(57)【要約】  このパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％、Ｐ≦０．０１５０％、Ｓ≦０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなり、レール頭部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10ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、かつ、その硬さがＨｖ３２０〜５００であり、パーライト組織中の長手方向の任意断面において、長辺が１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜２００個／ｍｍ２の量で存在する。
2010050238.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．６５〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、
Ｐ≦０．０１５０％、
Ｓ≦０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、
残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなり、
レールの頭部において、頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、
かつ、前記パーライト組織の硬さがＨｖ３２０〜５００であり、
前記パーライト組織中の長手方向の任意断面において、長辺が１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜２００個／ｍｍ２の量で存在することを特徴とするパーライト系レール。
【請求項２】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１００％の１種または２種を含有し、
前記パーライト組織中の任意の横断面において、粒径が５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００〜５００００個／ｍｍ２の量で存在することを特徴とする請求項１に記載のパーライト系レール。
【請求項３】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｏ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のパーライト系レール。
【請求項４】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項５】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項６】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項７】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項８】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項９】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項１０】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ａｌ：０．０１００超〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれかに記載のパーライト系レール。
【請求項１１】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｎ：０．００６０〜０．０２００％を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれかに記載のパーライト系レール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、海外の貨物鉄道で使用されるレールにおいて、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させることを目的としたパーライト系レールに関する。
本願は、２００８年１０月３１日に、日本に出願された特願２００８−２８１８４７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、資源を輸送する海外の貨物鉄道では軌道環境が著しく厳しくなっている。レールに対しては、これまで以上の耐摩耗性に加えて、寒冷地での靭性など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と高い靭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】
一般にパーライト鋼の靭性を向上させるには、パーライト組織の微細化、具体的には、パーライト変態前のオーステナイト組織の細粒化や、パーライトブロックサイズの微細化が有効であると言われている。オーステナイト組織の細粒化を達成するには、熱間圧延時の圧延温度の低減、圧下量の増加、さらには、レール圧延後に低温再加熱による熱処理が行われている。また、パーライト組織の微細化を図るには、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態の促進等が行われている。
しかし、レールの製造においては、熱間圧延時の成形性確保の観点から、圧延温度の低減、圧下量の増加には限界があり、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できなかった。また、変態核を利用したオーステナイト粒内からのパーライト変態については、変態核の量の制御が困難なことや粒内からのパーライト変態が安定しない等の問題があり、十分なパーライト組織の微細化が達成できなかった。【０００４】
これらの諸問題から、パーライト組織のレールにおいて靭性を抜本的に改善するには、レール圧延後に低温再加熱を行い、その後、加速冷却によりパーライト変態をさせ、パーライト組織を微細化する方法が用いられてきた。しかし、近年、耐摩耗性改善のためレールの高炭素化が進み、上記の低温再加熱熱処理の時に、オーステナイト粒内に粗大な炭化物が溶け残り、加速冷却後のパーライト組織の延性や靭性が低下するといった問題がある。また、再加熱であるため、製造コストが高く、生産性も低い等の経済性の問題もある。【０００５】
そこで、圧延時の成形性を確保し、圧延後のパーライト組織を微細化する高炭素鋼レールの製造方法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炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらのレールの主な特徴は、パーライト組織を微細化するために、高炭素鋼のオーステナイト粒が比較的低温で、かつ、小さい圧下量でも再結晶し易いことを利用していることである。これにより、小圧下の連続圧延によって整粒の微細粒を得、パーライト鋼の延性や靭性を向上させている（例えば特許文献１、２、３参照）。【０００６】
特許文献１には、高炭素含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間時間で連続３パス以上の圧延を行うことにより高延性レールを提供できることを開示している。
また特許文献２には、高炭素含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定のパス間時間で連続２パス以上の圧延を行い、さらに、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供できることを開示している。
さらに特許文献３には、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、パス間で冷却を施し、連続圧延を行った後、圧延後に加速冷却を行うことにより高耐摩耗・高靭性レールを提供できることを開示している。【０００７】
しかし、特許文献１〜３の開示技術では、連続熱間圧延時の温度、圧延パス数やパス間時間の組合せにより、ある一定レベルのオーステナイト組織の微細化が図れ、若干の靭性の向上は認められるものの、鋼中に存在する介在物を起点とする破壊についてはその効果が認められず、抜本的に靭性が向上しないといった問題がある。【０００８】
さらに、高炭素鋼ではオーステナイト組織の粒成長が早い。このため、圧延で微細化したオーステナイト組織が圧延後に粒成長し、加速冷却を行っても熱処理後のレールにおいて靭性が向上しないといった問題がある。【０００９】
そこで、レールの代表的な介在物、即ち、ＭｎＳやＡｌ２Ｏ３の生成を抑制するため、Ｃａ添加、酸素の低減、Ａｌの低減が検討された。これらの製造方法の特徴は、溶銑予備処理において、Ｃａの添加によりＭｎＳをＣａＳとして無害化すること、さらには、脱酸元素の添加や真空処理を適用し、酸素をできだけ低減させ、溶鋼中の介在物を減少させることにあり、これら技術について検討された（例えば特許文献４、５、６参照）。【００１０】
特許文献４の技術では、Ｃａ添加量を適正化してＳをＣａＳとして固定する手段により、ＭｎＳ系伸長介在物を低減する高炭素シリコンキルド高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術は、凝固過程において偏析濃化するＳが、同じく偏析濃化するＣａや、溶鋼中で生成したカルシウムシリケートと反応し、逐次、ＣａＳとして固定されるため、ＭｎＳ伸長介在物の生成が抑制されるというものである。【００１１】
特許文献５の技術では、ＭｎＯ介在物を低減し、ＭｎＯより析出するＭｎＳ伸長介在物を低減する高炭素高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術では、大気精錬炉で溶製後、未脱酸もしくは弱脱酸状態で出鋼後、真空度１Ｔｏｒｒ以下での真空処理により溶解酸素を３０ｐｐｍ以下とする。次いでＡｌ、Ｓｉを添加し、その後にＭｎを添加する。以上により、最終凝固部に晶出するＭｎＳの晶出核となる２次脱酸生成物の数を減少させ、かつ酸化物中のＭｎＯ濃度を低下させる。これにより、ＭｎＳの晶出を抑制している。【００１２】
特許文献６の技術では、鋼中の酸素量、Ａｌ量を低減させた高炭素高清浄溶鋼の製造方法が提案されている。この技術は、酸化物系介在物の総酸素値と損傷性の関係に基づき、総酸素量を限定することにより、耐損傷性に優れたレールを製造することができる。さらに、固溶Ａｌ量あるいは介在物の組成を好ましい範囲に限定することにより、レールの耐損傷性をより向上させるものである。【００１３】
