JPWO2015182743A1 - レールおよびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明が提供するレールは、所定の化学成分を有し、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との比であるＭｎ／Ｃｒの値が０．３０〜１．００の範囲内であり、頭頂部の表面と頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の組織のうちの９８面積％以上がベイナイト組織であり、頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の平均硬さがＨｖ３８０〜５００の範囲内である。

Description

本発明は、レールおよびその製造方法に関し、特に、貨物鉄道で使用される際に求められる耐表面損傷性および耐摩耗性を向上させることを目的とした高強度レールおよびその製造方法に関するものである。
本願は、２０１４年５月２９日に、日本に出願された特願２０１４−１１１７３４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
経済発展に伴い、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、採掘後の天然資源を輸送する貨物鉄道用のレールが用いられる環境が著しく厳しくなってきている。特に、貨物鉄道に使用されるレールに対して、これまで以上の耐表面損傷性が求められるようになってきた。レールの耐表面損傷性とは、レール表面（特に、レールと車輪との接触部であるレール頭部の表面）における傷の生じにくさを示す特性である。
レールに用いられる鋼（以下、レール鋼ともいう）の耐表面損傷性を改善するため、従来では、下記に示すようなベイナイト組織を有するレールが開発された。これら従来のレールの主な特徴は、化学成分の制御および熱処理により、レールの主な組織をベイナイト組織とし、レールと車輪との接触部であるレール頭部の摩耗を促進させることである。レール頭部の摩耗は、レール頭部に生じた傷を消滅させるので、摩耗の促進によりレール頭部の耐表面損傷性が向上する。
特許文献１には、レール鋼としては炭素量が比較的少ない（Ｃ：０．１５〜０．４５％）鋼を、オーステナイト域温度から５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、その組織をベイナイト組織とすることにより得られる、耐表面損傷性を向上させたレールが開示されている。
特許文献２には、レール鋼としては炭素量が比較的少なく（Ｃ：０．１５〜０．５５％）、さらに、レールの固有抵抗値を制御する合金設計が行われた鋼をベイナイト組織とすることにより得られる、耐表面損傷性を向上させたレールが開示されている。
このように、特許文献１、２に開示された技術では、レール鋼をベイナイト組織とし、レール頭部の摩耗を促進させることにより一定範囲の耐表面損傷性の向上が図れる。しかし、貨物鉄道では、近年、鉄道輸送のさらなる過密化が進み、レール頭部の摩耗が促進されているので、耐摩耗性向上によるレール使用寿命のさらなる改善が求められている。レールの耐摩耗性とは、摩耗の生じにくさを示す特性である。
そこで、耐表面損傷性および耐摩耗性の両方を向上させたレールの開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、従来には、下記に示すような、ベイナイト組織を有する高強度レールが開発された。これら従来のレールは、耐摩耗性を向上させるため、ＭｎおよびＣｒ等の合金を添加し、ベイナイトの変態温度を制御し、硬さを向上させていることを特徴とする（例えば、特許文献３、４参照）。
特許文献３には、レール鋼としては炭素量が比較的少ない（Ｃ：０．１５〜０．４５％）鋼において、ＭｎおよびＣｒの含有量を増加させ、且つレール鋼の硬さをＨｖ３３０以上に制御する技術が開示されている。
特許文献４には、レール鋼としては炭素量が比較的少ない（Ｃ：０．１５〜０．５０％）鋼において、ＭｎおよびＣｒの含有量を増加させ、さらに、Ｎｂを添加し、且つレール鋼の硬さをＨｖ４００〜５００に制御する技術が開示されている。
このように、特許文献３、４に開示された技術では、レール鋼の硬さを増加させることにより、一定の耐摩耗性の向上が図れる。しかし、上述した近年の貨物用レールの課題を、特許文献３および４に開示されたレールは十分に解決できない。
そこで、貨物鉄道のレールで必要とされる耐表面損傷性と耐摩耗性とを向上させた新たな高強度レールの開発が求められるようになってきた。
日本国特許第３２５３８５２号公報 日本国特許第３１１４４９０号公報 日本国特開平８−９２６９６号公報 日本国特許第３２６７１２４号公報
本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、特に、貨物鉄道で使用されるレールに要求される耐表面損傷性と耐摩耗性との両方を向上させたレールおよびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく、耐表面損傷性と耐摩耗性とに優れたレールを得ることができる化学成分、および組織等について鋭意研究を行い、本発明するに至った。
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係るレールは、前記レールの延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する平坦な領域である頭頂部と、前記レールの前記延伸方向に沿って前記レール頭部の側部に延在する平坦な領域である側頭部と、前記頭頂部と前記側頭部との間に延在する丸められた角部および前記側頭部の上半分を併せた領域である頭部コーナー部とを有する前記レール頭部を備え、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．００％、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｃｒ：０．５０〜１．３０％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．３００％、Ｎｂ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｚｒ：０〜０．０２００％、およびＮ：０〜０．０２００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との比であるＭｎ／Ｃｒの値が０．３０〜１．００の範囲内であり、前記頭頂部の表面と前記頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の組織のうちの９８面積％以上がベイナイト組織であり、前記頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの前記領域の平均硬さがＨｖ３８０〜５００の範囲内である。
（２）上記（１）に記載のレールにおいて、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、およびＮ：０．００６０〜０．０２００％の１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係るレールの製造方法は、上記（１）または（２）に記載の前記化学成分を含有する鋼片をレール形状に熱間圧延して素材レールを得る工程と、前記熱間圧延する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面を、オーステナイトからの変態開始温度以上の温度域である７００℃以上の温度域から３５０〜５００℃の温度域まで３．０〜２０．０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却する工程と、前記加速冷却する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面の温度を３５０〜５００℃の前記温度域内で１００〜８００ｓｅｃ保持する工程と、前記保持する工程の後に、前記素材レールを室温まで自然冷却またはさらに加速冷却する工程とを備える。
（４）上記（３）に記載のレールの製造方法は、前記熱間圧延する工程と、前記加速冷却する工程との間に、前記熱間圧延後のレールを予備冷却し、次いで、前記素材レールの前記頭部外郭表面をオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上に再加熱する工程をさらに備えてもよい。
本発明によれば、レール鋼の化学成分、および組織を制御し、さらには、レール頭部の硬さを制御することにより、貨物鉄道で使用されるレールの耐表面損傷性と耐摩耗性とを向上させ、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。
試験レール（供試鋼群Ａ）における、鋼の炭素量と摩耗量との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ａ）における、鋼の炭素量と表面損傷発生寿命との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３）における、レールの頭表部のベイナイト組織の面積率と表面損傷発生寿命との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’）における、レールの頭表部の硬さと表面損傷発生寿命との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３）における、Ｍｎ／Ｃｒの値とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｄ）における、恒温変態温度とレールの頭表部の硬さとの関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｄ）における、恒温変態温度とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示したグラフである。 試験レール（供試鋼群Ｄ’）における、恒温保持時間とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示したグラフである。 本発明の一実施形態に係るレールの断面模式図である。 摩耗試験を行うための円盤状試験片の採取位置を説明するための、レール頭部の断面模式図である。 摩耗試験（西原式摩耗試験機）の概要を示した概略側面図である。 転動疲労試験の概要を示した概略斜視図である。 本発明の別の実施形態に係るレールの製造方法を示すフローチャートである。
以下に本発明を実施する形態として、耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたレールにつき、詳細に説明する。
以下、化学成分の含有量の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
（１．炭素量と耐摩耗性との関係）
まず、本発明者らはレールに用いるベイナイト鋼の耐摩耗性を向上させる方法を検討した。本発明者らは、耐摩耗性の向上のためには炭化物を用いることが有効と考え、鋼中の炭素量が異なる種々の鋼塊を実験室で製造し、この鋼塊を熱間圧延し、素材レールを製造した。さらに、素材レールの頭表部に熱処理を施し、試験レール（供試鋼群Ａ）を製造し、種々の評価を行った。具体的には、試験レールの頭表部の硬度および組織を測定し、且つ試験レールの頭表部から切り出した円盤状試験片に対する二円筒の摩耗試験により、試験レールの耐摩耗性を評価した。なお、供試鋼群Ａの化学成分および熱処理条件、ならびに摩耗試験条件は下記に示す通りである。
＜供試鋼群Ａの化学成分＞
Ｃ：０．６０〜１．１０％；
Ｓｉ:０．５０％；
Ｍｎ：０．６０％；
Ｃｒ：１．００％；
Ｐ：０．０１５０％；
Ｓ：０．０１２０％；および
残部：Ｆｅおよび不純物
上記の化学成分を有する鋼に下記の熱処理を行って、供試鋼群Ａ（レール）を作成した。
＜供試鋼群Ａの熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：保持時間が経過した後、冷却速度８℃／ｓｅｃで４００℃まで冷却し、次いで４００℃で２００〜５００ｓｅｃ保持し、そして室温まで自然冷却した。
＜供試鋼群Ａの組織観察方法＞
事前処理：圧延方向に垂直な断面をダイヤ研磨し、次いで３％ナイタールを用いたエッチング
組織観察：光学顕微鏡を使用
べイナイト面積率の測定方法：試験レールの頭部外郭表面から２ｍｍ深さの２０箇所のベイナイト面積率と、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの２０箇所のベイナイト面積率とを、光学顕微鏡写真に基づいて求め、これらを平均することにより得た
＜供試鋼群Ａの硬さの測定方法＞
事前処理：断面をダイヤ研磨
装置：ビッカース硬度計を使用（荷重９８Ｎ）
測定方法：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠
硬さの測定方法：試験レールの頭部外郭表面から２ｍｍ深さの２０箇所の硬さと、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの２０箇所の硬さとを求め、これらを平均することにより得た
