(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．７０％以上、１．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０１００％超、０．０２５０％以下、
Ａｌ：０．００２０％以上、０．０１００％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるレールであって、
前記レールの頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲である頭表部の組織の９５％以上がパーライトもしくはベイナイト組織であり；
前記レールの横断面の前記組織中に、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳ系硫化物を、被検面積１ｍｍ２当たり２０個以上２００個以下含有する；
ことを特徴とするレール。
【請求項２】
質量％で、前記Ｓの含有量が、０．０１３０％以上、０．０２００％以下であることを特徴とする請求項１に記載のレール。
【請求項３】
Ｈの含有量が２．０ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のレール。
【請求項４】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％以上、０．０５００％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０２００％以下、
Ｎ：０．００６０％以上、０．０２００％以下、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のレール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、貨物鉄道で使用される高強度レールにおいて、耐遅れ破壊特性を向上させたレールに関する。
本願は、２０１２年０４月２３日に、日本に出願された特願２０１２−０９７５８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
経済発展に伴い石炭などの天然資源の新たな開発が進められている。具体的にはこれまで未開であった自然環境の厳しい地域での採掘が進められている。これに伴い、資源を輸送する貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっている。そのため、レールに対しては、これまで以上の耐摩耗性が求められるようになってきた。このような背景から、現用の高強度レール以上の耐摩耗性を有したレールの開発が求められるようになってきた。【０００３】
レールの耐摩耗性や耐表面損傷性を改善するため、下記に示すようなレールが開発された。これらのレールの主な特徴は、耐摩耗性を向上させるため、鋼の炭素量を増加させることで、パーライトラメラ中のセメンタイト相の体積比率を増加させるとともに、高強度化している（例えば、特許文献１、２参照）。または、耐摩耗性に加えて耐表面損傷性を向上させるため、金属組織をベイナイトとし、高強度化している（例えば、特許文献３参照）。【０００４】
特許文献１には、過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト体積比率を増加させた、耐摩耗性に優れたレールが開示されている。【０００５】
特許文献２には、過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）を用いて、パーライト組織中のラメラ中のセメンタイト体積比率を増加させ、同時に、硬さを制御した、耐摩耗性に優れたレールが開示されている。【０００６】
特許文献３には、炭素量を０．２〜０．５％とした上で、Ｍｎ、Ｃｒを添加することにより金属組織をベイナイトとし、強度を向上させることにより耐摩耗性と耐表面損傷性とを向上させたレールが開示されている。【０００７】
特許文献１〜３の開示技術では、パーライト組織中のセメンタイト相の体積比率を増加させ、同時に、高強度化する。または、金属組織をベイナイトとしてさらに高強度化している。そのため、耐摩耗性の向上が図れる。しかし、高強度化すると鋼中の残留水素による遅れ破壊の発生の危険性が高まり、レールの折損が発生しやすくなるという問題点があった。【０００８】
そこで、残留水素による遅れ破壊の発生を抑制する高強度レールの開発が求められるようになってきた。この問題を解決するため、下記に示すような高強度レールが開発された。これらのレールは、鋼中の水素のトラップサイトを増加させることにより、水素の集積場所を分散させている。また、これらのレールは、組織を微細化したり、炭化物の粒界への析出を抑制することにより、遅れ破壊を抑制している（例えば、特許文献４〜６参照）。【０００９】
特許文献４及び５には、パーライト組織中に水素のトラップサイトである、ＪＩＳ  Ｇ  ０２０２に定義されているＡ系介在物（例えばＭｎＳ）やＣ系介在物（例えばＳｉＯ２、ＣａＯ）を分散させ、さらに、鋼中の水素量を制御することにより、耐遅れ破壊特性を向上させたレールが開示されている。【００１０】
特許文献６には、Ｎｂを添加することで、ベイナイト組織の微細化、粒界への炭化物の析出を防止した、耐遅れ破壊特性に優れたレールが開示されている。【００１１】
しかし、特許文献４及び５の開示技術では、成分系によっては残留水素のトラップサイトである介在物が粗大化し、パーライト鋼の耐遅れ破壊特性が十分に向上しない。または、介在物の種類によっては疲労や破壊の起点となり、レール折損が発生しやすくなるという問題がある。また、特許文献６の開示技術では、合金添加による組織の微細化や粒界への炭化物の析出の抑制が十分ではなく、効果が安定しない、合金添加によりコストが増加するといった問題がある。【００１２】
特許文献７には、耐疲労損傷性を改善するため、Ｍｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物またはＭｇ硫化物、もしくはこれらを核としてＭｎＳを析出した介在物を用いて靭性及び延性を向上させたパーライト系レールが開示されている。【００１３】
しかし、特許文献７の開示技術では、パーライト系レールにＭｇを０．０００４％以上含有させる必要がある。Ｍｇは蒸気圧が高く、溶鋼に添加しても歩留りが悪い元素である。そのため、特許文献７の開示技術では、Ｍｇ酸化物、Ｍｇ−Ａｌ酸化物またはＭｇ硫化物を十分に得るための制御が困難であり、コストが増加するといった問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】日本国特開平０８−１４４０１６号公報
【特許文献２】日本国特開平０８−２４６１００号公報
【特許文献３】日本国特開平０９−２９６２５４号公報
【特許文献４】日本国特開２００７−２７７７１６号公報
【特許文献５】日本国特開２００８−５０６８４号公報
【特許文献６】日本国特開平０８−１５８０１４号公報
【特許文献７】日本国特開２００３−１０５４９９号公報
【特許文献８】日本国特開平０８−２４６１００号公報
【特許文献９】日本国特開平０９−１１１３５２号公報
【特許文献１０】日本国特開平０８−０９２６４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものである。本発明は、特に、資源を輸送する貨物鉄道のレールで要求される、耐遅れ破壊特性を向上させたレールを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
（１）本発明の一態様に係るレールは、質量％で、Ｃ：０．７０％以上、１．２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、２．００％以下、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％超、０．０２５０％以下、Ａｌ：０．００２０％以上、０．０１００％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるレールであって、前記レールの頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲である頭表部の組織の９５％以上がパーライトもしくはベイナイト組織であり；前記レールの横断面の前記組織中に、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１μｍ以上１０μｍ以下のＭｎＳ系硫化物を、被検面積１ｍｍ２当たり２０個以上２００個以下含有する。【００１７】
（２）上記（１）に記載のレールでは、質量％で、前記Ｓの含有量が０．０１３０％以上０．０２００％以下であってもよい。【００１８】
（３）上記（１）または（２）に記載のレールは、Ｈの含有量が２．０ｐｐｍ以下であってもよい。【００１９】
