JP6683414B2 - 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明はパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法に関する。特に、高い延性を備えたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法に関するものである。

パーライト組織を有する鋼は優れた耐摩耗性を有している。このため、パーライト組織を有する鋼は鉄道用レールに好適な素材として用いられている。近年、石炭や鉄鉱石を輸送する重荷重鉄道において一層の輸送効率向上のため、貨物の高積載化が推進されている。これに伴い、列車１両あたりの重量が増大するため、レールにかかる荷重が増加してきている。その結果、車輪と接するレール頭部の摩耗が促進し、従来に比べレールの寿命低下が発生している。このため、レール寿命の低下に伴うレールの交換周期の短縮対策も課題になっている。

このような背景から、耐摩耗性を向上させたレール鋼の開発が進められている。その方法は二つある。一つはレール頭部の高硬度化させる方法である。もう一つは、特許文献１に代表されるレール鋼の炭素（Ｃ）量を０．８５質量％超の過共析組成とし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る方法である。

しかし、いずれの方法においても一般的なレール鋼（非特許文献１）と比較して、延性や靭性が低くなる欠点がある。

パーライト組織の延性や靭性を向上させるには、一般的に、パーライト組織中でもフェライトの結晶方位が同一である「パーライトブロック」という組織単位の微細化が有効である（非特許文献２）。

パーライトブロックを微細化するには、次の３つの方法が有効であるとされている。第１にパーライト変態前のオーステナイト粒の微細化である。第２にオーステナイトからの過冷度の増加である。第３に介在物等の不均質核生成サイトの活用によるパーライトの核生成数の増加である。これらの方法の中で、最も簡便なのはオーステナイト粒の微細化である。

オーステナイト粒の微細化方法として、次の３つの方法が挙げられる。第１にレール圧延用鋼片の再加熱時の再加熱温度の低温化。第２に熱間圧延時の最終圧延温度の低温化。第３に熱間圧延時の断面積減少率の増加（歪量の増加）である。これらの方法により圧延直後のオーステナイト粒の微細化を達成できる。しかし、実際の製造ラインでは、仕上圧延工程から加速冷却工程への搬送があり、加速冷却を開始するまでに時間がかかる。この間に、上記３つの方法を適用し、仕上圧延工程の最終圧下でオーステナイト粒を微細化しても、粒成長によりオーステナイトは粗大化してしまうため、結局はオーステナイト粒の微細化にはならない。

さらに、オーステナイト粒の微細化方法のうち第１、第２の方法では過共析鋼ではパーライト変態前にオーステナイト粒界に延性や靭性を低下させる初析セメンタイトという脆い組織を生成させる場合がある。再加熱温度の低温化や熱間圧延時の最終圧延温度の低下は、即ち加速冷却開始温度を低下させることである。加速化冷却加熱温度が低下すると初析セメンタイトを発生させやすい。故に、延性に優れたレールが得られない。

このような課題に対し、析出物によるピン止めを利用し、オーステナイト粒成長を阻害することで、パーライトブロックを微細化し、延性を向上させたパーライト系レールおよびその製造方法が開発されている（特許文献２）。

しかし、上記特許文献２のパーライト系レール、およびその製造方法の場合、圧延造形性の確保、および頭部内部での初析セメンタイト生成による延性低下といった課題がある。なぜなら特許文献２ではＡｌＮを微細に分散させるために、低温で再加熱しなければならないからである。

他に、Ａｌの他にＴｉを活用した技術（特許文献３）が開発された。Ｔｉには次の性質がある。製鋼工程の溶鋼中においてＴｉは強脱酸元素であるためＴｉ系酸化物を晶出しやい。またＴｉは凝固偏析を伴った凝固末期の溶鋼中において、より粗大な炭化物を晶出しやすい。また溶鋼中のＮが高い場合にはＴｉは窒化物、炭窒化物を晶出しやすい。これらの生成物は溶鋼中で凝集あるいは粗大化により数μｍ〜数十μｍ程度の粒子となる。オーステナイト粒のピン止め力は粒子径が小さい程、かつ粒子が多い程大きい。溶鋼中において粗大な粒子が生成すると、ピン止めに有効な小さな粒子径の粒子の数を十分確保できない場合がある。このため、ピン止め粒子を増加せるために、多量の析出物生成元素を添加することになり、効率が悪く、添加量コストが増えるため経済的にも悪い。更に、粗大な粒子は破壊の起点となるため、延性や衝撃特性（靭性）を低下させる問題もある。

特許第３０７８４６１号公報 特開２００２−３０２７３７号公報 特許第５０５３１８７号公報

日本工業規格 ＪＩＳ Ｅ １１０１ 「普通レール及び分岐器類用特殊レール」 高橋、南雲、浅野、日本金属学会誌、第４２巻、１９７８年、Ｐ７０８〜７１５ 改訂４版 金属データブック、丸善株式会社

本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、高い延性を備えたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らが鋭意検討したところ、次のことを見出した。熱間圧延の際にオーステナイト中にＴｉ系析出物（たとえば、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｎｂ系析出物（たとえば、ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（たとえば、ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））あるいはＴｉ、ＮｂまたはＶの複合析出物（たとえばＴｉ−Ｎｂ系析出物、Ｔｉ−Ｖ系析出物、Ｎｂ−Ｖ系析出物、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｖ系析出物）を微細析出させる。次に圧延パス間や最終圧延から加速冷却までの間のオーステナイト粒成長を抑制する。そうすればパーライトブロックサイズを微細化できる。この方法で高い延性を備えたパーライト系レールが得られる。

