WO2024134875A1 - レール - Google Patents

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WO2024134875A1
WO2024134875A1 PCT/JP2022/047622 JP2022047622W WO2024134875A1 WO 2024134875 A1 WO2024134875 A1 WO 2024134875A1 JP 2022047622 W JP2022047622 W JP 2022047622W WO 2024134875 A1 WO2024134875 A1 WO 2024134875A1
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WO
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rail
head
temperature
pearlite structure
fatigue damage
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PCT/JP2022/047622
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French (fr)
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照久 宮▲崎▼
正治 上田
淳 高橋
敏之 真鍋
拓也 棚橋
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Priority to PCT/JP2022/047622 priority patent/WO2024134875A1/ja
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment

Definitions

  • the present invention relates to rails.
  • high-strength rails have been proposed, for example, as shown in Patent Documents 1, 2, 3, and 4.
  • the main feature of these rails is that in addition to improving wear resistance, they improve resistance to internal fatigue damage by either adding a small amount of alloy to control pearlite transformation, or by controlling the alloy or adding a small amount of alloy to form precipitates in the pearlite structure, thereby improving the hardness inside the head.
  • Patent Document 1 discloses that by adding B to hypereutectoid steel (C: over 0.85% to 1.20%), the transformation temperature of the pearlite structure inside the head is controlled, thereby improving the hardness inside the head.
  • Patent Document 2 discloses that the hardness inside the head is improved by adding V and N to hypereutectoid steel (C: over 0.85% to 1.20%) and precipitating V carbonitrides in the pearlite structure.
  • Patent document 3 also discloses that the hardness inside the head is improved by controlling the Mn and Cr content using eutectoid steel (C: 0.73-0.85%) as a base.
  • Patent Document 4 discloses that V is added to steel with C: 0.75-1.20% to generate Cr-containing V nitrides in the ferrite in the pearlite structure, thereby improving the internal hardness of the head at a depth of 25 mm from the outer surface of the head.
  • Patent Documents 1, 2, 3, and 4 improve the hardness inside the head by controlling the pearlite transformation temperature inside the head and by precipitation strengthening the pearlite structure, and can improve resistance to internal fatigue damage within a certain range.
  • Patent Documents 1, 2, 3, and 4 were unable to provide sufficient characteristics for use in track environments where freight cars are increasingly loaded and overcrowded, resulting in greater repeated loads, and further improvement of internal fatigue damage resistance was an issue.
  • the present invention was devised in consideration of the above-mentioned problems, and aims to provide rails that are more resistant to internal fatigue damage than existing technologies for use on freight railways, where track environments are subject to even greater repeated loads due to increased loads and overcrowding in recent years.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • a rail according to one embodiment of the present invention has, in mass %, C: 0.75 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, Cr: 0.05 to 2.00%, V: 0.005 to 0.100%, Al: 0.0010 to 1.0000%, N: 0.006 to 0.020%, P ⁇ 0.025%, S ⁇ 0.025%, Mo: 0 to 0.50%, Co: 0 to 1.00%, B: 0 to 0.0050%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Nb: 0 to 0.0500%, Ti: 0 to 0.0500%, Mg: 0 to 0.0200%, Ca: 0 to 0.50%, and Mn: 0 to 0.50%.
  • the rail has a metal structure at a depth of 25 mm from the head outer surface, the metal structure contains a pearlite structure with an area ratio of 95% or more, the hardness of the rail measured at the position 25 mm deep from the head outer surface is in the range of Hv 360 to 500, and the number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm in the ferrite phase in the pearlite structure at the position 25 mm deep from the head outer surface is 1 cm
  • the average ratio of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms (MA) to the number of V atoms (VA) rounded off to one decimal place (CA+MA)/VA) satisfies the following formula
  • the rail described in (1) above may contain, in mass%, one or more of the following: Mo: 0.01-0.50%, Co: 0.01-1.00%, B: 0.0001-0.0050%, Cu: 0.01-1.00%, Ni: 0.01-1.00%, Nb: 0.0010-0.0500%, Ti: 0.0030-0.0500%, Mg: 0.0005-0.0200%, Ca: 0.0005-0.0200%, REM: 0.0005-0.0500%, and Zr: 0.0001-0.0200%.
  • the above-mentioned aspects of the present invention can improve the resistance of rails to internal fatigue damage. Furthermore, such rails can significantly improve the service life of rails when used in freight railways, where the track environment is subject to greater repeated loads due to heavier loads and greater congestion.
  • FIG. 1 shows the head outer surface position (symbol X) where the temperature was measured during rolling and heat treatment in the experiments and examples of this specification, and the position 25 mm deep from the head outer surface (symbol Y) where the metal structure, hardness, and precipitate state were evaluated.
  • FIG. 1 is a diagram showing an outline of a rolling fatigue testing machine.
  • FIG. 13 is a diagram showing the effect of nitrides containing Cr, Mn, and V on rolling fatigue test results.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the number of nitrides containing Cr, Mn, and V and the cumulative passing tonnage at which cracks were initiated.
  • FIG. 2 is a diagram showing the designations of rail heads. This is a diagram showing a position 25 mm deep from the head outer surface at the rail head.
  • a rail with excellent resistance to internal fatigue damage according to one embodiment of the present invention (sometimes referred to as the rail according to this embodiment) will be described in detail.
  • mass% in the composition will simply be written as %.
  • the rail according to this embodiment has the following features.
  • It has a predetermined chemical composition.
  • the metal structure at a depth of 25 mm from the head outer surface contains a pearlite structure with an area ratio of 95% or more, and the hardness of the rail measured at the said position is in the range of Hv 360 to 500.
  • the number density of nitrides containing Cr, Mn and V having a grain size of 0.5 to 6.0 nm is in the range of 1.0 x 10 17 to 5.0 x 10 17 per cm 3 .
  • a technique capable of improving the internal fatigue damage resistance of rails more than existing techniques involves generating fine nitrides containing the above-mentioned Cr, Mn, and V in the ferrite phase in the pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer surface.
  • Pearlite is a layered aggregate of ferrite and cementite formed by the eutectic transformation of austenite.
  • the term "ferrite phase in pearlite structure” refers to layered ferrite contained in pearlite.
  • the term "ferrite phase in pearlite structure” is a concept that does not include ferrite that does not constitute pearlite, such as pro-eutectoid ferrite. Representative experimental details are described below.
  • Heat treatment conditions for controlling each cooling temperature, the temperature measured at the head outer surface position shown in Figure 1 was used) Heat treatment conditions: After rolling, accelerated cooling + controlled cooling Accelerated cooling conditions (head outer surface): Accelerated cooling start temperature 790°C, accelerated cooling end temperature 580°C, and average cooling rate 6°C/sec Controlled cooling conditions (head outer surface): holding temperature 600°C, rail surface temperature fluctuation range during temperature holding 40°C, temperature holding time 80 seconds, followed by accelerated cooling Temperature holding during controlled cooling: Accelerated cooling rate was controlled, and accelerated cooling was repeatedly started and stopped in response to heat recovery from inside the rail, thereby controlling the temperature Metal structure (measured at the position marked with the symbol Y in Figure 1, i.e., a position 25 mm deep from the head outer surface) Pearlite Hardness (measured at a
  • the inventive steel rail and the comparative steel rail were evaluated for internal fatigue damage resistance using a rolling fatigue testing machine as shown in Figure 2. Details of the rolling fatigue test conditions and evaluation method are described below. In particular, in recent years, freight railways have become heavier in load and more crowded, leading to greater repeated loads, so in order to reproduce the track environment, the load was set higher than the conventional conditions (see International Publication No. WO2020/054339).
  • Test conditions Testing machine Rolling fatigue testing machine (see Figure 2)
  • Test piece shape Rail 136 pound rail x 2m Wheels: AAR type (diameter 920 mm)
  • Load Radial: 290-340KN
  • Thrust 60-90KN (Reproduces the load conditions on tracks with higher loads than before)
  • Lubrication Oil lubrication
  • Cumulative passing tonnage Until cracks occur (maximum 200 MGT*) *MGT: Million Gloss Tonnage, the total weight of the freight cars running on the rails. In this test, it is evaluated as twice the passing weight acting on the wheels.
  • the inventive steel rail has better resistance to internal fatigue damage in the high load range than conventional steel rails, compared to the comparative steel rails.
  • nitrides containing Cr, Mn, and V with particle sizes of 0.5 to 6.0 nm in the ferrite phase in the pearlite structure, which suppresses the occurrence of microscopic softened areas in the ferrite in the pearlite structure and homogenizes the material strength within the cross section inside the head.
  • concentration of strain in the microscopic softened areas of the ferrite phase inside the head and the occurrence of fatigue cracks that occur when the rail and wheel come into contact are suppressed.
  • nitrides containing Cr, Mn and V showed high resistance to internal fatigue damage is thought to be because nitrides containing Cr, Mn and V are more stable against heat and stress than carbides or simple V nitrides, suppressing the microscopic softening of the ferrite phase of the pearlite structure inside the head and steadily improving the hardness of the ferrite phase in the pearlite structure.
  • the inventors investigated the formation of nitrides containing Cr, Mn, and V at a depth of 25 mm from the head outer surface in rails that exhibit excellent resistance to internal fatigue damage.
  • Heating rate of cast slab 7°C/min within the range of 1000-1200°C End temperature of heating of cast piece: 1260°C
  • Rolling conditions rolling temperature was measured at the head outer surface position shown in Figure 1
  • Area reduction rate of head outer surface at rolling temperature of 980°C: 18% The rolling conditions for each steel rail were all the same.
  • Heat treatment conditions for each cooling temperature control, the temperature measured at the head outer surface position shown in Figure 1 was used
  • Accelerated cooling conditions head outer surface: Accelerated cooling start temperature 800°C, accelerated cooling end temperature 580°C, and average cooling rate 5°C/sec
  • Controlled cooling conditions head outer surface: Holding temperature 600-660°C, rail surface temperature fluctuation range 20-40°C during temperature holding, temperature holding time 2-180 sec, then accelerated cooling.
  • Temperature holding during controlled cooling Accelerated cooling speed was controlled, and accelerated cooling was repeatedly started and stopped to control the temperature according to heat recovery from inside the rail.
  • the number of nitrides containing Cr, Mn, and V at a depth of 25 mm from the head outer surface was significantly changed.
  • ⁇ Measurement equipment Three-dimensional atom probe (3DAP) method
  • 3DAP Three-dimensional atom probe
  • a pulse voltage is applied, or a pulse laser is irradiated onto the needle sample, causing the ions of the constituent atoms to be field-evaporated from the tip of the needle.
  • These ions are detected by a coordinate detector.
  • the type of element is identified by the ion flight time.
  • the three-dimensional element position and number of atoms are identified based on the detected coordinates and the measurement order.
  • Voltage DC, voltage pulse (pulse ratio 15% or more) or laser pulse (40 pJ)
  • Sample temperature 40K to 70K
  • the atomic position data of Cr, Mn, V, and N are used to determine whether there are nitride precipitates.
  • the Maximum Separation Method included in IVAS is used for this purpose. This is a method in which groups of Cr, Mn, V, and N atoms whose mutual distance is equal to or less than a specific value are separated from the matrix and recognized as precipitates. In this experiment, 1 nm was used as the "specific value.”
  • the IVAS software is used to count the number of precipitates in the ferrite phase of the pearlite structure within the measurement area that are determined to be nitrides containing Cr, Mn, and V.
  • nitrides containing Cr, Mn, and V are used to strengthen the ferrite phase in the pearlite structure, so in this experiment, only those present in the center of the ferrite phase in the pearlite structure were evaluated.
  • the separation of the cementite phase and the ferrite phase in the measurement area can be determined from the C distribution.
  • the C concentration is 25% in terms of atomic ratio.
  • the volume of the analysis area is estimated from the number of atoms contained in the analysis area measured by 3DAP.
  • the amount of alloy elements other than iron is very small, so even if the atoms constituting the analysis area are all assumed to be iron atoms and the volume of the analysis area is calculated from the number of elements in the analysis area, it is considered that there is no significant difference from the true value. Therefore, the number of iron atoms is corrected by the detection rate of the ion detector, and the value obtained by dividing the value by the atomic density of Fe (85 number/nm 3 ) can be regarded as the volume (nm 3 ) of the measurement site.
  • the detection rate varies depending on the device, but since the detection rate of the device used in this experiment was 35%, the number of detected atoms divided by 0.35 was estimated as the number of atoms contained in the analysis area.
  • the "0.35" in the above formula is the detection rate of the ion detector described above, and the "85” is the Fe atom density (unit: number/nm 3 ) described above. To convert the unit to the number per cm 3 , this value should be multiplied by 10 21 , and in the above case, the number density is 1.0 ⁇ 10 17 per cm 3. The average value of the number densities in the three needle samples was taken as the number density of the rail.
  • the method for measuring the particle size of each nitride containing Cr, Mn and V is as follows. First, the total number of Cr, Mn and V atoms constituting the nitride containing Cr, Mn and V is obtained, and the same number of N as this total number of atoms is present in the precipitate, and the crystal structure is assumed to be B1 (NaCl) type in which Mn atoms and V atoms replace the positions of Cr atoms in CrN, and the volume of each precipitate was estimated.
  • the lattice constant of the nitride containing Cr, Mn and V is 0.414 nm
  • the number of atoms that fit into 1 nm3 is about 113.
  • simple Mn4N and Mn2N were not used as a reference for the lattice constant. The reason is that the crystal structure of simple Mn 4 N and Mn 2 N is different from that of the B1 (NaCl) type, and therefore the lattice constant is different, and Mn is substituted for Cr.
  • the volume of the precipitate can be estimated based on the number of atoms contained in the precipitate.
  • the nitride containing Cr, Mn, and V is assumed to be a sphere, and the diameter of this sphere is taken as the particle size of the nitride containing Cr, Mn, and V. That is, the spherical equivalent diameter of the nitride containing Cr, Mn, and V was obtained.
  • Figure 4 shows the results of rolling fatigue tests using steel rails in which the number of nitrides containing Cr, Mn and V with particle sizes of 0.5 to 6.0 nm were significantly changed at a depth of 25 mm from the head outer surface.
  • the relationship between the number of nitrides containing Cr, Mn and V at a depth of 25 mm and the cumulative passing tonnage at which cracks occurred is summarized.
  • the particle size of the nitrides containing Cr, Mn and V that control the number density is limited to the range of 0.5 to 6.0 nm is because this numerical range is the most effective size for reducing the microscopic softened areas that occur in the pearlite structure and for achieving uniform hardness when the nitrides containing Cr, Mn and V precipitate in the ferrite phase in the pearlite structure.
  • Nitrides containing Cr, Mn and V with a particle size of less than 0.5 nm or more than 6.0 nm do not contribute to improving the properties of the rail, so it is considered that their content should be low.
  • the magnitude of these number densities is considered not to affect the properties of the rail.
  • those with a particle size of less than 0.5 nm or more than 6.0 nm are ignored.
  • the number density of nitrides containing Cr, Mn, and V having a particle size of 0.5 to 6.0 nm is in the range of 1.0 x 10 17 to 5.0 x 10 17 per cm 3.
  • the preferable lower limit of the number density of nitrides containing Cr, Mn, and V having a particle size of 0.5 to 6.0 nm per cm 3 is 1.2 x 10 17 , 1.5 x 10 17 , or 1.8 x 10 17.
  • the preferable upper limit of the number density of nitrides containing Cr, Mn, and V having a particle size of 0.5 to 6.0 nm per cm 3 is 4.5 x 10 17 , 4.0 x 10 17 , or 3.5 x 10 17 .
  • the inventors therefore conducted a detailed investigation into the relationship between the composition of nitrides containing Cr, Mn, and V and the microcracks that form around them.
  • the composition, casting conditions, rolling conditions, and heat treatment conditions of the steel rails used in the tests are shown below.
  • End temperature of heating of cast piece 1240°C
  • the alloy segregation state of V, Cr, and Mn at the time of final solidification was changed so that the composition of nitrides containing Cr, Mn, and V changed significantly.
  • Rolling conditions (rolling temperature was measured at the head outer surface position shown in Figure 1)
  • Rolling temperature of head outer surface Area reduction rate at 1000-1050°C: 1-50%
  • Rolling temperature of head outer surface Area reduction rate at 800-1000°C: 1-30%
  • the area reduction rate of the head outer surface in the above rolling temperature range was significantly changed, and the composition of nitrides containing Cr, Mn and V was significantly changed.
  • Heat treatment conditions for each cooling temperature control, the temperature measured at the head outer surface position shown in Figure 1 was used
  • Heat treatment conditions After rolling, accelerated cooling + controlled cooling
  • Accelerated cooling conditions head outer surface: Accelerated cooling start temperature 800°C, accelerated cooling end temperature 630°C, and average cooling rate 4°C/sec
  • Controlled cooling conditions head outer casing surface: holding temperature range of 630 to 640°C, rail surface temperature fluctuation range during temperature holding of 10°C, temperature holding time of 50 to 55 sec, followed by accelerated cooling.
  • Temperature holding during controlled cooling The accelerated cooling rate was controlled, and accelerated cooling was repeatedly started and stopped, and the temperature was controlled by performing accelerated cooling in response to heat recovery from inside the rail.By keeping the stop temperature during accelerated cooling and the holding temperature and time during controlled cooling under approximately the same conditions, the number of nitrides containing Cr, Mn and V at a depth of 25 mm from the head outer casing surface became approximately the same.
  • the composition of the nitrides containing Cr, Mn, and V was significantly changed.
  • steel rails were manufactured in which the number density of V nitrides containing Cr with a grain size of 0.5 to 6.0 nm was in the range of 2.0 x 1017 to 2.2 x 1017 per cm3 , and a rolling fatigue test was carried out.
  • the test conditions for the rolling fatigue test were the conditions shown in the above [Rolling fatigue test conditions]. After the rolling fatigue test, the generation status of microcracks inside the head (at a depth of 25 mm from the head outer surface as the starting point) was investigated. The investigation method is as shown below.
  • the numbers of Cr, Mn, and V atoms are counted, and the ratio of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms (MA) to the number of V atoms (VA) is calculated.
  • 50 precipitates were randomly selected from nitrides containing Cr, Mn, and V with a size of 0.5 to 6.0 nm. The ratio of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms (MA) to the number of V atoms (VA) in each of these 50 nitrides containing Cr, Mn, and V was calculated.
  • the central 10 values i.e., the 21st to 30th largest values
  • the number of nitrides contained in one needle sample is about several hundred. According to the experimental results of the present inventors, these nitrides are generally homogeneous, and it is estimated that the selection method of the nitride does not affect the measurement results of the nitride.
  • the average value of the ratio of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms to the number of V atoms (VA) in nitrides containing Cr, Mn and V with grain sizes of 0.5 to 6.0 nm in the ferrite phase of the pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer surface, rounded off to one decimal place, will be referred to as "(CA+MA)/VA".
  • Figure 5 shows the relationship between (CA+MA)/VA and the number of microcracks that form.
  • (CA+MA)/VA is less than 5
  • the hardness of the nitride containing Cr, Mn and V increases significantly due to the increase in the amount of V in the nitride, and the number of microcracks (less than 0.5 mm) that form increases, resulting in a decrease in internal fatigue damage resistance.
  • (CA+MA)/VA exceeds 100, the hardness of the nitride decreases, and the number of microcracks (less than 0.5 mm) that form increases, resulting in a decrease in internal fatigue damage resistance.
