WO2011021582A1

WO2011021582A1 - パーライト系レール

Info

Publication number: WO2011021582A1
Application number: PCT/JP2010/063760
Authority: WO
Inventors: 上田　正治; 恭平園山; 拓也棚橋; 照久宮崎; 克也岩野
Original assignee: 新日本製鐵株式会社
Priority date: 2009-08-18
Filing date: 2010-08-13
Publication date: 2011-02-24
Also published as: AU2010285725B2; US8361246B2; JPWO2011021582A1; EP2361995B2; PL2361995T3; ES2731660T3; BRPI1006017B1; KR101314338B1; JP4805414B2; EP2361995A4; CN102203311A; BRPI1006017A2; CA2744992C; RU2476617C1; KR20110060962A; RU2011124530A; AU2010285725A1; EP2361995B1; CA2744992A1; EP2361995A1

Abstract

　このパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５～１．２０％と、Ｓｉ：０．０５～２．００％と、Ｍｎ：０．０５～２．００％と、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含み；頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部がパーライト組織であり；前記パーライト組織である部位の表面硬さがＨｖ３２０～５００の範囲でかつ最大表面粗さが１８０μｍ以下である。

Description

パーライト系レール

　本発明は、レールの頭部や底部の耐疲労損傷性を向上させたパーライト系レールに関する。特に、本発明は、国内の急曲線や海外の貨物鉄道で使用されるパーライト系レールに関する。
　本願は、２００９年０８月１８日に、日本に出願された特願２００９－１８９５０８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

　海外の貨物鉄道では、鉄道輸送の高効率化を図るため貨物の高積載化を進めている。特に、通過する列車の本数が多い区間や急曲線のレールでは、レールの頭頂部や頭部コーナー部（車輪フランジ部との接触が厳しいレール頭部のコーナー付近）の摩耗が著しく進行し、摩耗量の増加による使用寿命の低下が問題である。

　また、国内の旅客鉄道においても、特に急曲線のレールでは、海外の貨物鉄道と同様に摩耗が著しく進行するため、摩耗量の増加による使用寿命の低下が問題である。

　このような背景から、高い耐摩耗性を有するレールの開発が求められるようになってきた。これらの問題を解決するため、特許文献１に示すようなレールが開発されている。このレールの主な特徴は、パーライト組織を高硬度化するため、熱処理を行い、パーライト組織（ラメラ間隔）を微細にした点にある。

　特許文献１では、高炭素鋼含有の鋼レールに熱処理を施し、金属組織をソルバイト組織または微細パーライト組織とする技術が開示されている。これにより、鋼レールの高硬度化を図り、耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。

　しかし、近年、海外の貨物鉄道や国内の旅客鉄道では、鉄道輸送のさらなる高効率化を図るため、貨物のより一層の高積載化や列車の高速化を進めている。特許文献１に記載のレールでは、レール頭部の耐摩耗性の確保が困難となり、レール使用寿命の低下が大きく低下するといった問題があった。

　そこで、この問題を解決するために、高炭素化された鋼のレールが検討された。このレールの特徴は、パーライト組織のラメラ中のセメンタイト体積比率を増加させ、耐摩耗性を向上させている点にある（例えば、特許文献２参照）。

　特許文献２では、鋼レールの炭素量を過共析域まで向上させ、金属組織をパーライト組織としたレールが開示されている。これにより、パーライトラメラ中のセメンタイト相の体積比率を高め、耐摩耗性を向上させ、より高寿命なレールを提供することができる。特許文献２に記載のレールにより、レールの耐摩耗性が向上し、一定の使用寿命の向上が図られた。しかし、近年、鉄道輸送のさらなる過密化が進み、レール頭部や底部からの疲労損傷の発生が健在化するようになった。その結果、特許文献２に記載のレールをもってしても、レール使用寿命が十分ではないといった問題がある。

特開昭５１－００２６１６号公報特開平０８－１４４０１６号公報特開平０８－２４６１００号公報特開平０９－１１１３５２号公報

　このような背景から、高炭素含有のパーライト組織を呈した鋼レールにおいて、レール頭部や底部からの耐疲労損傷性を向上させたレールの提供が望まれるようになった。

　本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、海外の貨物鉄道や国内の旅客鉄道のレールの耐疲労損傷性を向上させたパーライト系レールの提供を目的とする。

（１）本発明の一態様に係るパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５～１．２０％と、Ｓｉ：０．０５～２．００％と、Ｍｎ：０．０５～２．００％と、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含み；頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部がパーライト組織であり；前記パーライト組織である部位の表面硬さがＨｖ３２０～５００の範囲でかつ最大表面粗さが１８０μｍ以下である。

（２）上記（１）に記載のパーライト系レールでは、最大表面粗さに対する表面硬さの比が３．５以上であることが好ましい。
（３）上記（１）または（２）に記載のパーライト系レールでは、最大表面粗さを測定した部位における、底部から頭部に向かうレール鉛直方向（高さ方向）の粗さの平均値に対する最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数が、頭部及び底部の表面のレール長手方向の長さ５ｍｍあたり４０個以下であることが好ましい。

（４）～（１４）上記（１）または（２）に記載のパーライト系レールでは、質量％でさらに、下記（a）～（ｋ）の成分を選択的に含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含むことが好ましい。
（ａ）Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種
（ｂ）Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種
（ｃ）Ｃｏ：０．０１～１．００％の１種
（ｄ）Ｂ：０．０００１～０．００５０％の１種
（ｅ）Ｃｕ：０．０１～１．００％の１種
（ｆ）Ｎｉ：０．０１～１．００％の１種
（ｇ）Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％の１種
（ｈ）Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％の１種または２種
（ｉ）Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％の１種
（ｊ）Ａｌ：０．０１００～１．００％の１種
（ｋ）Ｎ：０．００６０～０．０２００％の1種
（１５）上記（１）または（２）に記載のパーライト系レールによれば、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種と；Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種と；Ｃｏ：０．０１～１．００％と；Ｂ：０．０００１～０．００５０％と；Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有と；Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有と；Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％と；Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％と；Ｚｒ：０．０００１～０．２０００％と；Ａｌ：０．００４０～１．００％と；Ｎ：０．００６０～０．０２００％と；を含有することが好ましい。