＜供試鋼群Ａの硬さ及び組織＞
硬さ：Ｈｖ４００〜４４０
組織：９８面積％以上のベイナイト、パーライト、初析フェライト、初析セメンタイト、およびマルテンサイト
なお、上記「オーステナイト変態完了温度」とは、鋼材を７００℃以下の温度域から加熱する過程で、フェライト相および／またはセメンタイト相からオーステナイト相への変態が完了する温度である。亜共析鋼のオーステナイト変態完了温度はＡｃ３点（フェライト相からオーステナイト相への変態が完了する温度）であり、過共析鋼のオーステナイト変態完了温度は、Ａｃｃｍ点（セメンタイト相からオーステナイト相への変態が完了する温度）であり、共析鋼のオーステナイト変態完了温度は、Ａｃ１点（フェライト相及びセメンタイト相からオーステナイト相への変態が完了する温度）である。オーステナイト変態完了温度は、鋼材の炭素量および化学成分に応じて異なっている。オーステナイト変態完了温度を正確に求めるためには、実験による検証が必要である。しかし、オーステナイト変態完了温度を簡便に求めるためには、炭素量のみを基準に、冶金学の教科書（例えば、「鉄鋼材料」、日本金属学会編）などに掲載されているＦｅ−Ｆｅ３Ｃ系平衡状態図から読み取ってもよい。なお、本実施形態に係るレールの化学成分の範囲においては、オーステナイト変態完了温度は通常７２０℃以上９００℃以下の範囲内である。
このレールの頭部から摩耗試験片を切り出し、レールの耐摩耗性の評価を行った。
＜摩耗試験の実施方法＞
試験機：西原式摩耗試験機（図１１参照）
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）、図１１中のレール材４
試験片採取方法：円盤状試験片の上面が試験レールの頭部外郭表面下２ｍｍとなり、円盤状試験片の下面が試験レールの頭部外郭表面下１０ｍｍとなるように、試験レールの頭表部から円盤状試験片を切り出した（図１０参照）
接触面圧：８４０ＭＰａ
すべり率：９％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）、図１１中の車輪材５
試験雰囲気：大気中
冷却方法：図１１中の冷却用エアーノズル６を用いた、圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：５０万回
図１に、試験レール（供試鋼群Ａ）における、鋼の炭素量と摩耗量との関係を示す。図１のグラフから、鋼の摩耗量は鋼の炭素量との相関があり、鋼の炭素量の増加により耐摩耗性が大きく向上することが明らかになった。特に、炭素量が０．７０％以上の鋼では、摩耗量が大きく低減し、鋼の耐摩耗性が大幅に向上することが確認された。
（２．炭素量と耐表面損傷性との関係）
さらに、本発明者らは、上記試験レール（供試鋼群Ａ）に実際の車輪を繰り返し転動接触させる方法（転動試験）により、レールの耐表面損傷性の評価を行った。なお、転動試験条件は下記に示すとおりである。
＜転動疲労試験の実施方法＞
試験機：転動疲労試験機（図１２参照）
試験片形状：レール（２ｍの１４１ポンドレール）、図１２中の試験レール８
車輪：ＡＡＲ（Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｒａｉｌｒｏａｄｓ）タイプ（直径９２０ｍｍ）、図１２中の車輪９
荷重 ラジアル：５０〜３００ｋＮ、スラスト：２０ｋＮ
潤滑：ドライ＋油（間欠給油）
転動回数：損傷発生まで（損傷が発生しない場合、最大２００万回）
転動疲労試験においては、表面損傷が試験レール８に発生するまでの転動回数を求め、この回数を試験レール８の表面損傷発生寿命とみなした。２００万回の転動によって表面損傷が発生しなかった試験レール８の表面損傷発生寿命は「２００万回以上」とみなした。表面損傷の発生の有無は、試験レールのころがり面全長を目視で観察することにより判断した。長さ１ｍｍ以上のき裂、または幅１ｍｍ以上の剥離が生じたレールを、表面損傷が発生したレールと見なした。図２に、試験レール（供試鋼群Ａ）における、鋼の炭素量と表面損傷発生寿命との関係を示す。
図２のグラフからも明らかなように、レールの頭表部の表面損傷発生寿命は鋼の炭素量との相関があることが分かる。また、鋼の炭素量が１．００％を超えると、図１に示したようにレールの頭表部の摩耗量がさらに低減し、レールの頭表部の摩耗促進効果が低減する。その結果、図２に示したように、鋼の炭素量が１．００％を超えると、ころがり疲労損傷の発生により表面損傷発生寿命が低減し、耐表面損傷性が大幅に低下することが確認された。
以上の結果から、レールの頭表部の耐摩耗性を向上させ、さらに、耐表面損傷性を確保するためには、鋼の炭素量を一定の範囲内とする必要があることが明らかになった。
（３．ベイナイト組織の面積率と耐表面損傷性との関係）
本発明者らは、レールの頭表部の耐表面損傷性をさらに向上させるため、ベイナイト組織以外の組織がレールの特性に与える影響（すなわち、ベイナイト組織の面積率が鋼の特性に与える影響）を検討した。ベイナイト組織の面積率（すなわち頭部外郭表面から１０ｍｍ深さまでの領域のベイナイト組織の面積率）が８０〜１００％の間で様々であり、炭素量が０．７０％、０．８５％、および１.００％のいずれかである試験レール（供試鋼群Ｂ１〜供試鋼群Ｂ３）に、転動試験による耐表面損傷性の評価を行った。供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の化学成分および熱処理条件、転動試験条件は下記に示すとおりである。
＜供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の化学成分＞
Ｃ：０．７０％（供試鋼群Ｂ１）、０．８５％（供試鋼群Ｂ２）、または１．００％（供試鋼群Ｂ３）；
Ｓｉ：０．５０％；
Ｍｎ：０．６０％；
Ｃｒ：１．００％；
Ｐ：０．０１５０％；
Ｓ：０．０１２０％、および
残部：Ｆｅおよび不純物
上記の化学成分を有する鋼に下記の熱処理を行って、供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３（レール）を作成した。
＜供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：前記保持時間の経過後に、冷却速度８℃／ｓｅｃで２００〜６００℃の温度範囲まで冷却し、冷却を４００℃未満の温度範囲まで行った場合は４００℃まで再加熱し、次いで４００℃で２００〜５００ｓｅｃ保持し、さらに室温まで自然冷却した。
＜供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の組織観察方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
＜供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の硬さ測定方法＞
上述の、供試鋼群Ａの硬さの測定方法と同じ
＜供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３の組織及び硬さ＞
硬さ：Ｈｖ４００〜４４０
組織：８０〜１００面積％のベイナイト組織、パーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、およびマルテンサイト組織
上記の供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３（レール）の頭部に実際の車輪を繰り返し転動接触させる方法（転動試験）により、レールの耐表面損傷性の評価を行った。
＜転動疲労試験の実施方法＞
上述の、供試鋼群Ａに対して行われた転動疲労試験の方法と同じ
図３に、試験レール（供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３）における、レールの頭表部のベイナイト組織の面積率と表面損傷発生寿命との関係を示す。図３のグラフから、供試鋼群Ｂ１〜供試鋼群Ｂ３のいずれにおいても、ベイナイト組織の面積率と表面損傷発生寿命との間には相関があり、ベイナイト組織の面積率が９８％以上である場合に表面損傷発生寿命が大幅に向上することが確認された。以上の結果から、レールの頭表部の耐表面損傷性を大幅に向上させるためには、鋼の炭素量の制御に加えて、ベイナイト組織の面積率を一定の範囲内に制御する必要があることが明らかになった。
（４．硬さと耐表面損傷性との関係）
さらに、本発明者らは、レールの頭表部の耐表面損傷性におよぼすレールの頭表部の硬さの影響を把握するために、硬さを変化させた、炭素量０．７０％、０．８５％、または１．００％の試験レール（供試鋼群Ｂ１’〜供試鋼群Ｂ３’）製作し、これらに対し、転動試験により耐表面損傷性の評価を行った。なお、供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の化学成分および熱処理条件、ならびに転動試験条件は下記に示すとおりである。
＜供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の化学成分＞
上述の供試鋼群Ｂ１〜Ｂ３と同じ
＜供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：前記保持時間の経過後に、冷却速度８℃／ｓｅｃで３００〜５５０℃の温度範囲まで冷却し、必要に応じて再加熱し、次いで３００〜５５０℃の温度範囲内で１００〜８００ｓｅｃ保持し、さらに室温まで自然冷却した。
＜供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の組織観察方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
＜供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の硬さ測定方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
＜供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’の組織及び硬さ＞
硬さ：Ｈｖ３４０〜５４０
組織：９８面積％以上のベイナイト組織、パーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、およびマルテンサイト組織
＜転動疲労試験の実施方法＞
上述の供試鋼群Ａへの転動疲労試験と同様に実施
図４に、試験レール（供試鋼群Ｂ１’〜Ｂ３’）における、レールの頭表部の硬さと表面損傷発生寿命との関係を示す。図４のグラフから、供試鋼群Ｂ１’〜供試鋼群Ｂ３’のいずれにおいても、レールの頭表部の表面損傷発生寿命はレールの頭表部の硬さとの相関があり、レールの頭表部の硬さがＨｖ５００を超えると、レールの頭表部の摩耗促進効果が低減し、ころがり疲労損傷の発生によりレールの頭表部の表面損傷発生寿命が低減し、レールの頭表部の耐表面損傷性が大幅に低下することが確認された。一方、レールの頭表部の硬さがＨｖ３８０未満である場合、転動面で塑性変形が発達し、塑性変形を起因とするころがり疲労損傷の発生により表面損傷発生寿命が低減し、耐表面損傷性が大幅に低下することが確認された。さらに、レールの頭表部の硬さがＨｖ３８０〜５００である試料は、全て２００万回以上の表面損傷発生寿命を有していた。
以上の結果から、レールの頭表部の耐表面損傷性を確保し、さらに、耐摩耗性を向上させるためには、レールの頭表部中の炭素量および組織の制御に加えて、硬さを一定の範囲内に制御する必要があることが明らかになった。
（５．Ｍｎ／Ｃｒとベイナイト組織の面積率との関係）
さらに、本発明者らは、炭素量が高い化学成分を有する鋼にベイナイト組織を安定的に生成させるための、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量の比率を検討した。炭素量が０．７０％、０．８５％、および１．００％のいずれかであって、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との和が１．６％であって、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量の比率が様々である素材レールを実験室で製造し、この鋼から試験レール（供試鋼群Ｃ１〜供試鋼群Ｃ３）を製造し、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量と組織との関係を調査した。なお、供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３の化学成分および熱処理条件は下記に示すとおりである。
＜供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３の化学成分＞
Ｃ：０．７０％（供試鋼群Ｃ１）、０．８５％（供試鋼群Ｃ２）、または１．００％（供試鋼群Ｃ３）；
Ｓｉ：０．５０％；
Ｍｎ：０．３０〜１．００％；
Ｃｒ：０．６０〜１．３０％；
Ｐ：０．０１５０％；
Ｓ：０．０１２０％；および
残部：Ｆｅおよび不純物であって、
Ｍｎ＋Ｃｒ＝１．６０％
上記の化学成分を有する鋼に下記の熱処理を行って、供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３（レール）を作成した。
