardness could be obtained.
FIG. 4 shows the relationship between carbon content and hardness. The two broken lines in FIG. 4 indicate the upper limit (right side, 235 × C [mass%] + 290) of the formula (1) indicating the hardness range (Hv) at a position 2 mm below the top surface of the rail of the present invention defined above. And the lower limit (left side, 235 × C [mass%] + 190). The rail of the present invention was within the hardness range indicated by the formula (1). Moreover, in steel code A08 and steel code A09, steel code A10 and A11, steel code A08 and A10 with much Nb amount were higher in hardness than steel code A09 and code 11 even if C amount was the same.

一方、鋼符号Ｂ０１Ｃ量が規定範囲よりも低かったため、耐摩耗性に有害な軟質な初析フェライトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０２はＣ量が規定範囲よりも高かったため、延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成し、全伸びが低下した。
鋼符号Ｂ０３はＳｉ量が規定範囲よりも低かったため、耐摩耗性や延性を劣化させる粗大酸化物が生成し、頭部内部では延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０４は過剰なＳｉの添加により焼入れ性が著しく向上し、耐摩耗性や延性を劣化させるマルテンサイト組織が生成した。 On the other hand, since the amount of steel code B01C was lower than the specified range, a large amount of soft pro-eutectoid ferrite harmful to wear resistance was generated. Steel code B02 had a C content higher than the specified range, so a large amount of pro-eutectoid cementite harmful to ductility was generated, and the total elongation was reduced.
Steel code B03 had a Si content lower than the specified range, so that a coarse oxide that deteriorates wear resistance and ductility was generated, and a large amount of proeutectoid cementite harmful to ductility was generated inside the head. In steel code B04, the hardenability was remarkably improved by the addition of excess Si, and a martensite structure that deteriorates wear resistance and ductility was generated.

鋼符号Ｂ０５はＭｎ量が規定範囲よりも低かったため、焼入れ性の向上が図れず、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織となった（延性には影響なし）他、頭部内部に耐摩耗性に有害な初析フェライトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０６はＭｎ量が規定範囲よりも高かったため、レール頭部表面に耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が多量に生成した。
鋼符号Ｂ０７はＰ量が規定範囲よりも高かったため、パーライト組織が脆化し、延性が低下した。
鋼符号Ｂ０８はＳ量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大な介在物が生成した。 Steel code B05 had a Mn content lower than the specified range, so it was not possible to improve the hardenability, resulting in a low-hardness pearlite structure with low wear resistance (no effect on ductility). A large amount of pro-eutectoid ferrite harmful to the properties was formed. Since steel code B06 had a Mn amount higher than the specified range, a large amount of martensite structure harmful to wear resistance and ductility was generated on the rail head surface.
Steel code B07 had a P content higher than the specified range, so that the pearlite structure became brittle and the ductility decreased.
Steel code B08 had a larger amount of S than the specified range, so that coarse inclusions harmful to wear resistance and ductility were generated.

鋼符号Ｂ０９はＮｂ量が規定範囲よりも低かったため、析出強化が十分に得られなかった（延性には影響なし）。図４に示した炭素量と硬度の関係で整理すると、鋼符号Ｂ０９のレールはＮｂ含有量が本請求項の規定範囲よりも少なかったため、同程度のＣ量を含有し、Ｎｂ量が規定範囲内であった本発明レールと比較して、式（１）の関係を満足することができなかった。
鋼符号Ｂ１０はＮｂ量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大なＮｂ系析出物が生成した。 In steel code B09, the Nb content was lower than the specified range, so that sufficient precipitation strengthening was not obtained (the ductility was not affected). Arranging in relation to the amount of carbon and hardness shown in FIG. 4, the rail of steel code B09 had a lower Nb content than the specified range of this claim, so it contained the same amount of C, and the Nb amount was in the specified range. Compared with the present invention rail, the relationship of the formula (1) could not be satisfied.
Steel code B10 had a larger amount of Nb than the specified range, so that coarse Nb-based precipitates harmful to wear resistance and ductility were generated.

鋼符号Ｂ１１は化学成分は規定範囲であったが、強化を担う合金（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ）の含有量が低かったため、式（１）の下限を下回り、硬度を満足しなかった（延性には影響なし）。
鋼符号Ｂ１２は化学成分は規定範囲であったが、強化を担う合金の量が高かったため、式（１）の上限を上回り、延性が低下した。 Steel code B11 had a specified chemical range, but the content of the alloy responsible for strengthening (Si, Mn, Nb) was low, so it was below the lower limit of formula (1) and did not satisfy the hardness (in ductility) Has no effect).
Steel code B12 had a chemical composition in the specified range, but because the amount of the alloy responsible for strengthening was high, the upper limit of formula (1) was exceeded and the ductility decreased.