　上記（１）に記載のパーライト系レールによれば、Ｃ量：０．６５～１．２０％、Ｓｉ量：０．０５～２．００％、Ｍｎ量：０．０５～２．００％を含有しているため、パーライト組織の硬度（強度）を維持し、耐疲労損傷性を向上させることができる。さらには、疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成されにくく、疲労限応力範囲の低下を抑えることができるため、疲労強度を向上させることが可能となる。
　また、このパーライト系レールによれば、頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部がパーライト組織であり、頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部の表面硬さがＨｖ３２０～５００の範囲であり、最大表面粗さが１８０μｍ以下であるため、海外の貨物鉄道や国内の旅客鉄道のレールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（２）に記載のパーライト系レールの場合、最大表面粗さに対する表面硬さの比が３．５以上であるため、疲労限応力範囲を上昇させ、疲労強度を向上させることが可能となる。さらにパーライト系レールの耐疲労損傷性をさらに向上させることが可能となる。
　上記（３）に記載のパーライト系レールの場合、凹凸数が４０個以下であるため、疲労限応力範囲が上昇し、疲労強度が大きく向上する。
　上記（４）に記載のパーライト系レールの場合、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種を含有するため、パーライト組織のラメラ間隔が微細化し、パーライト組織の硬度（強度）が向上し疲労特性に有害なマルテンサイト組織の生成が抑えられる。その結果、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（５）に記載のパーライト系レールの場合、Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種を含有するため、オーステナイト粒が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。さらには、Ｖ及びＮｂは、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止することができるので、パーライト組織の靭性や硬度（強度）を向上させることが可能となる。
　上記（６）に記載のパーライト系レールの場合、Ｃｏ：０．０１～１．００％を含有しているため、フェライト組織がより一層微細化され、耐摩耗特性が向上する。
　上記（７）に記載のパーライト系レールの場合、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有するため、パーライト変態温度の冷却速度依存性が低減され、より均一な硬度分布がパーライト系レールに付与される。その結果、パーライト系レールの高寿命化を図ることが可能となる。
　上記（８）に記載のパーライト系レールの場合、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有するため、パーライト組織の硬度（強度）が向上し、疲労特性に有害なマルテンサイト組織の生成が抑えられる。その結果、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（９）に記載のパーライト系レールの場合、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有するため、パーライト組織の靭性が向上し、疲労特性に有害なマルテンサイト組織の生成が抑えられる。その結果、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１０）に記載のパーライト系レールの場合、Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％を含有するため、オーステナイト粒が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。さらには、溶接継ぎ手部の脆化を防止することができるので、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１１）に記載のパーライト系レールの場合、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％の１種または２種を含有するため、オーステナイト粒が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。その結果、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１２）に記載のパーライト系レールの場合、Ｚｒ：０．０００１～０．２０００％を含有するため、パーライト系レールの偏析部にマルテンサイトや初析セメンタイト組織の生成が抑制される。これにより、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１３）に記載のパーライト系レールの場合、Ａｌ：０．００４０～１．００％を含有するため、共析変態温度を高温側へ移動させることができる。これにより、パーライト組織が高硬度（強度）となり、耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１４）に記載のパーライト系レールの場合、Ｎ：０．００６０～０．０２００％を含有するため、オーステナイト粒界からパーライト変態が促進され、パーライトブロックサイズを微細化する。これにより、靭性が向上し、パーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。
　上記（１５）に記載のパーライト系レールの場合、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎを添加することにより、耐疲労損傷性の向上、さらには、耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、パーライト系レールの頭部内部の断面硬度分布の制御を図ることが可能となる。

本発明の一実施形態にかかるパーライト系レールの疲労試験の結果であり、同パーライト系レールの底部表面の金属組織や硬さと疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールの底部表面の最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）と疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールの底部表面におけるＳＶＨ／Ｒｍａｘと疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールの凹凸の数と疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールにおける、硬さＨｖ３２０～５００のパーライト組織が必要な領域を示した縦断面図である。同パーライト系レールの頭部表面の疲労試験の概要の模式図である。同パーライト系レールの底部表面の疲労試験の概要の模式図である。同パーライト系レールの最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比毎における、頭部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールの最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比毎における、底部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を示すグラフである。同パーライト系レールの頭部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数で区別して示したグラフである。同パーライト系レールの底部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数で区別して示したグラフである。

　以下に、本発明の一実施形態として、耐摩耗性および耐疲労損傷性に優れたパーライト系レールを詳細に説明する。ただし、本実施形態は、以下の説明のみに限定されず、本実施形態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、本実施形態は以下に示す記載内容のみに限定して解釈されるものではない。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。また、本実施形態にかかるパーライト系レールを必要に応じて鋼レールと称する。

　まず、本発明者らは、実軌道での鋼レールの疲労損傷の発生状況を調査した。その結果、鋼レールの頭部の疲労損傷は、車輪と接触するころがり面ではなく、その周囲の非接触部の表面から発生していることを確認した。また、鋼レールの底部の疲労損傷は、比較的応力が高い底部の幅方向の中央部付近の表面から発生していることを確認した。したがって、実軌道での疲労損傷は製品レールの頭部、底部の表面から発生していることが明らかになった。

　さらに、本発明者らは、この調査結果に基づき、鋼レールの疲労損傷の発生因子を解明した。鋼の疲労強度は一般的に鋼の引張強度（硬さ）との相関があることが知られている。そこで、Ｃ量：０．６０～１．３０％、Ｓｉ量：０．０５～２．００％、Ｍｎ量：０．０５～２．００％の鋼を用いて、レール圧延および熱処理を行い、鋼レールを製造し、実軌道の使用条件を再現した疲労試験を行った。なお、試験条件は下記に示すとおりである。
（ｘ１）レール形状：１３６ポンドの鋼レール（６７ｋｇ／ｍ）を用いる。
（ｘ２）疲労試験
　　　　試験方法：実物の鋼レールを用いて３点曲げ（スパン長：１ｍ、周波数：５Ｈｚ）による試験を行う。
　　　　荷重条件：応力範囲制御（最大－最小、最小荷重は最大荷重の１０％）を行う。
（ｘ３）試験姿勢：レール頭部に荷重負荷（底部に引張応力作用）を加える。
（ｘ４）繰り返し回数：２００万回、未破断の場合の最大応力範囲を疲労限応力範囲とする。

　実物の鋼レールの３点曲げによる疲労試験の結果を図１に示す。図１は鋼レールの底部表面の金属組織や硬さと疲労限応力範囲との関係を示したグラフである。ここで、鋼レールの底部の表面とは、図５に示す足裏部３である。疲労限応力範囲とは、上記（ｘ２）に示すとおり、疲労試験において最大応力と最小応力とで荷重を変動させて試験を行った際に、最大応力と最小応力との差を疲労試験における応力範囲とし、その中で、上記（ｘ４）に示すとおり、未破断の場合の最大応力範囲を疲労限応力範囲とする。

　図１より、鋼の疲労特性を決める疲労限応力範囲は、鋼の金属組織と相関があることが確認された。パーライト組織中に微量のフェライト組織が混在する図１の矢印Ａで示す領域（底部表面硬さ：Ｈｖ２５０～３００）の鋼レール、及び、微量のマルテンサイト組織や初析セメンタイト組織が混在する図１の矢印Ｃで示す領域（底部表面硬さ：Ｈｖ５３０～５８０）の鋼レールは、疲労限応力範囲が大きく低下し、かつ、疲労強度が大きく低下することが明らかになった。

　また、パーライト単相組織である図１の矢印Ｂで示す領域（底部表面硬さ：Ｈｖ３００～５３０）では、表面硬さが上昇するに従って疲労限応力範囲が増加する傾向を示す。しかしながら、底部表面硬さがＨｖ５００を超えると疲労限応力範囲が大きく低下する。したがって、所定の疲労強度を確実に確保するには、表面硬さを一定の範囲に収める必要があることが明らかとなった。

　さらに、本発明者らは、鋼レールの疲労強度を確実に向上させるために、同一の硬さの鋼レールの疲労限応力範囲が大きくばらつく要因を検証した。図１に示したように硬さが同一のパーライト組織においても疲労限応力範囲が２００～２５０ＭＰａ程度変動する。そこで、疲労試験において破断した鋼レールの起点を調査した。その結果、起点には凹凸があり、この凹凸から疲労損傷が発生していることが確認された。

　そこで、本発明者らは、鋼レールの疲労強度と表面の凹凸との関係を詳細に調査した。図２にその結果を示す。図２は、Ｃ量：０．６５～１．２０％、Ｓｉ量：０．５０％、Ｍｎ量：０．８０％、硬さＨｖ３２０～５００の鋼レールの底部表面の粗度を粗さ計で測定し、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）と疲労限応力範囲との関係を示したグラフである。ここで、最大表面粗さとは、測定基準長さにおいて底部から頭部に向かうレール鉛直方向（高さ方向）の平均値を基準として、最大の谷の深さと最大の山の高さの和であり、詳細にはＪＩＳ　Ｂ　０６０１に記載の粗さ曲線の最大高さ（Ｒｚ）のことを示す。なお、表面粗度の測定に際しては事前にレール表面のスケール（酸化膜）を酸洗またはサンドブラスト除去した。