＜供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３の熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：前記保持時間の経過後に、冷却速度８℃／ｓｅｃで４２０℃まで冷却し、４２０℃で１００〜８００ｓｅｃ保持し、さらに室温まで自然冷却した。
＜供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３の組織観察方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
図５に、試験レール（供試鋼群Ｃ１〜Ｃ３）における、Ｍｎ／Ｃｒの値とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示す。なお、「Ｍｎ／Ｃｒ」の「Ｍｎ」はＭｎ含有量（質量％）、「Ｃｒ」はＣｒ含有量（質量％）を指す。供試鋼群Ｃ１〜供試鋼群Ｃ３のいずれにおいても、Ｍｎ／Ｃｒの値が０．３０未満では、Ｃｒ含有量が過剰となり、ベイナイト変態の発生が著しく遅延し、耐摩耗性および耐表面損傷性に有害なマルテンサイト組織が生成することが確認された。また、Ｍｎ／Ｃｒの値が１．００超では、Ｍｎ含有量が過剰となり、耐表面損傷性に有害なパーライト組織が生成することが確認された。一方、Ｍｎ／Ｃｒの値が０．３０〜１．００の範囲内である試料は、９８面積％以上のベイナイト組織を有した。
以上の結果から、炭素量が高い化学成分を有する鋼の組織に９８面積％以上のベイナイトを安定的に生成させるためには、Ｍｎ／Ｃｒの値を一定の範囲内に制御する必要があることが明らかになった。
（６．恒温変態温度と硬さおよびベイナイト面積率との関係）
さらに、本発明者らは、炭素量が高い化学成分を有する鋼の組織にベイナイト組織を安定的に生成させるために、熱処理条件を検討した。炭素量が０．７０〜１．００％の範囲内で様々である素材レールを実験室で製造し、この鋼に加速冷却と恒温保持とを行って得られる試験レール（供試鋼群Ｄ）を用いて、恒温保持温度と硬さおよび金属組織との関係を詳細に調査した。なお、供試鋼群Ｄの化学成分および熱処理条件は下記に示すとおりである。
＜供試鋼群Ｄの化学成分＞
Ｃ：０．７０〜１．００％
Ｓｉ：０．５０％Ｓｉ
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｃｒ：０．５０〜１．３０％
Ｐ：０．０１５０％
Ｓ：０．０１２０％
残部：Ｆｅおよび不純物
上記の化学成分を有する鋼に下記の熱処理を行って、供試鋼群Ｄ（レール）を作成した。
＜供試鋼群Ｄの熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：前記保持時間の経過後に、冷却速度８℃／ｓｅｃで恒温変態温度まで冷却し、恒温変態温度で恒温保持時間だけ保持し、さらに室温まで自然冷却した。
恒温変態温度：２５０〜６００℃
恒温保持時間（鋼の温度を恒温変態温度に保持する時間）：８００ｓｅｃ
＜供試鋼群Ｄの組織観察方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
＜供試鋼群Ｄの硬さ測定方法＞
上述の、供試鋼群Ａの硬さ測定方法と同じ
図６に、試験レール（供試鋼群Ｄ）における恒温変態温度とレールの頭表部の硬さとの関係を示す。上述のように、レールの頭部外郭表面から１０ｍｍ深さまでの領域の硬さをＨｖ３８０〜Ｈｖ５００にすることが、耐表面損傷性の確保のために必要とされる。しかし、図６のグラフから、恒温変態温度が５００℃を超えると、耐表面損傷性の確保のために必要なＨｖ３８０以上の硬さを有する頭表部が得られないことがわかった。これは、ベイナイト組織自体の硬さの低下、およびパーライト組織等のベイナイト以外の組織の生成によるものであると考えられる。また、図６のグラフから、恒温変態温度が３５０℃未満では、耐表面損傷性の確保のために必要なＨｖ５００以下の硬さを有する頭表部が得られないことが確認された。これは、ベイナイト組織自体の硬さの上昇、およびマルテンサイト組織等のベイナイト以外の組織の生成によるものであると考えられる。一方、恒温変態温度が３５０〜５００℃の範囲内である試験レールの頭表部の硬度はＨｖ３８０〜Ｈｖ５００の範囲内であった。
図７に、試験レール（供試鋼群Ｄ）における、恒温変態温度とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示す。図７のグラフから、恒温変態温度が５５０℃以上では、パーライト組織が多量に生成することにより、レールの頭表部のベイナイト組織の面積率が大きく低下し、耐表面損傷性の確保が困難になることがわかる。また、図７のグラフから、恒温変態温度が５００℃超〜５５０℃未満であっても、面積率９８％以上のベイナイト組織を有する頭表部を確保できない場合があることがわかる。一方、恒温変態温度を５００℃以下とすれば、面積率９８％以上のベイナイトを確実にレールの頭表部に形成させて、レールの頭表部の表面損傷発生寿命を確実に向上させられることが、図７からわかる。また、図７のグラフから、恒温変態温度が３００℃以下では、マルテンサイト組織がレールの頭表部に多量に生成することにより、レールの頭表部のベイナイト組織の面積率が大きく低下し、耐表面損傷性の確保が困難になることがわかる。また、図７のグラフから、恒温変態温度が３００℃超〜３５０℃未満であっても、面積率９８％以上のベイナイト組織を有する頭表部を確保することが困難となり、表面損傷発生寿命が大幅な向上が望めないことがわかる。一方、恒温変態温度が３５０〜５００℃の範囲内である試料のベイナイト組織の面積率は９８％以上であった。
従って、図６および図７に示されるように、恒温変態温度を３５０〜５５０℃の範囲内に制御することにより、レールの頭表部の硬さをＨｖ３８０〜５００に制御し、且つレールの頭表部のベイナイト組織の面積率を９８％以上とし、これにより表面損傷発生寿命の大幅な向上が図れることを本発明者らは知見した。
（７．恒温保持時間とベイナイト組織の面積率との関係）
さらに、本発明者らは、炭素量が高い化学成分を有する鋼の組織にベイナイト組織を安定的に生成させるために、恒温保持時間と組織との関係を詳細に調査した。なお、調査のために用いられた試験レール（供試鋼群Ｄ’）の化学成分および熱処理条件は下記に示すとおりである。
＜供試鋼群Ｄ’の化学成分＞
上述の供試鋼群Ｄと同じ
＜供試鋼群Ｄ’の熱処理条件＞
加熱温度：９５０℃（オーステナイト変態完了温度＋３０℃以上の温度）
上記加熱温度での保持時間：３０ｍｉｎ
冷却条件：前記保持時間の経過後に、冷却速度８℃／ｓｅｃで恒温変態温度まで冷却し、恒温変態温度で恒温保持時間だけ保持し、さらに室温まで自然冷却した。
恒温変態温度：３５０℃、４００℃、または５５０℃
恒温保持時間：１０〜１０００ｓｅｃ
＜供試鋼群Ｄ’の組織観察方法＞
上述の、供試鋼群Ａの組織観察方法と同じ
＜供試鋼群Ｄ’の硬さ測定方法＞
上述の、供試鋼群Ａの硬さ測定方法と同じ
図８に、試験レール（供試鋼群Ｄ’）における、恒温保持時間とレールの頭表部のベイナイト組織の面積率との関係を示す。図８のグラフから、恒温変態温度が３５０℃、４００℃、および５５０℃のいずれである場合でも、恒温保持時間が１００ｓｅｃ未満では、頭表部のベイナイト組織の面積率が９８％を下回り、耐表面損傷性が低下することがわかる。これは、恒温保持中にベイナイト変態が完全に終了せず、恒温保持後にパーライト組織およびマルテンサイト組織が生成したからであると推定される。保持時間が８００ｓｅｃを超えると、ベイナイト組織自体が焼戻され、硬さが低下し、耐表面損傷性の確保するために十分な硬さを有する頭表部が得られないことが分かった。
上述の知見に基づいて得られた、本発明の一実施形態に係るレールは、化学成分を所定範囲内に制御し、レール頭部の頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の組織を主にベイナイト組織とし、さらには、レール頭部の頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の硬さを制御することにより、耐表面損傷性と耐摩耗性とを向上させ、使用寿命を大きく向上させることを目的としたレールである。
つまり、本発明の一態様に係るレールは、前記レールの延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する平坦な領域である頭頂部と、前記レールの前記延伸方向に沿って前記レール頭部の側部に延在する平坦な領域である側頭部と、前記頭頂部と前記側頭部との間に延在する丸められた角部および前記側頭部の上半分を併せた領域である頭部コーナー部とを有する前記レール頭部を備え、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．００％、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｃｒ：０．５０〜１．３０％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．３００％、Ｎｂ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｚｒ：０〜０．０２００％、およびＮ：０〜０．０２００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との比であるＭｎ／Ｃｒの値が０．３０〜１．００の範囲内であり、前記頭頂部の表面と前記頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の組織のうちの９８面積％以上がベイナイト組織であり、前記頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの前記領域の平均硬さがＨｖ３８０〜５００の範囲内である。本発明の一態様に係るレールにおいて、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０１〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、およびＮ：０．００６０〜０．０２００％の１種または２種以上を含有してもよい。
次に、本発明の一実施形態に係るレールの構成要件、および限定理由について詳細に説明する。なお、以下に説明する、鋼の化学成分の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
（１）鋼の化学成分の限定理由
本実施形態のレールを構成する鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。
（Ｃ：０．７０〜１．００％）
Ｃは、ベイナイト組織の耐摩耗性を確保するために有効な元素である。Ｃ含有量が０．７０％未満になると、図１に示したように、本実施形態に係るレールの頭表部の良好な耐摩耗性が維持できない。さらに、Ｃ含有量が０．７０％未満になると、硬さが低下し、レールの頭表部の耐表面損傷性が低下する。一方、Ｃ含有量が１．００％を超えると、図２に示したように、レールの頭表部の耐摩耗性が過剰になり、ころがり疲労損傷の発生により表面損傷発生寿命が低減し、耐表面損傷性が大幅に低下する。
このため、Ｃ含有量を０．７０％以上１．００％以下に限定する。なお、レールの頭表部の耐摩耗性を安定的に向上させるためには、Ｃ含有量を０．７２％以上とすることが望ましく、０．７５％以上とすることがさらに望ましい。また、レールの頭表部の耐表面損傷性を安定的に向上させるためには、Ｃ含有量を０．９５％以下とすることが望ましく、０．８５％以下とすることがさらに望ましい。
（Ｓｉ：０．２０〜１．５０％）
Ｓｉは、ベイナイト組織の基地組織であるフェライトに固溶し、レールの頭表部の硬度（強度）を上昇させ、レールの頭表部の耐表面損傷性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２０％未満では、これらの効果が十分に期待できない。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成する。さらに、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レールの頭表部にマルテンサイト組織が生成し、その耐摩耗性および耐表面損傷性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．２０％以上１．５０％以下に限定する。なお、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐摩耗性を向上させるためには、Ｓｉ含有量を０．２５％以上とすることが望ましく、０．４０％以上とすることがさらに望ましい。また、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐表面損傷性を向上させるためには、Ｓｉ含有量を１．００％以下とすることが望ましく、０．７５％以下とすることがさらに望ましい。
（Ｍｎ：０．３０〜１．００％）