以下に、本発明の種々の態様について説明する。
（１）本発明の一態様に係るパーライト系高炭素鋼レールは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．０８％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％、Ｚｒ：０〜０．０２００％、Ｎ：０〜０．０２００％、Ａｌ：０〜１．００％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち２種がそれぞれ０．０００５〜０．００６０％の範囲であり、残る１種が０〜０．００８％の範囲であり、かつＮｂが０．００６５％以下であって、残部がＦｅおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織がパーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物、Ｖ系析出物または複合析出物の二種以上の合計が被検面積１ｍｍ^２あたり５０，０００〜１，０００，０００個存在する。
（２）前記（１）に記載のパーライト系高炭素鋼レールは、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．１０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、Ｎ：０．００２０〜０．０２００％、及びＡｌ：０．００２０〜１．００％、の１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の一態様に係るパーライト系高炭素鋼レールの製造方法は、前記［１］または［２］に記載のパーライト系高炭素鋼レールの製造方法であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．０８％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち２種がそれぞれ０．０００５〜０．００６０％の範囲であり、残る１種が０〜０．００８％の範囲であり、かつＮｂが０．００６５％以下であるレール圧延用鋼片を熱間圧延によってレールに造形する際に、圧延用鋼片の再加熱温度を１２００℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を８５０〜１０５０℃の範囲で行い、熱間圧延後の加速冷却を、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。

本発明の一態様によれば、レール鋼の成分組織、および析出物のサイズと個数を制御することができる。熱間圧延工程の最終圧延後のオーステナイトの粒成長を微細な析出物により阻害することができるので、微細なパーライトブロックを得ることができる。微細なパーライトブロックを得ることができるため、レールが高い延性を備えることができる。その結果、レールの使用寿命を大きく向上させることが可能となる。

Ｔｉ量と全伸びの関係を示すグラフ レールの頭部を示す断面模式図 直径１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物の個数と全伸びの関係を示すグラフ レールの金属組織中の析出物の一例を示すＳＥＭ写真 張試験片採取位置 Ｃ量と全伸びとの関係を示すグラフ

一般的に析出物を用いて母相（本願の場合はオーステナイト）の結晶粒成長を阻害（ピン止め）する場合、析出物には次の２つの特徴を備えることが望ましい。一つは「個々の析出物のサイズが小さいこと」、もう一つは「小さな析出物の個数密度（体積分率）が大きいこと」である。これらを満たす程、結晶粒成長を阻害する力が強くなる。

発明者らは、レール鋼において、パーライト組織を微細化する（微細なパーライトブロックを得る）ために、パーライト変態前のオーステナイト粒の微細化を検討した。この際、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加による析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）の活用に着目した。それぞれの元素の添加量が多いとピン止めの効果が認められた。しかし、オーステナイト中において高温で生成したと考えられる粗大な析出物や、凝固中に溶鋼中で生成したと考えられる粗大な晶出物が混在しており、それらが破壊の起点となり、延靭性が下がることがあった。すなわち、粗大な析出物や晶出物は延性を損なう要因になる。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの元素の添加量が少ないと、延靭性に有害な粗大な析出物、晶出物の生成は認められず、ピン止めに有効なサイズの微細析出物が生成した。しかし、析出物の個数密度が少ないためオーステナイトの粒成長の阻害効果が低く、結果的にパーライトの微細化を達成できなかった。すなわち「個々の析出物のサイズが小さいこと」と「析出物の個数密度（体積分率）を大きいこと」を両立できない。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの元素からなる析出物は同様の効果を発揮するものして扱われる。また複合析出物を形成することもあることから同類の元素であると認識されやすい。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの元素の添加総量が多ければ添加量が多いことと同様に振る舞い、粗大な複合析出物を生成してしまい、「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たせない誤解をされやすい。しかし、これらは別元素である。発明者らは「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たしつつ、別の添加元素も「個々の析出物のサイズが小さいこと」を満たす量を添加すれば、「個々の析出物のサイズが小さいこと」と「析出物の個数密度（体積分率）を大きいこと」の両立が可能ではないかと考えた。そこで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの二種以上を微量ずつ添加することにより、延靭性に有害な粗大析出物や晶出物の生成を避け、オーステナイト粒成長の阻害に有効な微細な析出物を十分量確保し、オーステナイト粒の微細化を達成し、パーライト組織の微細化により延性が向上することを見出した。以下に本発明の実施形態について詳細に説明する。

（１）化学成分および金属組織の限定理由
（１−ａ）化学成分の限定理由
まず、レール鋼の化学成分を請求範囲に限定した理由について詳細に説明する。以下、組成における質量％は単に％と記載する。

Ｃは、パーライト変態を促進させ、かつ耐摩耗性を確保する有効な元素である。Ｃ含有量が０．７０％よりも低いとパーライト組織が安定的に得られず、耐摩耗性に有害な初析フェライトが出やすくなる。即ち、本発明は高炭素パーライト組織を有し、耐摩耗の高いレールの延性改善を課題としているため、Ｃ含有量の下限値は０．７０％となる。Ｃ量が共析濃度以上では、Ｃ量の増加と共にパーライト組織のセメンタイトの体積比率が増え、耐摩耗性が向上していく。Ｃ量が１．４０％を超えると、延性に有害な初析セメンタイトの生成が顕著になる。このためＣ量を０．７０〜１．４０％に限定する。より好ましくは０．８０〜１．３０％、更に好ましくは０．９０〜１．２０％である。