　鋼の疲労強度は最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）と相関があり、図２より、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１８０μｍ以下であると、疲労限応力範囲が大幅に上昇する。これにより、レールに必要とされる最低限の疲労強度（≧３００ＭＰａ）が確保されることが明らかとなった。また、硬さＨｖ３２０のレールでは、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が９０μｍ以下であると、さらに疲労限応力範囲が上昇し、硬さＨｖ４００のレールでは、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１２０μｍ以下であると、さらに疲労限応力範囲が上昇し、硬さＨｖ５００のレールでは、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１５０μｍ以下であると、さらに疲労限応力範囲が上昇する。

　これらの結果から、高炭素含有の鋼レールの疲労強度を向上させるには、金属組織的にはパーライト単相組織とし、鋼レールの表面硬さＨｖ３２０～５００の範囲に収め、さらに、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を１８０μｍ以下に収める必要があることを新たに見いだした。
　ここで、微量であればパーライト組織にフェライト、マルテンサイト、初析セメンタイトが混在していても、大幅に疲労強度を低下させることはない。しかしながら、最も疲労強度を向上させるには、パーライト組織が単相組織であることが好ましい。

　さらに、本発明者らは、鋼レールの疲労限応力範囲と表面硬さ（ＳＶＨ：Surface Vickers Hardness）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の関係を詳細に調査した。その結果、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する鋼レールの表面硬さ（ＳＶＨ）の比、すなわち、ＳＶＨ／Ｒｍａｘと疲労限応力範囲との間には相関があることを突きとめた。図３は、Ｃ量：０．６５～１．２０％、Ｓｉ量：０．５０％、Ｍｎ量：０．８０％、硬さＨｖ３２０～５００の鋼レールのＳＶＨ／Ｒｍａｘと疲労限応力範囲との関係を示したグラフである。Ｈｖ３２０、Ｈｖ４００、Ｈｖ５００のいずれの硬さの鋼レールにおいても、ＳＶＨ／Ｒｍａｘの値が３．５以上の鋼レールの疲労限応力範囲は、３８０ＭＰａ以上に上昇し、疲労強度が大きく向上することが新たに知見された。
　これらの実施形態に加えて、本発明者らは、鋼レールの疲労強度を向上させるために、鋼レールの表面の粗さと疲労強度との相関に関して検討した。図４は、Ｃ量：１．００％、Ｓｉ量：０．５０％、Ｍｎ量：０．８０％、硬さＨｖ４００であるときの、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１５０μｍと５０μｍとの鋼レールにおける疲労試験を行った結果である。底部表面の粗さと疲労限応力範囲との関係を詳細に検討するため、底部から頭部に向かうレール鉛直方向（高さ方向）の平均値に対して最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数と疲労限応力範囲との相関を調査した。なお、凹凸の数は、底部のレール長手方向の長さ５ｍｍにおける個数である。最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１５０μｍと５０μｍとのいずれの硬さの鋼レールにおいても、凹凸の数が４０個以下、望ましくは１０個以下の鋼レールを用いることにより、疲労限応力範囲がさらに上昇し、疲労強度が大きく向上することを見いだした。

　すなわち、本実施形態は、鋼レールの頭部および底部の表面硬さ（ＳＶＨ）をＨｖ３２０～５００の範囲とし、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を１８０μｍ以下である高炭素含有のパーライト組織を呈する鋼レールを用いることにより、海外の貨物鉄道や国内の旅客鉄道に用いられるパーライト系レールの耐疲労損傷性を向上させることができる。さらには、最大表面粗さに対する表面硬さ（ＳＶＨ／Ｒｍａｘ）の比を３．５以上となる高炭素含有のパーライト組織を呈するパーライト系レールや、凹凸の数が４０個以下となる高炭素含有のパーライト組織を呈するパーライト系レールを用いることにより、疲労限応力範囲を上昇させ、疲労強度も大きく向上させることが可能となる。
　本実施形態では、パーライト系レールの底部表面についての結果を図１～図４に示しているが、パーライト系レールの頭部表面についても、図１～図４と同様の結果が得られている。
　また、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量は上記の値のみに限定されず、Ｃ量は０．６５～１．２０％の範囲、Ｓｉ量は０．０５～２．００％の範囲、Ｍｎ量は０．０５～２．００％の範囲であれば、同様の結果が得られる。
　さらに、パーライト組織である部分、表面硬さ（ＳＶＨ）がＨｖ３２０～５００の範囲である部分、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１８０μｍ以下である部分は、パーライト系レールの頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部であれば良い。
　また、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比（ＳＶＨ／Ｒｍａｘ）は、必ずしも３．５以上でなくても良く、凹凸の数は、必ずしも４０個以下でなくても良いが、（ＳＶＨ／Ｒｍａｘ）を３．５以上、凹凸の数を４０個以下にすることにより、上述したように、さらなる疲労強度の向上を図ることができる。

　次に、本実施形態の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。

（１）化学成分の限定理由
　パーライト系レールの化学成分をＣ量が０．６５～１．２０％の範囲、Ｓｉ量が０．０５～２．００％の範囲、Ｍｎ量が０．０５～２．００％の範囲に限定した理由について、詳細に説明する。

　Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつ、耐摩耗性を確保することができる。パーライト系レールに含有されるＣ量が０．６５％未満では、パーライト組織中に疲労特性に有害な初析フェライトが生成しやすくなり、さらに、パーライト組織の硬度（強度）を維持することが困難となる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト系レールに含有されるＣ量が１．２０％を超えると、パーライト組織中に疲労特性に有害な初析セメンタイト組織が生成しやすくなる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＣ添加量を０．６５～１．２０％に限定した。

　Ｓｉは、脱酸材として必須の成分である。また、Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相への固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を上昇させ、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させることができる。さらに、Ｓｉは、過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、疲労特性の低下を抑制することができる。しかし、パーライト系レールに含有されるＳｉ量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に期待できない。また、パーライト系レールに含有されるＳｉ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、パーライト系レールにおけるＳｉ添加量を０．０５～２．００％に限定した。

　Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライト組織のラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度（強度）を確保し、耐疲労損傷性を向上させる。しかし、パーライト系レールに含有されるＭｎ量が０．０５％未満では、その効果が小さく、レールに必要とされる耐疲労損傷性の確保が困難となる。また、パーライト系レールに含有されるＭｎ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、パーライト系レールにおけるＭｎ添加量を０．０５～２．００％に限定した。

　また、上記の成分組成で製造されるパーライト系レールには、パーライト組織の硬度（強度）の向上、すなわち、耐疲労損傷性の向上、さらには、耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎの元素が必要に応じて添加される。

　ここで、Ｃｒ、Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主に、パーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。Ｖ、Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制し、さらに、析出硬化により、パーライト組織の靭性と硬度とを向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。Ｃａ、Ｍｇは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時に、パーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。Ｚｒは、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織の厚さを微細化する。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Ｎを添加する主な目的は、オーステナイト粒界に偏析することによりパーライト変態を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させることである。

　これらの成分のパーライト系レールにおける各添加量の限定理由について、以下に詳細に説明する。
　Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてパーライト組織のラメラ間隔を微細化し、高硬度（強度）化に寄与する。これと同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させ、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。しかしながら、パーライト系レールに含有されるＣｒ量が０．０１％未満ではその効果は小さく、パーライト系レールの硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、パーライト系レールに含有されるＣｒ量２．００％を超えると、焼入れ性が増加し、パーライト組織中に疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＣｒ添加量を０．０１～２．００％に限定した。

　Ｍｏは、Ｃｒと同様に平衡変態温度を上昇させ、結果としてパーライト組織のラメラ間隔を微細化し、高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。しかしながら、パーライト系レールに含有されるＭｏ量が０．０１％未満ではその効果が小さく、パーライト系レールの硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、パーライト系レールに含有されるＭｏ量が０．５０％を超えて過剰に添加されると、変態速度が著しく低下し、パーライト組織中に疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＭｏ添加量を０．０１～０．５０％に限定した。