（４）また、上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載レールは、質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５％以上０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０５００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．００６０％以上０．０２００％以下、のうちの１種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の上記態様によれば、レールの成分及び組織を制御し、さらに、鋼中のＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の形態や数を制御することにより、資源を輸送する貨物鉄道で使用されるレールの耐遅れ破壊特性を向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】鋼中のＡｌ系酸化物を核とする微細な（粒径１〜１０μｍ）ＭｎＳ系硫化物の数と遅れ破壊の限界応力値との関係を示した図である。
【図２】本実施形態に係るレールの頭部断面表面位置での呼称、および、パーライト組織もしくはベイナイト組織が必要な領域を示した図である。
【図３】Ａｌ系酸化物を核とする微細（粒径１〜１０μｍ）なＭｎＳ系硫化物を測定する位置を示した図である。
【図４】表１−１〜表２−２に示す本発明レール（符号Ａ１〜Ａ５０）及び比較レール（符号ａ７〜ａ２２）におけるＡｌ系酸化物を核とする微細な（粒径１〜１０μｍ）ＭｎＳ系硫化物の数と遅れ破壊の限界応力値との関係を示した図である。
【図５】表１−１〜表１−４に示す本発明レール（符号Ａ１４〜Ａ１６、Ａ１７〜Ａ１９、Ａ２２〜Ａ２４、Ａ２８〜Ａ３０、Ａ３２〜Ａ３４、Ａ３５〜Ａ３７、Ａ３８〜Ａ４０、Ａ４１〜Ａ４５、Ａ４７〜Ａ４９）のＡｌ系酸化物を核とする微細な（粒径１〜１０μｍ）ＭｎＳ系硫化物の数と遅れ破壊の限界応力値とをＳ含有量制御、Ｓ含有量最適化、Ｈ含有量制御の関係で示した図である。
【図６Ａ】遅れ破壊試験方法を示した模式図である。
【図６Ｂ】図６Ａの遅れ破壊試験における荷重負荷位置を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下では、本発明の一実施形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施形態の記載内容に限定して解釈されるものではない。
本実施形態として、耐遅れ破壊特性に優れたレール（以下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。
【００２３】
まず、本発明者らは、レール（鋼レール）の耐遅れ破壊特性を、水素のトラップサイトである介在物を利用することで改善する方法を検討した。レールの諸特性に影響が少なく、最も安価な介在物を検討した結果、鉄の不純物として含有するＳと強化元素として一般的に添加するＭｎとから生成する軟質なＭｎＳ系硫化物（ＭｎＳを８０％以上含む硫化物）は、靭性や疲労特性に影響を与えず、安価であるため、水素のトラップサイトとして有望であることが判明した。
【００２４】
次に、ＭｎＳ系硫化物を水素のトラップサイトとして活用するため、従来のレールにおけるＭｎＳ系硫化物の生成状態を調査した。その結果、ＭｎＳ系硫化物は、比較的大きなＭｎＳ系硫化物と粒径５μｍ以下の比較的小さなＭｎＳ系硫化物とに分類されることがわかった。
【００２５】
水素のトラップサイトとしてＭｎＳ系硫化物を有効に作用させるには、トラップサイトであるＭｎＳ系硫化物とＭｎＳ系硫化物に接している地鉄との表面積を増加させる、すなわち、ＭｎＳ系硫化物を微細化させる必要がある。
そこで、まず、大きなＭｎＳ系硫化物の生成挙動を調査した。凝固途中の鋼を分析した結果、大半の鋼ではＭｎＳ系硫化物は液相から生成し、鋼が凝固（γ鉄）する前に液相中で粗大化していることが明らかとなった。
【００２６】
本発明者らは液相で生成するＭｎＳ系硫化物を微細化する方法を検討した。その結果、ＭｎＳ系硫化物を微細化させるためには、液相においてＭｎＳ系硫化物の生成を促進する安定的な核が必要なことを知見した。この知見に基づき、高温で安定な酸化物に着目し、核として用いるための微細な酸化物の選定を行った。炭素量１．０％の鋼を溶解し、様々な酸化物形成元素を添加して酸化物及びＭｎＳ系硫化物の生成挙動を調査した。その結果、一定量のＡｌを添加し、Ａｌ系酸化物を液相で微細に分散させることにより、ＭｎＳと格子定数が近いＡｌ系酸化物をＭｎＳ系硫化物の生成核として作用させることができ、結果的にＭｎＳ系硫化物を微細化できることを見出した。
【００２７】
次に、本発明者らはＡｌ系酸化物を液相で微細に生成させるためのＡｌの含有量を検討した。その結果、レールの諸特性に悪影響を与える粗大なＡｌ系酸化物の生成を防止し、微細なＡｌ系酸化物を液相で十分に生成させるには、Ａｌの含有量に一定の範囲に制御することが重要であることを見出した。
【００２８】
これらの知見に基づき、本発明者らは後述の通り、耐遅れ破壊特性を調査した。すなわち、まず、炭素量１．０％（０．２％Ｓｉ−１．０％Ｍｎ）、水素量２．５ｐｐｍをベース成分として、Ａｌ含有量０．００１０％、Ｓ含有量０．００８０％とした鋼と、Ａｌ含有量０．００４０％、Ｓ含有量０．０１０５％とした鋼とを溶解し鋼片とした。次いで、これらの鋼片に対してそれぞれレール圧延及び熱処理を行って、頭表部（頭部外郭表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲）をパーライトもしくはベイナイト組織としたレールを製造した。このようにして得られたレールに対して、頭部に引張応力を負荷する３点曲げ試験を行い、耐遅れ破壊特性を評価した。耐遅れ破壊特性は、頭部に引張応力が作用するように３点曲げ（スパン長：１．５ｍ）方式で行った。応力条件は２００〜５００ＭＰａ、応力負荷時間は５００時間とし、５００時間負荷した場合に未破断であった場合の応力の最大値を遅れ破壊の限界応力値とした。
【００２９】
遅れ破壊試験の結果、一般のレール精錬においてＡｌを意図的に添加しない場合のＡｌ含有量である０．００１０％、及び一般のレール精錬において得られるレールのＳ含有量である０．００８０％を有する鋼では、遅れ破壊の限界応力値が２２０ＭＰａであった。一方、Ａｌ含有量が０．００４０％で、かつＳ含有量が０．０１０５％である鋼では、遅れ破壊の限界応力値が３３０ＭＰａであった。すなわち、Ａｌ及びＳの含有量を増加させると、Ａｌ系酸化物を核とする微細なＭｎＳ系硫化物の数が増加し、耐遅れ破壊特性が向上することが分かった。
【００３０】
さらに、本発明者らは耐遅れ破壊特性をより一層向上させる方法を検討した。炭素量１．０％（０．２％Ｓｉ−１．０％Ｍｎ−０．００４０％Ａｌ）、水素量２．５ｐｐｍをベース成分として、Ｓ含有量を０．０１０５％と０．０１５０％とに変化させた鋼を溶解し、レール圧延・熱処理を行い、頭表部をパーライトもしくはベイナイト組織としたレールを製造した。これらのレールを用いて、頭部に引張応力を負荷する３点曲げ試験を行い、耐遅れ破壊特性を評価した。
【００３１】
その結果、遅れ破壊の限界応力値が、Ｓ含有量０．０１０５％のレールでは３３０ＭＰａ、Ｓ含有量０．０１５０％のレールでは３８０ＭＰａとなった。すなわち、Ｓ含有量を増加させると、水素のトラップサイトであるＡｌ系酸化物を核とする微細なＭｎＳ系硫化物の数がさらに増加し、耐遅れ破壊特性が向上することが確認された。
【００３２】
これらのＭｎＳ系硫化物の制御に加えて、本発明者らは耐遅れ破壊特性をさらに向上する方法を検討した。その結果、溶鋼の二次精錬（脱ガス）の強化や鋼片段階での脱水素処理を適用して、鋼中の水素量（Ｈ含有量）を２．０ｐｐｍ以下に制御することにより、遅れ破壊の限界応力値が４５０ＭＰａまで向上し、耐遅れ破壊特性がより一層向上することを確認した。
【００３３】
図１に、鋼中のＡｌ系酸化物を核とする微細（粒径１〜１０μｍ）なＭｎＳ系硫化物の数と遅れ破壊の限界応力値との関係をまとめて示す。Ａｌ系酸化物を核とする微細なＭｎＳ系硫化物の測定は、レール頭部表面から深さ１０〜２０ｍｍの位置からサンプルを採取し、横断面を研磨後、光学顕微鏡もしくは走査型顕微鏡を用いて行った。微細（粒径１〜１０μｍ）なＭｎＳ系硫化物の数は測定後に１ｍｍ２当たりの数に換算した。なお、横断面とは、後述する図３に示すようにレールを長手方向に対して垂直方向に切断した時の断面をいう。
【００３４】
図１に示すように、Ｓ含有量を所定の範囲に制御した上でＡｌ含有量を増加させると、微細なＭｎＳ系硫化物の数が増加し、限界応力値が増加する。これに加えて、Ｓの含有量をさらに増加させると、微細なＭｎＳ系硫化物の数がさらに増加し、限界応力値が増加する。また、鋼中の水素量を２．０ｐｐｍ以下に制御することにより、限界応力値がより一層増加する。
【００３５】