Ｓｉは、脱酸材として活用される成分である。また、パーライト組織中のフェライト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延性が低下しやすい。Ｓｉ量が２．００％を超えるとフェライトが脆化し、レールの延性が低下する。このためＳｉ量は０．１０〜２．００％が望ましい。より好ましくは０．２０〜１．５０％、更に好ましくは０．３０〜１．４０％である。

Ｍｎは、パーライト変態を遅延させる効果がある。Ｍｎを添加すると、同一冷却速度で加速冷却を施した場合に、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させる。これによりレール頭部の硬度（強度）を上昇させ、耐摩耗を向上させる。しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満ではこれらの効果が小さい。また、Ｍｎ量が０．１０％未満では、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。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％が望ましい。より好ましくは０．２０〜１．２０％、更に好ましくは０．３０〜１．００％である。

Ｐは、鋼中の不純物元素である。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、レール鋼の延性が低下する。そのためＰ量は０．０２５％以下とするのが望ましい。好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓは、鋼中の不純物元素である。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％以下とするのが望ましい。好ましくは０．０２０％以下である。

Ｔｉは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なＴｉ系析出物（たとえばＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））として析出、あるいはその他の元素（Ｖ、Ｎｂ等）と複合析出する。オーステナイト中にＴｉ系析出物の析出またはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、Ｔｉ量が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、Ｔｉ量が０．００６０％を超えると、粗大なＴｉ系析出物が生成しやすくなり、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Ｔｉによりレール鋼の延性が向上しない。更に、０．００８０％を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、レールの使用特性上、破壊の起点となるためと考えられる。このためＴｉ量は０．０００５〜０．００６０％が望ましい。Ｎｂ量、Ｖ量がそれぞれ、０．０００５〜０．００６０％であれば、ＮｂとＶによる延性向上を損なわないため、Ｔｉ量は０〜０．０００５％未満または０．００６０超〜０．００８０％以下も許容される。

Ｎｂは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なＮｂ系析出物（たとえばＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））として析出、あるいはその他の元素（Ｔｉ、Ｖ等）と複合析出する。オーステナイト中にＮｂ系析出物の析出またはＮｂ、Ｔｉ、Ｖ等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、Ｎｂ量が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、Ｎｂ量が０．００６０％を超えると、粗大なNb系析出物が生成しやすくなり、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Nbによりレール鋼の延性が向上しない。更に、Ｎｂ量が０．００８０％を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、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Ｎｂ量は０．０００５〜０．００６０％が望ましい。Ｔｉ量、Ｖ量がそれぞれ、０．０００５〜０．００６０％であれば、ＴｉとＶによる延性向上を損なわないため、Ｎｂ量は０〜０．０００５％未満または０．００６０超〜０．００８０％以下も許容される。

Ｖは、鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程におけるオーステナイト中に微細なＶ系析出物（たとえばＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））として析出、あるいはその他の元素（Ｔｉ、Ｎｂ等）と複合析出する。オーステナイト中にＶ系析出物の析出またはＶ、Ｎｂ、Ｔｉ等との複合析出が起こることで、再結晶後のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させる。ただし、Ｖ量が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、Ｖ量が０．００６０％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、オーステナイトの粒成長を抑制効果が小さくなるため、Ｖによりレール鋼の延性が向上しない。更に、Ｖ量が０．００８０％を超えるとレール鋼の延性を低下させる。これは溶鋼からレール圧延用鋼片に凝固させる際に、凝固偏析部で粗大な晶出物を生成しやすく、レールの使用特性上、破壊の起点となるためと考えられる。このため、Ｖ量は０．０００５〜０．００６０％が望ましい。Ｔｉ量、Ｎｂ量がそれぞれ、０．０００５〜０．００６０％であれば、ＴｉとＮｂによる延性向上を損なわないため、V量は０〜０．０００５％未満または０．００６０超〜０．００８０％以下も許容される。

以上、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを説明したが、上記範囲であれば、同様の大きさ、個数の析出物が生成する。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ全てが０．０００５〜０．００６０％の範囲内に有れば、微細析出物のオーステナイト粒成長のピン止めにより、結果的に析出物を適用しない場合と比較して加速冷却前のオーステナイトが微細になり、加速冷却後のパーライト組織を微細にし、全伸びが向上する。但し、前述した通りＴｉ、Ｎｂ、Ｖの三種の内、二種がそれぞれ前記範囲内にあり、残り一種が０．０００５〜０．００６０％の範囲外であっても０〜０．００８０％の範囲内であれば、若干微細化効果は劣るが、全伸び向上効果が得られる。この効果について、詳細に説明する。

本発明者らは、実験室にてＣ量：１．０％、Ｓｉ量：０．７％、Ｍｎ量０．７％、Ｐ量０．０１％、Ｓ量：０．００８％、析出物生成元素をＶ量：０．００５５％、Ｎｂ量：０．００４％量をベースにＴｉ量を変化させた鋼を溶解・鋳造した。これらの鋼塊を同一加熱・圧延・冷却条件にて熱間圧延板とした後、引張試験により全伸びを評価した。