Ｍｎは、焼入れ性を高め、ベイナイト変態を安定化すると同時に、ベイナイト組織の基地組織であるフェライトおよび炭化物を微細化してベイナイト組織の硬度を確保し、レールの頭表部の耐表面損傷性をより一層向上させる元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、それらの効果が小さく、レールの頭表部の耐表面損傷性が十分に向上しない。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レールの頭表部にマルテンサイト組織が生成し、その耐表面損傷性および耐摩耗性が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上１．００％以下に限定する。なお、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐摩耗性を向上させるためには、Ｍｎ含有量を０．３５％以上とすることが望ましく、０．４０％以上とすることがさらに望ましい。また、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐表面損傷性を向上させるためには、Ｍｎ含有量を０．９０％以下とすることが望ましく、０．８０％以下とすることがさらに望ましい。
（Ｃｒ：０．５０〜１．３０％）
Ｃｒは、ベイナイト変態を促進させるとともに、ベイナイト組織の基地組織であるフェライトおよび炭化物を微細化してベイナイト組織の硬度（強度）を向上させ、レールの頭表部の耐表面損傷性を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％未満ではそれらの効果は小さく、Ｃｒ含有量が減少するに従いベイナイト変態の促進効果およびベイナイト組織の硬度を向上させる効果が減少し、レールの頭表部の耐表面損傷性が十分に向上しない。一方、Ｃｒ含有量が１．３０％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レールの頭表部にマルテンサイト組織が生成し、その耐表面損傷性および耐摩耗性が低下する。このため、Ｃｒ含有量を０．５０％以上１．３０％以下に限定する。なお、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐摩耗性を向上させるためには、Ｃｒ含有量を０．６０％以上とすることが望ましく、０．６５％以上とすることがさらに望ましい。また、ベイナイト組織の生成を安定化し、レールの頭表部の耐表面損傷性を向上させるためには、Ｃｒ含有量を１．２０％以下とすることが望ましく、１．００％以下とすることがさらに望ましい。
（Ｐ：０．０２５０％以下）
Ｐは、鋼中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、その含有量を制御することが可能である。Ｐ含有量が０．０２５０％を超えると、ベイナイト組織が脆化し、レールの頭表部の耐表面損傷性が低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５０％以下に制御する。望ましくは、Ｐ含有量は０．０２００％以下に制御し、さらに望ましくは０．０１４０％以下に制御する。Ｐ含有量の下限は限定しないが、精錬工程の脱燐能力を考慮すると、０．００２０％程度が、Ｐ含有量の実質的な下限値になると考えられる。そのため、本実施形態では、Ｐ含有量の下限値を０．００２０％としてもよい。
（Ｓ：０．０２５０％以下）
Ｓは、鋼中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、その含有量を制御することが可能である。Ｓ含有量が０．０２５０％を超えると、粗大なＭｎＳ系硫化物の介在物が生成し易くなり、レールの頭表部において、介在物の周囲で生じる応力集中により、疲労き裂が生成し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｓ含有量を０．０２５０％以下に制御する。望ましくは、Ｓ含有量は０．０２００％以下に制御し、さらに望ましくは０．０１４０％以下に制御する。なお、Ｓ含有量の下限は限定しないが、精錬工程の脱硫能力を考慮すると、０．００２０％程度が、Ｓ含有量の実質的な下限値になると考えられる。そのため、本実施形態では、Ｓ含有量の下限値を０．００２０％としてもよい。
さらに、本実施形態に係るレールの化学成分は、レールの頭表部におけるベイナイト組織の安定化による耐表面損傷性の向上、硬さ（強度）の増加等による耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、および頭部内部の断面硬度分布の制御のために、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ、Ｚｒ、およびＮのうち１種または２種以上を必要に応じて含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係るレールがこれら元素を含有する必要はないので、これら元素の下限値は０％である。
ここで、本実施形態に係るレールにおける、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ、Ｚｒ、およびＮの作用効果について説明する。
Ｍｏは、ベイナイト組織の生成を促進させ、ベイナイト組織の基地フェライト組織および炭化物を微細化し、レールの頭表部の硬度を向上させる効果を備える。
Ｃｏは、摩耗面（頭部外郭表面）の基地フェライト組織を微細化し、レールの頭表部の耐摩耗性を高める効果を備える。
Ｃｕは、ベイナイト組織中の基地フェライト組織に固溶し、レールの頭表部の硬度を高める効果を備える。
Ｎｉは、ベイナイト組織の靭性と硬度とを向上させ、同時に、溶接継手の熱影響部の軟化を防止する効果を備える。
Ｖは、熱間圧延およびその後の冷却過程で生成した炭化物および窒化物等が生じさせる析出強化により、ベイナイト組織を強化する効果を有する。また、Ｖは、高温に加熱する熱処理が行われる際にオーステナイト粒を微細化させ、ベイナイト組織およびパーライト組織の延性および靭性を向上させる効果を有する。
Ｎｂは、旧オーステナイト粒界から生成する場合がある初析フェライト組織およびパーライト組織の生成を抑制し、ベイナイト組織を安定化する効果を有する。また、Ｎｂは、熱間圧延およびその後の冷却過程で生成した炭化物および窒化物等が生じさせる析出強化により、ベイナイト組織を強化する効果を有する。さらに、Ｎｂは、高温に加熱する熱処理が行われる際にオーステナイト粒を微細化させ、ベイナイト組織およびパーライト組織の延性および靭性を向上させる効果を有する。
Ｍｇ、Ｃａ、およびＲＥＭは、ＭｎＳ系硫化物を微細分散し、このＭｎＳ系硫化物から生成する疲労損傷を低減する効果を有する。
Ｂは、ベイナイト変態時に生成する初析フェライト組織およびパーライト組織の生成を抑止し、９８％以上のベイナイト組織を安定してレールの頭表部に生成させる効果を有する。
Ｚｒは、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、マルテンサイト組織の生成を抑制する効果を有する。
Ｎは、Ｖの窒化物の生成を促進させ、レールの頭表部の硬さを向上させる効果を有する。
（Ｍｏ：０〜０．５０％）
Ｍｏは、ＭｎまたはＣｒと同様に、レールの頭表部に安定的に９８％以上のベイナイト組織を生成させ、強度を上昇させることができる元素である。この効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超える場合、焼入れ性の過剰な増加により、マルテンサイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。さらに、レールの頭表部にころがり疲労損傷が発生し、耐表面損傷性が低下するおそれがある。さらに、Ｍｏ含有量が０．５０％を超える場合、鋼片において偏析を助長し、偏析部に靭性に有害なマルテンサイト組織を生成するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量を０．５０％以下にすることが望ましい。Ｍｏ含有量の下限値を０．０２％、または０．０３％としてもよい。また、Ｍｏ含有量の上限値を０．４５％、または０．４０％としてもよい。
（Ｃｏ：０〜１．００％）
Ｃｏは、ベイナイト組織のフェライト相に固溶し、摩耗面の基地組織（フェライト）を微細化し、摩耗面の硬度を高め、レールの頭表部の耐摩耗性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｃｏ含有量を０．０１％以上としてもよい。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和し、含有量に応じた組織の微細化が得られない。また、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、原材料費の増大を招き、経済性が低下する。このため、Ｃｏ含有量を１．００％以下にすることが望ましい。Ｃｏ含有量の下限値を０．０２％、または０．０３％としてもよい。また、Ｃｏ含有量の上限値を０．９５％、または０．９０％としてもよい。
（Ｃｕ：０〜１．００％）
Ｃｕは、ベイナイト組織中の基地フェライトに固溶し、固溶強化によりレールの頭表部の強度を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、過剰な焼入れ性向上により、レールの頭表部の耐摩耗性や耐表面損傷性にとって有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなるおそれがある。このため、Ｃｕ含有量を１．００％以下にすることが望ましい。Ｃｕ含有量の下限値を０．０７％、または０．１０％としてもよい。また、Ｃｕ含有量の上限値を０．９５％、または０．９０％としてもよい。
（Ｎｉ：０〜１．００％）
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素であり、ベイナイト変態温度を下げ、ベイナイト組織を微細化し、レールの頭表部の靭性を向上させる効果を有する。この効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、ベイナイト変態速度が大きく低下し、レールの頭表部の耐摩耗性や耐表面損傷性にとって有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなるおそれがある。そのため、Ｎｉ含有量を１．００％以下にすることが望ましい。Ｎｉ含有量の下限値を０．０７％、または０．１０％としてもよい。また、Ｎｉ含有量の上限値を０．９５％、または０．９０％としてもよい。
（Ｖ：０〜０．３００％）
Ｖは、熱間圧延時の冷却過程で生成したＶ炭化物、およびＶ窒化物が生じさせる析出硬化によってレールの頭表部の強度を高めるのに有効な成分である。さらにＶは、高温に加熱する熱処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作用を有するので、オーステナイト粒を微細化させ、レールの頭表部の延性および靭性を向上させるために有効な成分である。この効果を得るために、Ｖ含有量を０．００５％以上としてもよい。一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると上述の効果が飽和するので、Ｖ含有量を０．３００％以下にすることが望ましい。Ｖ含有量の下限値を０．００７％、または０．０１０％としてもよい。また、Ｖ含有量の上限値を０．２５０％、または０．２００％としてもよい。
（Ｎｂ：０〜０．０５００％）
Ｎｂは、旧オーステナイト粒界から生成する場合がある初析フェライト組織およびパーライト組織の生成を抑制し、且つ焼入れ性の増加によりベイナイト組織を安定的に生成させる元素である。また、Ｎｂは、熱間圧延時の冷却過程で生成したＮｂ炭化物、およびＮｂ窒化物が生じさせる析出硬化によってレールの頭表部の強度を高めるために有効な成分である。さらにＮｂは、高温に加熱する熱処理が行われる際に結晶粒の成長を抑制する作用を有するので、オーステナイト粒を微細化させ、レールの頭表部の延性および靭性を向上させるためにも有効な成分である。この効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００１０％以上としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５００％を超えると、Ｎｂの金属間化合物および粗大析出物（Ｎｂ炭化物）が生成し、レールの頭表部の靭性を低下させるおそれがあるので、Ｎｂ含有量を０．０５００％以下にすることが望ましい。Ｎｂ含有量の下限値を０．００１５％、または０．００２０％としてもよい。また、Ｎｂ含有量の上限値を０．０４５０％、または０．０４００％としてもよい。
（Ｍｇ：０〜０．０２００％）
Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物（ＭｇＳ）を形成し、このＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲に生じる応力集中を緩和し、レールの頭表部の耐疲労損傷性を向上させる。この効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上としてもよい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超える場合、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、この粗大酸化物の周囲に生じる応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの頭表部の耐疲労損傷性が低下するおそれがある。このため、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下にすることが望ましい。Ｍｇ含有量の下限値を０．０００８％、または０．００１０％としてもよい。また、Ｍｇ含有量の上限値を０．０１８０％、または０．０１５０％としてもよい。