すなわち、本実施形態に係るレールは、化学成分、組織を制御し、鋼中のＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の形態や数を制御することにより、貨物鉄道で使用されるレールの耐遅れ破壊特性を向上させ、使用寿命を大きく向上させることを目的としたレールに関する。なお、本実施形態に係るレールでは、さらに、Ｓ含有量を増加させ、水素量を低減させることにより、耐遅れ破壊特性をより一層向上させることができる。
【００３６】
本実施形態に係るレールの鋼組成の限定理由について詳細に説明する。以下、鋼組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３７】
（１）鋼の化学成分（鋼組成）の限定理由
本実施形態に係るレールにおいて、鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。
【００３８】
Ｃ：０．７０％以上、１．２０％以下
Ｃは、鋼中の組織においてパーライト変態を促進させて、かつ、レールの耐摩耗性を確保するために有効な元素である。また、ベイナイト組織の強度を維持するのに必要な元素である。Ｃ含有量が０．７０％未満になると、軟質で歪を蓄積し易い初析フェライト組織が生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。また、Ｃ含有量が０．７０％未満であると、本実施形態に係るレールの成分系では、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性が維持できない。一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えると、靭性の低い初析セメンタイト組織が多量に生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。このため、Ｃ含有量を０．７０％以上、１．２０％以下に限定する。なお、パーライト組織やベイナイト組織の生成を安定化し、耐遅れ破壊特性を向上させるには、Ｃ含有量の下限を０．８０％とすることが望ましく、Ｃ含有量の上限を１．１０％とすることが望ましい。
【００３９】
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下
Ｓｉは、パーライト組織のフェライト相やベイナイト組織の基地フェライト組織に固溶して、レール頭部の硬度（強度）を上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。さらに、過共析鋼において、靭性の低い初析セメンタイト組織の生成を抑制し、遅れ破壊の発生を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に期待できない。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、熱間圧延時に表面疵が多く生成する。さらに、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると焼入性が著しく増加し、頭表部に靭性の低いマルテンサイト組織が生成し、遅れ破壊が発生しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上２．００％以下に限定する。なお、パーライト組織やベイナイト組織の生成を安定化し、耐遅れ破壊特性を向上させるには、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％とすることが望ましく、Ｓｉ含有量の上限を１．５０％とすることが望ましい。
【００４０】
Ｍｎ：０．１０％以上、２．００％以下
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトの生成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する元素である。さらに、ベイナイトの生成を安定化すると同時に、変態温度を低下させ、パーライト組織やベイナイト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、その効果が小さい。また、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では軟質で歪を蓄積し易い初析フェライト組織の生成を誘発し、耐摩耗性や耐遅れ破壊特性の確保が困難となる。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、頭表部に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。このため、Ｍｎ含有量を０．１０％以上２．００％以下に限定する。なお、パーライト組織やベイナイト組織の生成を安定化し、耐遅れ破壊特性を向上させるには、Ｍｎ含有量の下限を０．２０％とすることが望ましく、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とすることが望ましい。
【００４１】
Ｐ：０．０２００％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素である。一般に、転炉での精錬を行うことによりＰ含有量は０．００２０〜０．０３００％の範囲に制御される。しかしながら、Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、パーライト組織の靭性が低下し、遅れ破壊を助長する。このため、本実施形態ではＰ含有量を０．０２００％以下に限定する。Ｐ含有量の低減によりパーライト組織の靭性を向上させ、遅れ破壊を抑制することが可能である。Ｐ含有量は低い方が望ましいのでＰ含有量の下限は規定しない。しかし、０．００３０％未満に低減しても遅れ破壊のより一層の改善は認められない。さらに、精錬コストが増大し、経済性が低下する。そのため、Ｐ含有量の下限は０．００３０％とすることが望ましい。パーライト組織の靭性低下を抑制し、遅れ破壊を十分に抑制するには、経済性も考慮して、Ｐ含有量の下限を０．００５０％とすることが望ましく、Ｐ含有量の上限を０．０１５０％とすることがより望ましい。
【００４２】
Ｓ：０．０１００％超、０．０２５０％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される元素である。一般に、転炉での精錬を行うと、Ｓ含有量は０．００３０〜０．０３００％まで低減する。しかしながら、Ｓ含有量とＭｎＳ系硫化物の生成量とには相関があり、Ｓ含有量が増加するとＡｌ系酸化物を核とする微細なＭｎＳ系硫化物が増加するため、本実施形態に係るレールにおいて、Ｓ含有量は、０．０１００％超とする。Ｓ含有量が０．０１００％以下では微細なＭｎＳ系硫化物の生成量の増加が期待できない。一方、Ｓ含有量が０．０２５０％を超えると、ＭｎＳ系硫化物の粗大化や生成密度の増加により、応力集中や組織の脆化が発生し、レール折損が発生しやすくなる。このため、Ｓ含有量を０．０１００％超０．０２５０％以下に限定した。なお、微細なＭｎＳ系硫化物の生成をさらに促進し、ＭｎＳ系硫化物の粗大化を防止するには、Ｓ含有量の下限を０．０１３０％とすることが望ましく、Ｓ含有量の上限を０．０２００％以下とすることが望ましい。
【００４３】
Ａｌ：０．００２０％以上、０．０１００％以下
Ａｌは、液相でのＭｎＳ系硫化物の生成核として作用し、ＭｎＳ系硫化物を微細分散させるのに不可欠な元素である。Ａｌ含有量が０．００２０％未満では、Ａｌ系酸化物の生成量が少なく、液相でのＭｎＳ系硫化物の生成核としての作用が充分ではない。そのため、本実施形態で規定したＭｎＳ系硫化物を微細分散させることが困難となる。その結果、耐遅れ破壊特性の確保も困難となる。一方、Ａｌ含有量が０．０１００％を超えると、Ａｌが過剰となって、ＭｎＳ系硫化物の数が過剰となる、その結果、組織が脆化し、耐遅れ破壊特性の確保が困難となる。さらに、Ａｌ含有量が過剰であるとＡｌ系酸化物がクラスター状に生成し、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ａｌ含有量を０．００２０％以上０．０１００％以下に限定する。なお、ＭｎＳ系硫化物の生成核として機能し、Ａｌ系酸化物のクラスター化を防止するには、Ａｌ含有量を０．００３０％以上０．００８０％以下とすることが望ましい。なお、一般のレール精錬では０．００２０％未満のＡｌが原料や耐火物から混入する。したがって、Ａｌ含有量が０．００２０％以上の範囲は精錬工程での意図的なＡｌ添加を意味する。
【００４４】
Ｈ：２．０ｐｐｍ（０．０００２％）以下
Ｈは、遅れ破壊の原因となる元素である。レール圧延前の鋼片（ブルーム）のＨ含有量が２．０ｐｐｍを超えると、ＭｎＳ系硫化物の界面に集積するＨ含有量が増加し、遅れ破壊が発生しやすくなる。このため、本実施形態に係るレールにおいて、Ｈ含有量を２．０ｐｐｍ以下にすることが好ましい。なお、Ｈ含有量の下限値については限定していないが、精錬工程での二次精錬（脱ガス）能力や鋼片の脱水素処理能力を考慮すると、Ｈ含有量１．０ｐｐｍ程度が実製造での限界になると考えられる。