図１にＴｉ量と全伸びの関係を示す。Ｔｉ量が０．０００５〜０．００６０％の間、即ち全ての析出物生成元素が前記限定範囲内にあるとき、最も全伸びが高かった。それ以上添加すると、０．００６０％超から０．００８０％までは、若干全伸びが低下し、０．００８０％を越える添加量では全伸びが更に低下した。

組織を詳細に観察した結果、全ての析出物生成元素が前記の限定範囲内にある場合、延靭性を低下せしめる粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物は確認されなかった。Ｔｉ量が０．００６０％超から０．００８０％までは、Ｔｉ起因の粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物が微量確認されたが、Ｎｂ、Ｖ起因の微細析出物のオーステナイト粒成長の抑制に伴うパーライト組織の微細化による延性向上効果が十分に発揮されていた。Ｔｉ量が０．００８０％を越えると、Ｔｉ起因の粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物の個数が更に多くなり、Ｎｂ、Ｖ起因の微細析出物によるオーステナイト粒微細化効果による全伸び向上効果を損なうことになったと考えられる。
Ｔｉ量が０．０００５％未満の場合、Ｔｉによる微細析出物によるオーステナイト微細粒化効果は得られないが、Ｔｉの粗大析出物により靭性が損なわれることなく、Ｎｂ、Ｖによる微細析出物により十分なオーステナイト粒微細化効果は得られる。
なお、この挙動は残り一種がＴｉではなくＮｂあるいはＶの場合においても同様に観察された。
以上のことから、析出物を微細に分散させ、熱間圧延中のオーステナイト粒成長をピン止めさせ、パーライト組織を微細化し、延性を向上させるには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの内二種がそれぞれ０．０００５〜０．００６０％の範囲であり、残る１種は０．００８％以下であることが望ましい。

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）の増加による耐摩耗性の向上および延靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止図る目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌの元素を必要に応じて１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させる。Ｃｒを添加すると、同一冷却速度で冷却した場合に、平衡変態温度とパーライト変態温度の差、即ち過冷度を増加させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細にする。このようにＣｒは高硬度（強度）化に寄与する元素である。Ｃｒは同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させることにより耐摩耗性を向上させる元素である。ただし、Ｃｒ量が０．０５％未満ではその効果が小さい。また、２．００％を超える過剰なＣｒの添加を行うと、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Ｃｒ含有量は０．０５〜２．００％に限定してもよい。

Ｍｏは、Ｃｒ同様パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。ただし、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くなる。また、０．５０％を超える過剰なＭｏの添加を行うと、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％に限定してもよい。

Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。さらにＣｏは、パーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより延性を向上させる元素である。Ｃｏ量が０．１０％未満ではこれらの効果が期待できない。また、２．００％を超えてＣｏを添加すると、パーライト組織中のフェライトが著しく脆化し、レール鋼の延性が著しく低下してしまう。このためＣｏ含有量は０．１０〜２．００％に限定してもよい。

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組織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等により、レールの延性低下を防止し、高寿命化を図る元素である。Ｂが０．０００５％未満ではそ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には改善が認められない。また、０．００５０％を超えてＢを添加すると、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。従ってＢの含有量は０．０００５〜０．００５０％に限定してもよい。

Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。Ｃｕ量が０．０５％未満ではその効果が期待できない。また、１．００％を超えてＣｕを添加すると、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％に限定してもよい。

Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止し、同時に、フェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（強度）化を図る元素である。しかし、Ｎｉ量が０．０１％未満ではその効果が著しく小さい。また１．００％を超えてＮｉを添加すると、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％に限定してもよい。

Ｍｇを添加すると、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して溶鋼中あるいはオーステナイト中に微細な酸化物や硫化物を形成する。これらの酸化物や硫化物が、熱間圧延の再加熱工程において、オーステナイトの粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図る。このようにＭｇは、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。さらに、ＭｇＯ，ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させる。しかしＭｇ量が０．０００５％未満ではその効果は弱い。また、０．０２００％を超えてＭｇを添加すると、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％に限定してもよい。

Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらにＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし０．０００５％未満ではその効果は弱く、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％に限定してもよい。

ＲＥＭは、脱酸・脱硫元素であり、含有によりＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ_２Ｏ_２Ｓ）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる。この核であるオキシサルファイドは、融点が高いので、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。この結果、ＲＥＭは、介在物であるＭｎＳを微細に分散させ、介在物周辺での応力集中を緩和し、延性低下を防ぐ。しかし、ＲＥＭ量が０．０００５％未満では、その効果が小さく、ＭｎＳ系硫化物の生成核としては不十分となる。また、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭのオキシサルファイドが生成し、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含有量を０．０００５〜０．０５００％に限定してもよい。

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。

Ｚｒは、溶鋼中でＺｒＯ_２を生成させる。ＺｒＯ_２はオーステナイトとの格子整合性が良いため、凝固初晶がオーステナイトであるレール鋼において凝固核となり、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。従って過共析鋼レールにおいては、Ｚｒは偏析部に生成する初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素になる。しかし、Ｚｒ量が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％に限定してもよい。