  • (CA+MA)/VA of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm in the ferrite phase in the pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer surface within the range of the following formula 1.
  • nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of less than 0.5 nm or more than 6.0 nm are not considered to contribute to improving the internal fatigue damage resistance of the rail, and are therefore excluded in measuring (CA+MA)/VA. 5 ⁇ (CA+MA)/VA ⁇ 100 ...
  • a preferred upper limit value of (CA+MA)/VA is, for example, 90, 80, or 60.
  • a preferred lower limit value of (CA+MA)/VA is, for example, 8, 10, or 20.
  • Patent Document 4 discloses experimental results suggesting that when the ratio CA/VA of the number of Cr atoms CA to the number of V atoms VA in Cr-containing V nitride exceeds 0.70, the internal fatigue damage resistance is slightly reduced.
  • the V nitride contained in the rail according to this embodiment has a very large amount of Cr.
  • the inventors measured CA/VA in rails in which the nitride's ((CA+MA)/VA) was between 5 and 100, and found that it was usually 2 or more. Considering the findings explained in Patent Document 4, it is expected that such nitrides may impair the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the V nitride containing a large amount of Cr enhances the internal fatigue damage resistance. This is presumably because the V nitride contains Mn in addition to Cr.
  • the reason why the V nitride contains Mn in the rail according to this embodiment is as follows: (1) By optimizing the casting speed at temperatures of 1300 to 1400 ° C, the generation of coarse nitrides during solidification is reduced and the amount of dissolved nitrogen is secured; and (2) It is presumed that the driving force for the formation of Mn nitrides is increased by rolling under appropriate rolling conditions, whereby dislocations introduced into austenite remain after pearlite transformation. It is presumed that the reason why Mn improves the properties of V nitrides is due to the solid solution strengthening of the nitrides by Mn.
  • CA/VA in the rail according to this embodiment, ((CA+MA)/VA) in the nitride is specified, and by satisfying this, internal fatigue damage resistance is improved. Therefore, it is not necessary to specify CA/VA in the nitride. According to the results of experiments conducted by the inventors, when ((CA+MA)/VA) satisfies formula 1, CA/VA is generally within the range of 2 to 70.
  • the most important thing for the rail head that comes into contact with the wheels is to ensure wear resistance.
  • pearlite structure has the highest wear resistance.
  • pearlite structure is easy to obtain hardness (strength) even with a small content of alloy elements, and is also excellent in internal fatigue damage resistance. Therefore, in order to improve wear resistance and internal fatigue damage resistance, the area ratio of pearlite structure is limited to 95% or more. If the area ratio of pearlite structure is less than 95%, wear resistance and internal fatigue damage resistance are not sufficiently improved.
  • the area ratio of pearlite structure may be 100%, but may also be specified as, for example, 100% or less, 99% or less, or 98% or less.
  • the required range of the metal structure (metal structure containing pearlite) with an area ratio of 95% or more of pearlite structure is limited to a position 25 mm deep from the head outer surface (surface of the head corners and top).
  • the position defining the metal structure containing the pearlite structure is located at a depth of less than 25 mm from the head outer casing surface, taking into account wear during use, it is insufficient as a region required for the wear resistance and internal fatigue damage resistance of the rail head, and wear resistance and internal fatigue damage resistance cannot be sufficiently improved, making it difficult to sufficiently improve the rail's service life.
  • the area ratio of pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer casing surface is 95% or more, it is normal for the area ratio of pearlite structure to be 95% or more over the entire range from the head outer casing surface to that position.
  • FIG. 6 shows the designation of the rail head according to this embodiment, and the region where a metal structure including pearlite structure is required.
  • the rail head as shown by reference numeral 3 in FIG. 6, refers to the part above the part that is narrowed in the center of the rail height direction when the rail is viewed in cross section.
  • the rail head 3 has a top 1 and head corners 2 located at both ends of the top 1.
  • One of the head corners 2 is a gauge corner (G.C.) part that mainly comes into contact with the wheel.
  • the head outer surface refers to the surface of the rail head 3 that is the surface of the top 1 that faces upward when the rail is upright, and the surface of the head corner 2.
  • the positional relationship between the top 1 and the head corner 2 is such that the top 1 is located almost in the center of the rail head width direction, and the head corners 2 are located on both sides of the top 1.
  • head surface 3a shaded area
  • head surface 3a which extends from the surface of the head corners 2 and head top 1 (head outer surface) to a depth of 25 mm, to have a metal structure containing pearlite structure of a specified hardness (metal structure containing pearlite structure at an area ratio of 95% or more).
  • the metal structure containing pearlite structure is arranged in the head surface portion 3a where the wheel and rail mainly come into contact and where wear resistance and resistance to internal fatigue damage are required.
  • the area ratio of pearlite structure may be 95% or more, but does not have to be 95% or more.
  • the metal structure of the rail according to this embodiment may contain, in addition to the pearlite structure, trace amounts of pro-eutectoid ferrite structure, pro-eutectoid cementite structure, bainite structure, martensite structure, etc., less than 5% in area ratio, as long as the area ratio of pearlite structure is 95% or more. Even if these structures are mixed in, so long as it is less than 5%, it does not have a significant adverse effect on the internal fatigue damage resistance inside the head.
  • the metal structure of the rail head of the rail according to this embodiment may be pearlite structure in an area ratio of 95% or more of the head surface, and in order to sufficiently improve the internal fatigue damage resistance, it is desirable for 98% or more of the metal structure of the head surface of the rail head to be pearlite structure.
  • the area ratio of pearlite structure may be 100%.
  • the area ratio of pearlite structure is measured using the following procedure. A sample is cut from the cross section of the rail head. Each sample is diamond polished and then etched with 3% nital. The area ratio of pearlite structure can be determined by observing the structure of the polished and etched cross section using an optical microscope (200x). The measurement field is any 10 fields of view from the head outer surface to a depth of 25 mm (see Figure 1). The average value of the area ratio of pearlite structure in any 10 fields of view from the head outer surface to a depth of 25 mm is regarded as the "area ratio of pearlite structure at the 25 mm position.”
  • the hardness of the rail including the pearlite structure measured at a depth of 25 mm from the head outer surface as the starting point, must be limited to a range of Hv 360 to 500.
  • the reason for limiting the hardness of the rail including the pearlite structure to a range of Hv 360 to 500 in the rail according to this embodiment will be explained.
  • the hardness of rails containing pearlite structures is limited to the range of Hv 360 to 500.
  • the preferred lower limit of the hardness of rails containing pearlite structures located within a depth of 25 mm from the head outer casing surface is Hv 390, Hv 400, or Hv 410.
  • the preferred upper limit of the hardness of rails containing pearlite structures located within a depth of 25 mm from the head outer casing surface is Hv 470, Hv 460, or Hv 450.
  • the main purpose of the rail of this embodiment is to improve the internal fatigue damage resistance of the head, so the effect of the rail of this embodiment will be realized if the metal structure and hardness at a depth of 25 mm from the head outer surface, the number density of nitrides containing Cr, Mn and V, and the nitride composition ((CA+MA)/VA) are within the above-mentioned ranges.
  • the position at a depth of 25 mm from the head outer surface in the rail head is the position indicated by the dashed line 3b in Figure 7.
  • the hardness of the rail at a depth of 25 mm from the head outer surface is Hv380-480, it is normal for the hardness of the rail to be Hv380-480 throughout the entire range from the head outer surface to that position.
  • the hardness of rails containing pearlite structures is measured as follows: A sample is cut out from the cross section of the rail head. The rail cross section of each sample is polished with diamond abrasive grains with an average grain size of 1 ⁇ m. The polished cut surface is then subjected to hardness measurement in accordance with JIS Z 2244 using a Vickers hardness tester (load 98 N). The measurement position is a depth of 25 mm from the outer surface of the head (see Figure 1). There are 20 measurement points. The measurement interval is 1 mm. The midpoint of the linear measurement area consisting of the 20 measurement points is positioned at the center of the rail cross section in the rail width direction.
  • the average of the hardness measurements is regarded as the "hardness at the 25 mm position.”
  • the pearlite structure accounts for 95% or more by area, but other structures (pro-eutectoid cementite, pro-eutectoid ferrite, martensite, bainite, etc.) are present within a range of 5% or less, so the hardness of the rail including the pearlite structure may not be representative when measured at a single point.
  • C 0.75-1.20%
  • C is an element that is effective in promoting pearlite transformation and in ensuring wear resistance. If the C content is less than 0.75%, the minimum C content required for rails is not achieved in this chemical composition. Furthermore, if the C content is less than 0.75%, a soft pro-eutectoid ferrite structure that is prone to fatigue cracking will form inside the head, resulting in poor internal fatigue damage resistance. On the other hand, if the C content exceeds 1.20%, pro-eutectoid cementite structure is easily formed inside the head, and fatigue cracks are generated from the interface between the pearlite structure and the pro-eutectoid cementite structure. Therefore, the C content is set to 0.75 to 1.20%.
  • the preferred lower limit of the C content is 0.77%, 0.80%, or 0.85%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.77%, 0.80%, 0.85%, or 0.90%.
  • the C content is preferably set to 0.80 to 1.10%.
  • Si 0.10-2.00%
  • Silicon is an element that dissolves in the ferrite phase in the pearlite structure, increases the hardness (strength) of the rail head, and improves the wear resistance and internal fatigue damage resistance. If the Si content is less than 10%, the solid solution strengthening is insufficient, so that the pearlite becomes soft, fatigue cracks are easily generated, and the resistance to internal fatigue damage is reduced. Furthermore, when the Si content exceeds 2.00%, the hardenability increases significantly, and a martensite structure is formed in the rail head, and the martensite structure and Fatigue cracks are likely to occur from the boundaries of the pearlite structure, and resistance to internal fatigue damage is reduced. For this reason, the Si content is set to 0.10 to 2.00%. The preferred lower limit of the Si content is 0.
  • the upper limit of the Si content is preferably 1.80%, 1.50%, or 1.20%.
  • Mn 0.05-2.00% Mn improves hardenability and stabilizes pearlite transformation, while at the same time refining the lamellar spacing of the pearlite structure, increasing the hardness of the pearlite structure, and furthermore, it enriches the fine Cr, Mn and V in the ferrite phase of the pearlite structure.
  • Mn is an element that suppresses microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure inside the rail head through precipitation strengthening caused by the formation of nitrides containing Mn, thereby improving the internal fatigue damage resistance of the rail head.
  • the content is less than 0.05%, the effect is small, and the number of fine nitrides containing Cr, Mn and V precipitated in the ferrite phase of the pearlite structure decreases, and the microscopic structure of the ferrite phase in the pearlite structure is reduced. Since the improvement of the softened parts is insufficient, the resistance to internal fatigue damage is not improved. Furthermore, if the Mn content is less than 0.05%, a soft pro-eutectoid ferrite structure that is prone to fatigue cracks is likely to form inside the head.
  • the density of nitrides containing Cr, Mn, and V of up to 6.0 nm is insufficient, and the improvement of the microscopic softened parts of the ferrite phase in the pearlite structure is insufficient, resulting in improved resistance to internal fatigue damage.
  • the Mn content exceeds 2.00%, the hardenability increases significantly, martensite structure is formed in the rail head, and fatigue cracks are likely to occur at the boundary between the martensite structure and the pearlite structure.
  • the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn and V becomes excessive, and the pearlite structure inside the rail head (at a depth of 25 mm from the head outer surface) becomes
  • the Mn content is therefore set at 0.05 to 2.00%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.10%, 0.20%, or 0.40%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.80%, 1.50%, or 1.20%.
  • the Mn content should be set to 0.20 to 1.5%. It is desirable to set it to 1.50%.
  • Cr 0.05-2.00% Cr increases the equilibrium transformation temperature of steel, and by increasing the degree of supercooling, it refines the lamellar spacing of the pearlite structure, increases the hardness of the pearlite structure, and further increases the fine Cr in the ferrite phase of the pearlite structure.
  • This element suppresses microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure inside the rail head through precipitation strengthening caused by the formation of nitrides containing Mn and V, thereby improving the internal fatigue damage resistance of the rail head.
  • the Cr content is less than 0.05%, the effect is small, and the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V precipitated in the ferrite phase of the pearlite structure is insufficient.
  • the improvement of the microscopic softened parts of the ferrite phase in the pearlite structure is insufficient, and therefore the resistance to internal fatigue damage is not improved.
  • the Cr content exceeds 2.00%, the hardenability increases significantly, bainite or martensite structures are formed in the rail head, and fatigue cracks occur from the boundaries between the bainite or martensite structures and the pearlite structures.
  • the Cr content is set at 0.05 to 2.00%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.10%, 0.20%, or 0.50%, and the upper limit of the Cr content is preferably 1.80%, 1.50%, or 1.20%.
  • the Cr content should be set to 0.20 to 1. It is desirable to set it at 50%.
  • V forms fine nitrides containing Cr, Mn and V in the ferrite phase of the pearlite structure during the cooling process after hot rolling of the rail, and strengthens the ferrite phase in the pearlite structure inside the rail head by precipitation strengthening.
  • the V content is less than 0.005%, the 0.5 to 10% V precipitates in the ferrite phase of the pearlite structure, and the V content is increased.
  • the number density of 6.0 nm nitrides containing Cr, Mn and V is low, and the improvement of the microscopic softened areas of the ferrite phase in the pearlite structure inside the rail head is insufficient, resulting in the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the V content is set to 0.005 to 0.100%.
  • the preferred lower limit of the V content is 0.010%, 0.020%, or 0.040%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.010%, 0.020%, or 0.040%.
  • the V content is preferably 0.010 to 0.080%.
  • Al 0.0010-1.0000%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • Al is an element that shifts the eutectoid transformation temperature to the high temperature side, contributes to increasing the hardness of the pearlite structure, and improves the internal fatigue damage resistance.
  • the Al content is less than 0.0010%, the effect is weak.
  • the Al content exceeds 1.0000%, it becomes difficult to dissolve Al in the steel, and coarse grains are formed. These coarse Al-based inclusions act as starting points for fatigue cracks, which may reduce the resistance of the rail to internal fatigue damage.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.0020%, 0.0050%, or 0.0100%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.9000%, 0.8000%, or 0.9000%. %, or 0.6000%.
  • N 0.006-0.020%
  • N is an element that, when contained simultaneously with Cr and V, promotes the formation of nitrides containing Cr, Mn and V in the ferrite phase in the pearlite structure during the cooling process after hot rolling of the rail.
  • fine nitrides containing Cr, Mn and V are formed, microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure inside the rail head is suppressed, and the internal fatigue damage resistance of the rail is improved.
  • the content is less than 0.006%, the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn and V formed in the ferrite phase of the pearlite structure is low, and the number of nitrides in the pearlite structure inside the rail head is small.
  • the microscopic softening of the ferrite phase in the rail is not sufficiently improved, and the internal fatigue damage resistance of the rail is not improved.
  • the N content of rails is often set to 0.005% or less. However, in the rail according to the present embodiment, the N content is set to a value higher than usual in order to promote the formation of nitrides.
  • the N content exceeds 0.020%, the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn and V becomes excessive, and the inside of the rail head (starting from the head outer surface) becomes The pearlite structure at the depth of 25 mm becomes embrittled, and the internal fatigue damage resistance of the rail is reduced due to the promotion of crack initiation. Furthermore, if the N content exceeds 0.0200, N dissolves in the steel and It becomes difficult to maintain the steel in a high temperature range, and bubbles that become the starting point of fatigue damage are generated, making internal fatigue damage more likely to occur. For this reason, the N content is set to 0.006 to 0.020%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.019%, 0.018%, or 0.015%.
  • P 0.025% or less
  • P is an impurity element contained in steel, and its content can be controlled by refining in a converter.
  • the P content is 0.020% or less, 0.018% or less, or 0.016% or less.
  • There is no lower limit for the P content but considering the dephosphorization ability in the refining process, it is considered that the P content is about 0.005% in actual production.
  • S 0.025% or less
  • S is an impurity element contained in steel, and its content can be controlled by desulfurization in a hot metal ladle.
  • the S content is 0.020% or less, 0.018% or less, or 0.016% or less.
  • the rail according to this embodiment basically contains the above chemical components, with the remainder being Fe and impurities.
  • impurities refers to components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, such as raw materials such as ores or scraps, during the industrial production of steel materials, and are acceptable within a range that does not adversely affect the rail according to this embodiment.
  • one or more elements selected from the group consisting of Mo, Co, B, Cu, Ni, Nb, Ti, Mg, Ca, REM, and Zr may be contained within the range described below for the purpose of improving wear resistance and internal fatigue damage resistance by increasing the hardness (strength) of the pearlite structure, improving toughness, preventing softening of the welded heat affected zone, and controlling the cross-sectional hardness distribution inside the head.
  • the function of each optional element is as follows.
  • Mo increases the equilibrium transformation point, refines the lamellar spacing of the pearlite structure, and improves the hardness of the rail.
  • Co refines the lamellar structure of the wear surface and increases the hardness of the wear surface.
  • B reduces the cooling rate dependency of the pearlite transformation temperature and makes the hardness distribution of the rail head uniform.
  • Cu dissolves in the ferrite phase in the pearlite structure to increase the hardness of the rail. Ni improves the toughness and hardness of the pearlite structure and at the same time prevents softening of the heat affected zone of the welded joint.
  • Nb and Ti improve the fatigue strength of pearlite structures by precipitation hardening of carbides and nitrides formed during hot rolling and the subsequent cooling process. In addition, Nb and Ti stably form carbides and nitrides during reheating, preventing softening of the heat-affected zone of a welded joint.
  • Mg, Ca, and REM finely disperse MnS-based sulfides and reduce internal fatigue damage generated from inclusions.
  • Zr increases the equiaxed crystallization rate of the solidification structure, thereby suppressing the formation of a segregation zone in the center of the cast slab and suppressing the formation of pro-eutectoid cementite structures and martensite structures.
  • these elements may be included to obtain the above effects. Even if these elements are included below the range described below, the properties of the rail according to this embodiment are not impaired. Since it is not necessary to include these elements, the lower limit is 0%.
  • Mo preferably 0.01 to 0.50%
  • Mo is an element that increases the equilibrium transformation temperature, refines the lamellar spacing of the pearlite structure by increasing the degree of supercooling, improves the hardness of the pearlite structure, and as a result, improves the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • Mo content is less than 0.01%, the effect is small, and the effect of improving the hardness of the rail steel cannot be obtained.
  • Mo content exceeds 0.50%, the transformation rate significantly decreases, a martensite structure is formed in the rail head, and fatigue cracks are likely to occur from the boundary between the martensite structure and the pearlite structure, and the internal fatigue damage resistance may decrease.
  • the Mo content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferable lower limit of the Mo content is 0.02%, 0.05%, or 0.10%. More preferable upper limit of the Mo content is 0.40%, 0.20%, or 0.15%.
  • Co is an element that dissolves in ferrite in the pearlite structure, improves the hardness of the pearlite structure by solid solution strengthening, and improves the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the Co content is less than 0.01%, the refinement of the lamellar structure is not promoted, and the effect of improving the wear resistance and internal fatigue damage resistance cannot be obtained.
  • the Co content exceeds 1.00%, the above effect is saturated, and the refinement of the lamellar structure according to the content may not be achieved.