＜実施例２＞
次に、表１の鋼符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１の鋼片を用いて、加熱炉にて１２６０℃で７０分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度９５０℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後の熱処理工程において、レールの頭頂部の表面が８００℃の状態から、冷却速度５℃／ｓｅｃで６４０℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。この条件で製造したレールは以下の通りである。
鋼符号Ａ０２を用いたレール：符号Ｃ０２
鋼符号Ａ１４を用いたレール：符号Ｃ１４
鋼符号Ａ１６を用いたレール：符号Ｃ１６
鋼符号Ａ２１を用いたレール：符号Ｃ２１ <Example 2>
Next, using the steel pieces A02, A14, A16, and A21 of Table 1, heated in a heating furnace at 1260 ° C. for 70 minutes, extracted in the heating furnace, followed by a rough rolling process and an intermediate rolling process, Forming rolling was performed, and it was rolled into a rail shape at a final rolling temperature of 950 ° C. in the finish rolling process. In the heat treatment step after hot rolling, the surface of the top of the rail was accelerated from 800 ° C. to 640 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./sec, and then allowed to cool. Rails manufactured under these conditions are as follows.
Rail using steel code A02: Code C02
Rail using steel code A14: Code C14
Rail using steel code A16: Code C16
Rail using steel code A21: Code C21

表５、６に、符号Ｃ０２、Ｃ１４、Ｃ１６、Ｃ２１の化学成分値、頭頂部および頭部コーナー部の表面下２ｍｍ位置、および２５ｍｍ位置の金属組織、硬度、全伸び、直径２〜３０ｎｍの析出物の個数を示す。なお、表５、６に記載した符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１は、表１に示した同一符号の鋼符号と同じレールであり、直径２〜３０ｎｍの析出物の個数を調査した結果を追記している。
符号Ｃ０２、Ｃ１４、Ｃ１６、Ｃ２１は、符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１と比較して、鋼符号が同じであっても、パーライト組織のフェライト相中の直径２〜３０ｎｍの析出物の個数が、前記の好ましい範囲内に入っているため、硬度が更に上昇した。 Tables 5 and 6 show chemical component values of symbols C02, C14, C16, and C21, metal structures at 2 mm positions below the surface of the top and corners of the head, and 25 mm positions, hardness, total elongation, and precipitation with a diameter of 2 to 30 nm. Indicates the number of objects. In addition, the codes A02, A14, A16, and A21 described in Tables 5 and 6 are the same rails as the steel codes of the same codes shown in Table 1, and the results of investigating the number of precipitates having a diameter of 2 to 30 nm are added. doing.
The numbers C02, C14, C16, and C21 are the same as the numbers A02, A14, A16, and A21, but the number of precipitates having a diameter of 2 to 30 nm in the ferrite phase of the pearlite structure is the same. Since it falls within the preferable range, the hardness further increased.

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２５ｍｍまでの範囲、斜線部）
１２：側頭部 1: head portion 2: head corner portion 3: rail head portion 3a: head surface portion (range up to 25 mm in depth starting from the head corner portion and the surface of the head portion, hatched portion)
12: Temporal head

Claims

Chemical composition is mass%,
C: 0.70 to 1.20%
Si: 0.10 to 2.00%,
Mn: 0.10 to 2.00%,
Nb: more than 0.50 to 2.00%,
P: 0.025% or less,
S: 0.025% or less,
Consisting of the balance Fe and unavoidable impurities,
In the range of at least a depth of 25 mm starting from the surface of the top of the rail and the corner of the head, the area is% and 95% or more is a pearlite structure,
The pearlite steel rail characterized by the value of hardness H in the above range being within the range of the following formula (1).
235 × C [mass%] + 190 ≦ H [Hv] ≦ 235 × C [mass%] + 290 (1)

The pearlite steel rail according to claim 1, further comprising one group or two or more groups of the following a group to f group in mass%.
Group a: One or two of Cr: 0.05 to 2.00% and Mo: 0.01 to 0.50%.
b group: One or more of Co: 0.10 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%.
Group c: B: 0.0005 to 0.0050%.
d group: One or two of Ti: 0.0005 to 0.050% and V: 0.0005 to 0.50%.
e group: One or two of Al: 0.0020 to 1.00% and Zr: 0.0005 to 0.2000%.
f group: One or more of Mg: 0.0005 to 0.0200%, Ca: 0.0005 to 0.0200%, REM: 0.0005 to 0.0500%.