　Ｖは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化する。これにより、パーライト組織の靭性を向上させることができる。さらに、Ｖは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させることができる。また、Ｖは、Ａc1点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効である。しかし、Ｖ量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。また、Ｖ量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、レールの靭性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＶ添加量を０．００５～０．５０％に限定した。

　Ｎｂは、Ｖと同様に、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させる。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させることができる。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）を高める。また、Ｎｂは、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。しかし、その効果は、パーライト系レールに含有されるＮｂ量が０．００２％未満では、これらの効果が期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。また、パーライト系レールに含有されるＮｂ量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織の靭性が低下し、レールの靭性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＮｂ添加量を０．００２～０．０５０％に限定した。

　Ｃｏは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レール頭部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐摩耗性を向上させる。パーライト系レールに含有されるＣｏ量が０．０１％未満では、フェライト組織の微細化が図れず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、パーライト系レールに含有されるＣｏ量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和し、添加量に応じたフェライト組織の微細化が図れない。また、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＣｏ添加量を０．０１～１．００％に限定した。

　Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ_２３（ＣＢ）_６）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させる。これにより、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与し、レールの高寿命化を図ることが可能となる。しかしながら、パーライト系レールに含有されるＢ量が０．０００１％未満では、その効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、パーライト系レールに含有されるＢ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、靭性の低下を招く。このため、パーライト系レールにおけるＢ添加量を０．０００１～０．００５０％に限定した。

　Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）を向上させ、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。しかしながら、パーライト系レールに含有されるＣｕの量が０．０１％未満ではその効果が期待できない。また、パーライト系レールに含有されるＣｕ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、パーライト組織中に疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＣｕ量を０．０１～１．００％に限定した。

　Ｎｉは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度（強度）化し、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。さらに、Ｎｉは、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ_３Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する。また、Ｎｉは、Ｃｕ添加鋼において粒界の脆化を抑制する。しかし、パーライト系レールに含有されるＮｉ量が０．０１％未満では、これらの効果が著しく小さく、また、パーライト系レールに含有されるＮｉ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、パーライト組織中に疲労特性に有害なマルテンサイト組織が生成しやすくなる。その結果、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＮｉ添加量を０．０１～１．００％に限定した。

　Ｔｉは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させる。さらに、Ｔｉは、熱間圧延後の冷却課程で生成したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。また、Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。しかし、パーライト系レールに含有されるＴｉ量が０．００５０％未満ではこれらの効果が少ない。また、パーライト系レールに含有されるＴｉ量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成して、粗大な析出物から疲労損傷が発生し、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＴｉ添加量を０．００５０～０．０５００％に限定した。

　Ｍｇは、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物や硫化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、パーライト組織の靭性を向上させる。さらに、Ｍｇは、ＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にフェライトやセメンタイトの核を形成し、パーライト変態の生成に寄与する。その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させる。しかし、パーライト系レールに含有されるＭｇ量が０．０００５％未満ではその効果は弱く、パーライト系レールに含有されるＭｇ量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、粗大な酸化物から疲労損傷が発生し、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＭｇ量を０．０００５～０．０２００％に限定した。

　Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与する。その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の靭性を向上させる。しかし、パーライト系レールに含有されるＣａ量が０．０００５％未満ではその効果は弱く、パーライト系レールに含有されるＣａ量が０．０２００％を超えると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、粗大な酸化物から疲労損傷が発生し、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＣａ量を０．０００５～０．０２００％に限定した。

　Ｚｒは、ＺｒＯ_２介在物がγ－Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ－Ｆｅが凝固初晶である高炭素のパーライト系レールの凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成するマルテンサイトや初析セメンタイト組織の生成を抑制する。しかし、パーライト系レールに含有されるＺｒ量が０．０００1％未満では、ＺｒＯ_２系介在物の数が少なく、凝固核として十分な作用を示さない。その結果、偏析部にマルテンサイトや初析セメンタイト組織が生成し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト系レールに含有されるＺｒ量が０．２０００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、この粗大なＺｒ系介在物を起点とした疲労損傷が発生し、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＺｒ量を０．０００１～０．２０００％に限定した。

　Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与し、パーライト組織の耐疲労損傷性を向上させる。しかし、パーライト系レールに含有されるＡｌ量が０．００４０％未満では、その効果が弱い。また、パーライト系レールに含有されるＡｌ量が１．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成し、この粗大な析出物から疲労損傷が発生し、レールの耐疲労損傷性が低下する。さらに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下する。このため、パーライト系レールにおけるＡｌ添加量を０．００４０～１．００％に限定した。

　Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのパーライト変態を促進させ、主に、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させる。また、Ｎは、ＶやＡｌと同時に添加することで、ＶＮやＡｌＮの析出を促進させ、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、ＶＮやＡｌＮのピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させる。しかし、パーライト系レールに含有されるＮ量が０．００６０％未満では、これらの効果が弱い。パーライト系レールに含有されるＮ量が０．０２００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し、レールの耐疲労損傷性が低下する。このため、パーライト系レールにおけるＮ添加量を０．００６０～０．０２００％に限定した。

　上記のような成分組成で構成されるパーライト系レールは、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行う。そして、造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、溶解炉で溶解された溶鋼から鋼片が作られ、さらに熱間圧延を経てパーライト系レールとして製造される。

（２）金属組織の限定理由
　パーライト系レールの頭部表面、底部表面の金属組織をパーライト組織に限定した理由について説明する。

　パーライト組織中にフェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織が混在すると、比較的硬度（強度）の低いフェライト組織では歪みが集中し、疲労き裂の発生を誘発する。また、比較的靭性の低い初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織では、微小な脆性的な割れが発生し、疲労き裂の発生を誘発する。さらに、パーライト系レールの頭部においては、耐摩耗性を確保する必要があるため、パーライト組織であることが好ましい。このため、頭部の少なくとも一部及び底部の少なくとも一部の金属組織をパーライト組織に限定した。

　また、本実施形態のパーライト系レールの金属組織は、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が混在しないパーライト単相組織であることが望ましい。しかし、パーライト系レールの成分系や熱処理製造方法によっては、パーライト組織中に面積率で３％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。これらの組織が混入しても、レール頭部の耐疲労損傷性や耐摩耗性には大きな悪影響を及ぼさない。したがって、パーライト系レールに、３％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織が混在していても、耐疲労損傷性に優れたパーライト系レールを提供することが可能である。

　言い換えれば、本実施形態のパーライト系レールの頭部の金属組織は、９７％以上がパーライト組織であれば良い。耐疲労損傷性や耐摩耗性を十分に確保するためには、頭部の金属組織の９９％以上をパーライト組織とすることが望ましい。なお、表１－１、表１－２、表１－３、表１－４、表２－１、表２－２、表３－１及び表３－２におけるミクロ組織の欄に、「パーライト」と記載されている鋼レール（パーライト系レール）は、パーライト組織が９７％以上であることを意味する。

（３）表面硬さの限定理由
　次に、パーライト系レールのレール頭部、底部のパーライト組織の表面硬さ（ＳＶＨ）をＨｖ３２０～５００の範囲に限定した理由について説明する。

　本実施形態では、パーライト組織の表面硬さ（ＳＶＨ）がＨｖ３２０未満になると、パーライト系レールの頭部表面、底部表面の疲労強度が低下し、レールの耐疲労損傷性が低下する。また、パーライト組織の表面硬さ（ＳＶＨ）がＨｖ５００を超えると、パーライト組織の靭性が著しく低下し、微小な脆性的な割れが発生し易くなる。その結果、疲労き裂の発生を誘発する。このため、パーライト組織の表面硬さ（ＳＶＨ）をＨｖ３２０～５００の範囲に限定した。