  • the Co content exceeds 1.00%, the economic efficiency may decrease due to the increase in the alloy addition cost. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.01 to 1.00%. More preferable lower limit of the Co content is 0.02%, 0.05%, or 0.10%. More preferable upper limit of the Co content is 0.80%, 0.60%, or 0.20%.
  • B preferably 0.0001 to 0.0050%
  • B is an element that forms iron carboborides (Fe 23 (CB) 6 ) at austenite grain boundaries and reduces the cooling rate dependency of the pearlite transformation temperature by promoting the pearlite transformation.
  • B is an element that improves the internal fatigue damage resistance of the rail by imparting a uniform hardness distribution to the rail through the above-mentioned effect, thereby suppressing the weakest part (low hardness part) where fatigue cracks are generated.
  • the B content is less than 0.0001%, the effect is insufficient and no improvement is observed in the hardness distribution of the rail head.
  • the B content is preferably 0.0001 to 0.0050%. More preferable lower limit of the B content is 0.0005%, 0.0010%, or 0.0015%. A more preferable upper limit of the B content is 0.0040%, 0.0030%, or 0.0020%.
  • Cu preferably 0.01 to 1.00%
  • Cu is an element that dissolves in the ferrite phase of the pearlite structure, improves hardness by solid solution strengthening, and improves the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the Cu content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the hardenability is significantly improved, and a martensite structure is formed in the rail head, making it easier for fatigue cracks to occur from the boundary between the martensite structure and the pearlite structure, and the internal fatigue damage resistance may decrease.
  • the Cu content is preferably 0.01 to 1.00%. More preferable lower limits of the Cu content are 0.02%, 0.03%, or 0.05%. More preferable upper limits of the Cu content are 0.80%, 0.60%, or 0.30%.
  • Ni preferably 0.01 to 1.00%
  • Ni is an element that improves the toughness of the pearlite structure, and at the same time improves the hardness by solid solution strengthening, thereby improving the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • Ni is an element that finely precipitates an intermetallic compound of Ni 3 Ti in combination with Ti in the weld heat affected zone, suppressing softening by precipitation strengthening.
  • Ni is also an element that suppresses embrittlement of grain boundaries in Cu-containing steel. However, when the Ni content is less than 0.01%, these effects are significantly small.
  • the Ni content exceeds 1.00%, the remarkable improvement in hardenability causes a martensite structure to form at the rail head, and fatigue cracks are likely to occur from the boundary between the martensite structure and the pearlite structure, and the internal fatigue damage resistance may decrease.
  • the Ni content is preferably 0.01 to 1.00%. More preferably, the lower limit of the Ni content is 0.02%, 0.03%, or 0.05%. A more preferable upper limit of the Ni content is 0.80%, 0.60%, or 0.30%.
  • Nb is an element that precipitates as Nb carbides and/or Nb nitrides during the cooling process after hot rolling, and increases the hardness of the pearlite structure by precipitation hardening, thereby improving the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • Nb is an element that stably generates Nb carbides and Nb nitrides from low to high temperature ranges in the heat-affected zone reheated to a temperature range below the Ac1 point, and is effective in preventing softening of the heat-affected zone of the welded joint.
  • the Nb content is less than 0.0010%, these effects cannot be obtained and no improvement in the hardness (strength) of the pearlite structure is observed.
  • the Nb content exceeds 0.0500%, the precipitation hardening of Nb carbides and nitrides becomes excessive, the pearlite structure itself becomes embrittled, and the internal fatigue damage resistance of the rail may decrease.
  • the Nb content is preferable to set the Nb content to 0.0010 to 0.0500%.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.0015%, 0.0020%, or 0.0025%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.0400%, 0.0300%, or 0.0100%.
  • Ti is an element that precipitates as Ti carbide and/or Ti nitride during the cooling process after hot rolling, and increases the hardness of the pearlite structure by precipitation hardening, thereby improving the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • Ti is also an effective component for refining the metal structure of the heat-affected zone heated to the austenite temperature during reheating at the time of welding, taking advantage of the fact that the precipitated Ti carbide and Ti nitride do not dissolve, and preventing embrittlement of the welded joint. However, if the Ti content is less than 0.0030%, these effects are small.
  • the Ti content is preferably 0.0030 to 0.0500%. More preferable lower limits of the Ti content are 0.0040%, 0.0050%, or 0.0080%. A more preferable upper limit of the Ti content is 0.0400%, 0.0300%, or 0.0100%.
  • Mg preferably 0.0005 to 0.0200%
  • Mg is an element that combines with S to form fine sulfides. These Mg sulfides finely disperse MnS, relieve stress concentration, and improve the internal fatigue damage resistance of the rail. However, if the Mg content is less than 0.0005%, the effect is weak. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0200%, coarse oxides of Mg are generated, and fatigue cracks are generated due to stress concentration, which may reduce the internal fatigue damage resistance of the rail. For this reason, when Mg is contained, the Mg content is preferably set to 0.0005 to 0.0200%. More preferable lower limit of the Mg content is 0.0010%, 0.0015%, or 0.0020%. More preferable upper limit of the Mg content is 0.0100%, 0.0050%, or 0.0025%.
  • Ca preferably 0.0005 to 0.0200%
  • Ca is an element that has a strong bond with S and forms CaS (sulfide). This CaS finely disperses MnS, relieves stress concentration, and improves the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the Ca content is less than 0.0005%, the effect is weak.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, coarse oxides of Ca are generated, and fatigue cracks are generated due to stress concentration, which may reduce the internal fatigue damage resistance.
  • the Ca content is preferably 0.0005 to 0.0200%. More preferable lower limit of the Ca content is 0.0010%, 0.0012%, or 0.0015%. More preferable upper limit of the Ca content is 0.0150%, 0.0100%, or 0.0050%.
  • REM preferably 0.0005 to 0.0500% REM is a deoxidizing and desulfurizing element, and when contained, it generates REM oxysulfide (REM 2 O 2 S) which becomes the nucleus of Mn sulfide-based inclusions. Since this oxysulfide (REM 2 O 2 S) has a high melting point, it suppresses the elongation of Mn sulfide-based inclusions after rolling. As a result, the inclusion of REM is an element that finely disperses MnS, relieves stress concentration, and improves the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • the REM content is preferably 0.0005 to 0.0500%.
  • the more preferable lower limit of the REM content is 0.0010%, 0.0012%, or 0.0015%.
  • the more preferable upper limit of the REM content is 0.0400%, 0.0300%, or 0.0100%.
  • REM refers to rare earth metals such as Ce, La, Pr, or Nd.
  • the REM content is the total content of all of these REMs. As long as the total content is within the above range, the same effect can be obtained whether the REM is used alone or in combination (two or more types).
  • Zr preferably 0.0001 to 0.0200% Zr combines with O to form ZrO2 inclusions. Since the lattice match between these ZrO2 inclusions and ⁇ -Fe is good, the ZrO2 inclusions become the solidification nuclei of high carbon rail steel in which ⁇ -Fe is the solidification primary crystal, and by increasing the equiaxed crystallization rate of the solidification structure, the solidification structure is refined, finely dispersing MnS, mitigating stress concentration, and improving the internal fatigue damage resistance of the rail.
  • Zr is also an element that suppresses the formation of a segregation zone in the center of the cast slab, thereby suppressing the formation of a martensite structure formed in the rail segregation portion.
  • the Zr content is preferably 0.0001 to 0.0200%.
  • the more preferable lower limit of the Zr content is 0.0005%, 0.0010%, or 0.0012%.
  • the more preferable upper limit of the Zr content is 0.0100%, 0.0050%, or 0.0020%.
  • the rail according to this embodiment controls the chemical composition of the rail steel, the metal structure, the hardness inside the head, and the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V, and further controls the composition of the nitrides containing Cr, Mn, and V ((CA+MA)/VA).
  • the rail according to the present embodiment can obtain its effects regardless of the manufacturing method by having the above-mentioned components, metal structure, etc.
  • the manufacturing method including the steps described below is preferable because it can stably obtain the rail according to the present embodiment.
  • the manufacturing method of the rail according to this embodiment is obtained by casting molten steel having the chemical composition of the rail according to this embodiment by continuous casting to form a steel billet, heating the steel billet, hot rolling the heated steel billet to form a rail, and subjecting the rail to accelerated cooling and controlled cooling.
  • the preferred manufacturing conditions are as shown in Table 1, and the specific reasons for this are explained below.
  • the temperatures shown as the rolling temperature and heat treatment conditions (excluding the steel billet temperature) refer to the temperature of the outer surface of the head of the rail.
  • the metal structure, hardness, and nitrides containing Cr, Mn, and V it is necessary to control the metal structure, hardness, and nitrides containing Cr, Mn, and V at a depth of 25 mm starting from the outer surface of the head, but the configuration of other parts is not particularly limited, so the rolling temperature and heat treatment conditions are also determined for the outer surface of the head.
  • the rails of this embodiment are manufactured by melting molten steel in a commonly used melting furnace such as a converter or electric furnace, adjusting the composition to the above-mentioned range, casting the molten steel by a continuous casting method or the like to form a steel piece (bloom or slab), reheating the steel piece, hot rolling it to form it into a rail shape, and heat treating it after hot rolling.
  • a commonly used melting furnace such as a converter or electric furnace
  • the casting speed should be set to 0.60 to 0.90 m/min in the temperature range of 1300 to 1400°C.
  • Heating the billet is the most important process for stably generating fine V nitrides containing Cr during rail heat treatment. Because controlled cooling is not performed during billet production, nitrides containing Cr, Mn and V become coarse at the billet stage. Therefore, in order to stably generate fine V nitrides containing Cr after rail heat treatment, it is necessary to remelt the coarsened nitrides containing Cr, Mn and V in the billet before rolling the billet. For this reason, it is necessary to control the heating conditions for the billet in the temperature range (1000-1200°C) where nitrides containing Cr, Mn and V are remelted.
  • Heating rate 1-8°C/min Speed control temperature range: 1000-1200°C
  • the above temperatures are the temperature conditions of the slab, and it is desirable to control the temperature of the heating furnace so as to conform to the above heating conditions. It should also be noted that the heating rate of the slab before hot rolling is not an average heating rate. In other words, within the temperature range of 1000 to 1200°C, the time derivative value of the slab temperature must always be within the range of 1 to 8°C/min.
  • the heating rate of the steel slab is preferably in the range of 1 to 8°C/min. If the heating rate is less than 1°C/min, the nitrides containing Cr, Mn, and V that have coarsened during casting will re-melt, but they will precipitate again during heating, and the nitrides containing Cr, Mn, and V will coarsen and become difficult to dissolve, which may make it difficult to stably produce nitrides containing Cr, Mn, and V in rail heat treatment.
  • the heating rate is less than 1°C/min, the steel slab will be overheated, which will cause decarburization of the steel slab surface and cause cracks in the steel slab, making it impossible to ensure the quality of the rail product after hot rolling and heat treatment. Also, if the heating rate is less than 1°C/min, a large amount of heating fuel will be used, which may reduce economic efficiency.
  • the heating rate exceeds 8°C/min, it becomes difficult to remelt the nitrides containing Cr, Mn and V that have coarsened during casting, and the coarsened nitrides containing Cr, Mn and V remain, and it may become difficult to stably produce nitrides containing Cr, Mn and V during rail heat treatment. For this reason, it is preferable to keep the heating rate in the range of 1 to 8°C/min.
  • this heating rate indicates the time derivative of the temperature of the slab while it is being heated.
  • the time derivative of the temperature of the slab By constantly controlling the time derivative of the temperature of the slab within the above range, it becomes possible to stably produce nitrides containing Cr, Mn and V during the heat treatment of the rail obtained by hot rolling the slab.
  • the heating rate after the slab temperature exceeds 1200°C.
  • the temperature at which heating of the slab is stopped can be any value above 1200°C.
  • the hot rolling conditions of the rail will be described.
  • the composition of the precipitates is the ratio (CA+MA)/VA of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms (MA) to the number of V atoms (VA)
  • the reduction in area exceeds the desired range at each temperature, excessive dislocations remain after pearlite transformation, the formation of nitrides containing Cr, Mn and V will contain a large amount of V, the (CA+MA)/VA value will be less than 5, the hardness of the nitrides containing Cr, Mn and V will increase significantly, and the number of microcracks (less than 0.5 mm) formed in the surrounding matrix will increase, which may reduce resistance to internal fatigue damage. Since dislocations introduced during rolling tend to recover more easily at higher temperatures, in order to leave dislocations in austenite, the maximum reduction in area at 1000 to 1050°C under condition (1) is allowed to be higher than that under condition (2).
  • Accelerated cooling is cooling performed by spraying a coolant such as water onto the rail surface.
  • the start and end points of accelerated cooling are the start and end points of the coolant spray.
  • the cooling rate during accelerated cooling means the average cooling rate, and is specifically the value obtained by dividing the difference in rail surface temperature between the start and end points of accelerated cooling by the elapsed time between the start and end points of accelerated cooling.
  • ⁇ Heat treatment conditions after hot rolling head outer surface: After rolling, accelerated cooling and controlled cooling are performed. Accelerated cooling (head outer surface) Average cooling rate: 2-30°C/sec Accelerated cooling start temperature: 750°C or higher Accelerated cooling stop temperature: 580-660°C Controlled cooling (head outer surface) After the accelerated cooling is stopped, the temperature of the head outer surface is maintained in the range of 580 to 660°C for 5 to 150 seconds, after which natural cooling and accelerated cooling are performed. Temperature maintenance: The accelerated cooling rate is controlled, and accelerated cooling is repeatedly started and stopped, and the temperature is controlled by performing accelerated cooling according to the heat recovery from inside the rail.
  • the reason why it is preferable to set the average cooling rate of the accelerated cooling (on the outer surface of the head) at 2 to 30° C./sec will be explained. If the average cooling rate is less than 2°C/sec, pearlite transformation starts in the high temperature region during accelerated cooling. As a result, in the component system of the rail according to this embodiment, there are some parts on the rail head surface where the hardness is less than Hv360, which may make it difficult to ensure the wear resistance and internal fatigue damage resistance required for a rail. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 30°C/sec, in the component system of the rail according to this embodiment, the hardness of the pearlite structure increases significantly, and there are some parts where the hardness exceeds Hv500.
  • the start temperature of accelerated cooling i.e., the rail temperature when the spraying of the refrigerant begins
  • the stop temperature i.e., the rail temperature when the spraying of the refrigerant ends
  • the start temperature of accelerated cooling of the head outer surface is less than 750°C, pearlite structure with low hardness may be formed in the high temperature range before accelerated cooling.
  • the specified hardness Hv 360 or more
  • the pearlite structure becomes brittle, and fatigue cracks are more likely to form, so there is a concern that the internal fatigue damage resistance of the rail will decrease.
  • the accelerated cooling stop temperature exceeds 660°C, pearlite transformation begins in the high temperature range immediately after cooling, and a large amount of pearlite structure with low hardness is formed. As a result, the hardness of the rail head (Hv 360 or more) cannot be ensured, and it may be difficult to ensure the wear resistance and internal fatigue damage resistance required for a rail.
  • the accelerated cooling stop temperature is set to less than 580°C, a large amount of bainite structure is formed in the rail head immediately after cooling, making it difficult to ensure the wear resistance required for a rail.
  • fatigue cracks are more likely to occur at the boundary between the bainite structure and the pearlite structure, which may reduce internal fatigue damage resistance. For this reason, it is preferable to set the accelerated cooling stop temperature in the range of 580 to 660°C.
  • controlled cooling involves injecting a coolant according to the degree of heat recovery to maintain the rail temperature within a certain range for a certain period of time, and then lowering the rail temperature.
  • the controlled cooling process can be said to be a combination of a temperature maintenance process and a subsequent cooling process.
  • the accelerated cooling is first ended.
  • the end of this accelerated cooling is set as the start of temperature maintenance in controlled cooling.
  • the end of accelerated cooling causes the rail to recuperate, and the temperature of the rail surface usually rises.
  • the rail surface temperature is lowered again by injecting a refrigerant onto the rail.
  • the injection of the refrigerant onto the rail is stopped, and the temperature of the rail surface is raised again.
  • temperature maintenance in controlled cooling of rails is usually achieved by repeating the temperature increase due to recuperation and the temperature processing by cooling. In this way, it is desirable to stop the accelerated cooling on the low temperature side of the temperature range where the temperature is maintained, start cooling in anticipation of the recuperation generated from inside the rail head, and stop cooling before reaching the lower limit of the specified temperature range. In addition, in order to control the retention time, it is desirable to repeatedly execute this temperature control.
  • the amount of recuperation is small, it is also effective to heat with an induction coil or the like.
  • the degree of heat recovery is small and the temperature fluctuations on the rail surface are kept within a certain range even without injecting refrigerant. In this case, the temperature can be maintained simply by leaving the rail as it is.
  • the rail surface temperature in the range of 580 to 660°C, to keep the rail surface temperature fluctuation range within 60°C, and to set the temperature maintenance time in the range of 5 to 150 seconds.
  • the holding temperature exceeds 660°C
  • the generation of nitrides containing Cr, Mn, and V is promoted inside the rail head, and the number density of nitrides containing Cr, Mn, and V with a particle size of 0.5 to 6.0 nm increases excessively.
  • the pearlite structure inside the rail head becomes embrittled, the occurrence of cracks is promoted, and the internal fatigue damage resistance decreases.
  • the holding temperature is less than 580°C
  • the generation and growth of nitrides containing Cr, Mn, and V inside the rail head is suppressed, and the number density of nitrides containing Cr, Mn, and V with a particle size of 0.5 to 6.0 nm is insufficient.
  • the improvement of the microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure is not sufficient, and the improvement of the internal fatigue damage resistance of the rail may not be observed.
  • the temperature fluctuation range due to reheating of the rail surface exceeds 60°C, the formation and growth of nitrides containing Cr, Mn and V may be promoted inside the rail head during the holding time, resulting in excessive number density. As a result, there is concern that the pearlite structure inside the rail head may become embrittled, promoting the occurrence of cracks and reducing internal fatigue damage resistance. For this reason, it is preferable to keep the temperature fluctuation range due to reheating of the rail surface to 60°C or less.
  • the holding time means the time from the end of the accelerated cooling described above to the end of the final reheating (the point at which the rail temperature starts to drop naturally, or the point at which the refrigerant spraying starts) when the temperature is held by a combination of reheating and refrigerant spraying, and means the time from the end of the accelerated cooling described above to the end of reheating or transformation heat (the point at which the rail temperature starts to drop naturally, or the point at which the refrigerant spraying starts) when the temperature is held only by reheating or transformation heat generation.
  • nitrides containing Cr, Mn and V grow inside the rail head and their grain size increases.
  • the number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm decreases, and improvement in the microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure cannot be expected.
  • the holding time is less than 5 seconds, the generation and growth of nitrides containing Cr, Mn and V is suppressed, so the grain size decreases.
  • the number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm becomes insufficient, the microscopic softening of the ferrite phase in the pearlite structure does not improve, and improvement in internal fatigue damage resistance cannot be expected. For this reason, it is preferable to hold the temperature after accelerated cooling for 5 to 150 seconds.