上記特許文献４〜６の開示技術は、鋼片段階で生成するＭｎＳやＡｌ系の介在物の形態や量を制御するものである。しかし、レール圧延では、熱間圧延中に介在物の形態が変化する。特に、圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物はレールの破壊起点となるため、鋼片段階での介在物の制御のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。【００１４】
また、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制するため、析出物の適用が検討された。これらの製造方法の特徴は、合金を添加し、炭窒化物を析出させ、オーステナイト組織をピンニングすることにより粒成長を抑制することにあり、結果的に熱処理後の組織を微細化し、靭性を向上させるものである（例えば特許文献７）。
特許文献７の技術では、Ｖ、Ｎｂを添加し、Ｖ、Ｎｂの炭窒化物を析出させる。さらに、Ｖ、Ｎｂの添加量に合わせた加速冷却を行い、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を制御し、パーライト組織を微細化し、レールの靭性を向上されるものである。【００１５】
また、特許文献７の開示技術は、合金を添加し、炭窒化物を析出させ、オーステナイト組織をピンニングすることにより粒成長を抑制するものである。しかし、合金の炭窒化物の生成量は、圧延温度や圧下量によって大きく変化する。その結果、粒成長の抑制に大きなばらつきが発生し、部分的に結晶粒の粗大化が発生し、合金の炭窒化物のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。
また、特許文献７の開示技術は、オーステナイト組織の微細化を達成することのみである。圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物からの損傷については全く効果がなく、安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。【００１６】
さらに、特許文献４〜７の開示技術では、鋼の成分の変動、特に、不純物として混入する成分の変動により、組織の脆化が発生し、合金添加や酸素の低減による介在物制御、析出物の適用によるオーステナイト組織の微細化のみでは安定的にレールの耐損傷性や靭性を向上させることができないといった問題がある。【００１７】
このような背景から、パーライト組織の耐摩耗性を向上させ、同時に、耐損傷性を向上させた耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの提供が望まれるようになった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１８】
【特許文献１】特開平７−１７３５３０号公報
【特許文献２】特開２００１−２３４２３８号公報
【特許文献３】特開２００２−２２６９１５号公報
【特許文献４】特開平５−１７１２４７号公報
【特許文献５】特開平５−２６３１２１号公報
【特許文献６】特開２００１−２２０６５１号公報
【特許文献７】特開２００７−２９１４１３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明は、上述した問題点に鑑み創出したものであり、特に海外の貨物鉄道のレールで要求される、頭部の耐摩耗性と靭性を同時に向上させたパーライト系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】
【００２０】
本発明は以下の構成を要旨とする。
本発明のパーライト系レールは、質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％、Ｐ≦０．０１５０％、Ｓ≦０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋼からなる。前記レールの頭部において、頭部コーナー部および頭頂部の表面を起点として深さ１０ｍｍまでの範囲からなる頭表部がパーライト組織であり、かつ前記パーライト組織の硬さがＨｖ３２０〜５００である。前記パーライト組織中の長手方向の任意断面（レールの長さ方向に平行な断面）において、長辺が１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜２００個／ｍｍ２の量で存在する。
ここでＨｖとは、ＪＩＳ  Ｂ７７７４で規定されたビッカース硬さをいう。
本発明のパーライト系レールでは、前記鋼は、質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１００％の１種または２種を含有し、前記パーライト組織中の任意の横断面（レール幅方向に平行な断面）において、粒径が５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００〜５００００個／ｍｍ２の量で存在してもよい。
前記鋼は、質量％で、さらに、下記（１)〜（９)に記載した鋼成分のいずれか１種または２種以上を選択的に含有してもよい。
（１）Ｃｏ：０．０１〜１．００％
（２）Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種
（３）Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種
（４）Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
（５）Ｃｕ：０．０１〜１．００％
（６）Ｎｉ：０．０１〜１．００％
（７）Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％
（８）Ａｌ：０．０１００超〜１．００％
（９）Ｎ：０．００６０〜０．０２００％
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、レール鋼の成分、組織、硬さを制御し、これに加えてＰ、Ｓを低減し、Ｃａを添加し、Ｍｎ硫化物系介在物の数を制御する。これにより、パーライト組織の耐摩耗性と靭性を向上させ、特に海外の貨物鉄道用レールの使用寿命を向上させることが可能となる。さらに、Ｍｇ、Ｚｒを添加し、微細なＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ、Ｚｒ系酸化物の数を制御することにより、パーライト組織の靭性をより向上させることができ、使用寿命を更に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明レール鋼の横断面（長手方向に対して垂直な断面）での呼称を示す図である。
【図２】Ｐ量を０．０１５０％以下とした炭素量１．００％の鋼を用いて、Ｓ量を変化させ、さらにはＣａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加した鋼を溶解し、レール相当の圧延条件を模擬したラボ溶解圧延実験を行い、衝撃試験を行った結果であり、Ｓ量と衝撃値の関係におけるＣａ添加、Ｍｇ，Ｚｒ添加の影響を示す図である。
【図３】請求項１におけるレール鋼のＭｎ硫化物系介在物の観察位置を示す図である。
【図４】請求項２におけるレール鋼のＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の観察位置を示す図である。
【図５】摩耗試験における試験片の採取位置を示す図である。
【図６】摩耗試験の概要を示す図である。
【図７】衝撃試験における試験片の採取を示す図である。
【図８】本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８、５０、５１、５２、５３、６４、６６、６７）の摩耗試験結果における炭素量と摩耗量の関係を示す図である。
【図９】本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４９、５１、５３、６５、６６、６８）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。
【図１０】本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．５４〜６３、Ｐ、Ｓ、Ｃａの添加量が本発明の限定範囲外のレール）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。
【図１１】本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１１〜１３、１８〜２０、２４〜２６、２９〜３１、３３〜３５、３６〜３８、４５〜４７）の衝撃試験結果における炭素量と衝撃値の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下に本発明を実施する形態として、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールについて詳細に説明する。なお、合金元素における含有単位は、質量％であり、以下、単に％と記載する。
図１は、本発明の耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールの長手方向に対して垂直な断面を示す。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。
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１０ｍｍまでの範囲を頭表部３ａ（実線の斜線部）と呼ぶ。また、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までの範囲を符号３ｂ（点線の斜線部）で示す。
【００２４】
まず、本発明者らは、レールの靭性に悪影響を及ぼす鋼の成分系を検討した。炭素量を変化させた鋼をベースに、ＰやＳの含有量を変化させた鋼を用いて、レール相当の熱間圧延条件を模擬した試験溶解および熱間圧延実験を行い、レールの試作品を作製した。そして、衝撃試験により試作品の衝撃値を測定し、衝撃値に及ぼすＰ、Ｓ含有量の影響を検討した。
その結果、Ｈｖ３２０〜５００レベルのパーライト組織の鋼では、Ｐ、Ｓの含有量が、いずれも、ある一定レベル以下に低減されると、衝撃値が向上することが確認された。
さらに、Ｐ、Ｓの組み合わせで最適含有量を検討した結果、いずれの元素も同時にある一定レベル以下まで添加量を低減させると、衝撃値が大幅に向上することが確認された。
【００２５】
次に、本発明者らは、レールの衝撃値をさらに向上させるため、衝撃値を支配している因子の解明を進めた。その結果、衝撃値が低いレールでは、熱間圧延で長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物が多数存在し、破壊の起点になっていることを確認した。