　なお、ＳＶＨ（Surface Vickers Hardness）は、本実施形態のレールの頭部、底部のパーライト組織の表面硬さを示すものであり、具体的にはレール表面から１ｍｍ深さの位置をビッカース硬度計で測定した時の値である。測定方法は下記に示すとおりである。
（ｙ１）事前処理：パーライト系レールを切断した後、横断面を研摩する。
（ｙ２）測定方法：ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準じてＳＶＨを測定する。
（ｙ３）測定機：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）によりＳＶＨを測定する。
（ｙ４）測定箇所：レール頭部表面、底部表面から１ｍｍ深さの位置である。
　　　　※レール頭部表面、底部表面の具体的な位置は、図５の表示に従う。
（ｙ５）測定数：５点以上測定し、平均値をパーライト系レールの代表値とすることが望ましい。
　次に、表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００のパーライト組織の必要範囲をパーライト系レールの頭部表面、底部表面の少なくとも一部に限定した理由を説明する。

　ここで、図５に本実施形態の耐疲労損傷性に優れたパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および、表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００のパーライト組織が必要な領域を示す。

　パーライト系レール１０の頭部１１において、図５の一点鎖線で示す中央線Ｌから幅方向の左右の側面に向かう角部１Ａまでを含む領域が頭頂部１であり、この頭頂部１の両側の角部１Ａから側面までを含む領域が頭部コーナー部２である。頭部コーナー部２の一方は車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。本実施形態における「レールの頭部の表面」とは、頭頂部１の表面１Ｓである。

　また、パーライト系レール１０の底部１２において、中央線Ｌから幅方向の左右に足幅（幅）寸法Ｗの１／４の領域を含む部分が足裏部３である。本実施形態では、「レールの底部の表面」とは足裏部３の表面３Ｓである。

　パーライト系レール１０の頭部１１において、頭部１１の少なくとも一部、すなわち、頭頂部１の表面１Ｓを起点として深さ５ｍｍまでの領域Ｒ１に、表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００範囲のパーライト組織が配置されていれば、頭部１１の耐疲労損傷性が確保できる。また、深さ５ｍｍは一例に過ぎず、５ｍｍから１５ｍｍの範囲であれば、パーライト系レール１０の頭部１１の耐疲労損傷性が確保できる。

　また、パーライト系レール１０の底部１２において、底部１２の少なくとも一部、すなわち、足裏部３の表面３Ｓを起点として深さ５ｍｍまでの領域Ｒ３に、表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００範囲のパーライト組織が配置されていれば、底部１２の耐疲労損傷性が確保できる。また、深さ５ｍｍは一例に過ぎず、５ｍｍから１５ｍｍの範囲であれば、パーライト系レール１０の底部１２の耐疲労損傷性が確保できる。

　したがって、表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００のパーライト組織は、レール頭頂部１の表面１Ｓ、足裏部３の表面３Ｓに配置することが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。
　また、頭部１１の頭頂部１をパーライト組織としたが、頭部１１全体の表面を起点とした領域がパーライト組織であっても良い。さらには、底部１２の足裏部３をパーライト組織としたが、底部１２全体を起点とした領域がパーライト組織であっても良い。
　特に、レール頭部は車輪との接触により摩耗するため、頭頂部１、コーナー部２を含めて、耐摩耗性確保のため上記のパーライト組織を配置することが望ましい。耐摩耗性の観点では、上記のパーライト組織は表面を起点として深さ２０ｍｍの範囲に配置することが望ましい。

　表面硬さ（ＳＶＨ）Ｈｖ３２０～５００のパーライト組織を得る方法としては、圧延後に自然冷却、圧延後、または、必要に応じて再加熱後のオーステナイト領域のある高温のレール頭部表面や底部表面に加速冷却を行うことが望ましい。加速冷却の方法としては、特許文献３、特許文献４等に記載されているような方法で熱処理を行うことにより、所定の組織と硬さを得ることができる。

（４）最大表面粗さの限定理由
　次に、パーライト系レール１０の頭部の表面、底部の表面の最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を１８０μｍ以下に限定した理由について説明する。

　本実施形態では、パーライト系レールの頭部の表面、底部の表面の最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１８０μｍを超えると、レール表面での応力集中が過剰となり、レール表面からの疲労き裂の発生を誘発する。このため、パーライト系レールの頭部の表面、底部の表面の最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を１８０μｍ以下に限定した。

　なお、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の下限は特に限定していないが、熱間圧延でレールを製造することを前提とすると、工業製造上２０μｍ程度が下限となる。また、最大表面粗さが２０μｍ～１８０μｍの範囲である領域は、図５に示したように、レール１０の頭頂部１の表面１Ｓ、足裏部３の表面３Ｓであり、その最大表面粗さが１８０μｍ以下であれば、レールの耐疲労損傷性が確保できる。

　最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の測定は、下記の要領で行うことが望ましい。
（ｚ１）事前処理：レール表面のスケールを酸洗またはサンドブラスト除去する。
（ｚ２）粗さ測定：ＪＩＳ　Ｂ　０６０１に準じて最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を測定する。
（ｚ３）測定器：２次元または３次元の一般的な粗さ測定器により最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を測定する。
（ｚ４）測定箇所：図５に示したレール頭部１１の頭頂部１の表面１Ｓ、底部１２の足裏部３の表面３Ｓの任意の３箇所である。
（ｚ５）測定数：各箇所３回測定し、その平均値（測定数：９）をパーライト系レールの代表値とすることが望ましい。
（ｚ６）測定長さ（測定１回当たり）：測定面のレール長手方向５ｍｍ
（ｚ７）測定条件：スキャンスピード：０．５ｍｍ／ｓｅｃ

　また、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の定義は、下記に示すとおりである。
（ｚ８）最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）：測定基準長さにおいて底部から頭部に向かうレール鉛直方向（高さ方向）の平均値をベースに最大の谷の深さと山の高さとの和であり、ＪＩＳ２００１年では「Ｒｍａｘ」は「Ｒｚ」に名称変更された。

（５）最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比（ＳＶＨ／Ｒｍａｘ）が３．５以上の限定理由

　次に、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比（ＳＶＨ／Ｒｍａｘ）が３．５以上に限定した理由について説明する。

　本発明者らは、パーライト系レールの疲労限応力範囲と表面硬さ（ＳＶＨ）と、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）との関係を詳細に調査した。その結果、パーライト系レール最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比、すなわち、ＳＶＨ／Ｒｍａｘと疲労限応力範囲には相関があること突きとめた。

　さらに実験を進めた結果、図３に示すように、レールの頭部表面や底部表面硬さに関係なく、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比であるＳＶＨ／Ｒｍａｘの値が３．５以上になると、疲労限応力範囲が上昇し、疲労強度がさらに向上することを知見した。

　これらの実験的事実に基づき、表面硬さ（ＳＶＨ）と最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の比、すなわち、ＳＶＨ／Ｒｍａｘの値を３．５以上に限定した。
（６）粗さのレール鉛直方向（高さ方向）の平均値に対して最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を長さ５ｍｍあたり４０個以下にする限定理由
　次に、粗さの高さ方向の平均値に対して最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数が、頭部１１及び底部１２のレール長手方向の長さ５ｍｍあたり４０個以下に限定した理由について説明する。ここで言う凹凸数とは、頭部１１から底部１２に向かうレール鉛直方向（高さ方向）の粗さの平均値から上下方向（高さ方向）に最大表面粗さの０．３０倍までの範囲を超える山と谷の数である。
　本発明者らは、パーライト系レールの疲労強度を向上させるため、パーライト系レールの表面の粗さを詳細に調査した。その結果、粗さの高さ方向の平均値に対して最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数と疲労限応力範囲には相関があること突きとめた。さらに実験を進めた結果、図４に示すように、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１５０μｍと５０μｍとのいずれの硬さのパーライト系レールにおいても、凹凸の数が４０個を超えると疲労限応力が低下するために疲労強度が大きく低下し、４０個以下になると、疲労限応力範囲が上昇するために疲労強度が大きく向上することを知見した。また、凹凸数が１０個以下になると、さらに疲労限応力範囲が上昇して疲労強度が大きく向上することを知見した。したがって、これらの実験的事実に基づき、粗さの高さ方向の平均値に対して最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数が、頭部及び底部の延在方向の長さ５ｍｍあたり４０個以下であることが好ましく、さらには、１０個以下であることが好ましい。
　最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数の測定方法は、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の測定方法に準じる。最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数は、粗さデータを詳細に解析して求める。各箇所３回測定した凹凸の数の平均値（測定数：９）をパーライト系レールの代表値とすることが望ましい。