（Ｃａ：０〜０．０２００％）
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、硫化物（ＣａＳ）を形成し、このＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲に生じる応力集中を緩和し、レールの頭表部の耐疲労損傷性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００５％以上としてもよい。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超える場合、Ｃａの粗大酸化物が生成し、この粗大酸化物の周囲に生じる応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの頭表部の耐疲労損傷性が低下するおそれがある。このため、Ｃａ含有量を０．０２００％以下にすることが望ましい。Ｃａ含有量の下限値を０．０００８％、または０．００１０％としてもよい。また、Ｃａ含有量の上限値を０．０１８０％、または０．０１５０％としてもよい。
（ＲＥＭ：０〜０．０５００％）
ＲＥＭは、脱酸および脱硫効果を有する元素であり、オキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を生成する。ＲＥＭ２Ｏ２ＳはＭｎ硫化物系介在物の生成核となる。ＲＥＭ２Ｏ２Ｓは、融点が高いので、熱間圧延の際に溶融せず、圧延によってＭｎ硫化物系介在物が延伸することを防ぐ。この結果、ＲＥＭ２Ｏ２ＳはＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲に生じる応力集中を緩和し、レールの頭表部の耐疲労損傷性を向上させることができる。この効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上としてもよい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭ２Ｏ２Ｓが過剰に生成し、ＲＥＭ２Ｏ２Ｓの周囲に生じる応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの頭表部の耐疲労損傷性が低下するおそれがある。このため、ＲＥＭ含有量を０．０５００％以下にすることが望ましい。ＲＥＭ含有量の下限値を０．０００８％、または０．００１０％としてもよい。また、ＲＥＭ含有量の上限値を０．０４５０％、または０．０４００％としてもよい。
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類金属である。「ＲＥＭ含有量」とは、これらの全希土類元素の含有量の合計値である。希土類元素の含有量の総和が上記範囲内であれば、希土類元素の種類が１であっても２以上であっても、同様な効果が得られる。
（Ｂ：０〜０．００５０％）
Ｂは、旧オーステナイト粒界から生成する場合がある初析フェライト組織、およびパーライト組織の生成を抑制し、ベイナイト組織を安定的に生成させる元素である。この効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上としてもよい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和し、原材料費を不必要に増大させるので、Ｂ含有量を０．００５０％以下にすることが望ましい。Ｂ含有量の下限値を０．０００３％、または０．０００５％としてもよい。また、Ｂ含有量の上限値を０．００４５％、または０．００４０％としてもよい。
（Ｚｒ：０〜０．０２００％）
Ｚｒは、ＺｒＯ２系介在物を生成する。このＺｒＯ２系介在物は、γ−Ｆｅとの格子整合性が良いので、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高め、これにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部へのマルテンサイト組織の生成を抑制する元素である。この効果を得るために、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上としてもよい。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、粗大なＺｒ系介在物の周囲に生じる応力集中により、疲労き裂が生成し、耐疲労損傷性が低下するおそれがある。このため、Ｚｒ含有量を０．０２００％以下にすることが望ましい。Ｚｒ含有量の下限値を０．０００３％、または０．０００５％としてもよい。また、Ｚｒ含有量の上限値を０．０１８０％、または０．０１５０％としてもよい。
（Ｎ：０〜０．０２００％）
Ｎは、Ｖと同時に含有される場合、熱間圧延後の冷却過程でＶの窒化物を生成し、ベイナイト組織の硬度（強度）を高め、レールの頭表部の耐摩耗性および耐疲労損傷性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｎ含有量を０．００６０％以上としてもよい。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し、内部疲労損傷が発生し易くなる。このため、Ｎ含有量を０．０２００％以下にすることが望ましい。Ｎ含有量の下限値を０．００６５％、または０．００７０％としてもよい。また、Ｎ含有量の上限値を０．０１８０％、または０．０１５０％としてもよい。
本実施形態に係るレールの化学成分が含む合金元素の含有量は以上の通りであり、化学成分の残部はＦｅ及び不純物である。原料、資材、製造設備等の状況によっては、不純物が鋼中に混入するが、本実施形態に係るレールの特性を阻害しない範囲であれば、不純物の混入は許容される。
上記のような化学成分を有するレールは、転炉、および電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、これにより得られる溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により鋳造し、次に、これにより得られる鋳片をレール形状に熱間圧延し、さらに、レールの頭表部の金属組織および硬さを制御する目的で熱処理することにより得られる。
（２）Ｍｎ／Ｃｒの値の限定理由
次に、質量％で示されるＭｎ含有量（Ｍｎ）とＣｒ含有量（Ｃｒ）の比であるＭｎ／Ｃｒ（下記式１を参照）の値を０．３０〜１．００の範囲に限定した理由について説明する。
Ｍｎ／Ｃｒ ・・・・・・・・・・・・式（１）
図５に示したように、Ｍｎ／Ｃｒの値が０．３０未満である場合、Ｃｒ含有量がＭｎ含有量に対して過剰となり、ベイナイト変態完了までの時間が著しく遅延し、耐表面損傷性および耐摩耗性に有害なマルテンサイト組織が生成してしまうので、レールの頭表部の耐表面損傷性および耐摩耗性の確保が困難となる。また、Ｍｎ／Ｃｒの値が１．００超である場合、Ｍｎ含有量がＣｒ含有量に対して過剰となり、耐表面損傷性に有害なパーライト組織が多量に生成し、レールの頭表部の耐表面損傷性の確保が困難となる。このため、Ｍｎ／Ｃｒの値を０．３０以上１．００以下の範囲に限定する。なお、マルテンサイト組織の生成をさらに抑制し、耐表面損傷性および耐摩耗性を十分に確保するために、Ｍｎ／Ｃｒの値は０．３８以上とすることが望ましく、０．５０以上とすることがさらに望ましい。また、パーライト組織の生成をさらに抑制し、レールの頭表部の耐表面損傷性および耐摩耗性を十分に確保するために、Ｍｎ／Ｃｒの値は０．９３以下とすることが望ましく、０．９０以下とすることがさらに望ましい。
なお、Ｍｎは、低温でもオーステナイトを維持するオーステナイト安定化元素として知られ、Ｃｒは焼入れ感受性を高める元素として知られており、ＭｎおよびＣｒの含有量を調整することで、オーステナイト組織からパーライト組織への変態の制御が可能であることは知られている。
一方、本実施形態に係るレールでは、このＭｎおよびＣｒの含有量を調整し、オーステナイト組織からベイナイト組織への変態を制御することが重要である。このベイナイト変態を得るためには、パーライト変態とは異なり、加速冷却後に温度保持を行う工程を含む製造方法が必須とされる。本発明者らは、Ｍｎ／Ｃｒの値を上記範囲に制御することにより、恒温保持において、オーステナイト組織からベイナイト組織が生成するように変態制御することが可能となり、マルテンサイト組織およびパーライト組織の生成の抑制も可能となることを想到したものである。
（３）金属組織およびベイナイト組織の必要範囲の限定理由
（頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の範囲の組織：９８面積％以上のベイナイト組織）
次に、レールの頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域（すなわち、レールの頭表部）の金属組織のうちの９８面積％以上をベイナイト組織とする理由について詳細に説明する。まず、組織をベイナイト組織に限定した理由について説明する。
車輪と接触するレールの頭表部では、耐表面損傷性と耐摩耗性との確保が最も重要である。金属組織と耐表面損傷性および耐摩耗性との関係を調査した結果、耐表面損傷性と耐摩耗性とを同時に向上させるためには、図１、および図２に示したように、９８面積％以上の、比較的炭素量の高いベイナイト組織を頭表部に生成させることが最もよいことが確認された。そこで、本実施形態では、レールの頭表部の耐表面損傷性と耐摩耗性とを同時に向上させるために、レールの頭表部の金属組織を９８面積％以上のベイナイト組織に限定した。
次に、ベイナイト組織を生成させる範囲を、「頭部外郭表面から１０ｍｍ深さまでの領域」に限定した理由について説明する。
頭部外郭表面から１０ｍｍ未満までの領域しか組織が上述のように制御されていない場合、レールの頭表部に要求される耐表面損傷性および耐摩耗性を確保することができず、レール使用寿命の十分な向上が困難となる。また、レールの頭表部の耐表面損傷性および耐摩耗性をさらに向上させるためには、頭部外郭表面から深さ３０ｍｍ程度までの領域を９８面積％以上のベイナイト組織とすることが望ましい。
図９に、本実施形態に係るレールの構成、および、９８面積％以上のベイナイト組織が必要な領域を示す。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と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。２つの頭部コーナー部２のうち一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。
頭頂部１の表面と頭部コーナー部２の表面とを併せた領域を、レールの頭部外郭表面と称する。この領域は、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（頭部外郭表面）から深さ１０ｍｍまでの領域を頭表部３ａ（図９中の斜線部）と呼ぶ。
図９に示すように、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面から深さ１０ｍｍまでの領域である頭表部３ａに所定の硬さおよび所定の面積率のベイナイト組織が配置されていれば、レールの頭表部３ａの耐表面損傷性および耐摩耗性が十分に向上する。したがって、９８面積％以上のベイナイト組織は、車輪とレールとが接する箇所であるので耐表面損傷性および耐摩耗性が要求される、頭表部３ａに配置する必要がある。一方、頭表部３ａ以外の、これら特性が必要とされない部分の組織は特に規定されない。
頭部外郭表面から１０ｍｍ未満までの領域しか、組織が上述のように制御されていない場合、レールの頭表部に要求される耐表面損傷性および耐摩耗性を確保することができず、レール使用寿命の十分な向上が困難となる。一方、９８面積％以上のベイナイト組織を含有させる範囲が、頭部外郭表面から１０ｍｍ超の深さの領域であってもよい。耐表面損傷性および耐摩耗性をさらに向上させるためには、頭部外郭表面から深さ３０ｍｍ程度までの領域を９８面積％以上のベイナイト組織とすることが望ましい。
また、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、上記のように９８面積％以上のベイナイト組織を含むことが望ましい。しかし、レールの頭表部の金属組織中に面積率で合計２％未満のベイナイト組織以外の組織が含まれていても良い。ベイナイト組織以外の組織とは、例えばパーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、およびマルテンサイト組織などである。これらベイナイト組織以外の組織は、レールの頭表部に含まれないほうが良い。しかし、これら組織がレールの頭表部に含まれても、これら組織の含有量が２面積％未満である限り、レールの頭表部の耐表面損傷性や耐摩耗性には大きな悪影響を及ぼさない。従って、本実施形態に係る耐表面損傷性や耐摩耗性に優れたレールの頭表部の組織は、面積率で２％未満であれば、微量なパーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を含んでもよい。言い換えれば、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、面積率で９８％以上がベイナイト組織であれば良く、ベイナイト組織以外の上記のような組織が混入する場合は、その組織は面積率で合計２％以下に制限する。なお、初析フェライトは、パーライト組織およびベイナイト組織の基地組織としてのフェライトとは区別される。