そこで、本発明者らは、長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成機構を解明した。レール製造においては、鋼片を、一旦、１２００〜１３００℃まで再加熱して熱間圧延を行っている。この熱間圧延条件とＭｎＳの形態との関係を調査した。その結果、圧延温度が高い場合、及び圧延時の圧下量が大きい場合に、軟質なＭｎ硫化物系介在物は塑性変形を容易に引き起こし、レール長手方向に延伸しやすいことが確認された。
【００２６】
そこで、本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物自体の延伸を抑制する方法を検討した。試験溶解および熱間圧延実験を行った結果、Ｍｎ硫化物系介在物は、様々な酸化物を核にして生成することが確認された。さらに、酸化物の硬さとＭｎ硫化物系介在物の形態を調査した結果、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる介在物を硬質化することにより、この延伸が抑制できることを確認した。
さらに本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる硬質な介在物を検討した。融点が高い酸化物を用いてラボ実験を行った結果、比較的融点の高いＣａは、酸化物に加えて硫化物を形成し、ＣａＯ−ＣａＳの集合体を形成することを発見した。また、ＣａＳは、Ｍｎ硫化物系介在物との整合性が高いため、このＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）にＭｎ硫化物系介在物が効率的に生成することを突き止めた。
なお、整合性とは、２つの金属の結晶構造において、ある結晶面での格子定数（原子間の距離）の差のことを示す。この差が小さいほど、整合性が高い、すなわち２つの金属が結合し易いと考えられる。
【００２７】
次に本発明者らは、上記の検証を行うため、Ｃａが添加された鋼を用いて試験溶解および熱間圧延実験を行った。その結果、Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を核にして生成したＭｎ硫化物系介在物は、熱間圧延後の延伸が殆どなく、結果的に長手方向に延伸したＭｎ硫化物系介在物が少なくなることを確認した。
さらに、この鋼を用いて衝撃試験を行った結果、Ｃａが添加され、延伸したＭｎ硫化物系介在物が少ない鋼では、延伸したＭｎ硫化物系介在物からの破壊が減少し、衝撃値が向上することが確認された。
【００２８】
また本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制させるため、酸化物と硫化物が集合体を形成するＣａの添加量とＳの添加量の関係を試験溶解および熱間圧延実験により検討した。その結果、ＳとＣａの添加量の比を制御することにより、Ｃａの硫化物が適度に生成して微細分散し、これにより、結果的に圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制できることを確認した。
【００２９】
さらに本発明者らは、靭性に悪影響する延伸したＭｎ硫化物系介在物の抑制に加えて、Ｍｎ硫化物系介在物や酸化物を利用して、熱間圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制する方法を検討した。試験溶解および熱間圧延実験の結果、オーステナイト組織の粒成長を安定的に抑制するには、これまでの合金に代わって、オーステナイト組織に、ピンニング元素として、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させる必要があることを見出した。
そこで本発明者らは、酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させる方法を検討した。その結果、Ｍｇ、Ｚｒの酸化物は、凝集せず、微細に均一に分散することが確認された。さらに、Ｍｇ系の酸化物及びＺｒの酸化物は、共に、Ｍｎ硫化物系介在物との整合性がよく、この微細な酸化物を核にしてＭｎ硫化物系介在物も微細に分散することが確認された。
【００３０】
次に本発明者らは、Ｍｇ、Ｚｒが添加された鋼を用いて熱間圧延実験を行った。その結果、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物が微細に分散し、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制できることを確認した。さらに、この鋼を用いて衝撃試験を行った結果、Ｍｇ、Ｚｒが添加された鋼では、パーライト組織の微細化により衝撃値が向上することが確認された。
【００３１】
本発明者らは、Ｐ量を０．０１５０％以下とした炭素量１．００％の鋼を用いて、Ｓ量を変化させ、さらにはＣａ、Ｍｇ、Ｚｒを添加して実験用の鋼を試験溶解した。次に、レール相当の熱間圧延条件を模擬したラボ圧延実験を行い、レールの試作品を作製した。そして、衝撃試験により試作品の衝撃値を測定し、衝撃値におよぼすＳ量や、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ添加の影響を調査した。なお、素材の硬さは熱処理条件の制御によりＨｖ４００レベルに揃えた。
【００３２】
図２は、Ｓ量（ｐｐｍ）と衝撃値の関係を示す。Ｃ量が１．００％の鋼（●印）において、Ｐ量を０．０１５０％以下とした場合、Ｓ量を０．０１００％以下まで低減すると衝撃値が向上することが確認された。また、Ｃａが添加された鋼（■印）の結果より、Ｃａを添加することによって、延伸するＭｎ硫化物系介在物が制御され、衝撃値が向上することが確認された。さらに、Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒが添加された鋼（△印）の結果より、Ｃａに加えてＭｇ、Ｚｒを添加することによって、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物が微細に分散し、これにより、衝撃値が著しく向上することが確認された。
【００３３】
以上の研究結果に基づいて、前述した構成要件を有する本発明が完成された。この本発明の構成要件について、以下に説明する。
（１）鋼の化学成分の限定理由
本発明のパーライト系レールにおいて、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。
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有効な元素である。Ｃ量が０．６５％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量が１．２０％を超えると、粗大な初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や靭性が低下する。このため、Ｃ添加量を０．６５〜１．２０％に限定する。なお、耐摩耗性を十分に確保するにはＣ量を０．９０％以上とすることが望ましい。
【００３４】
Ｓｉは、脱酸材として必須の成分である。また、パーライト組織中のフェライト相への固溶強化により、レール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素である。さらに、過共析鋼において、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、靭性の低下を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に期待できない。またＳｉ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ことや、酸化物の生成により、溶接性が低下する。さらに、焼入性が著しく増加し、レールの耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このためＳｉ添加量を０．０５〜２．００％に限定する。なお、焼入れ性を確保し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｓｉ量を０．２０〜１．３０％とすることが望ましい。
【００３５】
Ｍｎは、焼き入れ性を高め、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保し、耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が０．０５％未満では、その効果が小さく、レールに必要とされる耐摩耗性の確保が困難となる。またＭｎ量が２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなる。このため、Ｍｎ添加量を０．０５〜２．００％に限定する。なお、焼入れ性を確保し、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Ｍｎ量を０．４０〜１．３０％とすることが望ましい。
【００３６】
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｐ量と靭性には相関があり、Ｐ量が増加すると、フェライト相の脆化によりパーライト組織が脆化し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるにはＰ量は低いことが望ましい。衝撃値とＰ量の相関を実験室的に確認した結果、Ｐ量を０．０１５０％以下まで低減すると、Ｐの偏析が著しく低減し、破壊の起点であるパーライト組織の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、Ｐ量を０．０１５０％以下に限定する。Ｐ量の下限値について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量は０．００２０％程度が、実際に製造する際の限界になると考えられる。
なお、低Ｐ化（Ｐ量の低減化）の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑み、衝撃値を安定的に向上させるには、Ｐ量を０．００３０〜０．０１００％とすることが望ましい。
【００３７】