  • the rail After the above-mentioned isothermal holding, the rail is naturally cooled and then accelerated cooled. If the cooling rate of the rail after isothermal holding is too slow, as in the case of a long isothermal holding, tempering of the pearlite structure will progress during holding, and there is a risk that the hardness of the rail head surface and inside the head will not be ensured, and that the number density of fine nitrides containing Cr, Mn and V will decrease. Therefore, to prevent this, it is considered necessary to maintain a cooling rate of 0.5°C/sec or more up to at least around 200°C. Such cooling conditions can be achieved by leaving the rail in air at room temperature after the above-mentioned temperature holding or by accelerating cooling.
  • Tables 2-1, 2-2, and 2-3 show the chemical compositions of the steel billets used in the experiments.
  • Tables 3-1, 3-2, and 3-3 show the manufacturing conditions for the steel billets having the chemical compositions shown in Tables 2-1, 2-2, and 2-3.
  • Tables 4-1, 4-2, and 4-3 show the property evaluation results for the manufactured rails. In these tables, values outside the scope of the invention are underlined.
  • the manufacturing conditions shown are the hot rolling conditions, accelerated cooling conditions, and controlled cooling conditions after accelerated cooling.
  • the manufacturing conditions not described in Tables 3-1 and 3-2 were as follows. During rolling and heat treatment (accelerated cooling, controlled cooling), the temperature at the head outer surface position shown in Figure 1 was measured to control the rolling and heat treatment. Casting speed in the temperature range of 1300 to 1400°C: 0.70°C/min (0.50°C/min for No. 58 only) Heating rate of steel pieces: 3°C/min within the range of 1000-1200°C End temperature of heating of steel piece: 1250°C Cooling after temperature holding: Cool to room temperature by leaving in air at room temperature. Note that for No. 58 only, the casting speed in the temperature range of 1300 to 1400°C was 0.40°C/min.
  • the characteristics were evaluated as follows: (1) the area ratio of pearlite structure at a depth of 25 mm from the outer surface of the head; (2) Hardness at a depth of 25 mm from the surface of the outer shell of the head; (3) the state of precipitates (number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm, and (CA+MA)/VA), and (4) resistance to internal fatigue damage.
  • CA/VA was also evaluated and listed in the table for reference. These were evaluated according to the following procedure.
  • the area ratio of pearlite structure was measured by cutting a sample from the cross section of each rail head, polishing each sample with diamond, etching it with 3% nital, and then observing the structure using an optical microscope (200x).
  • the measurement field was 10 arbitrary fields at a depth of 25 mm from the head outer surface (see Figure 1).
  • the average value of the area ratio of pearlite structure in 10 arbitrary fields at a depth of 25 mm from the head outer surface was taken as the "area ratio of pearlite structure at the 25 mm position.”
  • Hardness was determined by cutting out a sample from the cross section of each rail head, polishing the portion of each sample that corresponds to the rail cross section with diamond abrasive grains of average grain size 1 ⁇ m, and then measuring the hardness using a Vickers hardness tester (load 98 N) in accordance with JIS Z 2244. Measurements were taken at 20 points at a depth of 25 mm from the head outer surface (see Figure 1), and the average value was taken as the "hardness at 25 mm position.” The measurement interval was 1 mm. In addition, the midpoint of the linear measurement area consisting of the 20 measurement points was positioned at the center of the rail cross section C in the rail width direction.
  • the state of the precipitates was determined by taking three needle samples with a radius of curvature of 30 to 80 nm from the ferrite phase in the pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer surface (see Figure 1) using the FIB (focused ion beam) method and evaluating these samples using the three-dimensional atom probe (3DAP) method. Details of the evaluation conditions are as described above.
  • the average value of the number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm in each needle sample in the ferrite phase in the pearlite structure at a depth of 25 mm from the head outer surface was taken as the "number density of nitrides containing Cr, Mn and V with a grain size of 0.5 to 6.0 nm.”
  • 10 samples were randomly selected from the nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V, and the number of Cr, Mn, and V atoms was counted for each nitride, and the ratio of the sum of the number of Cr atoms (CA) and the number of Mn atoms (MA) to the number of V atoms (VA) was calculated.
  • A The cumulative passing tonnage when the damage occurred was more than 175 and less than 200 MGT.
  • B The cumulative passing tonnage when the damage occurred was more than 150 and less than 175 MGT.
  • C The cumulative passing tonnage when the damage occurred was more than 100 and less than 150 MGT.
  • X The cumulative passing tonnage when the damage occurred was less than 100 MGT.
  • No. 6 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because there was an excess of Mn, which caused a large amount of martensite to form, resulting in a shortage of pearlite and excessive hardness, making fatigue cracks more likely to occur at the boundary between the martensite and pearlite structures.
  • the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V became excessive, embrittling the pearlite structure inside the rail head (25 mm deep from the head outer surface), accelerating the initiation of fatigue cracks and impairing internal fatigue damage resistance.
  • No. 9 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because there was a shortage of Mn, which led to a large amount of pro-eutectoid ferrite being generated, resulting in a shortage in the amount and hardness of the pearlite structure, as well as a shortage in the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V that precipitated in the ferrite phase of the pearlite structure, resulting in insufficient improvement of the microscopic softened areas of the ferrite phase in the pearlite structure.
  • No. 10 had impaired internal fatigue damage resistance. This is thought to be because the Cr was excessive, which caused a large amount of martensite to form, resulting in a shortage of pearlite and excessive hardness, making fatigue cracks more likely to occur at the boundary between the martensite and pearlite structures.
  • the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V became excessive, embrittling the pearlite structure inside the rail head (25 mm deep from the head outer surface), accelerating the occurrence of fatigue cracks and impairing internal fatigue damage resistance.
  • No. 13 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the pearlite structure softened due to a lack of Cr, and the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V was insufficient, so local softening of the ferrite phase in the pearlite structure was not suppressed.
  • No. 14 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the V content was excessive, which caused the number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V to become excessive, embrittling the pearlite structure.
  • No. 17 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because there was a shortage of V, which resulted in an insufficient number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V, and local softening of the ferrite phase in the pearlite structure was not suppressed.
  • No. 18 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the excess N caused an excessive number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V, embrittling the pearlite structure.
  • No. 21 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because there was a shortage of N, which resulted in an insufficient number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn, and V, and local softening of the ferrite phase in the pearlite structure was not suppressed.
  • No. 40 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the holding temperature exceeded 660°C during controlled cooling performed after accelerated cooling, promoting the formation of nitrides containing Cr, Mn and V, resulting in an excessive number density of 0.5 to 6.0 nm nitrides containing Cr, Mn and V, causing the pearlite structure to become embrittled.
  • No. 41 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because, during controlled cooling performed after accelerated cooling, the temperature fluctuation range due to surface reheating exceeded 60°C, promoting the formation and growth of nitrides containing Cr, Mn and V inside the rail head during the holding time, resulting in an excessive number density of 0.5 to 6.0 nm nitrides containing Cr, Mn and V, and embrittling the pearlite structure.
  • No. 47 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the holding temperature during controlled cooling performed after accelerated cooling was less than 580°C, which inhibited the formation and growth of nitrides containing Cr, Mn and V, resulting in an insufficient number density of 0.5-6.0 nm nitrides containing Cr, Mn and V, and therefore not inhibiting local softening of the ferrite phase in the pearlite structure.
  • No. 48 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the holding time during controlled cooling performed after accelerated cooling exceeded 150 seconds, causing nitrides containing Cr, Mn and V to grow inside the rail head and their grain size to increase rapidly. As a result, the number density of nitrides containing Cr, Mn and V with sizes of 0.5 to 6.0 nm decreased, and local softening of the ferrite phase in the pearlite structure was not suppressed.
  • No. 49 had impaired resistance to internal fatigue damage. This is thought to be because the controlled cooling performed after accelerated cooling had a hold time of less than 5 seconds, which inhibited the formation and growth of nitrides containing Cr, Mn and V, resulting in an insufficient number density of nitrides containing 0.5 to 6.0 nm Cr, Mn and V, and therefore not inhibiting local softening of the ferrite phase in the pearlite structure.
  • No. 50 had impaired internal fatigue damage resistance. This is thought to be because the area reduction rate of the hot rolling performed at 1,020°C was too low, causing the (CA+MA)/VA value to exceed 100, reducing the hardness of the nitrides containing Cr, Mn, and V, increasing the amount of microcracks (less than 0.5 mm) generated in the surrounding matrix, and reducing internal fatigue damage resistance.
  • No. 51 had impaired internal fatigue damage resistance. This is thought to be because the area reduction rate of the hot rolling performed at 920°C was too low, causing the (CA+MA)/VA value to exceed 100, reducing the hardness of the nitrides containing Cr, Mn, and V, increasing the amount of microcracks (less than 0.5 mm) generated in the surrounding matrix, and reducing internal fatigue damage resistance.
  • No. 56 had impaired internal fatigue damage resistance. This is thought to be because the area reduction rate of the hot rolling performed at 1,040°C was too high, resulting in a (CA+MA)/VA value of less than 5, which significantly increased the hardness of nitrides containing Cr, Mn, and V, increasing the amount of microcracks (less than 0.5 mm) generated in the surrounding matrix, and reducing internal fatigue damage resistance.
  • No. 57 had impaired internal fatigue damage resistance. This is thought to be because the area reduction rate of the hot rolling performed at 900°C was too high, resulting in a (CA+MA)/VA value of less than 5, which significantly increased the hardness of nitrides containing Cr, Mn, and V, increasing the amount of microcracks (less than 0.5 mm) generated in the surrounding matrix, and reducing internal fatigue damage resistance.
  • No. 58 had impaired internal fatigue damage resistance. This is believed to be because the casting speed was too slow, causing excessive V segregation and the formation (crystallization) of coarse V nitrides in the molten steel. Specifically, the coarse nitrides formed in the molten steel remained as undissolved nitrides during the heating process of the hot rolling process, and when fine nitrides containing Cr, Mn and V were formed in the ferrite after pearlite transformation, the number of Cr and Mn atoms became excessive, the (CA+MA)/VA value exceeded 100, the hardness of the nitrides containing Cr, Mn and V decreased, and the amount of microcracks (less than 0.5 mm) formed in the surrounding matrix increased, which is believed to be why internal fatigue damage resistance decreased.

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Abstract

本発明の一態様に係るレールは、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置の金属組織が、面積率で９５％以上のパーライト組織を含み、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置で測定されるレールの硬さが、Ｈｖ３６０～５００の範囲であり、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の、パーライト組織中のフェライト相において、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が、１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲であり、窒化物において、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）及びＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値が５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００を満足する。

Description

レール
　本発明は、レールに関する。
　近年、鉄鋼石や石炭などの天然資源や穀物を輸送している海外の貨物鉄道では、輸送効率の向上を図るため、貨車の積載量の増加や過密化が進んでいる。
　貨車の積載量の増加や過密化が進んだ結果、貨物鉄道は、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境となり、レール頭部表面の摩耗だけではなく、レール頭部内部（頭部外郭表面から深さ２０～３０ｍｍの位置）から発生する疲労損傷が懸念されるようになってきた。
　このような背景から、耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性を向上させた高強度レールの開発が求められるようになってきた。
　上記課題に対し、例えば、特許文献１、２、３又は４に示すような高強度レールが提案されている。これらのレールの主な特徴は、耐摩耗性の向上に加え、耐内部疲労損傷性を向上させるため、微量な合金を添加しパーライト変態を制御するか、又は、合金の制御や微量な合金の添加により析出物をパーライト組織中に生成させることにより、頭部内部の硬さを向上させていることにある。
　具体的には、特許文献１には、過共析鋼（Ｃ：０．８５超～１．２０％）にＢを添加することにより、頭部内部のパーライト組織の変態温度を制御することで、頭部内部の硬さを向上させることが開示されている。
　次に、特許文献２には、過共析鋼（Ｃ：０．８５超～１．２０％）にＶ及びＮを添加して、パーライト組織中にＶの炭窒化物を析出させることにより、頭部内部の硬さを向上させることが開示されている。
　また、特許文献３には、共析鋼（Ｃ：０．７３～０．８５％）をベースに、ＭｎとＣｒの含有量を制御することにより、頭部内部の硬さを向上させていることが開示されている。
　さらに、特許文献４には、Ｃ：０．７５～１．２０％の鋼にＶを添加して、パーライト組織中のフェライトにＣｒを含有するＶ窒化物を生成させることにより、前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の頭部内部硬さを向上させていることが開示されている。
　特許文献１、２、３又は４の技術によれば、頭部内部のパーライト変態温度の制御やパーライト組織の析出強化により、頭部内部の硬さを向上させ、ある一定範囲において耐内部疲労損傷性の向上を図ることができる。
国際公開第９６／０２８５８１号 日本国特開２０００－３４５２９６号公報 日本国特開２００９－１０８３９７号公報 国際公開第２０２０／０５４３３９号