【００４５】
また、上記の成分組成を有するレールは、Ａｌ系酸化物およびＭｎＳ系硫化物の微細分散による耐遅れ破壊特性の向上、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）の増加による耐摩耗性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、レール頭部内部の断面硬度分布の制御等を図る目的で、上記の元素に加えて、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎを必要に応じて添加してもよい。添加する場合に望ましい含有量を以下に説明する。
なお、これらの化学元素は、必ずしも鋼板中に添加する必要がないため、これらの化学元素の含有量の下限は、いずれも０％であり制限されない。また、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎが後述の下限未満含有されているときは不純物として扱う。
【００４６】
Ｃａは、Ａｌ系酸化物のクラスタリングを抑制し、ＭｎＳ系硫化物を微細分散させる。ＲＥＭはＡｌ系酸化物のクラスタリングの結合部を分解し、ＭｎＳ系硫化物を微細分散させる。Ｃｒ、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やベイナイト組織を微細化し、硬度を向上させる。Ｃｏは、摩耗面の基地フェライト組織を微細化し、摩耗面の硬度を高める。Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。また、ベイナイト組織の焼入れ性を増加させ、硬度を向上させる。Ｃｕは、パーライト組織やベイナイト組織中のフェライトに固溶し、硬度を高める。Ｎｉは、パーライト組織やベイナイト組織の靭性と硬度とを向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは、熱間圧延やその後の冷却過程で生成する炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制する。さらに、析出硬化により、パーライト組織やベイナイト組織の靭性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｚｒは、凝固組織の等軸晶化率（鋳片の厚み方向における等軸晶の生成幅を鋳片の厚みで除したもの）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。Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することによりパーライト変態やベイナイト変態を促進させ、パーライト組織やベイナイト組織を微細化する。これらの効果を得ることがＣａ、ＲＥＭ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎを添加する主な目的である。
【００４７】
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０２００％以下
Ｃａは、強力な脱酸元素であり、添加によりＡｌ系酸化物をＣａＯＡｌ系酸化物化、あるいはＣａＯに改質することにより、Ａｌ系酸化物のクラスター化や粗大化を防止し、微細なＭｎＳ系硫化物の微細分散生成を促進させる元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果は弱い。そのため、これらの効果を得るためにはＣａ含有量の下限を０．０００５％とすることが望ましい。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、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｃａ含有量の上限を０．０２００％に限定することが望ましい。
【００４８】
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０５００％以下
ＲＥＭは、最も強力な脱酸元素であり、クラスター化したＡｌ系酸化物を還元してＡｌ系酸化物を微細化することにより、微細なＭｎＳ系硫化物の微細分散生成を促進させる元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満では、その効果が小さく、ＭｎＳ系硫化物の生成核としては不十分となる。そのため、添加する場合には、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。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）が生成し、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、ＲＥＭ含有量の上限を０．０５００％に限定することが望ましい。
【００４９】
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類金属である。上記ＲＥＭ含有量はこれらの全ＲＥＭの含有量の合計を限定している。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。
【００５０】
Ｃｒ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｃｒ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する元素である。また、ベイナイト変態温度を低下させ、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満ではその効果は小さく、レールの硬度を向上させる効果が全く見られない。そのため、添加する場合には、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。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、レール頭表部等に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成して遅れ破壊が発生し易くする。このため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上２．００％以下に限定することが望ましい。
【００５１】
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に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する元素である。また、ベイナイト変態を安定化させ、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）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、レールの硬度を向上させる効果が全く見られない。そのため、添加する場合には、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超える過剰な添加を行うと、変態速度が著しく低下し、レール頭表部等に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。このため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上０．５０％以下に限定することが望ましい。
【００５２】
Ｃｏ：０．０１％以上、１．００％以下
Ｃｏは、パーライト組織のフェライト相やベイナイト組織の基地フェライト組織に固溶し、レール頭表部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化する。これにより、フェライト組織の硬さを高めて耐摩耗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、フェライト組織の微細化が促進せず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。そのため、添加する場合には、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和するため、含有量に応じたフェライト組織の微細化が図れないだけでなく、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、Ｃｏ含有量を０．０１％以上１．００％以下に限定することが望ましい。
【００５３】
Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下