（７）最大表面粗さを制御する製造方法について
　レール表面の凹凸は熱間圧延時の圧延ロールによるスケールの素材側への押し込みにより発生し、その結果、表面の粗度が大きくなることが確認されている。

　そこで、表面粗度を低下させるには、加熱炉内で生成する鋼片の一次スケール生成を軽減、除去する。また、圧延中に生成する鋼片の二次スケールを除去することが有効な手段となる。

　加熱炉内で生成する鋼片の１次スケールの軽減については、加熱炉の加熱温度の軽減、保持時間の短縮、加熱炉の雰囲気制御、加熱炉から抽出した鋼片へのメカニカルデスケーリング、圧延前の高圧水やエアーでのデスケーリングが有効である。

　鋼片の加熱温度の軽減、保持時間の短縮については、圧延造形性確保の観点から、鋼片中心部まで均一に加熱することを前提とすると制約が大きい。このため、実用的な手段としては、加熱炉の雰囲気制御、加熱炉から抽出した鋼片へのメカニカルデスケーリング、圧延前の高圧水やエアーでのデスケーリングが望ましい。

　圧延中に生成する鋼片の二次スケールの除去については、各圧延前での高圧水やエアーでのデスケーリングが有効である。
（８）最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を制御する製造方法について
　レールの頭部の表面および底部の表面の大きな凹凸の数は、前記の１次スケールを軽減する鋼片へのメカニカルデスケーリング、圧延前の高圧水の適用、二次スケールを除去する各圧延前での高圧水やエアーでのデスケーリングで変化する。
　そこで、表面のスケールを均一に剥離させて、過剰なデスケーリングにより生成する新たな表面凹凸を抑制する目的から、メカニカルデスケーリング、高圧の水やエアーの噴射における噴霧媒体の寸法や投射速度や噴射圧力の制御や投射、噴射での揺動により、凹凸の数を所定数以下にすることが望ましい。

　以下、それぞれの条件について詳細に説明するが、以下の条件は望ましい条件であり、これらの条件のみに限定されるものではない。

（Ａ）加熱炉の雰囲気制御
　加熱炉の雰囲気制御については、鋼片周囲の酸素をなるべく排除し、鋼材の特性への影響がなく、安価なものとして窒素雰囲気が望ましい。加熱炉での窒素の添加量としては、体積比率で３０～８０％程度が望ましい。加熱炉での窒素の体積比率が３０％未満になると、加熱炉内での一次スケールの生成量が増加し、その後にデスケーリングを行っても、一次スケールの除去が不十分となり、表面粗度が増加する。また、窒素の体積比率が８０％を超える添加を行っても、効果が飽和することや経済性が低下する。このため、窒素の添加量は体積比率で３０～８０％程度が望ましい。

（Ｂ）メカニカルデスケーリング
　鋼片へのメカニカルデスケーリングについては、一次スケールが生成しているレール用鋼片の再加熱直後にショットブラストを行うことが望ましい。ショットブラストの条件としては、下記に示す方法が望ましい。

（ａ）ショット材：硬球の場合
直径：０．０５～１．０ｍｍ、投射速度：５０～１００ｍ／ｓｅｃ、投射密度：５～１０ｋｇ／ｍ²以上
（ｂ）ショット材：鉄製の多角形破片（グリッド）の場合
長片寸法：０．１～２．０ｍｍｍｍ、投射速度：５０～１００ｍ／ｓｅｃ、投射密度：５～１０ｋｇ／ｍ²
（ｃ）ショット材：アルミナおよびシリコンカーバイドを含む多角形破片（グリッド）の場合
長片寸法：０．１～２．０ｍｍ、投射速度：５０～１００ｍ／ｓｅｃ、投射密度：５～１０ｋｇ／ｍ²

　上記の範囲の加熱炉の雰囲気制御、メカニカルデスケーリング、さらにはこれに引き続き、後述の高圧水やエアーでのデスケーリングを行うことにより、表面の粗度を低下させ、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を１８０以下に制御することが可能となる。

　なお、加熱炉の雰囲気制御、メカニカルデスケーリングは、高圧水やエアーでのデスケーリングを基本として、耐疲労損傷性の向上を狙って表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を３．５以上に、すなわち、耐疲労損傷性をさらに向上させる場合に、高圧水やエアーでのデスケーリングを付加的に行うことが望ましい。

（Ｃ）高圧水やエアーでのデスケーリング
　高圧水やエアーでのデスケーリングについては、一次スケールが生成しているレール用鋼片の再加熱抽出直後および粗圧延中、二次スケールが生成するレール仕上げ圧延中が望ましい。高圧水やエアーでのデスケーリングの条件としては下記に示す方法が望ましい。

（ａ）高圧水
　　噴射圧力：１０～５０ＭＰａ
　　デスケーリング温度範囲（噴射鋼片温度）
　再加熱抽出直後および粗圧延中（一次スケール除去）：１２５０～１０５０℃
　　仕上げ圧延中（二次スケール除去）：１０５０～９５０℃
（ｂ）エアー
　　噴射圧力：０．０１～０．１０ＭＰａ
　　デスケーリング温度範囲（噴射鋼片温度）
　再加熱抽出直後および粗圧延中（一次スケール除去）：１２５０～１０５０℃
　　仕上げ圧延中（二次スケール除去）：１０５０～９５０℃
（Ｄ）メカニカルデスケーリング、高圧の水やエアーでのデスケーリング詳細制御
　レールの頭部の表面及び底部の表面のスケールを均一に剥離させ、また、デスケーリング時に生成する新たな表面凹凸を抑制し、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を所定数以下にするには、下記の条件で行うことが望ましい。
　メカニカルデスケーリングの場合では、ショット材である鋼球、鉄製の多角形破片（グリッド）、アルミナおよびシリコンカーバイドを含む多角形破片（グリッド）の寸法（直径、長さ）を微細化する、投射速度を過剰にしない等の対策が必要である。
　また、高圧の水やエアーの噴射の場合は、噴霧媒体の寸法を決定する噴射孔を微細化する、噴射圧力を過剰にしない等の対策が必要である。
　また、投射、噴射のノズルの揺動については、鋼片やレールの移動速度に合わせて周期的なノズルの揺動を行うことが望ましい。揺動速度は限定しないが、レール頭部表面、底部表面に相当する部位に均一に噴射媒体が当たるように、揺動速度を制御することが望ましい。

（Ｅ）デスケーリング温度範囲
　レール用鋼片の再加熱抽出直後および粗圧延でのデスケーリング温度範囲としては１２５０～１０５０℃が望ましい。デスケーリングは鋼片の再加熱（１２５０～１３００℃）抽出直後に行うため、デスケーリング温度は実質１２５０℃が上限となる。また、デスケーリング温度が１０５０℃以下になると、一次スケールが強固となり、除去が困難となる。このため、デスケーリング温度範囲としては１２５０～１０５０℃が望ましい。