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される元素である。Ｓ量と靭性には相関があり、Ｓ量が増加すると、ＭｎＳの粗大化や密度の増加により応力集中が発生し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるには、Ｓ量は低いことが望ましい。衝撃値とＳ量の相関を実験室的に確認した結果、Ｓ量を０．０１００％以下まで低減すると、破壊の起点であるＭｎ硫化物系介在物の生成量が低減し、さらに、ＣａやＺｒ、Ｍｇ添加によるＭｎ硫化物系介在物の延伸抑制や微細化により、パーライト組織の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、Ｓ量を０．０１００％以下に限定する。Ｓ量の下限値について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量０．００１０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。
なお、低Ｓ化（Ｓ量の低減化）の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑み、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を抑制し、衝撃値を安定的に向上させるには、Ｓ量を０．００６０以下とすることが望ましい。
また、さらに衝撃値を向上させるには、オーステナイト組織をピンニングする微細なＭｎ硫化物系介在物を安定的に生成させ、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を抑制するため、Ｓ量を０．００２０〜０．００３５％とすることが望ましい。
【００３８】
Ｃａは、脱酸・脱硫元素であり、Ｃａの添加により、Ｃａの酸化物と硫化物が集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を生成する。この集合体は、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となり、圧延後のＭｎ硫化物系介在物が延伸することを抑制する。さらには、これを核にして、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。Ｃａは、このような作用効果を有する元素である。Ｃａ量が０．０００５％未満では、その効果が小さく、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核としては不十分となる。またＣａ量が０．０２００％を超えると、鋼中の酸素量によっては、Ｍｎ硫化物系介在物の核とならない単独の硬質ＣａＯの数が増加する。この結果、レール鋼の靭性が大きく低下する。このため、Ｃａ添加量を０．０００５〜０．０２００％に限定する。
なお、延伸したＭｎ硫化物系介在物の生成を確実に抑制し、かつＭｎ硫化物系介在物の核とならず靭性に有害な硬質ＣａＯの生成を未然に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｃａ添加量を０．００１５〜０．０１５０％の範囲にすることが望ましい。また、さらに衝撃値を向上させるには、オーステナイト組織をピンニングする微細なＭｎ硫化物系介在物を安定的に生成させ、Ｍｎ硫化物系介在物の粗大化を抑制する必要があり、Ｃａ量を０．００２０〜０．００８０％とすることが望ましい。
【００３９】
前述したように、ＳとＣａは、酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を生成する。この集合体は、Ｍｎ硫化物系介在物の核となり、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸に大きな影響をおよぼす。したがって、Ｓ添加量とＣａ添加量の制御が重要となる。そこで、Ｓ添加量、Ｃａ添加量を変化させた鋼を試験溶解して、熱間圧延実験を行った。その結果、Ｓ添加量に対するＣａ添加量の比（Ｓ／Ｃａ）の値が特定の範囲内にある場合、Ｃａの酸化物や硫化物が適度に生成して微細分散し、これにより、結果的に圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制できることがわかった。
具体的には、Ｓ／Ｃａの値が０．４５未満になると、Ｍｎ硫化物系介在物の核とならない単独の硬質ＣａＯの数が若干増加する。この結果、レール鋼の靭性が低下する場合がある。また、Ｓ／Ｃａの値が３．００を超えると、Ｍｎ硫化物系介在物の核となる硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）の数が低減し、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸が助長される。この結果、レール鋼の靭性が低下する場合がある。このため、Ｓ／Ｃａの値を０．４５〜３．００の範囲とすることがさらに望ましい。
【００４０】
本発明では、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種を含有することが好ましい。
Ｍｇは、脱酸元素であり、主にＯと結合して微細なナノサイズの酸化物（ＭｇＯ）や硫化物（ＭｇＳ）との複合体を形成する元素である。この複合体を核にして、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。その結果、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制され、レール鋼の組織が微細化し、パーライト組織の靭性を向上させることができる。しかし、Ｍｇ量が０．０００５％未満では、微細な酸化物（ＭｇＯ）と硫化物（ＭｇＳ）の複合体の生成量が少なく、圧延後のオーステナイト組織の粒成長抑制効果が十分に得られない。Ｍｇ量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な酸化物から疲労損傷が発生する。このため、Ｍｇ添加量を０．０００５〜０．０２００％に限定する。
なお、オーステナイト組織をピンニングする微細な酸化物（ＭｇＯ）、及びナノサイズのＭｎ硫化物系介在物を形成する酸化物（ＭｇＯ）と硫化物（ＭｇＳ）の複合体の生成量を十分に確保し、疲労損傷に有害で粗大な酸化物の生成を十分に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｍｇ添加量を０．００１０〜０．００５０％の範囲にすることが望ましい。
【００４１】
Ｚｒは、脱酸元素であり、主にＯと結合して微細なナノサイズの酸化物（ＺｒＯ２）を形成する元素である。この酸化物は、微細に均一に分散し、さらには、これを核にナノサイズのＭｎ硫化物系介在物が形成される。その結果、圧延後のオーステナイト組織の粒成長が抑制され、レール鋼の組織が微細化し、パーライト組織の靭性を向上させることができる。しかし、Ｚｒ量が０．０００５％未満では、微細な酸化物（ＺｒＯ２）の生成量が少なく、圧延後のオーステナイト組織の粒成長を抑制する効果が十分に得られない。Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、Ｚｒの粗大酸化物が生成し、レールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｚｒ添加量を０．０００５〜０．０１００％に限定する。
なお、オーステナイト組織をピンニングする微細な酸化物（ＺｒＯ２）、ナノサイズのＭｎ硫化物系介在物を形成する酸化物（ＺｒＯ２）の生成量を十分に確保し、かつ疲労損傷に有害な粗大な酸化物の生成を十分に抑制し、衝撃値を向上させるには、Ｍｇ添加量を０．００１０〜０．００５０％の範囲にすることが望ましい。
【００４２】
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織や初析フェライト組織の硬度（強化）の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、及びレール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ａｌ、及びＮから選択される１種又は２種以上の元素が必要に応じて添加されることが好ましい。
【００４３】
上記元素の主な添加目的や作用効果を以下に示す。
Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。Ｃｒ、Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主に、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の硬度を確保する。Ｖ、Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で炭化物や窒化物を生成し、これにより、オーステナイト粒の成長を抑制する。さらに、フェライト組織やパーライト組織中に析出硬化することにより、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また、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。
Ｂは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織中のフェライトに固溶し、パーライト組織の硬度を高める。Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性と硬度を向上させ、同時に、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。Ｔｉは、溶接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。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Ｎは、オーステナイト粒界に偏析することにより、パーライト変態を促進させる。そして、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させる。
【００４４】
これらの成分の限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライト相に固溶する。これにより、レール頭部の摩耗面において、車輪との接触により形成させる微細なフェライト組織をより一層微細化し、耐摩耗性を向上させる。Ｃｏ量が０．０１％未満では、フェライト組織の微細化が図れず、耐摩耗性の向上効果が期待できない。また、Ｃｏ量を１．００％超添加しても、上記の効果が飽和し、添加量に応じたフェライト組織の微細化が図れない。また、合金添加コストの増大により経済性が低下する。このため、Ｃｏ添加量を０．０１〜１．００％に限定する。
【００４５】
Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与する。同時に、セメンタイト相を強化して、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる。しかし、Ｃｒ量が０．０１％未満では、その効果は小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、Ｃｒ量が２．００％を超える過剰なＣｒ添加を行うと、焼入れ性が増加し、マルテンサイト組織が生成する。これにより頭部コーナー部や頭頂部に、マルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｒ添加量を０．０１〜２．００％に限定する。