Ｎは、溶鋼中あるいはオーステナイト中でＴｉ、Ｎｂ、Ｖと結合し、窒化物や炭窒化物を生成させる元素である。しかし、Ｎ量が０．００２０％未満ではその効果が弱く、微細な析出物の生成に寄与しない。また、Ｎ量が０．０２００％を超えると、溶鋼中で殆どのＴｉやＮｂが全量窒化物、炭窒化物として粗大に晶出する。晶出した窒化物や炭窒化物は、熱間圧延時の再加熱段階でオーステナイト中に固溶せず、熱間圧延中、熱間圧延直後に、オーステナイトの粒成長を抑制する。このため、微細なＴｉやＮｂの窒化物、炭窒化物が生成出来なくなる。さらに、粗大な窒化物、炭窒化物は破壊の起点となるため、延性を低下させる。このためＮ量を０．００２０％〜０．０２００％に限定してもよい。

Ａｌは、脱酸剤として有用な成分である。また、共析変態温度を高温側へ、共析炭素量を高炭素側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と初析セメンタイト組織の生成抑制に有効な元素である。ただし、Ａｌ量が０．００２０％未満ではその効果が弱い。また、１．００％を超えてＡｌを添加すると、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％に限定してもよい。

本実施形態の一態様のレールは、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物を含む。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。

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、加速冷却を行う。

（１−ｂ）金属組織の限定理由
本発明のレールの頭部の金属組織について説明する。頭部の金属組織は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が、成分系、更には、加速冷却条件の選択によっては、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。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、レール頭部横断面において（図２参照）面積率で５％までは初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもかまわない。換言すれば、レール頭部のパーライト組織の面積率を９５％以上とする。したがって、その上限は１００％である。本願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。

（１−ｃ）レール頭部に生成する析出物のサイズ、個数の限定理由
また、本発明レールにおける鋼中のＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物、Ｖ系析出物、複合析出物（たとえばＴｉ−Ｎｂ系析出物、Ｔｉ−Ｖ系析出物、Ｎｂ−Ｖ系析出物、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｖ系析出物の１種以上）のサイズと個数の限定理由を説明する。

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。写真上（二次元上）で、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。

平均粒子径が１０ｎｍ未満の析出物は、オーステナイトの粒成長のピン止め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１００ｎｍを超えると、ピン止め力が不足し、オーステナイトの粒成長を十分に抑制できず、パーライト組織の微細化が図れない。このため、測定対象とする析出物のサイズを１０〜１００ｎｍに限定する。

著者らは１０〜１００ｎｍの析出物がどの程度分散していれば、延性の向上に効果があるかを検証するため、レール圧延を模擬した熱間圧延実験を行った。Ｃ＝１．１０％、Ｓｉ＝０．６０％、Ｍｎ＝０．８０％、Ｐ＝０．０１２％、Ｓ＝０．０１０％を含有した鋼をベースとし、析出物個数を変化させるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを適宜添加した。溶解調整したインゴットは加熱炉に装入し、炉内温度１２５０℃で６０分保持した。加熱炉から抽出したインゴットは粗造形の後、温度９５０℃で最終圧延した。熱間圧延後、圧延板表面が８００℃から加速冷却を行った。加速冷却は表面が６００℃になるまで施した。その間の冷却速度は６℃／secであった。
実験室で作成した熱間圧延板の引張試験の結果を図３に示す。図３に示すように１０〜１００ｎｍの析出物の数が１ｍｍ^２あたり５０，０００〜１，０００，０００個存在する範囲において全伸び（延性）の向上が認められる。この範囲外で全伸びが向上しなかった理由について以下に述べる。
平均粒径１０〜１００ｎｍの析出物が生成していても、その生成数が１ｍｍ^２あたり５０，０００個未満の場合には、オーステナイト粒成長抑制効果が弱く、延性が向上しない。一方、１ｍｍ^２あたり１，０００，０００個を上回る場合は、パーライト組織の変形が拘束されるため、逆に延性が低下する。このため、鋼中の析出物は１ｍｍ^２あたり５０，０００〜１，０００，０００個の範囲に限定する。

ここで、析出物の密度とサイズの測定方法を説明する。頭部断面の任意の場所の腐食面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察、あるいは抽出レプリカ試料、薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察する。一例として、図４に走査型電子顕微鏡を用いて析出物を観察した例を示す。１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の析出物の個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定する。この測定結果を単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であるから、ランダムに少なくとも５０視野観察する。この場合に、１０〜１００ｎｍ以下の析出物個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子密度は１ｍｍ^２あたり１００，０００個と換算できる。

（２）製造条件
次に、本発明レールを製造する際の製造条件について説明する。
本発明レールは、鋼片を熱間圧延してレールの成形を行う工程と、次いで加速冷却を施す工程を経て製造される。

（２−ａ）加熱温度
熱間圧延の際のレール圧延用鋼片の再加熱工程において、再加熱温度が１２００℃未満であると、鋳造後の冷却中に生成した粗大なＴｉ系析出物（たとえばＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｎｂ系析出物（たとえばＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（たとえばＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））、あるいは複合析出物（たとえばＴｉ−Ｎｂ系析出物、Ｔｉ−Ｖ系析出物、Ｎｂ−Ｖ系析出物、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｖ系析出物）が一部未固溶となり、圧延時にオーステナイト中に微細析出する析出物の数が減り、オーステナイトの粒成長の阻害効果が十分に発揮できず、レールの延性向上効果が低下する。このため前記加熱温度は炉内温度が１２００℃以上が望ましい。従って、粗大なＴｉ系析出物（たとえばＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｎｂ系析出物（たとえばＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ系析出物（たとえばＶＣ、ＶＮ、Ｖ（Ｃ，Ｎ））、あるいは複合析出物（たとえばＴｉ−Ｎｂ系析出物、Ｔｉ−Ｖ系析出物、Ｎｂ−Ｖ系析出物、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｖ系析出物）の固溶は、炉内温度１２００℃以上の保持時間が３０分以上であれば可能である。