なお、レールの頭表部の耐表面損傷性および耐摩耗性を十分に向上させるためには、頭表部は面積率で９９％以上のベイナイト組織を有することが望ましい。
頭部外郭表面から任意の深さの位置におけるベイナイトの面積率は、例えば、２００倍の光学顕微鏡の視野で、その任意の深さの位置の金属組織を観察することにより求められる。また、前記した光学顕微鏡の観察は、その任意の深さの位置における２０視野（２０箇所）以上で行い、各視野におけるベイナイト組織の面積率の平均値を、その任意の深さの位置に含まれるベイナイト組織の面積率とみなすことが好ましい。
頭部外郭表面から２ｍｍ程度の深さの位置と、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの位置との、双方のベイナイト組織の面積率が９８％以上であれば、頭部外郭表面から少なくとも１０ｍｍ深さまでの領域（レールの頭表部）の金属組織の９８％以上がベイナイト組織である、とみなすことができる。また、頭部外郭表面から２ｍｍ深さの位置のベイナイト面積率と頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの位置のベイナイト面積率との平均値を、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さまでの領域全体の平均的なベイナイト面積率とみなすことができる。
なお、ベイナイト組織以外の組織（即ち、パーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、およびマルテンサイト組織等）の面積率は、前記した、ベイナイト組織の面積率と同様に測定することができる。
頭部外郭表面から２ｍｍ程度の深さの位置と、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの位置の、双方のベイナイト組織以外の組織の面積率が２％未満であれば、頭部外郭表面から少なくとも１０ｍｍ深さまでの領域の組織におけるベイナイト組織以外の組織の面積率が２％未満であるとみなすことができる。
（４）レールの頭表部の硬さの限定理由
（頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の範囲の平均硬さ：Ｈｖ３８０〜５００）
次に、頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の平均硬さをＨｖ３８０以上Ｈｖ５００以下の範囲に限定した理由について説明する。
頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域（レールの頭表部）の硬さがＨｖ３８０未満では、図４に示したように、転動面で塑性変形が発達し、この塑性変形を起因とするころがり疲労損傷の発生により表面損傷発生寿命が低減し、レールの頭表部の耐表面損傷性が大幅に低下する。また、レールの頭表部の硬さがＨｖ５００を超えると、図４に示したように、レールの頭表部の摩耗促進効果が低減し、レールの頭表部において、ころがり疲労損傷の発生により表面損傷発生寿命が低減し、耐表面損傷性が大幅に低下する。このため、レールの頭表部の硬さをＨｖ３８０以上Ｈｖ５００以下の領域に限定する。
なお、転動面で塑性変形の発達をより抑制し、耐表面損傷性を十分に確保するために、頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の硬さをＨｖ３８５以上とすることが望ましく、Ｈｖ３９０以上とすることがさらに望ましい。また、摩耗促進効果の低減を抑制し、且つころがり疲労損傷の発生をさらに抑制して耐表面損傷性を十分に確保するために、頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の硬さをＨｖ４８５以下とすることが望ましく、Ｈｖ４７０以下とすることがさらに望ましい。
頭部外郭表面から１０ｍｍ未満までの領域しか、硬さが上述のように制御されていない場合、レール特性の十分な向上が困難となる。一方、硬さがＨｖ３８０〜５００である領域が、頭部外郭表面から１０ｍｍ超の深さまで及んでもよい。頭部外郭表面から３０ｍｍ程度までの領域の硬さをＨｖ３８０〜５００とすることが望ましい。この場合、レールの耐表面損傷性および表面損傷発生寿命が一層向上する。
なお、レールの頭表部の硬さは、頭表部内の複数の箇所における硬さ測定値を平均することにより求めることが好ましい。また、頭部外郭表面から２ｍｍ程度の深さにおける２０箇所の平均硬さと、頭部外郭表面から１０ｍｍ程度の深さにおける２０箇所の平均硬さの双方がＨｖ３８０〜５００であれば、頭部外郭表面から少なくとも１０ｍｍ深さまでの領域の硬さがＨｖ３８０〜５００であると推定される。硬さの測定方法の一例を以下に示す。
＜レールの頭表部の硬さの測定方法測定条件の一例＞
装置：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
測定用試験片採取方法：レール頭部の横断面から、頭表部を含むサンプル切り出し。
事前処理：前記横断面を平均粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で研磨。
測定方法：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じて測定。
頭部外郭表面から２ｍｍ深さ位置の平均硬さの算定：頭部外郭表面から深さ２ｍｍの任意の２０点において硬さ測定を行い、測定値の平均値を算出する。
頭部外郭表面から１０ｍｍ深さ位置の平均硬さの算定：頭部外郭表面から深さ１０ｍｍの任意の２０点において硬さ測定を行い、測定値の平均値を算出する。
頭表部の平均硬さの算定：上述の頭部外郭表面から２ｍｍ深さ位置の平均硬さと、頭部外郭表面から１０ｍｍ深さ位置の平均硬さとの平均値を算出する。
なお、本実施形態において「横断面」とは、レール長手方向に垂直な断面である。
（５）頭部外郭表面の熱処理条件
次に、上述してきた本実施形態に係る耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたレールの製造方法について説明する。
図１３に示されるように、本実施形態に係るレールの製造方法は、上述の本実施形態に係るレールを構成する鋼の化学成分を含有する鋼片をレール形状に熱間圧延して素材レールを得る工程と、前記熱間圧延する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面を、オーステナイトからの変態開始温度以上の温度域である７００℃以上の温度域から３５０〜５００℃の温度域まで３．０〜２０．０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却する工程と、前記加速冷却する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面の温度を３５０〜５００℃の前記温度域内で１００〜８００ｓｅｃ保持する工程と、前記保持する工程の後に、前記素材レールを室温まで自然冷却またはさらに加速冷却する工程とを備える。本実施形態に係るレールの製造方法は、前記熱間圧延する工程と、前記加速冷却する工程との間に、前記熱間圧延後のレールを予備冷却し、次いで、前記素材レールの前記頭部外郭表面をオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上に再加熱する工程をさらに備えてもよい。
素材レールとは、レール形状に熱間圧延された後かつ組織制御のための熱処理が完了する前の鋼片である。従って素材レールは、本実施形態に係るレールとは異なる組織を有するが、本実施形態に係るレールと同じ形状を有している。すなわち、素材レールは、素材レールの延伸方向に沿って素材レール頭部の頂部に延在する平坦な領域である頭頂部と、素材レールの延伸方向に沿って素材レール頭部の側部に延在する平坦な領域である側頭部と、頭頂部と側頭部との間に延在する丸められた角部および側頭部の上半分を併せた領域である頭部コーナー部とを有する素材レール頭部を有し、頭頂部の表面と頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面を有する。本実施形態に係るレールの製造方法では、レールの頭表部の組織を制御するために、素材レールの頭部外郭表面の温度を制御する。本実施形態に係るレールの、頭表部以外の箇所の組織は特に限定されないので、本実施形態に係るレールの製造方法では、素材レールの頭部外郭表面以外の箇所を上述のように制御する必要はない。素材レールの頭部外郭表面の温度は、例えば、放射温度計によって測定することができる。
オーステナイトからの変態開始温度とは、組織のほぼ全てがオーステナイトである鋼を冷却した際に、オーステナイトがオーステナイト以外の組織に変態し始める温度である。例えば、亜共析鋼のオーステナイトからの変態開始温度はＡｒ３点（オーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度）であり、過共析鋼のオーステナイトからの変態開始温度はＡｒｃｍ点（オーステナイトからセメンタイトへの変態が開始する温度）であり、共析鋼のオーステナイトからの変態開始温度はＡｒ１点（オーステナイトからフェライトおよびセメンタイトへの変態が開始する温度）である。オーステナイトからの変態開始温度は、鋼の化学成分、特に鋼のＣ含有量に影響される。
オーステナイト変態完了温度とは、上述のように、鋼の加熱の際に鋼の組織のほぼ全てがオーステナイトとなる温度である。例えば、亜共析鋼のオーステナイト変態完了温度はＡｃ３点であり、過共析鋼のオーステナイト変態完了温度はＡｃｃｍ点であり、共析鋼のオーステナイト変態完了温度はＡｃ１点である。
以下、熱間圧延後の各熱処理条件を限定した理由について説明する。
＜１＞冷却開始温度
本実施形態に係るレールの製造方法は、素材レールを得るために鋼片をレール形状に熱間圧延する工程と、組織制御のために行われる素材レールを加速冷却する工程とを含む。熱間圧延する工程の条件は特に限定されず、後の工程の実施の妨げにならない限り、周知のレールの熱間圧延条件から適宜選択されればよい。熱間圧延する工程と加速冷却する工程とは連続的に行われることが好ましいが、製造設備の制約等に応じて、加速冷却する工程の前に、熱間圧延後の素材レールの頭部外郭表面を冷却し、次いで再加熱してもよい。
熱処理（加速冷却）開始時の素材レールの頭部外郭表面の温度は、オーステナイトからの変態開始温度以上である必要がある。熱処理開始時の素材レールの頭部外郭表面の温度がオーステナイトからの変態開始温度未満である場合、必要とされるレールの頭表部の組織が得られない場合がある。これは、加速冷却開始前に素材レールの頭表部にオーステナイト以外の組織が生じ、この組織が熱処理後に残存するからである。
なお、オーステナイトからの変態開始温度は上記のように鋼の炭素量に応じて大きく変化する。本実施形態に係るレールの化学成分を有する鋼のオーステナイトからの変態開始温度は７００℃が下限である。したがって、本実施形態に係るレールの製造方法では、加速冷却する工程における加速冷却の開始温度の下限値を７００℃以上にする必要がある。
熱間圧延と加速冷却との間に冷却（以下、予備冷却と称する場合がある）と再加熱とを行う場合、素材レールの頭部外郭表面の予備冷却の条件は限定されないが、レールの搬送を行いやすくする等のために、素材レールは室温まで予備冷却されることが好ましい。また、この場合、素材レールの頭部外郭表面の再加熱は、素材レールの頭部外郭表面の温度がオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上となるまで行われる必要がある。再加熱終了時の素材レールの頭部外郭表面の温度がオーステナイト変態完了温度＋３０℃未満である場合、必要とされるレールの頭表部の組織が得られない場合がある。これは、再加熱終了時の素材レールの頭表部にオーステナイト以外の組織が残存し、この組織が熱処理後に残存するからである。
なお、再加熱時のオーステナイト粒の粗大化（すなわち、変態後のパーライト組織の粗大化）を抑制するために、再加熱温度はオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上とし、最大再加熱温度を１０００℃以下に制御することが望ましい。