【００４６】
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、平衡変態温度を上昇させ、結果としてフェライト組織やパーライト組織を微細にすることにより高硬度（強度）化に寄与する。このように、Ｍｏは、硬度（強度）を向上させる元素であるが、Ｍｏ量が０．０１％未満では、その効果が小さく、レール鋼の硬度を向上させる効果が全く見られなくなる。また、Ｍｏ量が０．５０％を超える過剰なＭｏ添加を行うと、変態速度が著しく低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にマルテンサイト組織を起点としたスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｍｏ添加量を０．０１〜０．５０％に限定する。
【００４７】
Ｖは、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窒化物のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化する。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＶ炭化物、Ｖ窒化物による析出硬化により、フェライト組織やパーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、靭性を向上させる。Ｖは、このような作用効果を得るために有効な元素である。また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、Ｖは、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｖ量が０．００５％未満では、その効果が十分に期待できず、フェライト組織やパーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また、Ｖ量が０．５０％を超えると、Ｖの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、フェライト組織やパーライト組織の靭性が低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｖ添加量を０．００５〜０．５０％に限定する。
【００４８】
Ｎｂは、Ｖと同様に、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化する。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物による析出硬化により、フェライト組織やパーライト組織の硬度（強度）を高めると同時に、靭性を向上させる。Ｎｂは、このような作用効果を得るために有効な元素である。また、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、Ｎｂは、低温度域から高温度域まで、Ｎｂの炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｎｂ量が０．００２％未満では、その効果が期待できず、フェライト組織やパーライト組織の硬度の向上や靭性の改善は認められない。また、Ｎｂ量が０．０５０％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、フェライト組織やパーライト組織の靭性が低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｂ添加量を０．００２〜０．０５０％に限定する。
【００４９】
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、パーライト変態を促進させる。この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が低減し、レールの頭表面から内部まで、より均一な硬度分布が得られる。このため、レールを高寿命化することができる。Ｂ量が０．０００１％未満では、その効果が十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また、Ｂ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、靭性の低下を招く。このため、Ｂ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定する。
【００５０】
Ｃｕは、フェライト組織やパーライト組織中のフェライト相に固溶し、固溶強化により、パーライト組織の硬度（強度）を向上させる元素である。Ｃｕ量が０．０１％未満では、その効果が期待できない。またＣｕ量が１．００％を超えると、著しい焼入れ性向上により、靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｃｕ量を０．０１〜１．００％に限定する。
【００５１】
Ｎｉは、フェライト組織やパーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度（強度）化を図る元素である。さらに、溶接熱影響部においては、Ｔｉとの複合化合物であるＮｉ３Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化が抑制される。Ｎｉ量が０．０１％未満では、その効果が著しく小さく、またＮｉ量が１．００％を超えると、フェライト組織やパーライト組織の靭性が著しく低下する。これにより頭部コーナー部や頭頂部にスポーリグ損傷が発生し、耐表面損傷性が低下する。このため、Ｎｉ添加量を０．０１〜１．００％に限定する。
【００５２】
Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物や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成分である。しかし、Ｔｉ量が０．００５０％未満では、その効果が少なく、Ｔｉ量が０．０５００％を超えると、粗大なＴｉの炭化物やＴｉの窒化物が生成して、レールの靭性が低下する。同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。このため、Ｔｉ添加量を０．００５０〜０．０５０％に限定する。
【００５３】
Ａｌは、脱酸材として必須の成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与する元素である。Ａｌ量が０．０１００％以下では、その効果が弱い。またＡｌ量が１．００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成する。これによりレールの靭性が低下すると同時に、粗大な析出物から疲労損傷が発生する。さらに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下するため、Ａｌ添加量を０．０１００超〜１．００％に限定する。
【００５４】
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フェライトやパーライト変態を促進させる。これにより主にパーライトブロックサイズが微細化することにより、靭性を向上させることができる。しかし、Ｎ量が０．００６０％未満では、その効果が弱い。Ｎ量が０．０２００％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し、レール頭部内部に疲労損傷が発生する。このため、Ｎ添加量を０．００６０〜０．０２００％に限定する。
【００５５】
（２）レール頭表部３ａのパーライト組織の領域および硬さの限定理由
次に、レールの頭表部３ａがパーライト組織であり、かつ、その硬さをＨｖ３２０〜５００の範囲に限定する理由について説明する。
まず、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０〜５００の範囲に限定する理由について説明する。
本成分系では、パーライト組織の硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの頭表部３ａの耐摩耗性の確保が困難となり、レールの使用寿命が低下する。また、ころがり面に塑性変形起因のフレーキング損傷が発生し、レール頭表部３ａの耐表面損傷性が大きく低下する。また、パーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織の靭性が著しく低下し、レール頭表部３ａの耐損傷性が低下する。このためパーライト組織の硬さをＨｖ３２０〜５００の範囲に限定する。
【００５６】
次に、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織の必要範囲を、レール鋼の頭表部３ａに限定する理由を説明する。
ここで、レールの頭表部３ａとは、図１中に示すように、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１０ｍｍまでの範囲（実線の斜線部）を示す。この部位に上記の成分範囲のパーライト組織が配置されていれば、車輪との接触による摩耗を抑制し、レールにおいて耐摩耗性の向上が図れる。
【００５７】
また、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織は、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３ｂ、すなわち、少なくとも図１中の点線の斜線部内に配置されていることが好ましく、これにより車輪との接触により、さらにレール頭部の内部まで摩耗した場合の耐摩耗性が、より一層確保され、レールの使用寿命の向上が図れる。したがって、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織は、車輪とレールが主に接するレール頭部３の表面近傍に配置することが望ましく、それ以外の部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。
なお、レール頭部３の表面近傍において、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織を得る方法としては、後述するように、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３に加速冷却を行うことが望ましい。