（２−ｂ）熱間圧延の最終圧延温度
レール圧延用鋼片の再加熱工程にて鋼中に溶解したＴｉ、Ｎｂ，Ｖは、熱間圧延の際の仕上圧延工程の最終仕上圧延において、圧下時にオーステナイト中に導入される転位を核生成サイトとして、微細、且つ多量に析出させることができる。ただし、最終仕上圧延温度が頭頂部で１０５０℃を超えると、回復により核生成サイトである転位の消滅が早いばかりか、転位上に生成した析出物の一部が粗大になってしまい、オーステナイトの粒成長抑制効果が低減するため、パーライト組織の微細化を十分に発揮できない。最終圧延温度が８５０℃を下回ると、部分的にオーステナイトの再結晶が抑制（未再結晶部が存在）され、粗大なオーステナイト粒が混在するため、結果として均一な微細パーライト組織が得られず、延性の向上効果が十分に発揮できない。このため熱間圧延の際の最終仕上圧延を８５０〜１０５０℃の間で実施することが好ましい。

（２−ｃ）加速冷却開始温度の限定理由
次に、熱間圧延後に実施する冷却開始温度の限定理由について説明する。加速冷却前にレールの温度、特にレール頭頂部の温度が７００℃を下回ると、レール頭部表面（頭頂部、コーナー部、頭側部）に耐摩耗性に有害な硬度の低いパーライトが生成してしまう。また、過共析鋼レールにおいては、オーステナイト粒界に延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成してしまう。このため冷却開始温度を７００℃以上とする。過共析鋼レールにおいては冷却開始温度は高い程初析セメンタイトの生成を抑制できるため、より好ましい冷却開始温度は７４０℃以上である。

（２−ｄ）冷却停止温度の限定理由
加速冷却の冷却停止温度について説明する。レールの頭頂部において冷却停止温度が５５０℃を下回ると、レール頭部表面（頭頂部、コーナー部、頭側部）に、耐摩耗性に有害なベイナイトや延靭性を低下させるマルテンサイトが生成し易くなる。また、６５０℃を超える温度域で冷却を停止すると、複熱で温度がそれ以上に上昇し、表面、内部共に硬度の低いパーライト組織が生成し、レールに必要な耐摩耗性が低下してしまう。また、過共析鋼レールにおいては延性に有害な初析セメンタイトが生成する。このため加速冷却の停止温度を５５０〜６５０℃とする。

（２−ｅ）冷却速度の限定理由
次に、加速冷却速度の範囲について説明する。冷却速度とは加速冷却の開始から冷却停止までの温度低下を冷却に要した時間で除した値である。レール頭部表面の加速冷却速度が２℃／sec未満では、本レール製造条件ではレール頭部の高硬度が図れず、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となる。さらに、鋼の炭素量や合金成分によっては初析セメンタイト組織が生成し、レールの頭部の延性が低下する。また、加速冷却速度が３０℃／secを超えると、冷却停止温度の制御が難しくなり、更に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する。このためレール頭部表面の加速冷却速度の範囲を２〜３０℃／secとする。

（２−ｆ）加速冷却停止後の措置
７００℃以上のオーステナイトから２〜３０℃／ｓｅｃで５５０〜６５０℃まで加速冷却した後は４００℃まで放冷する。レール頭部表面が４００℃になれば、後は任意の冷却速度で冷却してもよい。

次に、本発明の実施例について説明する。
＜実施例１＞
表１に、実施例に用いたレール圧延用鋼片のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよびその他の成分を示す。レール圧延用鋼片の構成は以下の通りである。

（１）化学成分が本発明の限定範囲内のレール圧延用鋼片（本発明鋼成分２０鋼種、鋼符号：Ａ〜Ｔ（ただし、鋼Ｂ、Ｊ、Ｋ、Ｌは参考鋼））
（２）化学成分が本発明の限定範囲外のレール圧延用鋼片（比較鋼成分１４鋼種、鋼符号：ｂ〜ｏ）

これらの鋼は転炉、二次精錬で成分を調整し、連続鋳造法でレール圧延用鋼片に鋳造した。

＊下線部は本発明の範囲外

表２に、表１に示した鋼符号のレール圧延用鋼片を用いて、熱間圧延を行い製造したレールの頭部のミクロ組織を観察した結果、１０〜１００ｎｍの析出物を計測した結果、引張試験で得られた全伸びの結果を示す。なお、各レールの構成は以下の通りである。なお、全てのレールについて、圧延用鋼片の再加熱温度を１２００℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を８５０〜１０５０℃の範囲とし、熱間圧延後の加速冷却を、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℃まで放冷する製造条件を狙った。しかし、一部のレールは熱間圧延の最終圧延温度が外れてしまった。最終圧延温度が外れたレールは比較レールとして取り扱った。

（１）ミクロ組織、１０〜１００ｎｍの析出物個数が本発明の限定範囲内のレール（本発明レール、レール符号：Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１（ただし、Ｂ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１は参考例））

（２）化学成分が本発明の限定範囲外のレール（比較レール、レール符号：ｂ−１、ｃ−１、ｄ−１、ｅ−１、ｆ−１、ｇ−１、ｈ−１、ｉ−１、ｊ−１、ｋ−１、ｌ−１、ｍ−１、ｎ−１、ｏ−１）