　しかしながら、特許文献１、２、３及び４に開示された高強度レールにおいても、貨車の積載量の増加や過密化が進み、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境での使用においては、十分な特性を得ることができず、耐内部疲労損傷性のさらなる向上が課題となっていた。
　上述の通り、貨車の積載量の増加や過密化が進み、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境となった貨物鉄道に用いることのできる、耐内部疲労損傷性に優れる高強度レールについては、未だ提供されていない。
　本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、近年、より積載量が高くなり、過密化が進んだことにより、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境となる貨物鉄道において、既存の技術よりも耐内部疲労損傷性に優れたレールを提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るレールは、単位質量％で、Ｃ：０．７５～１．２０％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ｖ：０．００５～０．１００％、Ａｌ：０．００１０～１．００００％、Ｎ：０．００６～０．０２０％、Ｐ≦０．０２５％、Ｓ≦０．０２５％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、ＲＥＭ：０～０．０５００％、及びＺｒ：０～０．０２００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の金属組織が、面積率で９５％以上のパーライト組織を含み、前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置で測定されるレールの硬さが、Ｈｖ３６０～５００の範囲であり、前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置の、前記パーライト組織中のフェライト相において、粒径が０．５～６．０ｎｍの、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が、１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲であり、前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置の、前記パーライト組織中の前記フェライト相に含まれる、粒径が０．５～６．０ｎｍの、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む前記窒化物において、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）及びＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が下記式１を満足する。
　５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００…式１
（２）上記（１）に記載のレールは、単位質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５００％、Ｔｉ：０．００３０～０．０５００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０５００％、及びＺｒ：０．０００１～０．０２００％の一種以上を含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、レールの耐内部疲労損傷性を向上させることができる。また、このようなレールは、より積載量が高くなり、過密化が進んだことにより、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境となる貨物鉄道で使用される場合の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。
本明細書の実験及び実施例において、圧延及び熱処理の際に温度を測定した頭部外郭表面位置（符号Ｘ）、並びに、金属組織、硬さ、及び析出物の状態を評価した、頭部外郭表面を起点とした深さ２５ｍｍ位置（符号Ｙ）を示した図である。 転動疲労試験機の概要を示した図である。 Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が、転動疲労試験結果に及ぼす影響を示した図である。 Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数と、き裂が発生した累積通過トン数との間の関係を示した図である。 Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）と、微小き裂の生成数との間の関係を整理した図である。 レール頭部の呼称を示した図である。 レール頭部において頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置を示した図である。
　本発明の一実施形態に係る耐内部疲労損傷性に優れたレール（本実施形態に係るレールという場合がある）につき、詳細に説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
　本実施形態に係るレールは、以下のような特徴を有している。
（ｉ）所定の化学組成を有している。
（ｉｉ）頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置の金属組織が、面積率で、９５％以上のパーライト組織を含み、かつ、当該位置で測定されるレールの硬さがＨｖ３６０～５００の範囲である。
（ｉｉｉ）頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置のパーライト組織中のフェライト相において、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲である。
（ｉｖ）さらに、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の、パーライト組織中のフェライト相に含まれる、粒径が０．５～６．０ｎｍの、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物において、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）及びＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が下記式１を満足する。
　５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００　…　式１
　なお、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ、及びＶを含有するＶ窒化物の（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの平均値を小数点第一位で四捨五入した値を単に「（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ」と記載する場合がある。
　本発明者らは、既存の技術よりもレールの耐内部疲労損傷性を向上させることができる技術として、頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置のパーライト組織中のフェライト相に、上述のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む微細な窒化物を生成させることを見出した。なお、パーライトとは、オーステナイトの共析変態（ｅｕｔｅｃｔｏｉｄ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）によって形成されるフェライト及びセメンタイトの層状集合体である。「パーライト組織中のフェライト相」とは、パーライトに含まれる層状のフェライトのことである。用語「パーライト組織中のフェライト相」は、例えば初析フェライト等の、パーライトを構成しないフェライトを含まない概念である。
　以下に、代表的な実験内容を記載する。
　＜頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を生成させたレールの耐内部疲労損傷性（図３参照）＞
　まず、本発明者らは下記に示す化学成分、圧延、熱処理条件により、２種類のレール、即ち「発明鋼レール」、「比較鋼レール」を製造し、耐内部疲労損傷性を調査した。
　［発明鋼レールの化学成分と製造条件］
●化学成分
　０．８５％Ｃ－０．６０％Ｓｉ－０．９０％Ｍｎ－０．４５％Ｃｒ－０．０１３％Ｐ－０．０１０％Ｓ－０．０５０％Ｖ－０．０１２％Ｎ（残部Ｆｅ及び不純物）
●レール形状
　１３６ポンド（重さ：６７ｋｇ／ｍ）
●鋳造条件
　温度域１３００～１４００℃における鋳造速度：０．８０ｍ／ｍｉｎ
　鋳片の加熱速度：１０００～１２００℃の範囲内で５℃／ｍｉｎ
　鋳片の加熱終了温度：１２５０℃
●圧延条件（圧延温度は図１中において符号Ｘが付された位置、即ち頭部外郭表面位置で測定した）
　頭部外郭表面の圧延温度１０２０℃における断面減少率：２８％
　頭部外郭表面の圧延温度９８０℃における断面減少率：１５％
●熱処理条件（各冷却の温度制御には、図１に示す頭部外郭表面位置で測定した温度を用いた）
　熱処理条件：圧延の後に、加速冷却＋制御冷却
　加速冷却条件（頭部外郭表面）：加速冷却の開始温度７９０℃、加速冷却の終了温度５８０℃、及び平均冷却速度６℃／ｓｅｃ
　制御冷却条件（頭部外郭表面）：保持温度６００℃、温度保持におけるレール表面温度の変動幅４０℃、温度保持時間８０ｓｅｃとし、その後に加速冷却
　制御冷却時の温度保持：加速冷却速度の制御、さらには、加速冷却の実行、停止を繰返し行い、レール内部からの復熱に応じて加速冷却を行うことによって、温度を制御した
●金属組織（図１中において符号Ｙが付された位置、即ち頭部外郭表面を起点とした深さ２５ｍｍ位置を測定）
　パーライト
●硬さ（図１に示す頭部外郭表面を起点とした深さ２５ｍｍ位置を測定）
　Ｈｖ４００
　［比較鋼レールの化学成分と製造条件］
●化学成分
　０．８５％Ｃ－０．６０％Ｓｉ－０．９０％Ｍｎ－０．４５％Ｃｒ－０．０１３％Ｐ－０．０１０％Ｓ－０．０５０％Ｖ－０．００４％Ｎ（残部Ｆｅ及び不純物）
●レール形状
　１３６ポンド（重さ：６７ｋｇ／ｍ）
●鋳造条件
　温度域１３００～１４００℃における鋳造速度：０．８０ｍ／ｍｉｎ
　鋳片の加熱速度：１０００～１２００℃の範囲内で６℃／ｍｉｎ
　鋳片の加熱終了温度：１２５０℃
●圧延条件（圧延温度は図１に示す頭部外郭表面位置で測定した）
　頭部外郭表面の圧延温度１０２０℃における断面減少率：２７％
　頭部外郭表面の圧延温度９８０℃における断面減少率：１６％
●熱処理条件（各冷却の温度制御には、図１に示す頭部外郭表面位置で測定した温度を用いた）
　熱処理条件：圧延の後に、加速冷却＋制御冷却
　加速冷却条件（頭部外郭表面）：加速冷却の開始温度７９０℃、加速冷却の終了温度５８０℃、平均冷却速度６℃／ｓｅｃ
　制御冷却条件（頭部外郭表面）：保持温度６００℃、温度保持におけるレール表面温度の変動幅４０℃、温度保持時間８０ｓｅｃとし、その後に加速冷却
　制御冷却時の温度保持：加速冷却速度の制御、さらには、加速冷却の実行、停止を繰返し行い、レール内部からの復熱に応じて加速冷却を行うことによって、温度を制御した
●金属組織（図１に示す頭部外郭表面を起点とした深さ２５ｍｍ位置を測定）
　パーライト
●硬さ（図１に示す頭部外郭表面を起点とした深さ２５ｍｍ位置を測定）
　Ｈｖ４００
　発明鋼レールと比較鋼レールは、図２に示す転動疲労試験機を用いて、耐内部疲労損傷性を評価した。転動疲労試験条件及び評価方法の詳細を以下に記す。特に、近年の貨物鉄道において、より積載量が高くなり、過密化が進んだことにより、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境を再現するため、荷重を従来の条件（参考：国際公開番号ＷＯ２０２０／０５４３３９号）よりも高荷重とした。
　［転動疲労試験条件］
●試験条件
　試験機：転動疲労試験機（図２参照）
　試験片形状　レール：１３６ポンドレール×２ｍ
　車輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）
　荷重：ラジアル：２９０～３４０ＫＮ　スラスト：６０～９０ＫＮ
　　　　（従来よりも高荷重の軌道における荷重条件を再現）
　潤滑：油潤滑
　累積通過トン数：き裂発生まで（最大２００ＭＧＴ※）
※ＭＧＴ：Ｍｉｌｌｉｏｎ　Ｇｌｏｓｓ　Ｔｏｎｎａｇｅ、レールの上を走行した貨車の総重量、本試験の場合は車輪から作用した通過重量の２倍で評価。
●評価
　超音波探傷装置を用いて、レール全長での頭部内部のき裂の有無を調査し、き裂長さ０．５ｍｍ以上のき裂を損傷と判断し、き裂発生までの累積通過トン数を耐内部疲労損傷性の評価指標とした。なお、試験は評価数３とした。
　その結果、図３に示すように、発明鋼レールは比較鋼レールと比較して、従来よりも高荷重域での耐内部疲労損傷性が優れていることを確認した。
　転動疲労試験を実施した発明鋼レールと比較鋼レールについて、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置（図１参照）の金属組織を詳細に調査した。その結果、発明鋼レールの頭部内部のパーライト組織中のフェライト相に、粒径０．５～６.０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が生成していることを確認した。一方、比較鋼レールの頭部内部のパーライト組織中のフェライト相には、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は生成していなかった。このことから、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置において、頭部内部のパーライト組織中のフェライト相にＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む微細な窒化物を生成させることで、優れた耐内部疲労損傷性をレールに付与できることが分かった。
　上記の効果は、パーライト組織中のフェライト相に粒径０．５～６.０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を生成させることにより、パーライト組織中のフェライトにおける微視的な軟化部の発生を抑制し、頭部内部の断面内において材料強度が均一化したために得られたと考えられる。頭部内部の断面内で材料強度が均一化され、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部を無くすことで、レールと車輪との接触の際に生じる、頭部内部のフェライト相の微視的な軟化部への歪の集中、及び疲労き裂の発生が抑制されたと考えられる。
　また、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が高い耐内部疲労損傷性を示した理由については、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、炭化物や単純なＶ窒化物よりも熱や応力に対する安定性が高く、頭部内部のパーライト組織のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、パーライト組織中のフェライト相の硬さを安定的に向上させることができたためと考えられる。
　＜頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の粒径、個数密度の限定理由（図４参照）＞
　次に、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置における横断面において、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲に限定した理由を説明する。
　本発明者らは、優れた耐内部疲労損傷性を示すレールにおいて、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成状況を調査した。
　質量％で、０.８５％Ｃ－０．６０％Ｓｉ－０．９０％Ｍｎ－０．４５％Ｃｒ－０．０１３％Ｐ－０．０１０％Ｓ－０．０８０％Ｖ－０．０１２％Ｎの化学成分の鋼を、下記に示す鋳造条件、圧延条件、熱処理条件により鋼レールとした。次いで、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数を変化させ、耐内部疲労損傷性への影響を調査した。以下に、試験に使用した各レールの成分、鋳造条件、圧延条件、熱処理条件を示す。なお、耐内部疲労損傷性は転動疲労試験機を使用して評価したが、試験条件は前記［転動疲労試験条件］で示した条件とした。
　［頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数と、耐内部疲労損傷性との関係を調査したレールの製造条件］
●化学成分
　０．８５％Ｃ－０．６０％Ｓｉ－０．９０％Ｍｎ－０．４５％Ｃｒ－０．０１３％Ｐ－０．０１０％Ｓ－０．０８０％Ｖ－０．０１２％Ｎ（残部Ｆｅ及び不純物）
●レール形状
　１３６ポンド（重さ：６７ｋｇ／ｍ）
●鋳造条件
　温度域１３００～１４００℃における鋳造速度：　０．８０ｍ／ｍｉｎ
　各鋼レールの鋳造速度は全て同じ条件とした。
　鋳片の加熱速度：１０００～１２００℃の範囲内で７℃／ｍｉｎ
　鋳片の加熱終了温度：１２６０℃
●圧延条件（圧延温度は図１に示す頭部外郭表面位置で測定した）
　頭部外郭表面の圧延温度１０３０℃における最大減少率：２６％
　頭部外郭表面の圧延温度９８０℃における断面減少率：１８％
　各鋼レールの圧延条件は全て同じ条件とした。
●熱処理条件（各冷却の温度制御には、図１に示す頭部外郭表面位置で測定した温度を用いた）
　熱処理条件：圧延の後に、加速冷却＋制御冷却
　加速冷却条件（頭部外郭表面）：加速冷却の開始温度８００℃、加速冷却の終了温度５８０℃、及び平均冷却速度５℃／ｓｅｃ
　制御冷却条件（頭部外郭表面）：保持温度６００～６６０℃の、温度保持におけるレール表面温度の変動幅２０～４０℃、温度保持時間２～１８０ｓｅｃとし、その後に加速冷却
　制御冷却時の温度保持：加速冷却速度の制御、さらには、加速冷却の実行、停止を繰返し行い、レール内部からの復熱に応じて加速冷却を行うことによって温度を制御した
　制御冷却時の保持温度及び保持時間を大きく変化させることで、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数を大きく変化させた。
　鋳造条件、及び圧延条件を同じ条件として、最終凝固時のＣｒ、Ｍｎ、及びＶの偏析状況、並びに圧延時のオーステナイト中での転位の導入状況を同じにした。これにより、後述する、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値「（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ」を、１９～２１の範囲内でほぼ同じ値とした。加速冷却時の停止温度や、制御冷却時の保持温度・時間を大きく変化させることで、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置における、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数を大きく変化させた。
　Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の調査方法は下記に示すとおりである。
　［Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の調査方法］
●試料採取位置：頭部内部（図１に示す頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）
●事前処理：ＦＩＢ（集束イオンビーム）法によって、曲率半径３０～８０ｎｍの針試料を３個作成
　針試料の先端が、パーライト組織となるように試料を作製した。先端部の三次元元素マップを作成し、相対的にＣ濃度が低い部分がフェライトと判断できる。そのフェライト部分を分析に供した。
●測定機：３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法
●測定方法
　針試料にＤＣ電圧印加し、さらにパルス電圧を印可するか、又は針試料にパルスレーザーを照射することによって、針先端から構成原子のイオンを電界蒸発させる。このイオンを、座標検出機により検出する。イオン飛行時間によって、元素の種類を特定する。検出した座標及び測定順番に基づいて、３次元での元素位置や原子数を特定する。
　電圧：ＤＣ、電圧パルス（パルス比１５％以上）又はレーザーパルス（４０ｐＪ）
　試料温度：４０Ｋから７０Ｋ
●Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の判定方法及びカウント方法
　ＩＶＡＳソフトウエア（ＣＡＭＥＣＡ製）を用いて、測定データの解析を行った。質量電荷比スペクトルにおいて、２５、２６、２６．５のピークをＣｒ２＋と同定し、２７．５のピークをＭｎ２＋と同定し、２５．５ＤａのピークをＶ２＋と同定した。Ｎは、ＮＮ＋のピークがＦｅ２＋の主ピークと重なるので、本実施形態に係るレールの化学組成においては直接的に認識できない。そこで、３２．５Ｄａに現れるＮＶ２＋のピークを、Ｎと同定した。このピークに対応するイオンは、Ｎと等量のＶを含んでいることになる。
　イオンを検出した座標及び測定順番に基づいて、３Ｄ元素マップを得た後に、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、及びＮの原子位置データを用いて、窒化析出物を判定する。これには、例えば、ＩＶＡＳに含まれているＭａｘｉｍｕｍ　Ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ　Ｍｅｔｈｏｄを用いる。これは、互いの距離が特定の値以下であるＣｒ、Ｍｎ、Ｖ、及びＮ原子の群をマトリックスと切り離し、析出物と認識する方法である。本実験では、「特定の値」として１ｎｍを用いた。
　上記の方法で析出物の認識を行った後、ＩＶＡＳソフトウエアを用いて、測定領域内の、パーライト組織中のフェライト相における、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物と判定された析出物の数をカウントする。
　なお、パーライト組織中にはフェライト相とセメンタイト相とが存在する。本実施形態に係るレールにおいては、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、パーライト組織中のフェライト相の強化に用いられるので、本実験では、パーライト組織中のフェライト相の中央部に存在するもののみを評価対象とした。測定領域におけるセメンタイト相とフェライト相との分離は、Ｃ分布から判断可能である。セメンタイト相ではＣ濃度が原子数比率で２５％になる。
●Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度の測定方法
　上記の方法で判定された、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度の測定は以下のように行う。
　分析領域の体積は、３ＤＡＰによって測定される分析領域に含まれる原子の個数から推定する。一般の鋼の場合、鉄以外の合金元素は非常に少ない、そこで、分析領域を構成する原子を全て鉄原子と仮定して、分析領域の体積を分析領域中の元素の個数から算出したとしても、真値と大きな差異はないと考えられる。そこで、鉄の原子数をイオン検出器の検出率で補正し、その値をＦｅの原子密度（８５個数／ｎｍ３）で割った値を、測定部位の体積（ｎｍ３）とみなせる。検出率は装置によって様々であるが、本実験で用いた装置では検出率が３５％であったので、検出された原子数を０．３５で割った値を、分析領域に含まれる原子の個数と推定した。
　析出物が分布したフェライト相の中央部の領域に含まれている析出物個数を、その切り出した領域の体積で割ることで、パーライト組織中のフェライト相における、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を求めることができる。例えば、フェライト相中の鉄３０００万原子の相当する体積の測定で、１個の析出物が観察された場合は、分析領域の体積は
　３×１０７／０．３５／８５＝１．０×１０６ｎｍ３
　となり、個数密度は１ｎｍ３あたり１．０×１０－６個となる。なお、上述の式に含まれる「０．３５」とは、上述したイオン検出器の検出率であり、「８５」とは、上述したＦｅの原子密度（単位：個数／ｎｍ３）である。単位を１ｃｍ３あたりの個数に変換する場合には、この値に１０２１を掛ければよく、上述の場合、個数密度は１ｃｍ３あたり１．０×１０１７個となる。３個の針試料における個数密度の平均値を、そのレールの個数密度とした。
●Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の粒径の測定方法
　本実験においては、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度のみを測定対象とした。粒径が０．５ｎｍ未満、又は６．０ｎｍ超のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、レールの特性の向上に寄与しないと考えられたためである。従って、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の評価にあたっては、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物のうち、その粒径が０．５～６．０ｎｍのものだけを抽出し、その個数を数えた。
　Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物それぞれの粒径の測定方法は以下の通りである。まず、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を構成するＣｒ、Ｍｎ及びＶの合計原子数を求め、この合計原子数と同数のＮが析出物中に存在し、結晶構造はＣｒＮのＣｒ原子の位置をＭｎ原子やＶ原子が置換しているＢ１（ＮａＣｌ）型を仮定し、各析出物の体積を推定した。Ｂ１（ＮａＣｌ）型のＣｒＮやＶＮそれぞれの格子定数の文献値である０．４１５ｎｍ及び０．４１３ｎｍを用い、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の格子定数を０．４１４ｎｍとすれば、１ｎｍ３中に入る原子数は約１１３個である。なお、単体のＭｎ４ＮやＭｎ２Ｎは、格子定数の参考としなかった。その理由は、単体のＭｎ４ＮやＭｎ２Ｎは、結晶構造がＢ１（ＮａＣｌ）型とは異なるので、格子定数が異なる点、及び、ＭｎはＣｒと置換している点を考慮したためである。析出物に含まれる原子の個数をベースに、析出物の体積を見積もることができる。ここでは、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を球と仮定し、この球の直径を、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の粒径とした。即ち、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の球相当径を求めた。
　頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置における、粒径０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数を大きく変化させた鋼レールを用いて、転動疲労試験を行った結果を、深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数と、き裂が発生した累積通過トン数との関係で整理した図を、図４に示す。
　図４に示すように、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数が１ｃｍ３あたり１．０×１０１７個未満の鋼レールでは、少ない累積通過トン数で疲労き裂が発生した。これは、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数が１ｃｍ３あたり１．０×１０１７個未満では、頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が十分でなかったため、耐内部疲労損傷性が向上しなかったからであると考えられる。
　一方、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数が１ｃｍ３あたり５．０×１０１７個を超えた鋼レールにおいても、少ない累積通過トン数で疲労き裂が発生した。これは、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数が１ｃｍ３あたり５．０×１０１７個を超えると、析出物の個数密度が過剰となり、頭部内部のパーライト組織が脆化し、き裂発生の促進に、より耐内部疲労損傷性が低下したからだと考えられる。
　以上のことから、頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）において、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒを含有するＶ窒化物の個数密度を１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲に制御することにより、微視的な軟化部が減少し、安定的に耐内部疲労損傷性が向上することを確認した。
　なお、個数密度を制御するＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の粒径を０．５～６．０ｎｍの範囲に限定した理由は、この数値範囲が、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物がパーライト組織中のフェライト相中に析出した場合、パーライト組織の生じる微視的な軟化部を減少させ、硬さの均一化を図る上で最も効果的なサイズであるからである。粒径が０．５ｎｍ未満、又は６．０ｎｍ超のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、レールの特性の向上に寄与しないので、その含有量は少ない方がよいと考えられる。しかし、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が規定範囲内に保たれる限り、これらの個数密度の大小はレールの特性に影響しないと考えられる。Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の評価にあたっては、粒径が０．５ｎｍ未満、又は６．０ｎｍ超のものは無視される。
　したがって、頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置の、パーライト組織中のフェライト相において、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲とする。なお、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の１ｃｍ３あたり個数密度の好ましい下限値は、１．２×１０１７個、１．５×１０１７個、又は１．８×１０１７個である。粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の１ｃｍ３あたり個数密度の好ましい上限値は、４．５×１０１７個、４．０×１０１７個、又は３．５×１０１７個である。例えばパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部を改善し、耐内部疲労損傷性を安定的に向上させるには、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を１ｃｍ３あたり１．５×１０１７～４．０×１０１７個の範囲に制御することが望ましい。
　＜Ｃｒの原子数（ＣＡ）、Ｍｎの原子数（ＭＡ）、Ｖの原子数（ＶＡ）を、下記式１を満足するように制御する理由（図５参照）＞
　次に、本発明者らは、レールの耐内部疲労損傷性を安定的に向上させるため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物のＣｒ、Ｍｎ及びＶの原子数の比を限定した理由を説明する。
　頭部内部のパーライト組織のフェライト相の微視的な軟化は、パーライト組織量及び硬さの制御だけでは十分に抑制できない。しかし上述の通り、所定の粒径を有するＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を所定の箇所で所定範囲内とすることにより、頭部内部のパーライト組織のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、耐内部疲労損傷性を向上させることが可能である。これにより、本実施形態に係るレールの耐内部疲労損傷性を十分高めることが出来る。しかし本発明者らは、さらに安全性を高める観点から、長期の使用に際しての特性の向上策を検討した。