【００５８】
本発明でのレール頭部３のうち、前記した頭表部３ａ、又は頭表部３ａを含む深さ２０ｍｍまでの範囲３ｂの金属組織は、上記限定のようなパーライト組織のみ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、パーライト組織中に面積率で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、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が混入することがある。しかし、これらの組織が５％以下の含有量で混入しても、レール頭部５の耐摩耗性および靭性には大きな悪影響を及ぼさないため、上記限定のパーライト組織としては、微量な初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織等が５％以下の含有量で混在したものも含んでいる。
言い換えれば、本発明でのレール頭部５のうち、前記した頭表部３ａ、又は頭表部３ａを含む深さ２０ｍｍまでの範囲３ｂの金属組織は、９５％以上がパーライト組織であれば良く、耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭部金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。
なお、後述する表１及び表２におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは５％以下の含有量を意味し、パーライト組織以外の組織において微量と記載していないのは５％超の量（本発明外）を意味する。
【００５９】
（３）長辺が１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数の限定理由
本発明において、評価対象とした長手方向の任意断面のＭｎ硫化物系介在物の長辺の長さを１０〜１００μｍの範囲に限定する理由について詳細に説明する。
本成分系において、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺の長さと実レールの損傷実績（実際にレールを使用した際の損傷状況）を調査した結果、レールの破壊は、応力集中が発生するＭｎ硫化物系介在物の端部から発生していることを確認した。そこで、Ｍｎ硫化物系介在物の長さを変化させた鋼を試験溶解し、熱間圧延実験を行った結果、長辺の長さ１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数とレール耐損傷性には、よい相関があることが確認された。したがって、Ｍｎ硫化物系介在物の数の評価対象を長辺の長さ１０〜１００μｍの範囲に限定する。
【００６０】
なお、耐損傷性に対しては、応力集中が著しい長辺の長さが長いＭｎ硫化物系介在物の方が影響は大きく、長辺の長さが短いＭｎ硫化物系介在物の方が影響は小さい。しかし、本発明鋼では長さ１００μｍを超えるＭｎ硫化物系介在物は少なく、その鋼の特性を把握するには不適当であること、及び長さ１０μｍ未満のＭｎ硫化物系介在物は、耐損傷性に対して影響が少ないことから、表記のサイズのＭｎ硫化物系介在物を評価対象とした。
【００６１】
次に、本発明において、長手方向の任意断面（レールの長さ方向に平行な断面）において、長辺１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数を１０〜２００個／ｍｍ２に限定する理由について詳細に説明する。
長辺１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数が単位面積あたり２００個／ｍｍ２を超えると、本成分系ではＭｎ硫化物系介在物の数が過剰となり、介在物周囲の応力集中の発生により、レールの損傷の可能性が高くなる。鋼の機械的特性においても衝撃値の向上が望めない。また、長辺１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数が単位面積あたり１０個／ｍｍ２未満になると、本成分系では鋼中に残存してしまう不可避的な水素を吸着するトラップサイトが著しく減少する。これにより水素性の欠陥（水素脆化）を誘発する可能性が高くなり、レールの耐損傷性を損なう可能性がある。そこで、長辺の長さ１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり１０〜２００個／ｍｍ２に限定する。
なお、本限定において、Ｍｎ硫化物系介在物とは、Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を核に生成したＭｎ硫化物系介在物と、それ以外のＭｎ硫化物系介在の両方を評価対象とする。
【００６２】
また、Ｍｎ硫化物系介在物の数については、図３に示すようにレールの損傷が顕在化しているレール頭部３の長手方向の断面からサンプルを切り出し、硫化物系介在物の測定を行う。切り出した各サンプルのレール長手方向断面を鏡面研磨し、任意断面においてＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で調査する。そして、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する。各レール鋼の代表値は、これら２０視野の単位断面当たりの数の平均値とした。Ｍｎ硫化物系介在物の測定部位は、特に限定しないが、損傷の起点となるレール頭部５の表面から深さ３〜１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
また、破壊の起点となるＭｎ硫化物系介在物の影響をさらに少なくし、水素性の欠陥を未然に抑制し、レールの耐折損性を安定的に向上させるには、長辺１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり２０〜１８０個／ｍｍ２の範囲に制御することが望ましい。
【００６３】
（４）粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数の限定理由
本発明では、任意の横断面において、粒径が５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物が、単位面積当たり５００〜５００００個／ｍｍ２の量で存在することが好ましい。
評価対象となるＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の粒径を５〜１００ｎｍの範囲に限定する理由について詳細に説明する。
Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の粒径が５〜１００ｎｍの範囲であれば、オーステナイト組織中に生成した場合、粒界において十分なピンニング効果を示す。これにより、レールの耐損傷に悪影響することなく、結果的にパーライト組織を微細化し、確実に靭性を向上させることが確認された。したがってＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の評価対象を粒径５〜１００ｎｍの範囲に限定する。
なお、ピンニング効果に対しては、粒径が微細な介在物が多数存在するほど効果があるが、粒径５ｎｍ未満のＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物については、その測定が非常に困難である。また、粒径１００ｎｍ超のＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物については、上記のようにピンニング効果が得られない。以上により、上記のサイズのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物を評価対象とする。
【００６４】
次に、好ましい形態において、長手方向の任意断面の粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位ｍｍ２当たりの量（個数）を５００〜５００００個に限定する理由について詳細に説明する。
粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数が、単位面積あたり５００個／ｍｍ２未満になると、圧延後のオーステナイト組織中のピンニング効果が十分にあらわれない。このため、パーライト組織が粗大化し、レールの靭性が向上しない。また、粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数が、単位面積あたり５００００個／ｍｍ２を超えると、析出が過剰となり、パーライト組織自体が脆化し、レールの靭性が低下する。そこで、粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり５００〜５００００個／ｍｍ２に限定する。
【００６５】
なお、本限定において、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物とは、一部にＭｎ硫化物等の複合酸化物を含むものであり、また、Ｍｎ硫化物系介在物とは、Ｍｇ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｃａ酸化物等の微細な酸化物を核に生成したものである。
Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物は、以下のように観察し，粒径、個数を測定する。まず、図４に示した任意の横断面から薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率５００００〜５０００００の倍率で観察する。析出物の粒径は、観察により個々の析出物の面積を求め、その面積に相当する円の直径として求める。
析出物は２０視野の観察を行い、所定の直径５〜１００ｎｍに該当する析出物の数をカウントし、これを単位面積当たりの数に換算する。レール鋼の代表値は、これら２０視野の平均値とする。なお、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の測定部位は、特に限定しないが、靭性が必要とされるレール頭表部３aの表面から深さ３〜１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
【００６６】
（５）本発明のレール鋼の製造方法
上記の成分組成及びミクロ組織を有する本発明のレール鋼は、特に限定するものではないが、通常は、以下の方法により製造される。まず転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行い、溶鋼を得る。そして、この溶鋼を用いて、造塊・分塊法あるいは連続鋳造法によって、圧延用の鋼片（鋼塊）を製造する。さらに、鋼片を１２００℃以上に再加熱後、数パスの熱間圧延を行い、レールの成形を行う。その後、熱処理（再加熱、冷却）を施すことによりレールが製造される。