（３）鋼成分は本発明の限定範囲であるが、熱間圧延温度が前記限定を外れたため、１０〜１００ｎｍの析出物の個数が本発明の限定範囲外となったレール（比較レール、レール符号：Ｈ−２、Ｋ−２）

引張試験条件は下記の通りである。
「頭部引張試験」
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ Ｚ２２０１ ４号相似
試験片採取位置：頭表面より５ｍｍ下を試験片中心として採取（図５参照）
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℃）

ミクロ組織観察方法は以下の通りである。
「パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの組織観察方法」
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
腐食方法： ナイタールに１０ｓｅｃ浸漬（非特許文献３参照）
観察方法： 光学顕微鏡、２００倍

「初析セメンタイトの組織観察方法」
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
腐食方法： 煮沸したピクリン酸ソーダに浸漬（非特許文献３参照）
観察方法： 光学顕微鏡、２００倍

＊下線部は本発明の範囲外

表２に示したように、本発明レールは比較レールと比較して、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ｎｂ量、Ｖ量を上記に限定した範囲内に収め、かつ１０〜１００ｎｍの析出物の個数を前記限定範囲内に収めることにより、鋼レールの耐摩耗性に有害な初析フェライト、ベイナイト組織、延性に悪影響を与える初析セメンタイト、マルテンサイト組織、粗大な析出物等を生成させず、延性に優れたパーライト組織のレールを製造することができた。

一方、符号ｂ−１は、Ｃ量が前記で限定した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たため延性が低下した。

符号ｃ−１は、Ｓｉ量が前記で限定した範囲よりも低かったため、パーライト組織は呈しているが、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織となり、かつ脱酸不足により粗大な酸化物が生成したため、酸化物が破壊の起点となり全伸びが向上しなかった。

符号ｄ−１は、前記で限定した範囲を越えるＳｉの添加により、パーライト組織を呈しているが、フェライトが著しく強化（脆化）されたため、全伸びが低下した。

符号ｅ−１は、前記で限定した範囲よりもＭｎ量が低かったため、パーライト組織を呈しているが、焼入れ性の向上が図れなかったため、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織が生成し、かつ過冷度小さいため、パーライトの核生成が少なく、結果として粗大なパーライト組織となり、全伸びが向上しなかった。

符号ｆ−１は、前記で限定した範囲を越えるＭｎの添加により、レール頭部表面に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が多量に生成した。

符号ｇ−１は、前記で限定した範囲を越えるＶの添加により、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、Ｎｂ量が前記限定範囲よりも少なかったため、１０〜１００ｎｍの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

符号ｈ−１もｇ−１と同様に、Ｖ量が前記範囲よりも多かったため、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、Ｔｉ量が前記限定範囲よりも少なかったため、１０〜１００ｎｍの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

符号ｉ−１は、Ｎｂ量が前記範囲よりも多かったため、粗大な析出物がパーライト組織に混在し、また、Ｖ量が前記限定範囲よりも少なかったため、１０〜１００ｎｍの析出物の数が少なくなり、オーステナイトの粒成長の阻害がなされず、全伸びが向上しなかった。

符号ｊ−１は、Ｎｂ量、Ｖ量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

符号ｋ−１は、Ｔｉ量、Ｖ量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

符号ｌ−１は、Ｎｂ量、Ｖ量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大な析出物が生成してしまい、オーステナイトの粒成長が抑制できず、全伸びが向上しなかった。

符号ｍ−１は、Ｐ量が前記限定範囲よりも多かったため、延性が低下した。

符号ｎ−１は、Ｓ量が前記限定範囲よりも多かったため、粗大なＭｎＳが生成し、応力集中により早期破断が起因して延性が低下した。
符号ｏ−１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの内Ｔｉ、Ｖは前記範囲に収めたが、Ｎｂの添加量が０．０８０％を越えたため、延性に有害な粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物の生成量が多くなってしまい、本発明の効果を持ってしても全伸びが向上しなかった。

また、符号Ｈ−２は、化学成分が前記限定範囲内にあり、パーライト組織が得られたが、熱間圧延の最終圧延温度が１０５０℃を越えてしまったため、結果として１０〜１００ｎｍの析出物の個数が前記限定範囲よりも少なかったため、全伸びが向上しなかった。

符号Ｋ−２は、化学成分が前記限定範囲内にあり、パーライト組織が得られたが、熱間圧延の最終圧延温度が８５０℃を下回ったため、析出物の生成が顕著となり、結果として１０〜１００ｎｍの析出物の個数が前記限定範囲よりも多くなったしまった、析出物による変形の拘束により全伸びが向上しなかった。

図６に各鋼のＣ量と全伸びの関係を示す。本発明では、化学成分、１０〜１００ｎｍの析出物の個数を前記限定範囲内に収めることにより、同一Ｃ含有量で比較して全伸びを向上させることができる。Ｃ量はレールの耐摩耗性に直結し、全伸びとはレールの構造材料としての折れにくさ（耐折損性）である。本発明のレールは同じ耐摩耗性（Ｃ含有量）であれば一層折損しにくい、同程度の耐折損性であれば一層耐摩耗性に優れるレールを提供でき、レールを高寿命化に貢献する。