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、その結果、頭部表面から内部にわたってより均一な硬度分布をレールに付与し、レールを高寿命化することができる。さらに、Ｂは、ベイナイト組織の焼入れ性を増加させ、ベイナイト組織の硬度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。そのため、添加する場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。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、応力集中によりレール損傷が発生しやすくなる。このため、Ｂ含有量を０．０００１％以上、０．００５０％以下に限定することが望ましい。
【００５４】
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下
Ｃｕは、パーライト組織のフェライト相やベイナイト組織の基地フェライト組織に固溶し、固溶強化により硬度（強度）を向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満ではその効果が期待できない。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、レール頭表部等に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。このため、Ｃｕ含有量を０．０１％以上１．００％以下に限定することが望ましい。
【００５５】
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉは、パーライト組織やベイナイト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により硬度（強度）を向上させ、耐摩耗性を向上させる元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉと複合でＮｉ３Ｔｉの金属間化合物として微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素である。また、Ｃｕ添加鋼において粒界の脆化を抑制する元素である。しかし、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、レール頭表部等に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、遅れ破壊が発生し易くなる。このため、Ｎｉ含有量を０．０１％以上１．００％以下に限定した。
【００５６】
Ｖ：０．００５％以上０．５０％以下
Ｖは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖ炭化物やＶ窒化物として析出する元素である。析出したＶ炭化物やＶ窒化物は、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織やベイナイト組織の靭性を向上させる。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物は、析出硬化により、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）を高め、耐摩耗性を向上させる。また、Ｖは、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させるため、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に期待できず、靭性や硬度（強度）の向上は認められない。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織やベイナイト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。このため、Ｖ含有量を０．００５％以上０．５０％以下に限定することが望ましい。
【００５７】
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下
Ｎｂは、Ｖと同様に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物として析出する元素である。通常の熱間圧延や高温に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物は、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織やベイナイト組織の靭性を向上させる。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物は、析出硬化により、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）を高め、耐摩耗性を向上させる。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物は、析出硬化により、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）を高める。また、Ｎｂは、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域までの広い温度域においてＮｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させる。そのため、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、これらの効果が期待できず、パーライト組織の靭性や硬度（強度）の向上は認められない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織やベイナイト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。このため、Ｎｂ含有量を０．００１％以上０．０５０％以下に限定することが望ましい。
【００５８】
Ｔｉ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｔｉは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物として析出する元素である。Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物は、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織やベイナイト組織の靭性を向上させる。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物は、析出硬化により、パーライト組織やベイナイト組織の硬度（強度）を高め、耐摩耗性を向上させる。また、Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５０％未満ではこれらの効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が生成し、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｔｉ含有量を０．００５０％以上０．０５００％以下に限定することが望ましい。
【００５９】
Ｚｒ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｚｒは、鋼中のＯとＺｒＯ２系介在物を生成する元素である。ＺｒＯ２系介在物はγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レールの凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高める。すなわち、Ｚｒは、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レール偏析部に生成するマルテンサイトや初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。しかし、Ｚｒ含有量が０．０００１％未満では、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。その結果、偏析部にマルテンサイトや初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性を十分に向上させることができない。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えると、粗大なＺｒＯ２系介在物が多量に生成し、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上０．０２００％以下に限定することが望ましい。
【００６０】
Ｎ：０．００６０％以上０．０２００％以下
Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、オーステナイト粒界からのパーライト変態やベイナイト変態を促進させ、主に組織を微細化することにより、靭性を向上させるのに有効な元素である。また、ＶやＡｌと同時に添加することで、ＶＮやＡｌＮの析出を促進させる元素である。ＶＮやＡｌＮは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、ピンニング効果によってオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織やベイナイト組織の靭性の向上に有効である。しかし、Ｎ含有量が０．００６０％未満では、これらの効果が弱い。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し、レール折損が発生し易くなる。このため、Ｎ含有量を０．００６０％以上０．０２００％以下に限定することが望ましい。
【００６１】
本実施形態に係るレールは、さらに、不純物として、特性を損なわない範囲であれば上記以外の元素を含んでも構わない。このような不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程で混入するものが例示される。
【００６２】
上記のような成分組成で構成されるレールは、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法、次に、熱間圧延を経てレールとして製造される。さらに、必要に応じてレール頭頂部の金属組織を制御する目的から熱処理を行う。
【００６３】
（２）金属組織の限定理由
本実施形態に係るレールにおいて、鋼の金属組織を限定する理由について詳細に説明する。
本実施形態に係るレールにおいて、レールの頭表部が主としてパーライト組織もしくはベイナイト組織を含むことが重要である。
【００６４】
まず、パーライト組織もしくはベイナイト組織に限定した理由について説明する。
車輪と接触するレール頭表部では耐摩耗性及び耐ころがり疲労損傷性の確保が最も重要である。金属組織とこれらの特性との関係を調査した結果、パーライト組織及びベイナイト組織において、これらの特性が最もよいことが確認された。さらに、耐遅れ破壊特性についても、パーライト組織とベイナイト組織を用いることにより、その低下がないことが実験により確認された。そこで、耐摩耗性、耐ころがり疲労損傷性および耐遅れ破壊特性を確保する目的からレールの頭表部の組織がパーライト組織もしくはベイナイト組織を含むことを限定した。
【００６５】
パーライト組織とベイナイト組織の使い分けは特に限定していないが、耐摩耗性が重視される軌道ではパーライト組織、耐ころがり疲労損傷性が重視される軌道ではベイナイト組織とすることが望ましい。また、これらの組織の混合組織を用いてもよい。
【００６６】
図２に本実施形態に係るレールの頭部断面表面位置での呼称、および、パーライト組織もしくはベイナイト組織が必要な領域を示す。レール頭部３は、頭頂部１と、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。
【００６７】
前記頭部コーナー部２および前記頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲を頭表部（３ａ、斜線部）と呼ぶ。図２に示すように、頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲である頭表部にパーライト組織またはベイナイト組織が配置されていれば、レールにおいて、耐摩耗性、耐ころがり疲労損傷性の確保および耐遅れ破壊特性の向上が図れる。
【００６８】
したがって、パーライト組織やベイナイト組織を、車輪とレールが主に接し、耐遅れ破壊特性が要求される頭表部に配置することが望ましい。これらの特性が必要とされないそれ以外の部分はパーライト組織及びベイナイト組織以外の金属組織であってもよい。
【００６９】
これらの金属組織の硬さについては特に限定しない。敷設される軌道条件に応じて硬さを調整することが望ましい。なお、耐摩耗性や耐ころがり疲労損傷性を十分に確保するには、硬さは、ビッカース硬さでＨｖ３００〜５００程度に制御することが望ましい。硬さＨｖ３００〜５００のパーライト組織やベイナイト組織を得る方法としては、適切な合金選択を行い、圧延後、または、再加熱後のオーステナイト領域のある高温のレール頭部に加速冷却を行うことが望ましい。加速冷却の方法としては、特許文献８、特許文献９、特許文献１０等に記載されているような方法で行うことにより、所定の組織と硬さを得ることができる。
【００７０】
本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、上記限定のような、パーライト組織及び／またはベイナイト組織からなることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、これらの組織中に面積率で５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、またはマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が混入しても、少量であればレールの耐遅れ破壊特性や頭表部の耐摩耗性および耐ころがり疲労損傷性には大きな悪影響を及ぼさない。そのため、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織としては、５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織の混在も含んでもよい。言い換えれば、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、９５％以上１００％以下がパーライト組織もしくはベイナイト組織、またはその混合組織であれば良い。耐遅れ破壊特性を確保し、耐摩耗性や耐ころがり疲労損傷性を十分に向上させるには、頭表部金属組織の９８％以上をパーライト組織もしくはベイナイト組織とすることが望ましい。なお、表１−３〜表１−４及び表２−２におけるミクロ組織の欄で５％以下の組織は、記載を省略したため、パーライト組織やベイナイト組織以外の組織が記載されているものは全て面積率で５％超の量を意味する。
【００７１】
（３）Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の単位面積当たりの数の限定理由
【００７２】
本実施形態に係るレールにおいて、評価対象とした任意の横断面のＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径を１〜１０μｍの範囲に限定した理由について詳細に説明する。
様々な溶解実験の結果、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径が１０μｍを超えると、単位体積当たりの表面積の減少により、水素のトラップサイトとしての効果が低下する。また、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粗大化や生成密度の増加により、応力集中や組織の脆化が発生してレール折損が発生しやすくなる。また、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径が１μｍ未満では、水素のトラップサイトとしての効果は向上するが、レール製造における制御が困難である。さらに、製造後に熱処理等を行う場合にはＭｎＳ系硫化物の再溶解が進み、水素のトラップサイトとしての効果が大幅に低減する。Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径が１〜１０μｍの範囲であれば、地鉄と介在物との界面での表面積を確保することができるため、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物が十分な水素のトラップサイトとなる。さらに、介在物（Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物）が微細に分散することによって個々の介在物にトラップされる水素量を低減できる。その結果、耐遅れ破壊特性が向上する。このため、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径を１〜１０μｍの範囲に限定した。
なお、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の粒径は、断面積を測定し、円相当断面に置き換えてその粒径を算定することによって得られる。
【００７３】
次に、本実施形態に係るレールにおいて、任意の横断面において、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の個数を、被検面積１ｍｍ２当たり２０〜２００個の範囲に限定した理由について詳細に説明する。
【００７４】
Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物が被検面積１ｍｍ２当たり２０個未満になると、地鉄と介在物との界面での表面積を確保することが困難となり、介在物（Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物）が十分な水素のトラップサイトとして機能しない。また、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物が被検面積１ｍｍ２当たり２００個を超えると、硫化物の量が過剰となり、金属組織が脆化し、レール折損が発生しやすくなる。そのため、本実施形態に係るレールにおいて、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物を被検面積１ｍｍ２当たり２０個以上２００個以下に限定した。
【００７５】
上述のＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物とは、その中央部付近にＡｌ系酸化物が存在し、その周囲をＭｎＳ系硫化物が覆っている介在物である。Ａｌ系酸化物とＭｎＳ系硫化物との存在比率は特に限定しないが、介在物の延性を確保し、レールの破壊を抑制するには、Ａｌ系酸化物の存在比率は、面積率で３０％以下が望ましい。
面積率の下限は限定せずに効果を得ることができるが、本実施形態のレールに存在する介在物において、Ａｌ酸化物の面積率の下限を５％とすることが好ましい。
【００７６】
核であるＡｌ系酸化物、及び周囲を覆うＭｎＳ系硫化物については、Ａｌ系酸化物、ＭｎＳ系硫化物のみの含有を限定するものではない。部分的に他の元素が混入してもよい。Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物により安定的に耐遅れ破壊特性を向上させるには、核であるＡｌ系酸化物では、Ａｌ２Ｏ３が面積率で６０％以上が望ましく、周囲を覆うＭｎＳ系硫化物では、ＭｎＳが面積率で８０％以上存在することが望ましい。
【００７７】
Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数は、図３に示すように、レール頭部の横断面からサンプルを切り出し、測定を行った。切り出した各サンプルを鏡面研磨し、任意断面において、Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物を光学顕微鏡もしくは走査型顕微鏡で調査し、上記限定のサイズの介在物数をカウントし、これを単位断面当たりの数として算定した。実施例で示す各レールの代表値はこれら２０視野の平均値とした。
【００７８】
Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の判定（介在物の特定）は、事前に代表的な介在物をサンプリングし、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）分析を行うことによって実施した。この特定された介在物の光学顕微鏡もしくは走査型顕微鏡の写真での特徴（形態や色）を基本情報として、介在物の分別を行った。
ＭｎＳ系硫化物の測定部位は特に限定しないが、図３に示すように、レール頭表部から深さ１０〜２０ｍｍの範囲で測定することが望ましい。
【００７９】
本実施形態に係るレールでは、Ａｌ系酸化物を核としないＭｎＳ系硫化物も存在する場合がある。しかしながらこれらのＭｎＳ系硫化物は、数が少なく耐遅れ破壊特性に寄与しないのでカウントしない。
【００８０】
（４）Ａｌ系酸化物の制御方法
ＭｎＳ系硫化物の核となる微細なＡｌ系酸化物の制御について製造方法の例を説明する。
【００８１】
Ａｌは強力な脱酸元素であり、溶鋼に金属アルミ（例えばショットアルミと呼ばれるＡｌ粒など）を添加すると、溶鋼中のフリー酸素と反応しＡｌ２Ｏ３を形成する。このＡｌ２Ｏ３はクラスタリングし易く、結果的にＡｌ系酸化物を粗大させる。粗大化したＡｌ系酸化物が存在すると、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ａｌ系酸化物の粗大化防止は耐遅れ破壊特性を向上させる上で重要である。
【００８２】
Ａｌ系酸化物の粗大化を防止する方法については、適宜選択することができる。例えば、溶鋼を事前にＡｌよりも酸化力の強い元素（ＲＥＭ等）で予備脱酸し、酸素量を出来る限り低下させて、Ａｌの含有量を必要最小限とし、Ａｌ系酸化物を微細化することができる。
【００８３】
また、この方法とは逆に、例えば、予備脱酸を行わず、溶鋼中のフリー酸素が高い状態で、脱酸に必要なＡｌを一括投入し、粗大なＡｌ２Ｏ３のクラスターの生成や浮上を促進させ、残留した微細なＡｌ系酸化物を利用することもできる。
また、これらの脱酸制御に加えて、スラグからの再酸化による粗大なＡｌ系酸化物の生成を抑制する目的から、スラグ排出を強化することもできる。
【００８４】
粗大化したＡｌ系酸化物を除去する方法は、適宜選択することができる。例えば、Ａｌ系酸化物を浮上させるため、精錬後のレードルでのＡｒ吹き込み、鋳造前のターンディシュでの微細気泡吹き込み等を適用することができる。また、鋳造時でのＡｌ系酸化物の凝集の抑制や粗大なＡｌ系酸化物の浮上を促進する目的から、ターンディシュでの電磁撹拌を適用することができる。
【００８５】
これらの溶鋼での制御に加えて、ＭｎＳ系硫化物が生成する前の固相中において、圧延により強圧下を加えてもよい。圧延での強圧下により粗大化したＡｌ系酸化物を微細に粉砕することが可能となる。Ａｌ系酸化物が微細に粉砕されることでＭｎＳ系硫化物の生成も分散され、耐遅れ破壊特性がより向上する。なお、強圧下とは、熱間圧延における１パス当たりの減面率が３０％以上の圧下をいう。
【００８６】
（５）Ｓ含有量の制御方法
微細なＭｎＳ系硫化物の数を制御するためのＳ含有量の制御について、製造方法の例を説明する。
溶銑段階ではＳは不純物として多量に含まれている。Ｓ含有量の制御は転炉で行われるのが一般的である。転炉ではＣａＯを添加し、ＣａＳとしてＳをスラグへ排出する。一般的な転炉での精錬を行うとＳ含有量は０．００３０〜０．０３００％まで低減する。この転炉での脱硫処理の時間やＣａＯの含有量を制御することにより、Ｓ含有量を０．０１００％超０．０２５０％以下に制御し、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を増加させ、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。
【００８７】
（６）Ｈ含有量の制御方法
耐遅れ破壊特性をさらに改善するＨ含有量の制御について製造方法の例を説明する。
溶銑段階ではＨは不純物として含まれている。Ｈ含有量の制御は転炉の後の二次精錬（脱ガス）で行われるのが一般的である。二次精錬ではレードルを真空状態にし、鋼中のＨを排出する。この二次精錬での処理時間を制御することにより、Ｈ含有量を２．０ｐｐｍ以下に制御することができ、耐遅れ破壊特性をより向上させることができる。
【００８８】
水素は上記の精錬後に大気から侵入し、鋳造後の鋼片の水素量を増加させる場合もある。このような場合は、鋼片を除冷または鋼片を再加熱することにより鋼片内部の水素を外部へ拡散させる方法を適用することができる。
【実施例】
【００８９】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１−１〜表１−４に本発明レールの化学成分と諸特性とを示す。表１−１〜表１−２には、化学成分値を示し、表１−３〜表１−４には、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さ、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を示す。さらに、表１−３〜表１−４には、図６Ａに示す方法で行った遅れ破壊試験の結果（限界応力値）も併記した。表１−３〜表１−４の頭表部のミクロ組織は、面積率で５％以下の微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織が混入しているものも含んでいる。【００９０】
表２−１及び表２−２に比較レールの化学成分と諸特性とを示す。表２−１には、化学成分値を示し、表２−２には頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さ、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を示す。さらに、表２−２には図６Ａに示す方法で行った遅れ破壊試験の結果（限界応力値）も併記した。表２−２の頭表部のミクロ組織において、面積率で５％超の初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織が混入している比較例については、頭表部ミクロ組織の欄に初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織も記載した。