特に、溶銑段階では、通常の脱Ｓ、脱Ｐを行い（脱Ｐ、脱Ｓ処理）、さらに、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で十分な脱Ｓ、脱Ｐを行う（脱Ｐ、脱Ｓ処理）。次いで、Ｃａを添加することにより、Ｍｎ硫化物系介在物を制御する。さらには、必要に応じてＭｇ、Ｚｒを添加することにより、ナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させる。
製造条件の詳細を以下に示す。
【００６７】
溶銑段階では、低Ｐ化、低Ｓ化を図るには、通常の脱Ｐ処理及び脱Ｓ処理を丹念に行うことが望ましい。
脱Ｓについては、溶銑鍋（転炉精錬の前段階）において、時間をかけ、ＣａＯを十分に添加し、ＣａＳをスラグとして排出することが望ましい。
なお、ここでのＣａＯの添加は、Ｓ量が非常に高い溶銑からＳを低減する場合に行う方法である。後述するＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）を生成させるために添加するＣａＯ−Ｓｉ合金の添加とは異なり、なんら影響を与えるものではない。
脱Ｐについては、転炉での精錬において、脱Ｐにより分離したＰ（Ｐ２Ｏ５など）を含むスラグからのＰの再溶解を防止するため、精錬途中でスラグを排出することが望ましい。
【００６８】
次いで、Ｃａを添加することにより、Ｍｎ硫化物系介在物を制御する。
Ｃａは、鋳造前の精錬工程で添加することが望ましい。Ｃａの添加方法としては、取鍋でＣａ合金（Ｃａ−Ｓｉ合金など）ワイヤーやＣａ合金塊を添加したり、Ｃａ合金粉末を吹き込むことが望ましい。
Ｃａ合金としては、Ｃａ−Ｓｉ合金（５０Ｃａ−５０Ｓｉなど）や、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金（Ｆｅ−３０Ｓｉ−３０Ｃａなど）、Ｎｉ−Ｃａ合金（９０Ｎｉ−１０Ｃａなど）が用いられる。Ｃａは蒸気圧が高いため、純Ｃａを添加すると、溶鋼のスプラッシュが発生したり、湯面上のスラグを巻き込んで溶鋼清浄性が悪化する。また、歩留も低い。そこで、Ｃａ合金、例えば、Ｃａ−Ｓｉ合金を添加することが広く行われている。合金化することにより、Ｃａ単体の場合よりもＣａの活量が低下するので、添加時の蒸発が相対的に穏やかになり、歩留も向上する。
合金中のＣａ濃度が低い方が歩留も向上し、添加時のスプラッシュの発生も抑制される点で好ましい。ただし、Ｃａ以外の他元素（Ｓｉなど）が同時に添加されることにも留意し、Ｃａ合金組成を選択する必要がある。
【００６９】
Ｃａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）の凝集や偏析を防止するために、添加後、取鍋内のＡｒバブリング等により溶鋼を撹拌し、Ｃａ濃度を均一化すると同時に、大型介在物を浮上させることが望ましい。溶鋼量２００ｔ以上の場合、撹拌は５分から１０分程度行うことが望ましい。過剰な撹拌は、介在物の凝集合体を進行させて介在物が粗大化するため、好ましくない。
Ｃａの歩留を確保する観点からは、精錬工程の最後で添加するのが有利である。Ｃａを、精錬工程ではなく、鋳造工程においてタンディッシュ内に添加しても良い。鋳造時のスループット（時間当たりの鋳造量）に応じて、Ｃａ合金の添加速度を調整する必要がある。この場合、Ｃａ添加後の溶鋼撹拌は、タンディッシュ内および鋳型内に限られるため、Ｃａ濃度の均一性は、取鍋添加時よりやや劣る。そこで、鋳造段階におけるＣａの酸化物と硫化物の集合体（ＣａＯ−ＣａＳ）の凝集や偏析を防止するため、電磁力などで凝固途中の溶鋼を攪拌することが望ましい。また、鋳造時の溶鋼の流れを制御するため、鋳造ノズルの形状を最適化することが望ましい。
また、Ｍｎ硫化物系介在物と整合性の高いＣａＳを効率的に生成させるには、過剰なＣａＯの生成を抑制するように溶鋼の酸素量を調整することが望ましい。酸素量を事前に調整するには、Ａｌ、Ｓｉ等により事前に脱酸することが望ましい。
【００７０】
また、微細なナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細分散させるには、通常の精錬後、高温の溶鋼鍋や鋳造時のターンディシュなどで、純金属Ｍｇ、Ｍｇ合金（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ、Ｓｉ−Ｍｇ）、又はＺｒ合金（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｚｒ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｇ−Ｚｒ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ−Ｚｒ）を添加することが望ましい。さらに、鋳造段階での凝集や偏析を防止するため、電磁力などで凝固途中の溶鋼を攪拌することが望ましい。また、鋳造時の溶鋼の流れを制御するため鋳造ノズルの形状を最適化することが望ましい。
なお、Ｃａ、ＭｇやＺｒを添加する順番については明記していないが、酸素量の少ない高炭素鋼では、Ｃａ、ＭｇやＺｒの酸化物を効率よく生成させるには、比較的酸化力の弱いＣａを先に添加し、その後、酸化力の強いＭｇやＺｒを添加することが望ましい。
【００７１】
熱間圧延において、最終成形を行う温度は、形状と材質確保の観点から、９００〜１０００℃の範囲が望ましい。
また、熱間圧延後の熱処理に関して、レール頭部３において、硬さＨｖ３２０〜５００のパーライト組織を得るためには、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３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（特開平８−２４６１００号公報）、特許文献９（特開平９−１１１３５２号公報）等に記載されているような方法で熱処理（及び冷却）を行うことにより、所定の組織と硬さを得ることができる。
なお、レール圧延後、再加熱によって熱処理を行うには、レール頭部やレール全体を火炎や高周波で加熱することが望ましい。
【実施例】
【００７２】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１〜６は、供試レール鋼の化学成分を示す。なお、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。この表１〜６に示す成分組成を有するレール鋼を以下の方法により製造した。
溶銑段階で脱Ｐ、脱Ｓを行い、さらに、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で十分な脱Ｐ、脱Ｓを行って溶鋼を得た。この溶鋼にＣａを添加することによりＭｎ硫化物系介在物を制御し、あるいはさらに、Ｍｇ、Ｚｒを添加することによりナノサイズの酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させた。そして、連続鋳造法により鋼塊を製造し、さらに鋼塊に対して熱間圧延を行った。その後、熱処理を施すことによりレールとした。【００７３】
【表１】
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【００７４】
【表２】
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【００７５】
【表３】
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【００７６】
【表４】
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【００７７】
【表５】
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【００７８】
【表６】
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【００７９】
（ａ）Ｍｎ硫化物系介在物の個数測定
図３は、請求項１に限定したレール鋼のＭｎ硫化物系介在物の観察位置を示す。
図３に示されたように、得られたレール鋼の長手方向の断面のうち、頭表部３ａを含むレール頭表面から３〜１０ｍｍの深さの領域からサンプルを切り出した。そして、前述した方法により、長辺が１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を求めた。【００８０】
（ｂ）Ｍｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の個数測定
図４は、請求項２に限定したレール鋼のＭｎ硫化物系介在物、Ｍｇ系酸化物、及びＺｒ酸化物の観察位置を示す。
図４に示されたように、得られたレール鋼の横断面のうち、頭表部３ａを含むレール頭表面から３〜１０ｍｍの深さの領域からサンプルを切り出した。そして、前述した方法により、粒径５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物およびＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を求めた。【００８１】
（ｃ）頭表部３ａのミクロ組織の観察および硬さの測定
レール頭部３の表面から深さ４ｍｍの位置からサンプルを切り出した。そして、観察面を、研磨の後、ナイタール腐食液でエッチングした。ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって観察面のミクロ組織を観察した。
また、ＪＩＳ  Ｂ７７７４に従って、切り出したサンプルのビッカース硬さＨｖを測定した。なお、ビッカース硬度は、荷重９８Ｎ（１０ｋｇｆ）でサンプルにダイヤモンド圧子を載荷して測定した。表には（Ｈｖ、９８Ｎ）と記載した。
得られた結果を表７〜１２に示す。なお、表中、＊１の頭部材質は、レール頭部５の表面から深さ４ｍｍの部位の材質であることを示す。【００８２】
【表７】
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【００８３】
【表８】
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【００８４】
【表９】
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【００８５】
【表１０】
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【００８６】
【表１１】
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【００８７】