熱間圧延後または再加熱後の素材レールの頭部外郭表面は、７００℃以上の温度域から３．０〜２０．０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却される。加速冷却を開始する際の素材レールの頭部外郭表面の温度が７００℃未満では、上述のように、加速冷却前に素材レールの頭表部にベイナイト組織が生成するので、熱処理による頭表部の硬度制御が不可能となってしまい、所定の硬度が得られない。また、加速冷却を開始する際の素材レールの頭部外郭表面の温度が７００℃未満である場合、炭素量が高い鋼では、頭表部にパーライト組織が生成し、レールの耐表面損傷性が低下する。このため、加速冷却を開始する際の素材レールの頭部外郭表面の温度を７００℃以上に限定する。
素材レールの頭部外郭表面の加速冷却の開始温度は、熱処理効果を安定化させるために、７２０℃以上とすることが望ましい。さらに、レール頭部の内部（頭部外郭表面から１０ｍｍ超の深さの領域）の硬さおよび組織を好ましいものにするために、素材レールの頭部外郭表面の加速冷却の開始温度を７５０℃以上とすることがさらに望ましい。
熱間圧延後に冷却および再加熱を行うことなく加速冷却を開始する場合、素材レールの頭部外郭表面の加速冷却の開始温度の上限は特に限定されない。熱間圧延後に冷却および再加熱を行うことなく加速冷却を開始する場合、仕上圧延の終了時の素材レールの頭部外郭表面の温度が９５０℃程度となることが多いので、加速冷却の開始温度の実質的な上限値は９００℃程度となる。熱処理時間の短縮を図るために、加速冷却の開始温度は８５０℃以下とすることが望ましい。
一方、熱間圧延後の素材レールの頭部外郭表面を冷却し、再加熱する場合においては、熱処理時間の短縮を図るために、素材レールの頭部外郭表面の加速冷却の開始温度を８５０℃以下に制御することが望ましい。
オーステナイトからの変態開始温度およびオーステナイト変態完了温度は、鋼材の炭素量および化学成分に応じて異なる。オーステナイトからの変態開始温度およびオーステナイト変態完了温度を正確に求めるためには、実験による検証が必要である。しかしながら、鋼中の炭素量のみに基づいて、冶金学の教科書（例えば、鉄鋼材料、日本金属学会編）などに掲載されているＦｅ−Ｆｅ３Ｃ系平衡状態図に基づいてオーステナイトからの変態開始温度およびオーステナイト変態完了温度を推定してもよい。本実施形態に係るレールのオーステナイトからの変態開始温度は通常、７００℃以上８００℃以下の範囲である。
＜２＞加速冷却速度
次に、素材レールの頭部外郭表面の加速冷却において、冷却速度を３．０℃／ｓｅｃ以上２０．０℃／ｓｅｃ以下の範囲に限定した理由を説明する。
素材レールの頭部外郭表面を３．０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で加速冷却すると、レールの頭表部にパーライト組織が生成し、ころがり疲労損傷が発生しやすくなり、耐表面損傷性が低下する。また、素材レールの頭部外郭表面を２０℃／ｓｅｃを超える速度で加速冷却すると、加速冷却後の復熱量が増加し、後述する加速冷却後の温度保持が困難となり、ベイナイト変態温度が上昇し、レールの頭表部の硬さの制御が困難となり、ベイナイト組織の変態温度が上昇し、レールの頭表部の硬さが低下し、耐表面損傷性の維持が困難となる。このため、加速冷却速度の範囲を３．０℃／ｓｅｃ以上２０．０℃／ｓｅｃ以下の範囲に限定する。
本実施形態に係るレールの製造方法において、「冷却速度」とは、冷却開始温度と冷却終了温度との差を冷却時間で割った値である。
＜３＞加速冷却の停止温度範囲
前述の素材レールの頭部外郭表面の加速冷却において、冷却停止温度を３５０℃以上５００℃以下の範囲に限定した理由を説明する。
素材レールの頭部外郭表面の温度が５００℃を超える状態で加速冷却を停止すると、ベイナイト組織の変態温度が上昇し、レールの頭表部の硬さが低下し、耐表面損傷性の維持が困難となる。また、素材レールの頭部外郭表面の温度が５００℃を超える状態で加速冷却を停止すると、加速冷却終了の直後にパーライト組織が生成し、ころがり疲労損傷が発生しやすくなり、レールの頭表部の耐表面損傷性が低下する。また、素材レールの頭部外郭表面を３５０℃未満まで加速冷却すると、ベイナイト組織の変態温度が低下し、レールの頭表部の硬さが過剰に増加する。また、素材レールの頭部外郭表面を３５０℃未満まで加速冷却すると、ベイナイト組織の変態速度が低下し、ベイナイト変態が完全に終了せず、マルテンサイト組織が生成する。その結果、ころがり疲労損傷が発生しやすくなり、レールの頭表部の耐表面損傷性や耐摩耗性が低下する。このため、加速冷却の停止温度を３５０℃以上５００℃以下の範囲に限定する。
＜４＞保持時間の範囲
本実施形態に係るレールの製造方法は、素材レールの頭部外郭表面の加速冷却を３５０℃以上５００℃以下の範囲内にて停止した後に、素材レールの頭部外郭表面の温度を３５０〜５００℃の範囲内に１００〜８００ｓｅｃ保持する工程を含む。保持する工程において、保持する時間（保持時間）を１００ｓｅｃ以上８００ｓｅｃ以下に限定した理由を説明する。
保持時間が１００ｓｅｃ未満では、ベイナイト変態が完全に終了せず、マルテンサイト組織が生成する。その結果、ころがり疲労損傷が発生しやすくなり、レールの頭表部の耐表面損傷性が低下する。また、保持時間が８００ｓｅｃを超えると、ベイナイト組織自体が焼戻され、硬さが低下し、レールの頭表部の耐表面損傷性の確保が困難となる。このため、加速冷却後の保持時間を１００ｓｅｃ以上８００ｓｅｃ以下に限定する。
なお、加速冷却後の温度保持の工程においては、３５０〜５００℃の範囲内であれば、どの温度を選択しても望ましい金属組織と硬さとが得られる。したがって、温度保持中は、恒温保持を行っても、３５０〜５００℃の範囲内で温度を変動させても良い。
上記した３５０℃以上５００℃以下の範囲における温度保持後に、素材レールは室温まで冷却される。この際、温度保持によって形成された金属組織は冷却条件に実質的に影響されないので、冷却条件は限定されない。従って、本実施形態に係るレールの製造方法では、温度保持後は自然冷却すれば良く、加速冷却しても差し支えない。
以上の製造条件（熱処理条件）を採用することにより、本実施形態に係るレールを製造することができる。
本実施形態に係るレールの製造方法において、「冷却速度」とは、冷却開始温度と冷却終了温度との差を冷却時間で割った値である。
本実施形態に係るレールの製造方法では、耐表面損傷性および耐摩耗性が要求されるレールの頭表部に９８面積％以上のベイナイト組織を生成させるために、製造条件を限定する。つまり、耐表面損傷性および耐摩耗性が必須とされない、頭表部以外の部分（例えば、レールの足部等）の組織は、９８面積％以上のベイナイト組織を含まなくても良い。従って、素材レールの頭部外郭表面の冷却条件が規定される熱処理において、素材レールの頭部外郭表面以外の部分の製造条件（熱処理条件）は限定されない。従って、素材レールの頭部外郭表面以外の部分は、上述の冷却条件で冷却されなくてもよい。
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。
表１及び表２に本発明の範囲内のレール（実施例、鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４）の化学成分を示す。表３に本発明の範囲外のレール（比較例、鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８）の化学成分を示す。表中の下線を付した数値は、本発明で規定する範囲外である数値である。表１〜表３には、その化学成分値（質量％）から算定される、Ｍｎ／Ｃｒ値も併記した。
また、表４〜表６に、表１〜表３に示したレール（鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８）の諸特性（頭部外郭表面から深さ２ｍｍの箇所および頭部外郭表面から深さ１０ｍｍの箇所の組織、頭部外郭表面から深さ２ｍｍの箇所および頭部外郭表面から深さ１０ｍｍの箇所の硬さ、図１１に示す方法で行った繰り返し回数５０万回の摩耗試験結果、および図１２に示す方法で行った最大繰り返し回数２００万回の転動疲労試験結果）を示す。
なお、図１０はレールの断面図であり、図１１に示す摩耗試験で用いる試験片の採取位置を示す。図１０に示すように、円盤状試験片の上面が試験レールの頭部外郭表面下２ｍｍとなり、円盤状試験片の下面が試験レールの頭部外郭表面下１０ｍｍとなるように、試験レールの頭表部から厚さ８ｍｍの円盤状試験片を切り出した。
表のうち、金属組織を開示する箇所において、ベイナイトを「Ｂ」と記載し、パーライトを「Ｐ」と記載し、マルテンサイトを「Ｍ」と記載する。「Ｂ」と記載されている例の組織は、９８面積％以上のベイナイトを含む。「Ｂ＋Ｍ」「Ｂ＋Ｐ」または「Ｂ＋Ｐ＋Ｍ」と記載されている例の組織は、９８面積％未満のベイナイトと、合計２面積％超のマルテンサイト、および／またはパーライトを含む。頭表部の表面から２ｍｍ深さの箇所の組織と、頭表部の表面から１０ｍｍ深さの箇所の組織との両方が「Ｂ」である例は、組織に関し本発明の規定範囲内である例であるとみなされる。
表には、頭表部の表面下２ｍｍの箇所および表面下１０ｍｍの箇所の硬さを単位Ｈｖで示す。頭表部の表面から２ｍｍ深さの箇所の硬さと、頭表部の表面から１０ｍｍ深さの箇所の硬さとの両方がＨｖ３８０〜５００である例は、硬度に関し本発明の規定範囲内である例であるとみなされる。
表には、摩耗試験結果（摩耗試験終了後の摩耗量）を単位ｇで示す。
表には、転動疲労試験結果（転動疲労試験において疲労損傷が生じるまでの繰り返し回数）を、単位万回で示す。転動疲労試験結果が「−」と記載されている例は、最大繰り返し回数２００万回の転動疲労試験の終了の際に、疲労損傷が生じておらず、耐疲労損傷性が良好な例である。
＜鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８の摩耗試験の実施方法および合否基準＞
試験機：西原式摩耗試験機（図１１参照）
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）、図１１中のレール材４
試験片採取位置：レールの頭部外郭表面下２ｍｍ（図１０参照）
接触面圧：８４０ＭＰａ
すべり率：９％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）、図１１中の車輪材５
試験雰囲気：大気中
冷却方法：図１１中の冷却用エアーノズル６を用いた、圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：５０万回
合格基準：摩耗量が１ｇ以上である例は、耐摩耗性に関し本発明の規定範囲外である例とみなした。
＜鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８の転動疲労試験の実施方法および合否基準＞
試験機：転動疲労試験機（図１２参照）
試験片形状：レール（２ｍの１４１ポンドレール）、図１２中の試験レール８
車輪：ＡＡＲ（Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｒａｉｌｒｏａｄｓ）タイプ（直径９２０ｍｍ）、図１２中の車輪９
荷重 ラジアル：５０〜３００ｋＮ、スラスト：２０ｋＮ
潤滑：ドライ＋油（間欠給油）
転動回数：損傷発生まで（損傷が発生しない場合最大２００万回まで）
合格基準：転動疲労試験中に表面損傷が生じた例は、耐疲労損傷性に関し本発明の規定範囲外である例とみなした。
＜鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８の硬さの測定方法＞
測定用試験片：頭表部を含むレール頭部の横断面から切り出されたもの
事前処理：断面をダイヤ研磨
装置：ビッカース硬度計を使用（荷重９８Ｎ）
測定方法：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠
頭部外郭表面から２ｍｍ深さの位置の硬さの測定方法：頭部外郭表面から深さ２ｍｍの任意の２０箇所の硬度を測定し、これら測定値を平均することにより求めた
頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの位置の硬さの測定方法：頭部外郭表面から深さ１０ｍｍの任意の２０箇所の硬度を測定し、これら測定値を平均することにより求めた
＜鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８の組織観察方法＞
事前処理：断面をダイヤ研磨し、次いで３％ナイタールを用いたエッチング
組織観察：光学顕微鏡を使用
頭部外郭表面から１０ｍｍ深さまでの領域のべイナイト面積率の測定方法：光学顕微鏡写真に基づき、頭部外郭表面から２ｍｍ深さの２０箇所のベイナイト面積率、および頭部外郭表面から１０ｍｍ深さの２０箇所のベイナイト面積率をそれぞれ求め、これらを平均することにより各位置の値を求めた
表４〜表６に示した実施例および比較例のレールの製造工程および製造条件の概略は下記に示すとおりである。
＜製造工程の概略＞
製造方法１（表中で、「＜１＞」と表記）：溶鋼の化学成分を調整し、鋳造し、鋼片を１２５０〜１３００℃の温度範囲内まで再加熱し、熱間圧延し、熱処理した
製造方法２（表中で、「＜２＞」と表記）：溶鋼の化学成分を調整し、鋳造し、鋼片を１２５０〜１３００℃の温度範囲内まで再加熱し、熱間圧延し、予備冷却し、一旦常温まで冷却し、素材レールを製造した後に、頭部外郭表面をオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上まで再加熱し、熱処理した
＜頭表部熱処理条件＞
冷却開始温度 ：７５０℃
加速冷却速度 ：８．０℃/ｓｅｃ