　上記の転動疲労試験を行ったレールについて詳細な観察を行った結果、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の周囲には、微小なき裂（長さ０．５ｍｍ未満）が生成している場合があることを確認した。本発明者らは、この微小なき裂を無くす方法を検討した。
　そこで、本発明者らは、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成と、その周囲に生成した微小なき裂との関係を詳細に調査した。以下に、試験に使用した鋼レールの成分、鋳造条件、圧延条件、熱処理条件を示す。
　［Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成とその周囲に生成した微小なき裂との関係を調査したレール］
●化学成分
　０．８５％Ｃ－０．６０％Ｓｉ－０．９０％Ｍｎ－０．４５％Ｃｒ－０．０１３％Ｐ－０．０１０％Ｓ－０．１００％Ｖ－０．０１０％Ｎ（残部Ｆｅ及び不純物）
●レール形状
　１３６ポンド（重さ：６７ｋｇ／ｍ）
●鋳造条件
　温度域１３００～１４００℃における鋳造速度：　０．３～１．２ｍ／分
　鋳片の加熱速度：１０００～１２００℃の範囲内で３℃／ｍｉｎ
　鋳片の加熱終了温度：１２４０℃
　最終凝固時のＶ、Ｃｒ、Ｍｎの合金偏析状況を変化させ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成が大きく変化するようにした。
●圧延条件（圧延温度は図１に示す頭部外郭表面位置で測定した）
　頭部外郭表面の圧延温度：１０００～１０５０℃における断面減少率：１～５０％
　頭部外郭表面の圧延温度：８００～１０００℃における断面減少率：１～３０％
　各鋼レールの熱間圧延時には、頭部外郭表面の上記圧延温度域における断面減少率を大きく変化させ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成が大きく変化するようにした。
●熱処理条件（各冷却の温度制御には図１に示す頭部外郭表面位置で測定した温度を用いた）
　熱処理条件：圧延の後に、加速冷却＋制御冷却
　加速冷却条件（頭部外郭表面）：加速冷却の開始温度８００℃、加速冷却の終了温度６３０℃、及び平均冷却速度４℃／ｓｅｃ
　制御冷却条件（頭部外郭表面）：保持温度６３０～６４０℃の温度域、温度保持におけるレール表面温度の変動幅１０℃、温度保持時間５０～５５ｓｅｃとし、その後に加速冷却
　制御冷却時の温度保持：加速冷却速度の制御、さらには、加速冷却の実行、停止を繰返し行い、レール内部からの復熱に応じて加速冷却を行うことによって温度を制御した
　加速冷却時の停止温度や制御冷却時の保持温度・時間をほぼ同条件とすることで、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置におけるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数がほぼ同一になるようにした。
　鋳造条件、圧延条件を大きく変化させることで、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成を大きく変化させた。熱処理条件の制御により、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒを含有するＶ窒化物の個数密度が１ｃｍ３あたり２．０×１０１７～２．２×１０１７個の範囲の鋼レールを製造し、転動疲労試験を実施した。なお、転動疲労試験の試験条件は前記［転動疲労試験条件］で示した条件とした。転動疲労試験後、頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）における微小き裂の生成状況を調査した。調査方法は下記に示すとおりである。
　［微小き裂の調査方法］
●サンプル作製
　レールを切断し、頭部内部（図１に示す頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）からサンプル作製。
●事前処理：断面をダイヤモンド研磨。
●観察方法
　装置：走査型電子顕微鏡
　倍率：１０万
　評価：微小き裂をカウントした。
　微小き裂が発生する要因として、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成に着目したが、その調査方法は下記に示す通りである。
［Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成の調査方法］
　試料採取位置、事前処理、測定機、測定方法、並びにＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の判定方法については、前述の「Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の調査方法」と同様に、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法を用いた。
●試料採取位置：頭部内部（図１に示す頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）
　Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物周囲のき裂生成を調査した位置である
●事前処理：ＦＩＢ（集束イオンビーム）法によって曲率半径３０～８０ｎｍの針試料を３個作成
●測定機：３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法
●Ｃｒ、Ｍｎ及びＶの原子数と組成の比率の算定
　上記の方法で、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の、パーライト組織中のフェライト相に含まれる、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物と判定されたものについて、以下の手順で詳細な分析を行う。
　個々の窒化物について、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＶの原子数をカウントし、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比を算定する。測定する析出物は、１個の針試料につき、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の中からランダムに選んだ５０個を対象とした。
　これら５０個のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物それぞれにおける、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比を算定した。そして、これら５０個の値のうち中央に位置する１０個の値（即ち、２１番目～３０番目に大きい値）を抽出した。なお、１つの針試料に含まれる窒化物の個数は数百個程度である。本発明者らの実験結果によれば、これらの窒化物は概ね均質であり、窒化物の選択方法が窒化物の測定結果に影響及ぼすことはないと推定される。
　上述の手順による測定を３個の針試料について行い、計３０個のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物におけるＶの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比を算定し、その平均値を小数点第一位で四捨五入した値を、各鋼レールにおける代表値とした。以下、頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置の、パーライト組織中のフェライト相における、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値を「（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ」と記載する。
　（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡと、微小き裂の生成数との関係を整理した図を、図５に示す。詳細な調査の結果、図５に示すように、長さ０．５ｍｍ未満の微小なき裂の生成を抑制して０にするためには、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡに適正範囲があることを見出した。（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡが５未満では、窒化物中のＶ量の増加により、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが著しく増加し、微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなるため、耐内部疲労損傷性が低下してしまう。一方、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡが１００を超えると、窒化物の硬さが低下し、微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなるため、耐内部疲労損傷性が低下してしまう。
　このため、頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置のパーライト組織中のフェライト相における、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値を下記式１の範囲に収める必要がある。また、粒径が０．５ｎｍ未満又は６．０ｎｍ超のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、レールの耐内部疲労損傷性の向上に寄与しないと考えられるので、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの測定にあたっては除外される。
５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００　…　式１
　（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの好ましい上限値は、例えば９０、８０、又は６０である。（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの好ましい下限値は、例えば８、１０、又は２０である。
　これらの結果から、頭部内部のき裂及び微小なき裂の生成を抑制・防止して、レールの耐内部疲労損傷性を高め、安全性を確保するには、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の粒径、個数密度を制御することに加え、き裂の起点部となるＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成を制御することが必要であることを見出した。
　なお、Ｖ窒化物に含まれるＣｒの量を高めることは、必ずしも耐内部疲労損傷性の向上につながらない。本発明者らは、Ｃｒの原子数の増加に伴い、Ｃｒを含有するＶ窒化物の硬さが著しく増加し、周囲の母相の微小き裂の生成量が多くなる傾向にある旨を知見している（特許文献４参照）。また、特許文献４には、Ｃｒを含有するＶ窒化物におけるＣｒの原子数ＣＡとＶの原子数ＶＡとの比率ＣＡ／ＶＡを０．７０超とした場合に、耐内部疲労損傷性が若干低下することを示唆する実験結果も開示されている。
　本実施形態に係るレールに含まれるＶ窒化物においては、Ｃｒの量が非常に多い。本発明者らが参考のために、窒化物の（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が５以上１００以下とされたレールにおいて、ＣＡ／ＶＡを測定したところ、２以上となることが通常であった。特許文献４に説明されている知見を考慮すると、このような窒化物はレールの耐内部疲労損傷性を損なうおそれがあると予想される。
　この予想に反して、本実施形態に係るレールでは、Ｃｒを多量に含むＶ窒化物によって耐内部疲労損傷性が高められている。この原因は、Ｖ窒化物が、Ｃｒに加えてＭｎも含有しているからであると推定される。本実施形態に係るレールにおいて、Ｖ窒化物がＭｎを含む理由は、
（１）温度１３００～１４００℃における鋳造速度を適正化することで、凝固時の粗大な窒化物の生成を低減し、固溶窒素を確保したため、及び、
（２）適正な圧延条件で圧延を実施することで、オーステナイト中に導入された転位がパーライト変態後に残留することで、Ｍｎの窒化物形成の駆動力が上がったため
であると推定される。ＭｎがＶ窒化物の特性を改善する理由は、窒化物のＭｎによる固溶強化であると推定される。
　なお、本実施形態に係るレールでは、窒化物における（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が規定されており、これを満たすことで耐内部疲労損傷性が高められる。従って、窒化物におけるＣＡ／ＶＡを規定する必要はない。本発明者らの実験結果によれば、（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が式１を満たす場合、ＣＡ／ＶＡは概ね２～７０の範囲内になる。
　＜金属組織及びパーライト組織の必要範囲の限定理由＞
　本実施形態に係るレールでは、耐摩耗性を確保する観点から、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の金属組織において、面積率で９５％以上をパーライト組織とする必要がある。まず、パーライト組織を面積率で９５％以上とする理由について説明する。
　車輪と接触するレール頭部では、耐摩耗性の確保が最も重要である。本発明者らが金属組織と耐摩耗性との関係を調査した結果、パーライト組織が最も耐摩耗性に優れることが確認された。また、パーライト組織は、合金元素の含有量が少なくても硬さ（強度）が得られ易く、耐内部疲労損傷性にも優れる。そこで、耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性を向上させる目的から、パーライト組織の面積率を９５％以上に限定した。パーライト組織の面積率が９５％未満では、耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性が十分に向上しない。なお、耐摩耗性を十分に確保するには、レール頭部の金属組織の９６％以上、９７％以上、又は９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。パーライト組織の面積率は１００％であってもよいが、例えば１００％以下、９９％以下、又は９８％以下と規定してもよい。
　次に、パーライト組織が面積率で９５％以上の割合で含まれる金属組織（パーライトを含む金属組織）の必要範囲を、頭部外郭表面（頭部コーナー部及び頭頂部の表面）を起点として２５ｍｍ深さの位置に限定した理由について説明する。
　前記パーライト組織を含む金属組織を規定する位置が頭部外郭表面を起点として２５ｍｍ未満の深さにある場合、使用時の摩耗を考慮すると、レール頭部の耐摩耗性や耐内部疲労損傷性に要求される領域として十分でなく、耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性を十分に向上させることができず、その結果、十分なレール使用寿命の向上が困難となる。耐摩耗性、耐内部疲労損傷性をさらに向上させるには、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置を、パーライト組織を含む金属組織とすることが望ましい。なお、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置におけるパーライト組織の面積率を９５％以上とした場合、頭部外郭表面から当該位置までの範囲全体にわたって、パーライト組織の面積率が９５％以上となることが通常である。
　ここで、図６に本実施形態に係るレール頭部の呼称、及び、パーライト組織を含む金属組織が必要な領域を示す。まず、レール頭部とは、図６の符号３で示すように、レールを断面視したときに、レールの高さ方向中央に括れた部分よりも上側の部分をいう。また、レール頭部３は、頭頂部１と、前記頭頂部１の両端に位置する頭部コーナー部２を有する。頭部コーナー部２の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ．Ｃ．）部である。そして、頭部外郭表面とは、レール頭部３のうち、レールを正立させたときに上側を向く頭頂部１の表面と、頭部コーナー部２の表面とを合わせた面をいう。頭頂部１と頭部コーナー部２の位置関係は、頭頂部１がレール頭部の幅方向ほぼ中央に位置し、頭部コーナー部２が頭頂部１の両側に位置する関係にある。
　頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面（頭部外郭表面）を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲を頭表部（３ａ、斜線部）と呼ぶ。図６に示すように、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面（頭部外郭表面）を起点として深さ２５ｍｍまでの頭表部３ａに所定の硬さのパーライト組織を含む金属組織（パーライト組織が面積率で９５％以上の割合で含まれる金属組織）が配置されることが、レールの耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性の向上のために必要とされる。
　したがって、パーライト組織を含む金属組織は、車輪とレールが主に接し、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性とが要求される頭表部３ａに配置されることが望ましく、これらの特性が必要とされない頭表部以外の部分では、パーライト組織の面積率が９５％以上でもよいが、９５％以上でなくてもよい。
　また、本実施形態に係るレールの表面（頭部外郭表面）を起点として深さ２５ｍｍまでの金属組織は、パーライト組織の面積率が９５％以上であれば、パーライト組織以外に、面積率で５％未満の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織やマルテンサイト組織等が混入してもよい。これらの組織が混入しても、５％未満であれば、頭部内部の耐内部疲労損傷性には大きな悪影響を及ぼさない。言い換えれば、本実施形態に係るレールのレール頭部の金属組織は、面積率で、頭表部の９５％以上がパーライト組織であればよく、耐内部疲労損傷性を十分に向上させるには、レール頭部の頭表部の金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。パーライト組織の面積率は１００％でもよい。
　パーライト組織の面積率は、以下の手順で測定する。レール頭部の横断面からサンプルを切り出す。各サンプルをダイヤモンド研磨して、次いで、３％ナイタールエッチング処理する。光学顕微鏡（２００倍）を用いて、研磨及びエッチングされた断面の組織を観察することにより、パーライト組織の面積率を特定することができる。測定視野は頭部外郭表面から深さ２５ｍｍ（図１参照）の任意の１０視野とする。頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの任意の１０視野におけるパーライト組織の面積率の平均値を「２５ｍｍ位置のパーライト組織の面積率」とみなす。
　＜レールの硬さの限定理由＞
　本実施形態に係るレールでは、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置において測定される、パーライト組織を含むレールの硬さをＨｖ３６０～５００の範囲に限定とする必要がある。次に、本実施形態に係るレールにおいて、パーライト組織を含むレールの硬さをＨｖ３６０～５００の範囲に限定した理由について説明する。
　パーライト組織を含むレールの硬さがＨｖ３６０未満では、少ない累積通過トンでレール頭表層部の摩耗量が２５ｍｍに達し、摩耗の進行によりレール頭部に要求される耐摩耗性の確保が困難となることがわかった。また、パーライト組織を含むレールの硬さがＨｖ３６０未満では、頭部内部において、少ない累積通過トンで疲労き裂が発生・伝播し、耐内部疲労損傷性が低下することがわかった。
　また、パーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織を含む金属組織の脆化により、頭部内部において、少ない累積通過トンで疲労き裂が発生・伝播し、耐内部疲労損傷性が低下することがわかった。
　このため、パーライト組織を含むレールの硬さをＨｖ３６０～５００の範囲に限定した。なお、耐摩耗性を確保し、耐内部疲労損傷性を安定的に向上させるには、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの範囲の位置にあるパーライト組織を含むレールの硬さをＨｖ３８０～４８０の範囲に制御することが望ましい。頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの範囲の位置にあるパーライト組織を含むレールの硬さの好ましい下限値は、Ｈｖ３９０、Ｈｖ４００、又はＨｖ４１０である。頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの範囲の位置にあるパーライト組織を含むレールの硬さの好ましい上限値は、Ｈｖ４７０、Ｈｖ４６０、又はＨｖ４５０である。
　なお、本実施形態に係るレールでは頭部の耐内部疲労損傷性を向上させることを主目的としていることから、代表として頭部外郭表面から深さ２５ｍｍ位置の金属組織及び硬度、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度、窒化物の組成（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が上述の範囲にあれば、本実施形態に係るレールの効果は発現する。レール頭部において頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置は、図７に示す破線部３ｂが付された位置である。また、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置におけるレールの硬さをＨｖ３８０～４８０とした場合、頭部外郭表面から当該位置までの範囲全体にわたって、レールの硬さがＨｖ３８０～４８０となることが通常である。
　なお、パーライト組織を含むレールの硬さの測定は、以下の手順で行う。レール頭部の横断面からサンプルを切り出す。各サンプルのレール横断面にあたる箇所を、平均粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で研磨する。そして、研磨された切断面において、ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）を用いてＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準じて硬度測定を行う。測定位置は、頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置（図１参照）とする。測定点数は２０点とする。測定間隔は１ｍｍとする。また、２０点の測定点からなる直線状の測定領域の中点が、レールのＣ断面の、レール幅方向中央に位置するようにした。硬さ測定値の平均値を「２５ｍｍ位置の硬さ」とみなす。本実施形態に係るレールではパーライト組織が面積率で９５％以上を占めるが、５％以下の範囲でその他組織（初析セメンタイト、初析フェライト、マルテンサイト、ベイナイト等）が存在するため、１点の測定ではパーライト組織を含むレールの硬さが代表できない場合がありえるためである。
　＜レールの化学成分の限定理由＞
　本実施形態に係るレールにおいて、レール鋼（レールの素材となる鋼材）の化学成分の限定理由について詳細に説明する。以下、各元素の含有量を示す単位「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．７５～１．２０％
　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ために有効な元素である。Ｃ含有量が０．７５％未満になると、本成分系では、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性が維持できない。また、Ｃ含有量が０．７５％未満になると、頭部内部に疲労き裂を生成し易い軟質な初析フェライト組織が生成するため、耐内部疲労損傷性が低下する。一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えると、頭部内部に初析セメンタイト組織が生成し易くなり、パーライト組織と初析セメンタイト組織との界面から疲労き裂が発生し、耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．７５～１．２０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限値は０．７７％、０．８０％、０．８５％、又は０．９０％である。Ｃ含有量の好ましい上限値は０．７７％、０．８０％、０．８５％、又は０．９０％である。例えばパーライト組織の生成を安定化し、耐内部疲労損傷性を向上させるには、Ｃ含有量を０．８０～１．１０％とすることが望ましい。
　Ｓｉ：０．１０～２．００％
　Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レール頭部の硬度（強度）を上昇させ、耐摩耗性や耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、固溶強化が不十分であるため、パーライトが軟質となり、疲労き裂が発生しやすくなり耐内部疲労損傷性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、レールの熱間圧延時に表面疵が多く生成する。さらに、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなり、耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．１０～２．００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限値は０．２０％、０．５０％、又は０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限値は１．８０％、１．５０％、又は１．２０％である。例えばパーライト組織の硬度上昇を安定化し、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性とを向上させるには、Ｓｉ含有量を０．２０～１．２０％とすることが望ましい。
　Ｍｎ：０．０５～２．００％
　Ｍｎは、焼入れ性を高め、パーライト変態を安定化すると同時に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬度を上昇させ、さらに、パーライト組織のフェライト相中の微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成による析出強化によって、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、レール頭部の耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではその効果は小さく、パーライト組織のフェライト相中に析出する微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数が少なくなり、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分となるため、耐内部疲労損傷性が向上しない。また、Ｍｎ含有量が０．０５％未満では、頭部内部に疲労き裂を生成し易い軟質な初析フェライト組織が生成しやすいことに加え、パーライト組織のフェライト相中に析出する０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分となるため、耐内部疲労損傷性が向上しない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなることに加え、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、疲労き裂発生が促進するため、レールの耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．０５～２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限値は０．１０％、０．２０％、又は０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は１．８０％、１．５０％、又は１．２０％である。例えばパーライト組織の生成を安定化し、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させ、レール頭部の耐内部疲労損傷性を向上させるには、Ｍｎ含有量を０．２０～１．５０％とすることが望ましい。
　Ｃｒ：０．０５～２．００％
　Ｃｒは、鋼の平衡変態温度を上昇させ、過冷度の増加により、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを上昇させ、さらに、パーライト組織のフェライト相中の微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成による析出強化によって、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、レール頭部の耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０５％未満ではその効果は小さく、パーライト組織のフェライト相中に析出する０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分となるため、耐内部疲労損傷性が向上しない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部にベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなることに加え、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、疲労き裂発生が促進するため、レールの耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｃｒ含有量を０．０５～２．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限値は０．１０％、０．２０％、又は０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は１．８０％、１．５０％、又は１．２０％である。例えばパーライト組織の生成を安定化し、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させ、レール頭部の耐内部疲労損傷性を向上させるには、Ｃｒ含有量を０．２０～１．５０％とすることが望ましい。
　Ｖ：０．００５～０．１００％
　Ｖは、レールの熱間圧延後の冷却過程において、パーライト組織のフェライト相中に微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を生成させ、析出強化によってレール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．００５％未満では、パーライト組織のフェライト相中に析出する０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が少なく、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分で、レールの耐内部疲労損傷性が向上しない。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、き裂発生の促進によりレールの耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｖ含有量を０．００５～０．１００％とする。Ｖ含有量の好ましい下限値は０．０１０％、０．０２０％、又は０．０４０％である。Ｖ含有量の好ましい上限値は０．０９０％、０．０８０％、又は０．０６０％である。例えばＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させ、レールの耐内部疲労損傷性を向上させるには、Ｖ含有量を０．０１０～０．０８０％とすることが望ましい。