【表１２】
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【００８８】
（ｄ）摩耗試験
図５は、摩耗試験における試験片の採取位置を図示したものであり、図中の数字は寸法（ｍｍ）を示す。
図５に示されたように、レール鋼のうち、頭表部３ａを含む領域から円盤状試験片を切り出した。そして、図６に示されたように、相対する２本の回転軸のうち、一方の回転軸に円盤状試験片（レール試験片４）を配置し、他方の回転軸には相手材５を配置した。レール試験片４に所定の荷重がかかる状態で、レール試験片４と相手材５を接触させた。この状態で、冷却用ノズル６から圧搾空気を供給して冷却しながら、２本の回転軸を所定の回転速度で回転させた。そして、７０万回回転させた後、レール試験片４の重量の減少量（摩耗量）を測定した。
摩耗試験の条件を以下に示す。
試験機：西原式摩耗試験機（図６参照）
試験片形状：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図５参照）
試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
すべり率：２０％
相手材：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
雰囲気：大気中
冷却：圧搾空気による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／ｍｉｎ）
繰返し回数：７０万回【００８９】
（ｅ）頭部衝撃試験
図７は、衝撃試験における試験片の採取位置を図示したものである。
図７に示されたように、レール鋼の横断面のうち、頭表部３ａを含む領域がノッチ底になるように、レール幅（横断面）方向から試験片を切り出した。そして、得られた試験片に対して、以下の条件で衝撃試験を行い、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を測定した。
試験機：衝撃試験機
試験片形状：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
試験片採取位置：レール頭部表面下２ｍｍ（図７参照）
試験温度：常温（２０℃）【００９０】
得られた結果を表１３〜１５に示す。なお、表中、＊２の摩耗試験結果は、上記した摩耗試験の結果であり、レール試験片１３の重量の減少量（ｇ）を摩耗量として示した。＊３の衝撃試験結果は、上記した頭部衝撃試験の結果であり、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を示した。なお、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が大きいほど、靭性が優れていることを意味する。
本評価において、７０万回での摩耗量が１．５ｇ以下の場合、耐摩耗性に優れていると評価した。２０℃の衝撃値は、鋼の炭素量によってその値が大きく変動するため、特性の優劣を示す基準値は設定しておらず、同一の炭素量のレール鋼にて、衝撃値の優劣を比較した。【００９１】
【表１３】
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【００９２】
【表１４】
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【００９３】
【表１５】
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【００９４】
（１）本発明レール（４７本）、鋼符号１〜４７
鋼Ｎｏ．３、４、７、８、１１〜１４、１７〜１９、２１〜２５、２９、３０、３２〜３４、３６、３７、４３、４５、４６：化学成分が上記本発明の限定範囲内で、長辺：１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数、レール頭部のミクロ組織、硬さが、本発明の限定範囲内である耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールである。
鋼Ｎｏ．１、２、５、６、９、１０、１５、１６、２０、２６〜２８、３１、３５、３８〜４２、４４、４７：化学成分が上記本発明の限定範囲内で、長辺：１０〜１００μｍのＭｎ硫化物系介在物の数、粒径：５〜１００ｎｍのＭｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＭｎ硫化物系介在物の数、レール頭部のミクロ組織、硬さが、本発明の限定範囲内である耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レールである。【００９５】
（２）比較レール（２１本）、鋼符号４８〜６８
鋼Ｎｏ．４８〜５３：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．５４〜５５：Ｐ、Ｓの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．５６〜５７：Ｃａの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．５８〜６３：Ｐ、Ｓ、Ｃａの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．６４〜６６：化学成分は本発明の範囲内であるが、頭部のミクロ組織が上記本発明の限定範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．６７〜６８：化学成分は本発明の範囲内であるが、頭部の硬さが上記本発明の限定範囲外のレール。【００９６】
表１〜１５に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１〜４７）では、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８〜５３）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分が本発明の限定範囲内である。このため、耐摩耗性や靭性に悪影響する初析フェライト組織、初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織を生成させることなく、安定的に本発明の限定範囲内の硬さのパーライト組織を得ることが可能となる。
本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１〜４７）では、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．６４〜６８）と比べて、頭部のミクロ組織がパーライト組織を含み、硬さが本発明の限定範囲内である。このため、レールの耐摩耗性や靭性を向上させることができる。【００９７】
図８は、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１〜４７）と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４８、５０、５１、５２、５３、６４、６６、６７）の摩耗試験の結果を示す。
鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を本発明の限定範囲内とし、これにより、耐摩耗性に悪影響する初析フェライト組織、マルテンサイト組織の生成を防止し、硬さを本発明の限定範囲内とする。以上により、いずれの炭素量においても、耐摩耗性を大きく向上させることができる。【００９８】
図９は、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１〜４７）と比較レール鋼（鋼Ｎｏ．４９、５１、５３、６５、６６、６８）の衝撃試験の結果を示す。
鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を本発明の限定範囲内とし、これにより、靭性に悪影響を及ぼす初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織の生成を防止し、硬さを本発明の限定範囲内とする。以上により、いずれの炭素量においても、靭性を大きく向上させることができる。【００９９】
図１０に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１〜４７）は、比較レール鋼（鋼Ｎｏ．５４〜６３）と比べて、Ｐ、Ｓ、Ｃａの添加量が本発明の限定範囲内である。このため、いずれの炭素量においても、パーライト組織のレールの靭性を大きく向上させることができる。
さらに、図１１に示すように、本発明レール鋼（鋼Ｎｏ．１１〜１３、１８〜２０、２４〜２６、２９〜３１、３３〜３５、３６〜３８、４５〜４７）は、Ｃａが添加され、さらには、Ｃａ添加量の最適化が行われている。これにより、Ｍｎ硫化物系介在物が制御され、その数を本発明の限定範囲内としている。このため、パーライト組織のレールの靭性を向上させることができる。上記に加えて、Ｍｇ、Ｚｒが添加されている場合、酸化物やＭｎ硫化物系介在物を微細に分散させ、Ｍｇ系酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｍｎ硫化物系介在物の数を５００〜５００００個／ｍｍ２としている。これにより、パーライト組織のレールの靭性をさらに向上させることができる。
【産業上の利用可能性】
【０１００】
本発明のパーライト系レールは、現用の高強度レール以上の優れた耐摩耗性および靭性を有する。このため、自然環境の厳しい地域で採掘された天然資源を輸送する貨物鉄道用のレールのように、著しく厳しい軌道環境で使用されるレールとして、本発明は好適に適用できる。
【符号の説明】
【０１０１】
１：頭頂部
２：頭部コーナー部
３：レール頭部
３ａ：頭表部
３ｂ：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
４：レール試験片
５：相手材
６：冷却用ノズル
【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６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
2010050238.tif 000026
【図１０】
2010050238.tif 000027
【図１１】
2010050238.tif 000028
【国際調査報告】
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2010050238.tif 000030
2010050238.tif 000031
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