加速冷却停止温度：４３０℃
保持時間 ：４００ｓｅｃ
表１〜表３に示した実施例および比較例のレールの詳細は下記に示すとおりである。
（１）本発明レール（４４本）
符号 Ａ１〜Ａ４４：化学成分値、その化学成分値（質量％）からなるＭｎ／Ｃｒ値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さが本発明範囲内のレール。
（２）比較レール（１８本）
符号 Ｂ１〜Ｂ１０（１０本）：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓの含有量が本発明範囲外のレール。
符号 Ｂ１１〜Ｂ１４（４本）：Ｍｎ／Ｃｒの値が本発明範囲外のレール。
符号 Ｂ１５〜Ｂ１８（４本）：ＭｎまたはＣｒの含有量が本発明範囲外のレール
Figure 2015182743
Figure 2015182743
Figure 2015182743
Figure 2015182743
Figure 2015182743
Figure 2015182743
表１〜表６に示すように、各合金元素の含有量が本発明の規定範囲内である本実施例のレール（符号Ａ１〜Ａ４４）は、その頭表部においてパーライト組織、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、頭表部の組織を９８面積％以上のベイナイト組織としたので、比較例のレール（符号Ｂ１〜Ｂ１８）よりも耐表面損傷性と耐摩耗性とが高かった。また、表１〜表６に示すように、鋼の化学成分、Ｍｎ／Ｃｒの値が制御された本実施例のレール鋼（符号Ａ１〜Ａ４４）は、パーライト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、レールの頭表部の硬さを制御することにより、比較例のレール鋼（符号Ｂ１１〜Ｂ１８）よりも耐表面損傷性と耐摩耗性とが高かった。
一方、Ｃ含有量が不足した比較例Ｂ１は、摩耗量が大きくなり、さらに、硬度が不足したので耐表面損傷性が損なわれた。
Ｃ含有量が過剰な比較例Ｂ２は、摩耗量が不足し、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｓｉが不足した比較例Ｂ３は、ベイナイトが軟化したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｓｉが過剰な比較例Ｂ４は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が増大し、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
ＭｎおよびＭｎ／Ｃｒが不足した比較例Ｂ５は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が過剰となり、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
ＭｎおよびＭｎ／Ｃｒが過剰であった比較例Ｂ６は、過剰量のパーライトが生成したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｃｒが不足し、Ｍｎ／Ｃｒが過剰であった比較例Ｂ７は、過剰量のパーライトが生成したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｃｒが過剰であり、Ｍｎ／Ｃｒが不足した比較例Ｂ８は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が過剰となり、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
Ｐが過剰である比較例Ｂ９は、組織が脆化したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｓが過剰である比較例Ｂ１０は、粗大介在物が生成したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｍｎ／Ｃｒが過剰であった比較例Ｂ１１およびＢ１２は、過剰量のパーライトが生成したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｍｎ／Ｃｒが不足した比較例比較例Ｂ１３およびＢ１４は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が過剰となり、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
Ｍｎが不足した比較例Ｂ１５は、ベイナイトが軟化したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｍｎ含有量が過剰な比較例Ｂ１６は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が過剰となり、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
Ｃｒ含有量が不足した比較例Ｂ１７は、ベイナイトが軟化したので、耐表面損傷性が損なわれた。
Ｃｒ含有量が過剰な比較例Ｂ１８は、過剰量のマルテンサイトが生成したので、摩耗量が過剰となり、さらに耐表面損傷性が損なわれた。
次に、表１、表２に示すＮｏ．Ａ１３、Ａ１８、Ａ２１、Ａ２８と同じ化学成分（いずれも本発明の規定範囲内の化学成分）を有する鋼を用いて、表７に示すような種々の製造条件によってレール（Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２３）を作成した。表７には、例Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２３の頭部外郭表面の熱処理条件（冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度、および保持時間）が記載されている。例Ｃ７の製造では、加速冷却後に復熱による昇温が発生し、恒温保持を行えなかったので、例Ｃ７の保持時間は表７に記載されていない。
表８に、得られた各レール（鋼Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２３）の諸特性を示す。表８には、頭表部の組織、頭表部の硬さ、図１１に示す方法で行った摩耗試験、および図１２に示す方法で行った転動疲労試験結果が、表４〜６と同様に記載されている。表８のうち、金属組織を開示する箇所において、記号「Ｂ」の隣に付されている数値は、ベイナイトの含有量である。記号「Ｂ」の隣に数値が付されていない例は、金属組織の観察箇所においてベイナイトを９８面積％以上有していた例である。
また、鋼Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２３の摩耗試験の実施方法および合否基準、転動疲労試験の実施方法および合否基準、レールの頭表部の硬さの測定方法、および組織観察方法は、鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４４および鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８と同じであった。
表８に示すように、頭部外郭表面の熱処理条件（冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度、および保持時間）を本発明の範囲で行った実施例Ｃ１、Ｃ２、Ｃ４、Ｃ５、Ｃ８、Ｃ９、Ｃ１６、およびＣ１７は、パーライト組織、およびマルテンサイト組織等の生成、ならびにベイナイト組織の軟化が抑制され、レールの頭表部の硬さが適切に制御されたことにより、良好な耐表面損傷性と耐摩耗性とを有した。
冷却開始温度が規定範囲よりも低かった比較例Ｃ３は、パーライトが生成したので耐疲労損傷性が損なわれた。
加速冷却速度が規定範囲よりも小さかった比較例Ｃ６は、パーライトが生成したので耐疲労損傷性が損なわれた。
加速冷却速度が規定範囲よりも大きかった比較例Ｃ７は、加速冷却終了後に復熱によって温度が上昇し、恒温保持を適切に行うことができなかったので、ベイナイトが軟質化し、耐疲労損傷性が損なわれた。
加速冷却停止温度が規定範囲よりも高かった比較例Ｃ１０〜Ｃ１２は、パーライトが生成し、これにより耐疲労損傷性が損なわれた。
加速冷却停止温度が規定範囲よりも低かった比較例Ｃ１３〜Ｃ１５は、マルテンサイトが生成し、これにより耐疲労損傷性や耐摩耗性が損なわれた。
恒温保持時間が規定範囲よりも少なかった比較例Ｃ１８〜２０は、マルテンサイトが生成し、これにより耐疲労損傷性や耐摩耗性が損なわれた。
恒温保持時間が規定範囲よりも多かった比較例Ｃ２１〜Ｃ２３は、ベイナイトが軟質化し、これにより耐疲労損傷性が損なわれた。
Figure 2015182743
Figure 2015182743
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から深さ１０ｍｍまでの領域、斜線部）
４：レール材
５：車輪材
６：冷却用エアーノズル
７：レール移動用スライダー
８：試験レール
９：車輪
１０：モーター
１１：荷重制御装置
１２：側頭部

Claims (4)

  1. レールであって、
    前記レールの延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する平坦な領域である頭頂部と、前記レールの前記延伸方向に沿って前記レール頭部の側部に延在する平坦な領域である側頭部と、前記頭頂部と前記側頭部との間に延在する丸められた角部および前記側頭部の上半分を併せた領域である頭部コーナー部とを有する前記レール頭部を備え、
    質量％で、
    Ｃ：０．７０〜１．００％、
    Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、
    Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
    Ｃｒ：０．５０〜１．３０％、
    Ｐ：０．０２５０％以下、
    Ｓ：０．０２５０％以下、
    Ｍｏ：０〜０．５０％、
    Ｃｏ：０〜１．００％、
    Ｃｕ：０〜１．００％、
    Ｎｉ：０〜１．００％、
    Ｖ：０〜０．３００％、
    Ｎｂ：０〜０．０５００％、
    Ｍｇ：０〜０．０２００％、
    Ｃａ：０〜０．０２００％、
    ＲＥＭ：０〜０．０５００％、
    Ｂ：０〜０．００５０％、
    Ｚｒ：０〜０．０２００％、および
    Ｎ：０〜０．０２００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、
    Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との比であるＭｎ／Ｃｒの値が０．３０〜１．００の範囲内であり、
    前記頭頂部の表面と前記頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域の組織のうちの９８面積％以上がベイナイト組織であり、
    前記頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの前記領域の平均硬さがＨｖ３８０〜５００の範囲内であることを特徴とするレール。
  2. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｃｕ：０．０５〜１．００％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．００％、
    Ｖ：０．００５〜０．３００％、
    Ｎｂ：０．００１０〜０．０５００％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、および
    Ｎ：０．００６０〜０．０２００％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に記載のレール。
  3. 請求項１または請求項２に記載の前記化学成分を含有する鋼片をレール形状に熱間圧延して素材レールを得る工程と、前記熱間圧延する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面を、オーステナイトからの変態開始温度以上の温度域である７００℃以上の温度域から３５０〜５００℃の温度域まで３．０〜２０．０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却する工程と、
    前記加速冷却する工程の後に、前記素材レールの前記頭部外郭表面の温度を３５０〜５００℃の前記温度域内で１００〜８００ｓｅｃ保持する工程と、
    前記保持する工程の後に、前記素材レールを室温まで自然冷却またはさらに加速冷却する工程と
    を備えるレールの製造方法。
  4. 前記熱間圧延する工程と、前記加速冷却する工程との間に、
    前記熱間圧延後のレールを予備冷却し、次いで、前記素材レールの前記頭部外郭表面をオーステナイト変態完了温度＋３０℃以上に再加熱する工程
    をさらに備えることを特徴とする請求項３に記載のレールの製造方法。
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