表１−１、表１−２、表２−１中の「−」は、その含有量が、測定限界値以下であったことを示す。【００９１】
なお、表１−１〜表１−４、表２−１、表２−２に示した本発明レールおよび比較レールの製造条件は下記に示すとおりである。
溶鋼⇒成分調整（転炉および二次精錬：脱ガス）⇒鋳造（ブルーム）⇒再加熱（１２５０℃）⇒熱間圧延（仕上げ温度９５０℃）⇒熱処理（開始温度８００℃、加速冷却）⇒放冷
一部の鋼Ｎｏ．については、表１−３、表１−４、表２−２の特記事項に示すような処理を行っている。【００９２】
【表１−１】
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【表１−２】
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【表１−３】
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【表１−４】
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【００９３】
【表２−１】
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【表２−２】
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【００９４】
＜水素量分析の方法＞
表１−１〜表１−２、表２−１に示した本発明レールおよび比較レールの水素量分析の方法は下記のとおりである。
（１）分析工程：鋼片鋳造時のモールド内より溶鋼をサンプリング
（２）サンプル保持方法：サンプリング後、急速冷却して、液体窒素に浸漬
（３）分析方法：熱伝導度法
サンプルサイズ：直径６ｍｍ、厚さ１ｍｍの円筒
加熱温度：１９００℃（黒鉛るつぼ上でサンプルをインダクションヒーティング）
雰囲気：不活性ガス（Ａｒ）
キャリアガス：Ｎ２
分析装置：熱伝導度検出器【００９５】
＜硬度の測定方法＞
表１−３〜表１−４、表２−２に示した本発明レールおよび比較レールの頭表部のミクロ組織は、レール頭表部表面から３ｍｍ深さの位置の組織を観察して判断した。また、硬さはレール頭表部表面から３ｍｍ深さの位置においてビッカース硬度計で測定した。測定方法は下記に示すとおりである。
（１）事前処理：レール切断の後、横断面を研摩。
（２）測定方法：ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて測定。
（３）測定機：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）。
（４）測定箇所：レール頭表部表面から３ｍｍ深さの位置。
（５）測定数：５点以上測定し、平均値をレールの代表値とした。【００９６】
＜Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の測定方法＞
表１−３〜表１−４、表２−２に示した本発明レールおよび比較レールのＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の測定は、図３に示すようにレール頭表部表面から１０〜２０ｍｍ深さの位置で行った。測定方法は下記に示すとおりである。
（１）事前処理：レール切断した後、横断面を研磨。
（２）測定方法：Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物を光学顕微鏡もしくは走査型顕微鏡で調査し、上記限定のサイズの介在物数をカウントし、これを単位断面当たりの数として算定し、２０視野の平均値を代表値とした。
（３）事前測定：代表的な介在物をサンプリングし、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）分析を行い、介在物を特定した。この特定された介在物の光学顕微鏡の写真での特徴（形態や色調）を基本情報として、光学顕微鏡もしくは走査型顕微鏡観察での介在物の分別を実施した。【００９７】
＜遅れ破壊試験の条件＞
表１−３〜表１−４、表２−２に示した本発明レールおよび比較レールの遅れ破壊試験の条件は下記に示すとおりである。
（１）レール形状：１３６ポンドレール（６７ｋｇ／ｍ）
（２）遅れ破壊試験
試験方法：３点曲げ（スパン長：１．５ｍ、図６Ａ参照）
試験姿勢：レール底部に荷重負荷（頭部に引張応力作用、図６Ｂ参照）。
応力条件：２００〜５００ＭＰａ（レール頭部表面）
応力負荷時間：５００時間
（３）限界応力値：所定の応力で５００時間負荷した場合に未破断であった場合の応力の最大値【００９８】
表１−１〜表１−４、表２−１〜表２−２に示した本発明レールおよび比較レールの詳細は下記に示すとおりである。
（１）本発明レール（５０本）
符号（鋼Ｎｏ．）Ａ１〜Ａ５０：化学成分値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さ、頭表部の硬さ、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物系介在物の数が本発明範囲内のレール。
（２）比較レール（２２本）
符号ａ１〜ａ７（７本）：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの含有量または頭表部のミクロ組織が本願発明範囲外のレール。
符号ａ８〜ａ２２（１５本）：ＡｌまたはＳの含有量、及びＡｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数が本発明範囲外のレール。【００９９】
表１−１〜表１−４、表２−１〜表２−２に示すように、本発明レール（符号Ａ１〜Ａ５０）は、比較レール（符号ａ１〜ａ７）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの含有量を限定範囲内に収めることにより、初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、頭表部をパーライト組織またはベイナイト組織に制御できる。さらに、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を制御し、組織の脆化を抑制することにより、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。【０１００】
また、表１−１〜表１−４、表２−１〜表２−２、さらに、図４に示すように、本発明レール（符号Ａ１〜Ａ５０）は、比較レール（符号ａ８〜ａ２２）と比べて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの含有量に加えて、鋼のＡｌ、Ｓの含有量を限定範囲内に収めることにより、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。【０１０１】
また、表１−１〜表１−４、表２−１〜表２−２、さらに、図５に示すように、本発明レール（符号Ａ１４〜Ａ１６、Ａ１７〜Ａ１９、Ａ２２〜Ａ２４、Ａ２８〜Ａ３０、Ａ３２〜Ａ３４、Ａ３５〜Ａ３７、Ａ３８〜Ａ４０、Ａ４１〜Ａ４５、Ａ４７〜Ａ４９）をＳ含有量、Ｈ含有量の観点から比較すると、Ｓ含有量を制御することにより、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物の数を抑制し、さらに、Ｓ含有量を最適化、Ｈ含有量を制御することにより、同一Ａｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の数において、耐遅れ破壊特性をより一層向上させることができる。
【産業上の利用可能性】
【０１０２】
本発明によれば、レールの鋼成分、組織を制御し、鋼中のＡｌ系酸化物を核とするＭｎＳ系硫化物の形態や数を制御することにより、資源を輸送するような貨物鉄道で使用されるレールの耐遅れ破壊特性を向上させ、使用寿命を大きく向上させることが可能となる。
【符号の説明】
【０１０３】
１    頭頂部
２    頭部コーナー部
３    レール頭部
３ａ    頭表部（頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲、斜線部）
【要約】
このレールは、レールの頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ２０ｍｍまでの範囲である頭表部の組織の９５％以上がパーライトもしくはベイナイト組織であり、前記レールの横断面の前記組織中に、Ａｌ系酸化物を核とする粒径１〜１０μｍのＭｎＳ系硫化物を被検面積１ｍｍ２当たり２０〜２００個含有する。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６Ａ】
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【図６Ｂ】
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