　レール仕上げ圧延中のデスケーリング温度範囲としては、１０５０～９５０℃が望ましい。二次スケールは１０５０℃以下で生成するため、実質１０５０℃が上限となる。また、デスケーリング温度が９５０℃以下になると、レール自体の温度が低下し易くなり、特許文献３、特許文献４に示された熱処理時の熱処理開始温度が確保できない。これにより、レールの硬度が低下し、耐疲労損傷性が大きく低下する。このため、デスケーリング温度範囲としては１０５０～９５０℃が望ましい。

（Ｆ）デスケーリング回数
　再加熱抽出直後および粗圧延での一次スケール除去を十分に行うには、圧延直前にデスケーリングを４～１２回程度行うことが望ましい。デスケーリングが４回未満になると、一次スケールが十分に除去できず、スケールの素材側への押し込みにより、レール表面に凹凸が発生し、表面の粗度が大きくなる。即ち、レール表面の最大表面粗さＲｍａｘが１８０以下となるのは困難となる。一方、デスケーリングが１２回を超えると、レール表面の粗さは小さくなるが、レール自体の温度が低下し、特許文献３、特許文献４に示された熱処理時の熱処理開始温度が確保できない。その結果、レールの硬度が低下し、耐疲労損傷性が大きく低下する。このため、再加熱抽出直後および粗圧延でのデスケーリング回数は４～１２回行うことが望ましい。

　仕上げ圧延での二次スケール除去を十分に行うには、圧延直前にデスケーリングを３～８回程度行うことが望ましい。デスケーリングが３回未満になると、二次スケールが十分に除去できず、スケールの素材側への押し込みにより発生し、表面の粗度が大きくなる。一方、デスケーリングが８回を超えると、レール表面の粗さは小さくなるが、レール自体の温度が低下し、特許文献３、特許文献４に示された熱処理時の熱処理開始温度が確保できない。その結果、レールの硬度が低下し、耐疲労損傷性が大きく低下する。このため、仕上げ圧延でのデスケーリング回数は３～８回行うことが望ましい。

　耐疲労損傷性のさらなる向上を狙い、パーライト系レールの表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が３．５以上となるには、デスケーリングを粗圧延温度１２００～１０５０℃で８～１２回、仕上げ圧延温度１０５０～９５０℃で５～８回のデスケーリングを行うことが望ましい。

　デスケーリングを行う部位としては、レール圧延用鋼片において、レール頭部表面、底部表面に相当する位置に行うことが望ましい。それ以外の部位については、積極的なデスケーリングを行っても耐疲労損傷性の向上は望めず、レールが過剰冷却され、逆にレールの材質を悪化させる懸念がある。

　表３－１及び表３－２に、熱間圧延時の加熱炉雰囲気制御の有無、メカニカルデスケーリングの有無、再加熱抽出直後の粗圧延でのデスケーリング仕上げ圧延でのデスケーリングの条件、高圧水エアー及びメカニカルデスケーリング制御の有無、熱処理開始温度、熱処理の有無、と鋼レール（パーライト系レール）Ａ８，Ａ１７との諸特性の関係を示す。表３－１及び表３－２の備考に記載した「デスケ」とはデスケーリングのことである。
　雰囲気制御、メカニカルデスケーリングや高圧水やエアーでのデスケーリングをある一定の条件で行い、必要に応じて適切な熱処理を行うことにより、レール頭部表面、底部表面硬さ（ＳＶＨ）を確保し、さらに、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を小さくし、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を所定数以下にすることができる。これにより、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に対する表面硬さ（ＳＶＨ）の比を大きくすることができ、かつ、凹凸の数を４０個、好ましくは１０個以下にすることができるので、レールの耐疲労損傷性を大きく向上させることができる。

　次に、本実施形態の実施例について説明する。
　表１－１～表１－４に、本実施例の鋼レール（パーライト系レール）の化学成分と諸特性を示す。表１－１（鋼レールＡ１～Ａ１９）、表１－２（鋼レールＡ２０～Ａ３８）、表１－３（鋼レールＡ３９～Ａ５２）、表１－４（鋼レールＡ５３～Ａ６５）には、化学成分値、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数（ＮＣＣ:Number of Concavo-Convex）、疲労限応力範囲（ＦＬＳＲ：Fatigue Limit Stress Range）を示す。さらに、図６Ａ及び図６Ｂに示す方法で行った疲労試験の結果も併記した。

　表２－１（鋼レールａ１～ａ１０）及び表２－２（鋼レールａ１１～ａ２０）に、本実施例の鋼レール（Ａ１～６５）と比較する鋼レールの化学成分と諸特性を示す。表２－１及び表２－２には、化学成分値、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数の値（ＮＣＣ）、疲労限応力範囲（ＦＬＳＲ）を示す。さらに、図６Ａ及び図６Ｂに示す方法で行った疲労試験の結果も併記した。

　表１－１～表１－４、表２－１及び表２－２に記載のレールは、（Ａ）加熱炉の雰囲気制御、（Ｂ）メカニカルデスケーリング、（Ｃ）高圧水やエアーでのデスケーリングを選択的に実施したものである。

　高圧水やエアーでのデスケーリングは、粗圧延温度１２５０～１０５０℃で４～１２回、仕上げ圧延温度１０５０～９５０℃で３～８回実施した。

　圧延後の熱処理については、特許文献３、特許文献４等に記載されているような加速冷却を必要に応じて実施した。

　本実施例の鋼レールＡ１～Ａ６、比較レールａ１～ａ６については、雰囲気制御なし、メカニカルデスケーリングなし、粗圧延温度１２５０～１０５０℃で６回、仕上げ圧延温度１０５０～９５０℃で４回の高圧水やエアーでのデスケーリングを行い、圧延後に、特許文献３、特許文献４等に記載されているような加速冷却を行い、一定の条件で製造し、成分の影響を調査した。

　　［表１－１］

　　［表１－２］

　　［表１－３］

　　［表１－４］

　　［表２－１］

　　［表２－２］

　　［表３－１］

　　［表３－２］

　また、表３－１及び表３－２には、表１－１～表１－４に記載の鋼の製造条件と諸特性を示す。表３－１及び表３－２には、熱間圧延時の加熱炉雰囲気制御の有無、メカニカルデスケーリングの有無、再加熱抽出直後、粗圧延、仕上げ圧延での高圧水やエアーでのデスケーリング温度域や回数、高圧水エアー及びメカニカルデスケーリング制御の有無、熱処理開始温度、熱処理の有無、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数（ＮＣＣ）、疲労限応力範囲（ＦＬＳＲ）の値を示す。さらに、図６Ａ及び図６Ｂに示す方法で行った疲労試験の結果も併記した。

　また、各種試験条件は下記のとおりである。
＜疲労試験＞
　レール形状：１３６ポンドの鋼レール（６７ｋｇ／ｍ）を用いる。
　疲労試験（図６Ａ及び図６Ｂ参照）
　試験方法：実物の鋼レールを用いて３点曲げ（スパン長：１ｍ、周波数：５Ｈｚ）による試験を行う。
　荷重条件：応力範囲制御（最大－最小、最小荷重は最大荷重の１０％）を行う。
　試験姿勢（図６Ａ及び図６Ｂ参照）
　頭部表面の試験：底部に荷重負荷（頭部に引張応力作用）。
　底部表面の試験：頭部に荷重負荷（底部に引張応力作用）。
　繰り返し回数：２００万回、未破断の場合の最大応力範囲を疲労限応力範囲とする。

（１）本実施例レール（６５本）
　鋼レールＡ１～Ａ６５は、化学成分値、頭部の表面、底部の表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値が本実施例の範囲内では、レールである。
　鋼レールＡ９、Ａ２７、Ａ５０、Ａ５８、Ａ６５の化学成分値、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に加えて、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数が本実施例の最も好適な条件である１０個以下のレールである。
　鋼レールＡ１０、Ａ１１、Ａ１４、Ａ１５、Ａ１７、Ａ１９、Ａ２１、Ａ２３、Ａ２５、Ａ２８、Ａ３２、Ａ３４、Ａ３８、Ａ４０、Ａ４２、Ａ４５、Ａ４８、Ａ５１、Ａ５６、Ａ５９、Ａ６１は、化学成分値、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に加えて、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値が本実施例の範囲内であるレールである。
　鋼レールＡ１２、Ａ１８、Ａ３５、Ａ５２、Ａ６２は、化学成分値、レール頭部表面、底部表面のミクロ組織、表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）に加えて、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数（ＮＣＣ）が本実施例の最も好適な条件である１０個以下のレールである。