＜実施例２＞
表１に記載の符号Ｑの鋼を用いて熱間圧延条件（再加熱温度、最終圧延温度）、熱間圧延後の加速冷却条件（冷開始温度、停止温度、冷却速度）を変化させてレールを製造した。加速冷却後は、４００℃まで放冷した。表３に、製造したレールの頭部のミクロ組織観察結果、析出物観察結果、引張試験の結果得られた全伸び値を示す。製造したレールの構成は以下の通りである。

（１）熱間圧延条件、加速冷却条件が本発明の限定範囲内のレール：
（本発明レール製造方法、８本、符号Ｋ−３１〜３８）

（２）熱間圧延条件、加速冷却条件が本発明の限定範囲外のレール：
（比較レール製造方法、８本、符号Ｋ−４１〜４８）

＊下線部は本発明の範囲外

表３に示したように、本発明レール製造方法で作成したレール（符号Ｋ−３１〜３８）は、比較レール鋼（Ｋ−４１〜４８）と比較して、熱間圧延条件および加速冷却条件を前記範囲に収めたため、微細な析出物を多量に生成分散させ、全伸びが向上した。

一方、符号Ｋ−４１は、再加熱温度が前記限定範囲よりも低かったため、Ｔｉ系、Ｎｂ系、Ｖ系析出物が一部未固溶状態となった。その結果、熱間圧延時にオーステナイト中に微細析出する析出物の数が減り、オーステナイトの粒成長の阻害効果が十分に発揮できず、全伸びが向上しなかった。

符号Ｋ−４２は、熱間圧延の最終圧延温度が１０５０℃を超えたため、熱間圧延時にオーステナイトに導入された、核生成サイトである転位の消滅が早くなり、析出物の生成数が少なく、かつ生成した析出物が粗大化したため、オーステナイトの粒成長の阻害効果がなく、全伸びが向上しなかった。

符号Ｋ−４３は、最終圧延温度が８５０℃を下回ったため、オーステナイトの再結晶が進みにくくなり、加えて微細な析出物が多量に生成しすぎたため、再結晶が抑制され、部分的に未再結晶の粗大なオーステナイト粒が混在し、均一な微細パーライト組織が得られず、全伸びが向上しなかった。

符号Ｋ−４４は、熱間圧延条件は前記限定範囲内に収めたが、加速冷却の開始温度が前記限定温度を下回ってしまい、頭部表面の一部に耐摩耗性が低い低硬度パーライトが生成し、かつ延性に有害な初析セメンタイトが生成したため、本発明の効果が得られなかった。

符号Ｋ−４５は、加速冷却の冷却停止温度が前記限定温度よりも高かったため、頭部表面の一部に耐摩耗性が低い低硬度パーライトが生成し、かつ延性に有害な初析セメンタイトが生成したため、本発明の効果が得られなかった。

符号Ｋ−４６は、加速冷却の冷却停止温度が前記限定範囲を下回ったため、レール頭部表面に延性に有害なマルテンサイトが生成したため、全伸びが低下した。

符号Ｋ−４７は、加速冷却速度が前記限定範囲を下回ったため、耐摩耗性に有害な低硬度のパーライトの生成に加え、初析セメンタイトが大量に生成してしまい、全伸びが低下した。

符号Ｋ−４８は、加速冷却速度が前記限定範囲を上回ったため、頭部表面に延性に有害なマルテンサイトが生成したため、全伸びが低下した。

Claims (3)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．７０〜１．０８％、
   Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０２５％以下、
   Ｃｒ：０〜２．００％、
   Ｍｏ：０〜０．５０％、
   Ｃｏ：０〜２．００％、
   Ｂ：０〜０．００５０％、
   Ｃｕ：０〜１．００％、
   Ｎｉ：０〜１．００％、
   Ｍｇ：０〜０．０２００％、
   Ｃａ：０〜０．０２００％、
   ＲＥＭ：０〜０．０５００％、
   Ｚｒ：０〜０．０２００％、
   Ｎ：０〜０．０２００％、
   Ａｌ：０〜１．００％
   を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち２種がそれぞれ０．０００５〜０．００６０％の範囲であり、残る１種が０〜０．００８０％の範囲内であり、かつＮｂが０．００６５％以下であって、残部がＦｅおよび不純物からなり、レール頭部の金属組織がパーライトであり、かつレール頭部の任意の断面におけるパーライト中において、直径が１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物、Ｖ系析出物または複合析出物の二種以上が被検面積１ｍｍ^２あたり５０，０００〜１，０００，０００個存在することを特徴とする延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃｒ：０．０５〜２．００％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
   Ｃｏ：０．１０〜２．００％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０２００％、
   Ｎ：０．００２０〜０．０２００％、及び
   Ａｌ：０．００２０〜１．００％、
   の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に記載の延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール。
3. 質量％で、
   Ｃ：０．７０〜１．０８％、
   Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．００％
   を含有し、
   Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち少なくとも２種がそれぞれ０．０００５〜０．００６０％の範囲であり、残る１種が０〜０．００８０％の範囲内であり、かつＮｂが０．００６５％以下であるレール圧延用鋼片を熱間圧延によってレールに造形する際に、圧延用鋼片の再加熱温度を１２００℃以上とし、熱間圧延の最終圧延を８５０〜１０５０℃の範囲とし、
   熱間圧延後の加速冷却を、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℃まで放冷することを特徴とする延性に優れた請求項１または請求項２に記載のパーライト系高炭素鋼レールの製造方法。