　Ａｌ：０．００１０～１．００００％
　Ａｌは、脱酸材として作用する元素である。また、Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度化に寄与し、耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１０％未満では、その効果が弱い。一方、Ａｌ含有量が１．００００％を超えると、Ａｌを鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成する。この粗大なＡｌ系介在物は疲労き裂の起点となるので、レールの耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量を０．００１０～１．００００％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限値は０．００２０％、０．００５０％、又は０．０１００％である。Ａｌ含有量の好ましい上限値は０．９０００％、０．８０００％、又は０．６０００％である。
　Ｎ：０．００６～０．０２０％
　Ｎは、Ｃｒ、Ｖと同時に含有させることで、レールの熱間圧延後の冷却過程において、パーライト組織中のフェライト相中にＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成を促進させる元素である。微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が生成すると、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化が抑制され、レールの耐内部疲労損傷性が向上する。しかしながら、Ｎ含有量が０．００６％未満では、パーライト組織のフェライト相中に生成する０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が少なく、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分となり、レールの耐内部疲労損傷性が向上しない。一般に、Ｎは有害な不純物元素であると考えられており、高炉鋼から製造されるレールのＮ含有量は０．００５％以下とされることが多い。しかし本実施形態に係るレールにおいては、窒化物の生成を促進するために、Ｎ含有量を通常よりも高い値とする。
　一方、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、き裂発生の促進によりレールの耐内部疲労損傷性が低下する。さらに、Ｎ含有量が０．０２００を超えると、Ｎを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０．００６～０．０２０％とする。Ｎ含有量の好ましい下限値は０．００７％、０．００８％、又は０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．０１９％、０．０１８％、又は０．０１５％である。例えばＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させ、耐内部疲労損傷性を向上させるには、Ｎ含有量を０．００８～０．０２０％とすることが望ましい。より好ましくは、０．００８～０．０１８％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、鋼中に含有される不純物元素であり、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含有量は低いほど好ましいが、Ｐ含有量が０．０２５％を超えると、パーライト組織が脆化し、頭部内部において、脆性的なき裂が発生し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下、０．０１８％以下、又は０．０１６％以下である。Ｐ含有量の下限は限定していないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ含有量は０．００５％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。
　Ｓ：０．０２５％以下
　Ｓは、鋼中に含有される不純物元素であり、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含有量は少ないほど好ましいが、Ｓ含有量が０．０２５％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、頭部内部において、介在物の周囲の応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する。このため、Ｓ含有量を０．０２５％以下に制限する。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下、０．０１８％以下、又は０．０１６％以下である。Ｓ含有量の下限は限定していないが、精錬工程での脱硫能力を考慮すると、Ｓ含有量は０．００１％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。になると考えられる。
　本実施形態に係るレールは、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るレールに悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。しかしながら、残部のＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、パーライト組織の硬さ（強度）の増加による耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの元素からなる群から選択される１種又は２種以上を後述する範囲で含有させてもよい。具体的には、各任意元素の働きは以下の通りである。
　（ａ群）Ｍｏは、平衡変態点を上昇させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、レールの硬度を向上させる。
　（ｂ群）Ｃｏは、摩耗面のラメラ組織を微細化し、摩耗面の硬度を高める。
　（ｃ群）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。
　（ｄ群）Ｃｕは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レールの硬度を高める。Ｎｉは、パーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継手熱影響部の軟化を防止する。
　（ｅ群）Ｎｂ、Ｔｉは、熱間圧延やその後の冷却過程で生成した炭化物や窒化物の析出硬化により、パーライト組織の疲労強度を向上させる。また、Ｎｂ、Ｔｉは、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継手熱影響部の軟化を防止する。
　（ｆ群）Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、ＭｎＳ系硫化物を微細分散し、介在物から生成する内部疲労損傷を低減する。
　（ｇ群）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やマルテンサイト組織の生成を抑制する。
　そのため、上記の効果を得るため、これらの元素を含有させてもよい。これらの元素は後述する範囲以下で含有されていても、本実施形態に係るレールの特性を損なうものではない。これらの元素は必ずしも含有させる必要がないので、その下限は０％である。
　Ｍｏ：好ましくは０．０１～０．５０％
　Ｍｏは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度の増加により、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを向上させ、その結果として、レール耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が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得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、変態速度が著しく低下し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなり、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｍｏ含有量を０．０１～０．５０％とすることが好ましい。Ｍｏ含有量の一層好ましい下限値は０．０２％、０．０５％、又は０．１０％である。Ｍｏ含有量の一層好ましい上限値は０．４０％、０．２０％、又は０．１５％である。
　Ｃｏ：好ましくは０．０１～１．００％
　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を向上させ、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．０１％未満では、ラメラ組織の微細化が促進せず、耐摩耗性や耐内部疲労損傷性の向上効果が得られない。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和し、含有量に応じたラメラ組織の微細化が図れない場合がある。また、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、合金添加コストの増大により経済性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｃｏ含有量を０．０１～１．００％とすることが好ましい。Ｃｏ含有量の一層好ましい下限値は０．０２％、０．０５％、又は０．１０％である。Ｃｏ含有量の一層好ましい上限値は０．８０％、０．６０％、又は０．２０％である。
　Ｂ：好ましくは０．０００１～０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成し、パーライト変態の促進効果により、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させる元素である。またＢは、上記の効果により、均一な硬度分布をレールに付与することで、疲労き裂の生成部となる最弱部（硬さの低い部分）を抑制することで、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかしながら、Ｂ含有量が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。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｂ含有量を０．０００１～０．００５０％とすることが好ましい。Ｂ含有量の一層好ましい下限値は０．０００５％、０．００１０％、又は０．００１５％である。Ｂ含有量の一層好ましい上限値は０．００４０％、０．００３０％、又は０．００２０％である。
　Ｃｕ：好ましくは０．０１～１．００％
　Ｃｕは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、固溶強化により硬さを向上させ、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．０１％未満ではその効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなり、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｃｕ含有量を０．０１～１．００％とすることが好ましい。Ｃｕ含有量の一層好ましい下限値は０．０２％、０．０３％、又は０．０５％である。Ｃｕ含有量の一層好ましい上限値は０．８０％、０．６０％、又は０．３０％である。
　Ｎｉ：好ましくは０．０１～１．００％
　Ｎｉは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により硬さを向上させ、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。さらにＮｉは、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ３Ｔｉの金属間化合物を微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕ含有鋼において粒界の脆化を抑制する元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が著しく小さい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなり、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｎｉ含有量を０．０１～１．００％とすることが好ましい。Ｎｉ含有量の一層好ましい下限値は０．０２％、０．０３％、又は０．０５％である。Ｎｉ含有量の一層好ましい上限値は０．８０％、０．６０％、又は０．３０％である。
　Ｎｂ：好ましくは０．００１０～０．０５００％
　Ｎｂは、熱間圧延後の冷却過程でＮｂ炭化物及び／又はＮｂ窒化物として析出し、析出硬化により、パーライト組織の硬さを高め、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。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、溶接継手の熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００１０％未満では、これらの効果が得られず、パーライト組織の硬度（強度）の向上は認められない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５００％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、パーライト組織自体が脆化し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０．００１０～０．０５００％とすることが好ましい。Ｎｂ含有量の一層好ましい下限値は０．００１５％、０．００２０％、又は０．００２５％である。Ｎｂ含有量の一層好ましい上限値は０．０４００％、０．０３００％、又は０．０１００％である。
　Ｔｉ：好ましくは０．００３０～０．０５００％
　Ｔｉは、熱間圧延後の冷却過程でＴｉ炭化物及び／又はＴｉ窒化物として析出し、析出硬化により、パーライト組織の硬さを高め、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる元素である。またＴｉは、溶接時の再加熱において、析出したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域温度まで加熱される熱影響部の金属組織を微細化し、溶接継手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００３０％未満ではこれらの効果が少ない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉ炭化物やＴｉ窒化物が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．００３０～０．０５００％とすることが好ましい。Ｔｉ含有量の一層好ましい下限値は０．００４０％、０．００５０％、又は０．００８０％である。Ｔｉ含有量の一層好ましい上限値は０．０４００％、０．０３００％、又は０．０１００％である。
　Ｍｇ：好ましくは０．０００５～０．０２００％
　Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物を形成する元素である。このＭｇ硫化物は、ＭｎＳを微細に分散させ、応力集中を緩和し、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる。しかし、Ｍｇ含有量が０．０００５％未満ではその効果は弱い。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｍｇ量を０．０００５～０．０２００％とすることが好ましい。Ｍｇ含有量の一層好ましい下限値は０．００１０％、０．００１５％、又は０．００２０％である。Ｍｇ含有量の一層好ましい上限値は０．０１００％、０．００５０％、又は０．００２５％である。
　Ｃａ：好ましくは０．０００５～０．０２００％
　Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳ（硫化物）を形成する元素である。このＣａＳはＭｎＳを微細に分散させ、応力集中を緩和し、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果は弱い。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｃａ含有量を０．０００５～０．０２００％とすることが好ましい。Ｃａ含有量の一層好ましい下限値は０．００１０％、０．００１２％、又は０．００１５％である。Ｃａ含有量の一層好ましい上限値は０．０１５０％、０．０１００％、又は０．００５０％である。
　ＲＥＭ：好ましくは０．０００５～０．０５００％
　ＲＥＭは、脱酸・脱硫元素であり、含有されるとＭｎ硫化物系介在物の生成核となるＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を生成する。このオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）は融点が高いため、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の含有により、ＭｎＳが微細に分散し、応力集中が緩和され、レールの耐内部疲労損傷性が向上する元素である。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満では、ＭｎＳ系硫化物の生成核としては不十分であり、その効果は小さい。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）が過剰に生成し、応力集中により、疲労き裂が生成し、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、ＲＥＭ含有量を０．０００５～０．０５００％とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量の一層好ましい下限値は０．００１０％、０．００１２％、又は０．００１５％である。ＲＥＭ含有量の一層好ましい上限値は０．０４００％、０．０３００％、又は０．０１００％である。
　なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、Ｐｒ又はＮｄ等の希土類金属である。ＲＥＭの含有量とは、これらの全ＲＥＭの含有量の合計である。全含有量の総和が上記範囲内であれば、単独、複合（２種類以上）のいずれの形態であっても同様な効果が得られる。
　Ｚｒ：好ましくは０．０００１～０．０２００％
　Ｚｒは、Ｏと結合してＺｒＯ２介在物を形成する。このＺｒＯ２介在物とγ－Ｆｅとは格子整合性が良いので、ＺｒＯ２介在物が、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ることにより、凝固組織を微細化することで、ＭｎＳを微細に分散させ、応力集中を緩和し、レールの耐内部疲労損傷性を向上させる。またＺｒは、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制することにより、レール偏析部に生成するマルテンサイト組織の生成を抑制する元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００１％未満では、生成するＺｒＯ２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。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、応力集中により、疲労き裂が生成し、レールの耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、含有させる場合には、Ｚｒ含有量を０．０００１～０．０２００％とすることが好ましい。Ｚｒ含有量の一層好ましい下限値は０．０００５％、０．００１０％、又は０．００１２％である。Ｚｒ含有量の一層好ましい上限値は０．０１００％、０．００５０％、又は０．００２０％である。
　本実施形態に係るレールは、レール鋼の化学成分、金属組織、頭部内部の硬さ、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度を制御し、さらに、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の組成（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）を制御することにより、近年、より積載量が高くなり、過密化が進んだことにより、一層大きな繰り返し荷重を受けることになった軌道環境となる貨物鉄道で使用される場合のレールの耐内部疲労損傷性を向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。
　次に、本実施形態に係るレールの好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るレールは、上記の成分、金属組織等を備えることで、製造方法に関わらず、その効果を得ることができる。しかしながら、以下に示す工程を含む製造方法によれば、本実施形態に係るレールを安定的に得られるので好ましい。
　本実施形態に係るレールの製造方法は、本実施形態に係るレールの化学成分を有する溶鋼を連続鋳造法によって鋳造して鋼片とし、鋼片を加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延してレールを形成し、このレールを加速冷却及び制御冷却することにより得られる。好ましい製造条件は表１の通りであるが、その具体的な理由を以下に説明する。なお、圧延温度及び熱処理条件として示される温度（鋼片温度除く）は、レールの頭部外郭表面の温度を意味する。本実施形態に係るレールにおいては、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置の金属組織、硬さ、並びにＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が制御される必要があるが、その他の箇所の構成は特に限定されないので、圧延温度及び熱処理条件も頭部外郭表面に関して定める。
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　本実施形態のレールは、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行って上述の範囲に成分調整した溶鋼を、連続鋳造法等によって鋳造して鋼片（ブルーム又はスラブ）とし、鋼片を再加熱、熱間圧延してレール形状に成形し、熱間圧延後に熱処理することによって製造する。
　本実施形態のレールにおいて、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度、組成（５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００）を制御するには、鋳造時の条件の制御、熱間圧延前の鋼片加熱における加熱条件の制御、熱間圧延時の圧延条件、圧延後の熱処理条件を制御することが望ましい。また、レール頭部の硬さや金属組織を制御するには、熱間圧延条件、及び圧延後の熱処理条件の制御が必要である。
　連続鋳造法によって鋳造して鋼片（ブルーム又はスラブ）とする際に、固相率が高い状態が長い、即ち鋳造速度が低すぎると、最終凝固部にＶやＣｒやＭｎ等の合金元素が濃化した溶鋼中で、これら元素を含有する粗大な窒化物が生成（晶出）する。溶鋼中で粗大に生成した窒化物は、熱間圧延工程の加熱工程において、未固溶窒化物として残存しやすい。すなわち、パーライト変態後のフェライト中において、微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物となるためのＶ、Ｃｒ、Ｍｎが少なくなり、微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物による析出強化が低減する。これにより、レール頭部内部のパーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化を抑制し、頭部内部の耐内部疲労損傷性を向上させる効果が低下する。また、合金偏析時にＣｒやＭｎが多く偏析した場合、Ｖが過剰となる。このため、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が５未満となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の周囲に微小き裂が発生するため、耐内部疲労損傷性が向上しない。Ｖが多く偏析した場合、ＣｒとＭｎの原子数が過剰となり、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が１００を超え、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の周囲に微小き裂が発生するため、耐内部疲労損傷性が向上しない。一方で、鋳造速度が速すぎると、鋳片の割れ、パウダー巻き込みなど製造上のトラブルが発生しやすくなる。このため、安定的にＶ、Ｃｒ、Ｍｎの濃化を抑制するには温度域１３００～１４００℃における鋳造速度を０．６０～０．９０ｍ／分とすればよい。
　次に、圧延前の鋼片加熱における加熱条件の制御について説明する。鋼片の加熱は、レール熱処理でＣｒを含有する微細なＶ窒化物を安定的に生成させる上で最も大切な工程である。鋼片製造の際には制御冷却を行わないため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物は、鋼片の段階では粗大化する。従って、レール熱処理後にＣｒを含有する微細なＶ窒化物を安定的に生成させるには、鋼片において粗大化したＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を、鋼片の圧延前に再溶解させる必要がある。このため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が再溶解する温度域（１０００～１２００℃）では、鋼片の加熱条件を制御する必要がある。
　鋼片加熱条件は下記が望ましい。
　加熱速度：１～８℃／ｍｉｎ
　速度制御温度範囲：１０００～１２００℃
　なお、上記温度は鋼片の温度条件であり、加熱炉の温度制御は上記の加熱条件に合うように制御することが望ましい。また、熱間圧延前の鋼片の加熱速度は、平均加熱速度ではないことに留意する必要がある。即ち、１０００～１２００℃の温度範囲内において、鋼片の温度の時間微分値が常に１～８℃／ｍｉｎの範囲内とされる必要がある。
　まず、鋼片の加熱速度を１～８℃／ｍｉｎの範囲とすることが好ましい理由を説明する。加熱速度が１℃／ｍｉｎ未満では、鋳造中に粗大化したＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が再溶解するが、加熱中に再度析出し、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が粗大化し、溶解させることが困難となり、レール熱処理においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させることが困難となる場合がある。さらに、加熱速度が１℃／ｍｉｎ未満では、鋼片の加熱が過剰となり、鋼片表面の脱炭が進むと同時に、鋼片の割れ等が発生し、熱間圧延、及び熱処理の後のレール製品としての品質が確保できない場合がある。また、加熱速度が１℃／ｍｉｎ未満では、加熱燃料を多量に使用するため、経済性が低下する場合がある。
　一方、加熱速度が８℃／ｍｉｎを超えると、鋳造中に粗大化したＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を再溶解させることが困難となり、粗大化したＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が残存し、さらに、レール熱処理においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成することが困難となる場合がある。このため、加熱速度を１～８℃／ｍｉｎの範囲とすることが好ましい。
　なお、上述のようにこの加熱速度は、鋼片加熱中の鋼片の温度の時間微分値を示すものである。鋼片の温度の時間微分値を常に上記範囲に制御することにより、鋼片を熱間圧延して得られるレールの熱処理で、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成することが可能となる。なお、鋼片温度が１２００℃を超えた後の加熱速度は特に限定されない。また、鋼片の加熱を停止する温度は１２００℃以上の任意の値とすることができる。
　次に、レールの熱間圧延条件について説明する。本願のレールにおいて、パーライト変態後のフェライト中に前述した、微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を生成させ、その析出物の組成を、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡとしたとき、その値が安定的に５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００の範囲に収めるためには、熱間圧延時に制御を行うことが望ましい。パーライト組織のフェライト中に前述の微細かつ特定の組成を有するＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を安定的に生成させるには、熱間圧延中に、後工程の冷却工程で析出物を生成しやすくする状況を作り込めばよい。熱間圧延工程において、圧下時にオーステナイト中に導入される転位がパーライト変態後にも残留していると、パーライト組織のフェライト中に存在するＶが転位に移動しやすく、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が生成しやすくなる、いわゆる析出核となると考えられる。そこで、オーステナイト中に転位が残留するよう適切な圧下を行うことで、後の冷却工程においてパーライト中にＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成が促進される。このため、熱間圧延中に以下の圧下を行うことが望ましい。
　（１）頭部外郭表面の温度１０００～１０５０℃の熱間圧延において、断面減少率３～３０％の圧下を１パス以上行う
　（２）頭部外郭表面の温度８００～１０００℃の熱間圧延において、 断面減少率３～２０％の圧下を１パス以上行う
　各温度において断面減少率が望ましい範囲を超えると、パーライト変態後に残留する転位が過剰となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成時にＶを多量に含有し、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が５未満となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが著しく増加し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなるため、耐内部疲労損傷性が低下する可能性がある。圧下時に導入される転位は高温ほど回復しやすい傾向であるため、転位をオーステナイト中に残留させるため、条件（１）の１０００～１０５０℃における断面減少率の最大値は、条件（２）よりも高い断面減少率が許容される。一方、各温度において断面減少率が望ましい範囲を下回ると、転位が回復現象により直ちに消滅するため、オーステナイト中に転位を残留させることができず、析出核効果が不十分となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成時にＶが取り込まれにくくなり、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が１００を超え、窒化物の硬さが低下し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなるため、耐内部疲労損傷性が低下する可能性がある。