　表１－１～表１－４に記載の表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値が３．５以上のレールは、（Ａ）加熱炉の雰囲気制御、（Ｂ）メカニカルデスケーリング、（Ｃ）高圧水やエアーでの圧延中のデスケーリングを選択的に実施した。

　特に、高圧水やエアーでのデスケーリングでは、その回数を増やし、粗圧延温度１２５０～１０５０℃で８～１２回、仕上げ圧延温度１０５０～９５０℃で５～８回のデスケーリングを行い、その後、特許文献３、特許文献４等に記載されているような圧延後加速冷却を実施した。

（２）比較レール（２０本）
　鋼レールａ１～ａ６は、化学成分が本発明の範囲外であるレールである。
　鋼レールａ７～ａ２０は、レール頭部表面、底部表面の表面硬さ（ＳＶＨ）、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値が本発明の範囲外であるレールである。

　表１－１、表１－２、表２－１及び表２－２に示すように、鋼レールａ１～ａ６において、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分が本発明の範囲外であるため、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が生成されている。すなわち、本実施例の鋼レールＡ１～Ａ６５に含有されるＣが０．６５～１．２０％の範囲であり、Ｓｉが０．０５～２．００％の範囲であり、Ｍｎが０．０５～２．００％の範囲であるため、鋼レールａ１～ａ６に比べて、耐疲労損傷性に悪影響するフェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を生成させることない。しがたって、鋼レールの頭部の表面及び底部の表面に一定の硬さ範囲内のパーライト組織を安定的に得ることができる。これにより、鋼レールに必要な疲労強度（疲労限応力範囲が３００ＭＰａ以上）を確保し、レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。

　また、表１－１～表１－４、表２－１及び表２－２に示すように、鋼レールａ７～ａ２０は、頭部の表面及び底部の表面硬さ（ＳＶＨ）や最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が、本発明の範囲外であるため、レールに必要な疲労強度（疲労限応力範囲が３００ＭＰａ以上）を確保することができない。すなわち、本実施例の鋼レールＡ１～Ａ６５は、頭部の表面及び底部の表面硬さがＨｖ３２０～５００の範囲であり、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が１８０μｍ以下であるため、レールに必要な疲労強度（疲労限応力範囲３００ＭＰａ以上）を確保し、レールの耐疲労損傷性を向上させることが可能となる。

　図７に本実施例の鋼レール（表１－１及び表１－２に示す鋼レールＡ８、Ａ１０～Ａ１１、Ａ１３～Ａ１７、Ａ１９～Ａ２６、Ａ２８、Ａ３１～Ａ３４、Ａ３７～Ａ４２、Ａ４４～Ａ４５、Ａ４７～Ａ４９、Ａ５１、Ａ５５～Ａ５７、Ａ５９～Ａ６１、Ａ６４））の頭部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値で区別して示す。

　図８に本実施例の鋼レール（表１－１～表１－４に示す鋼レール：Ａ８、Ａ１０～Ａ１１、Ａ１３～Ａ１７、Ａ１９～Ａ２６、Ａ２８、Ａ３１～Ａ３４、Ａ３７～Ａ４２、Ａ４４～Ａ４５、Ａ４７～Ａ４９、Ａ５１、Ａ５５～Ａ５７、Ａ５９～Ａ６１、Ａ６４）の底部の表面硬さと疲労限応力範囲の関係を表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値で区別して示す。

　図７、図８に示すように、本実施例の鋼レールは、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値を一定範囲内に納めることにより、パーライト組織を呈したレールの疲労強度（疲労限応力範囲）をさらに向上させ、耐疲労損傷性を大きく向上させることができる。
　また、図９に本実施例の鋼レール（表１－１～表１－４に示す鋼レール：Ａ８～Ａ９、Ａ１１～Ａ１２、Ａ１７～Ａ１８、Ａ２６～Ａ２７、Ａ３４～Ａ３５、Ａ４９～Ａ５０、Ａ５１～Ａ５２、Ａ５７～Ａ５８、Ａ６１～Ａ６２、Ａ６４～Ａ６５）の頭部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数で区別して示す。
　図１０に本実施例の鋼レール（表１－１～表１－４に示す鋼レール：Ａ８～Ａ９、Ａ１１～Ａ１２、Ａ１７～Ａ１８、Ａ２６～Ａ２７、Ａ３４～Ａ３５、Ａ４９～Ａ５０、Ａ５１～Ａ５２、Ａ５７～Ａ５８、Ａ６１～Ａ６２、Ａ６４～Ａ６５）の底部の表面硬さと疲労限応力範囲との関係を最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数で区別して示す。
　図９、図１０に示すように、本実施例の鋼レールは、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を一定範囲内に納めることにより、パーライト組織を呈したレールの疲労強度（疲労限応力範囲）をより一層向上させことができる。その結果、耐疲労損傷性を大きく向上させることができる。

　また、表３－１及び表３－２に示すように、雰囲気制御、メカニカルデスケーリングや高圧水やエアーでのデスケーリングをある一定の条件で行う。そして、必要に応じて適切な熱処理を行うことにより、頭部の表面、底部の表面硬さを確保し、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）を小さくし、表面硬さ（ＳＶＨ）／最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）の値、さらには、最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数を一定範囲内に納めることにより、パーライト組織を呈したレールの疲労強度（疲労限応力範囲）をより一層向上させることができる。その結果、耐疲労損傷性を大きく向上させることができる。

１　頭頂部
２　頭部コーナー部
３　足裏部
１０　パーライト系レール
１１　頭部
１２　底部
１Ｓ　頭頂部の表面
３Ｓ　足裏部の表面
Ｒ１　１Ｓから５ｍｍの領域
Ｒ３　３Ｓから５ｍｍの領域
１Ａ　頭頂とコーナー部との境界

Claims

　質量％で、
　Ｃ：０．６５～１．２０％と、
　Ｓｉ：０．０５～２．００％と、
　Ｍｎ：０．０５～２．００％と、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含み；
　頭部の少なくとも一部および底部の少なくとも一部がパーライト組織であり；
　前記パーライト組織である部位の表面硬さがＨｖ３２０～５００の範囲でかつ最大表面粗さが１８０μｍ以下である；
ことを特徴とするパーライト系レール。
　前記最大表面粗さに対する前記表面硬さの比が３．５以上であることを特徴とする請求項１に記載のパーライト系レール。
　前記最大表面粗さを測定した部位における、前記底部から前記頭部に向かうレール鉛直方向の粗さの平均値に対する前記最大表面粗さの０．３０倍を超える凹凸の数が、前記頭部及び前記底部の表面のレール長手方向の長さ５ｍｍあたり４０個以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｃｏ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｚｒ：０．０００１～０．２０００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ａｌ：０．００４０～１．００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、Ｎ：０．００６０～０．０２００％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。
　質量％で、さらに、
　Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種と；
　Ｖ：０．００５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％の１種または２種と；
　Ｃｏ：０．０１～１．００％と；
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％と；
　Ｃｕ：０．０１～１．００％と；
　Ｎｉ：０．０１～１．００％と；
　Ｔｉ：０．００５０～０．０５００％と；
　Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％と；
　Ｚｒ：０．０００１～０．２０００％と；
　Ａｌ：０．００４０～１．００％と；
　Ｎ：０．００６０～０．０２００％と；
を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のパーライト系レール。