　上記の条件が満たされる限り、レール頭部の他の圧延条件については特に限定しない。すなわち、鋼片を粗圧延した後、リバース圧延機による中間圧延を複数パスに渡って行い、上記の温度範囲から各温度範囲で限定された断面減少率の中で連続圧延機による２パス以上の仕上圧延を行い、最終圧延時は上記の温度範囲に制御すればよい。
　次に、圧延後の熱処理条件の制御について説明する。レール頭部の硬さや金属組織を制御するには、圧延後の熱処理条件を制御する必要がある。また、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度、及び粒径を制御するには、圧延後の熱処理条件を制御する必要がある。圧延後の熱処理条件については、下記の条件範囲で行うことが望ましい。なお、加速冷却は水などの冷媒をレール表面に噴射することにより実施される冷却のことである。加速冷却の開始時点及び終了時点とは、冷媒の噴射の開始時点及び終了時点である。また、加速冷却の際の冷却速度は平均冷却速度を意味し、具体的には、加速冷却の開始時点と終了時点との間のレール表面温度の差を、加速冷却の開始時点と終了時点との間の経過時間で割って得られる値である。
　●熱間圧延後の熱処理条件（頭部外郭表面）：圧延後、加速冷却及び制御冷却を行う
　加速冷却（頭部外郭表面）
　　平均冷却速度：２～３０℃／ｓｅｃ
　　加速冷却開始温度：７５０℃以上
　　加速冷却停止温度：５８０～６６０℃
　制御冷却（頭部外郭表面）
　加速冷却停止後に頭部外郭表面の温度を５８０～６６０℃の範囲に５～１５０ｓｅｃ間保持し、その後放冷及び加速冷却を実施
　　温度保持：加速冷却速度の制御、さらには、加速冷却の実行、停止を繰返し行い、レール内部からの復熱に応じて加速冷却を行うことによって温度を制御
　次に、加速冷却（頭部外郭表面）の平均冷却速度を２～３０℃／ｓｅｃとすることが好ましい理由を説明する。
　平均冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満になると、加速冷却の途中の高温度域でパーライト変態が開始する。その結果、本実施形態に係るレールの成分系では、レール頭部表面において、硬さがＨｖ３６０未満となる部位が発生し、レールとして必要な耐摩耗性や耐内部疲労損傷性を確保することが困難となる場合がある。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓｅｃを超えると、本実施形態に係るレールの成分系では、パーライト組織の硬さが大幅に増加し、硬さがＨｖ５００を超える部位が発生する、さらに、レール頭部表面において、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が頭表部に生成し、レールの耐摩耗性や耐内部疲労損傷性が低下することが懸念される。このため、加速冷却における平均冷却速度を２～３０℃／ｓｅｃとすることが好ましい。
　次に、加速冷却の開始温度（即ち、冷媒の吹き付けを開始する際のレール温度）を７５０℃以上とし、停止温度（即ち、冷媒の吹き付けを終了する際のレール温度）を５８０～６６０℃の範囲とすることが好ましい理由を説明する。
　頭部外郭表面の加速冷却の開始温度が７５０℃未満になると、加速冷却前の高温度域で硬さの低いパーライト組織が生成する場合がある。この場合、所定の硬度（Ｈｖ３６０以上）が得られず、レールとして必要な耐摩耗性や耐表面損傷性を確保することが困難となる。また、上述の場合、炭素量が比較的多い鋼では、初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織が脆化し、疲労き裂が生成しやすくなるため、レールの耐内部疲労損傷性が低下することが懸念される。このため、加速冷却を開始する際のレールの頭部外郭表面の温度を７５０℃以上とすることが好ましい。なお、上述の最終圧延温度を考慮すると、加速冷却の開始温度を７５０℃以上とするためには、熱間圧延完了後１８０秒以内に加速冷却を開始する必要があると考えられる。
　また、加速冷却の停止温度が６６０℃を超えると、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低いパーライト組織が多く生成する。その結果、レール頭部の硬さ（Ｈｖ３６０以上）が確保できず、レールとして必要な耐摩耗性や耐内部疲労損傷性を確保することが困難となる場合がある。一方、加速冷却の停止温度を５８０℃未満とすると、冷却直後に、レール頭部においてベイナイト組織が多く生成するため、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となることに加え、ベイナイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなるため、耐内部疲労損傷性が低下する場合がある。このため、加速冷却の停止温度を５８０～６６０℃の範囲とすることが好ましい。
　加速冷却時のレール頭部の熱処理冷媒については特に限定しない。レールに耐摩耗性及び耐内部疲労損傷性を付与するために硬さを所定範囲内に制御するには、空気噴射冷却、ミスト冷却、水及び空気の混合噴射冷却、あるいはこれらの組み合わせにより、熱処理時のレール頭部の冷却速度を制御することが望ましい。
　次に、加速冷却後に実施される制御冷却の好ましい条件についてその限定理由を説明する。この工程は、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度に大きな影響を及ぼす。本実施形態に係るレールの製造方法において、制御冷却では、復熱の度合いに応じて冷媒を噴射することによりレールの温度を一定範囲内に一定時間保持してから、レールの温度を低下させる。即ち、制御冷却工程は、温度保持工程と続く冷却工程との組み合わせであるということもできる。
　制御冷却の形態の例について以下に説明する。本実施形態に係るレールの製造方法では、まず上述の加速冷却を終了する。この加速冷却の終了の時点を、制御冷却における温度保持の開始の時点とする。加速冷却の終了により、レールには復熱が生じ、通常はレールの表面の温度が上昇する。復熱によってレールの表面の温度がある程度上昇したら、レールに冷媒を噴射することにより、レールの表面の温度を再び低下させる。冷媒の噴射によってレールの表面の温度がある程度下降したら、レールへの冷媒の噴射を中止することにより、レールの表面の温度を再び上昇させる。即ち、レールの制御冷却における温度保持は、復熱による温度上昇と冷却による温度加工との繰り返しによって達成されることが通常である。このように、温度保持をする温度域の低温側で加速冷却を停止し、レール頭部内部から発生する復熱を見据えて冷却を開始し、所定の温度範囲の下限に到達する前に冷却を停止することが望ましい。また、保持時間を制御するには、この温度制御を繰り返し実行することが望ましい。復熱量が少ない場合は、ＩＨコイル等で加熱することも有効である。ただし、復熱の程度が小さく、冷媒を噴射しなくともレール表面の温度変動が一定範囲内に保たれる場合がある。この場合は、単にレールを放置することによっても温度保持をすることができる。
　上述の制御冷却における温度保持では、レール表面の温度を５８０～６６０℃の範囲とすることが好ましく、レール表面の温度の変動幅を６０℃以内にすることが好ましく、且つ温度保持時間を５～１５０ｓｅｃの範囲とすることが好ましい。
　まず、加速冷却後の保持温度を５８０～６６０℃の範囲とし、レール表面の温度の変動幅を６０℃以内にすることが好ましい理由を説明する。
　保持温度が６６０℃を超えると、本実施形態に係るレールの成分系では、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成が促進され、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰に増加する。その結果、レール頭部内部のパーライト組織が脆化し、き裂の発生が促進され、耐内部疲労損傷性が低下することが懸念される。一方、保持温度を５８０℃未満とすると、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が抑制され、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足する。その結果、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化の改善が十分でなく、レールの耐内部疲労損傷性の向上が認められない場合がある。このため、加速冷却後の保持温度を５８０～６６０℃の範囲とすることが好ましい。
　レール表面の復熱による温度の変動幅が６０℃を超えると、保持時間内で、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が促進され、個数密度が過剰となる場合があり、その結果、レール頭部内部のパーライト組織が脆化し、き裂の発生が促進され、耐内部疲労損傷性が低下することが懸念される。このため、レール表面の復熱に伴う温度の変動幅を６０℃以下とすることが好ましい。
　次に、保持時間を５～１５０ｓｅｃの範囲とすることが好ましい理由を説明する。なお、保持時間とは、復熱と冷媒吹き付けとの組み合わせによって温度保持をする場合は、上述の加速冷却の終了時から最後の復熱の終了時（レール温度が自然に下がり始める時点、又は冷媒吹き付け開始の時点）までを意味し、復熱や変態発熱のみによって温度保持をする場合は、上述の加速冷却の終了時から、復熱や変態発熱の終了時（レール温度が自然に下がり始める時点、又は冷媒吹き付け開始の時点）を意味する。
　保持時間が１５０ｓｅｃを超えると、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が成長し、その粒径が増加する。その結果、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が低下し、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化の改善が期待できない。一方、保持時間が５ｓｅｃ未満では、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が抑制されるため、粒径は減少する。その結果、粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化が改善せず、耐内部疲労損傷性の向上が期待できない。このため、加速冷却後の温度保持を行う時間を５～１５０ｓｅｃとすることが好ましい。
　制御冷却時の温度保持方法については特に限定しない。空気噴射冷却、ミスト冷却、水及び空気の混合噴射冷却、あるいはこれらの組み合わせの冷媒を用いて、レール頭部外郭表面の冷却及び停止を繰り返し実行し、レール頭部内部から発生する復熱を制御する冷却を行うことが望ましい。
　上述の等温保持後、レールは放冷及び加速冷却される。等温保持後のレールの冷却速度が小さすぎる場合、等温保持を長く続けた場合と同様に、保持中にパーライト組織の焼戻しが進み、レール頭部表面、頭部内部の硬さが確保できないおそれ、及び微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が低下するおそれがある。従って、その防止には０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を少なくとも２００℃程度まで保つ必要があると考えられる。このような冷却条件は、上述の温度保持の後でレールを常温の大気中に放置又は加速冷却することで達成可能である。
　本発明の効果を確認するために、以下の手順による実験を行った。
　表２－１、表２－２及び表２－３に実験に用いた鋼片の化学成分を示す。表３－１、表３－２及び表３－３は、表２－１、表２－２及び表２－３に記載の化学成分を有する鋼片の製造条件である。表４－１、表４－２及び表４－３は、製造されたレールの特性評価結果である。これら表において、発明範囲外の値には下線を付した。製造条件は熱間圧延条件、加速冷却条件、加速冷却後の制御冷却条件を示した。
　表３－１及び表３－２に記載のない製造条件は以下の通りとした。なお、圧延及び熱処理（加速冷却、制御冷却）の際には図１に示す頭部外郭表面位置の温度を測定し、圧延及び熱処理の制御を行った。
●温度域１３００～１４００℃における鋳造速度：０．７０℃／ｍｉｎ（Ｎｏ．５８のみ０．５０℃／ｍｉｎ）
●鋼片の加熱速度：１０００～１２００℃の範囲内で３℃／ｍｉｎ
●鋼片の加熱の終了温度：１２５０℃
●温度保持終了後の冷却：常温の大気中に放置することにより室温まで冷却
　なお、Ｎｏ．５８のみ、温度域１３００～１４００℃における鋳造速度を０．４０℃／ｍｉｎとした。
　特性評価は
（１）頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置のパーライト組織の面積率、
（２）頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍ位置の硬さ、
（３）析出物の状態（粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度、及び（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）、並びに
（４）耐内部疲労損傷性
である。また、ＣＡ／ＶＡも評価して、参考情報として表に記載した。これらの評価は以下の手順で評価した。
　（１）パーライト組織の面積率は、各レール頭部の横断面からサンプルを切り出し、各サンプルをダイヤモンド研磨後に３％ナイタールエッチング処理した後に、光学顕微鏡（２００倍）を用いて組織観察することにより測定した。測定視野は頭部外郭表面から深さ２５ｍｍ（図１参照）の任意の１０視野とした。頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの任意の１０視野におけるパーライト組織の面積率の平均値を「２５ｍｍ位置のパーライト組織の面積率」とした。
　（２）硬さは、各レール頭部の横断面からサンプルを切り出し、各サンプルのレール横断面にあたる箇所を平均粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で研磨した後に、ここでビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）を用いてＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準じて硬度測定を行うことにより求めた。頭部外郭表面から深さ２５ｍｍの位置（図１参照）において２０点の測定を行い、その平均値を「２５ｍｍ位置の硬さ」とした。測定間隔は１ｍｍとする。また、２０点の測定点からなる直線状の測定領域の中点が、レールのＣ断面の、レール幅方向中央に位置するようにした。
　（３）析出物の状態は、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置（図１参照）のパーライト組織中のフェライト相から、ＦＩＢ（集束イオンビーム）法によって曲率半径３０～８０ｎｍの針試料を３個採取し、これらを３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）法によって評価することにより求めた。評価条件の詳細は上述の通りである。これにより得られた、頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置（図１参照）のパーライト組織中のフェライト相における粒径が０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の、各針試料における個数密度の平均値を「０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度」とした。また、１個の針試料につき、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の中からランダムに１０個選び、個々の窒化物について、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖの原子数をカウントし、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比を算定した。この測定を３個の針試料について行い、計３０個のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物におけるＶの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）とＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値を「（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ」とした。さらに、計３０個のＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物におけるＶの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）の比の平均値を「ＣＡ／ＶＡ」とした。
　（４）耐内部疲労損傷性の評価は、図２に示される転動疲労試験機を用いた転動疲労試験機によって評価した。試験片形状を、２ｍの１３６ポンドレールとし、これに接触させる車輪をＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）のものとし、車輪にかける荷重をラジアル：２９０～３４０ＫＮとし、スラスト：６０～９０ＫＮとした。潤滑は油潤滑とした。
　耐内部疲労損傷性評価の際は、超音波探傷装置を用いて頭部内部のき裂の有無を調査し、長さ２ｍｍ以上のき裂を損傷と判断し、損傷が発生するまで上記試験を５回実施した。なお、損傷発生しなかった場合は２００ＭＧＴ（Ｍｉｌｌｉｏｎ　Ｇｌｏｓｓ　Ｔｏｎｎａｇｅ）で試験を中止し、損傷発生までの累積通過トン数を２００ＭＧＴとみなした。損傷発生までの累積通過トン数の平均値をレールの耐内部疲労損傷性評価の指標とした。評価基準は以下の通りとした。下記評価基準においてＡ～Ｃランクと判定されたレールは、耐内部疲労損傷性に優れたレールと判断された。Ｘランクは耐内部疲労損傷性が不合格とした。
Ａ：損傷発生した際の累積通過トン数が１７５超２００ＭＧＴ以下
Ｂ：損傷発生した際の累積通過トン数が１５０超１７５ＭＧＴ以下
Ｃ：損傷発生した際の累積通過トン数が１００超１５０ＭＧＴ以下
Ｘ：損傷発生した際の累積通過トン数が１００ＭＧＴ以下
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表４－１、表４－２、表４－３に示されるように、化学成分、２５ｍｍ位置のパーライト組織の面積率、２５ｍｍ位置の硬さ、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度及び（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡが本発明の範囲内となったレールは、耐内部疲労損傷性に優れた。なお、任意添加元素として、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌを添加したレール（Ｎｏ．２４～３６）レールは固溶強化や析出強化によるパーライト組織の強化やＭｎＳの微細分散化による応力集中の低下、すなわち疲労き裂生成抑制などの効果により、耐内部疲労損傷性が一層優れた。
　一方、化学成分、２５ｍｍ位置のパーライト組織の面積率、２５ｍｍ位置の硬さ、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度及び（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡのうち１つ以上が本発明の範囲外である比較鋼レールは、耐内部疲労損傷性が不合格となった。
　Ｎｏ．６は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｍｎが過剰であったので、マルテンサイト組織が多く生成することによりパーライト組織の量が不足し、且つ硬さが過剰となり、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなったことに加え、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、疲労き裂の発生が促進したため耐内部疲労損傷性が損なわれたと考えられる。
　Ｎｏ．９は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｍｎが不足したので、初析フェライトが多く生成することによりパーライト組織の量及び硬さが不足したことに加え、パーライト組織のフェライト相中に析出する０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の微視的な軟化部の改善が不十分となったためであると考えられる。
　Ｎｏ．１０は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｃｒが過剰であったので、マルテンサイト組織が多く生成することによりパーライト組織の量が不足し、且つ硬さが過剰となり、マルテンサイト組織とパーライト組織の境界から疲労き裂が発生しやすくなったことに加え、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、レール頭部内部（頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置）のパーライト組織が脆化し、疲労き裂の発生が促進したため耐内部疲労損傷性が損なわれたと考えられる。
　Ｎｏ．１３は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｃｒが不足したので、パーライト組織が軟化し、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足したのでパーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったからと考えられる。
　Ｎｏ．１４は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｖが過剰であったので、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、パーライト組織が脆化したためと考えられる。
　Ｎｏ．１７は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｖが不足したので、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．１８は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｎが過剰であったので、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、パーライト組織が脆化したためと考えられる。
　Ｎｏ．２１は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、Ｎが不足したので、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．４０は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、加速冷却後に実施される制御冷却において、保持温度が６６０℃を超えたため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成が促進され、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、パーライト組織が脆化したためと考えられる。
　Ｎｏ．４１は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、加速冷却後に実施される制御冷却において、表面の復熱による温度の変動幅が６０℃を超えたため、保持時間内で、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が促進され、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が過剰となり、パーライト組織が脆化したためと考えられる。
　Ｎｏ．４７は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、加速冷却後に実施される制御冷却において、保持温度が５８０℃未満であったため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が抑制され、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．４８は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、加速冷却後に実施される制御冷却において、保持時間が１５０ｓｅｃを超えたため、レール頭部内部においてＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物が成長し、その粒径が急激に増加した結果、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が低下したため、パーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．４９は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、加速冷却後に実施される制御冷却において、保持時間が５ｓｅｃ未満であったため、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の生成・成長が抑制されたため、０．５～６．０ｎｍのＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が不足し、パーライト組織中のフェライト相の局部軟化が抑制されなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．５０は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、熱間圧延において、１０２０℃で行った圧延の断面減少率が低すぎたため、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が１００を超え、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが低下し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなり、耐内部疲労損傷性が低下したためと考えられる。
　Ｎｏ．５１は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、熱間圧延において、９２０℃で行った圧延の断面減少率が低すぎたため、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が１００を超え、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが低下し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなり、耐内部疲労損傷性が低下したためと考えられる。
　Ｎｏ．５６は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、熱間圧延において１０４０℃で行った圧延の断面減少率が高すぎたため、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が５未満となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが著しく増加し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなり、耐内部疲労損傷性が低下したためと考えられる。
　Ｎｏ．５７は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、熱間圧延において９００℃で行った圧延の断面減少率が高すぎたため、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が５未満となり、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが著しく増加し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなり、耐内部疲労損傷性が低下したためと考えられる。
　Ｎｏ．５８は耐内部疲労損傷性が損なわれた。これは、鋳造速度が低すぎたため、Ｖが過剰に偏析し、溶鋼中で粗大なＶの窒化物が生成（晶出）したためと考えられる。具体的には、溶鋼中で粗大に生成した窒化物が熱間圧延工程の加熱工程において、未固溶窒化物として残存し、パーライト変態後のフェライト中において、微細なＣｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物を生成する際に、ＣｒとＭｎの原子数が過剰となり、（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡの値が１００を超え、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の硬さが低下し、周囲の母相の微小き裂（０．５ｍｍ未満）の生成量が多くなり、耐内部疲労損傷性が低下したためと考えられる。

Claims (2)

  1. 　単位質量％で、
    　Ｃ：０．７５～１．２０％、
    　Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～２．００％、
    　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    　Ｖ：０．００５～０．１００％、
    　Ａｌ：０．００１０～１．００００％、
    　Ｎ：０．００６～０．０２０％、
    　Ｐ≦０．０２５％、
    　Ｓ≦０．０２５％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｃｏ：０～１．００％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｎｂ：０～０．０５００％、
    　Ｔｉ：０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０２００％、
    　Ｃａ：０～０．０２００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５００％、及び
    　Ｚｒ：０～０．０２００％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの位置の金属組織が、面積率で９５％以上のパーライト組織を含み、
    　前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置で測定されるレールの硬さが、Ｈｖ３６０～５００の範囲であり、
    　前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置の、前記パーライト組織中のフェライト相において、粒径が０．５～６．０ｎｍの、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む窒化物の個数密度が、１ｃｍ３あたり１．０×１０１７～５．０×１０１７個の範囲であり、
    　前記頭部外郭表面を起点として深さ２５ｍｍの前記位置の、前記パーライト組織中の前記フェライト相に含まれる、粒径が０．５～６．０ｎｍの、Ｃｒ、Ｍｎ及びＶを含む前記窒化物において、Ｖの原子数（ＶＡ）に対するＣｒの原子数（ＣＡ）及びＭｎの原子数（ＭＡ）の和の比の平均値を小数点第一位で四捨五入した値（（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ）が下記式１を満足する
    ことを特徴とするレール。
    　５≦（ＣＡ＋ＭＡ）／ＶＡ≦１００　…　式１
  2. 　単位質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｎｂ：０．００１０～０．０５００％、
    　Ｔｉ：０．００３０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．０５００％、及び
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０２００％
    の一種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載のレール。
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