(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％、及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％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、前記頭表部の硬さがＨｖ３２０〜５００の範囲である。
2010095354.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％、及び
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％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、前記頭表部の硬さがＨｖ３２０〜５００の範囲であるパーライト系レール。
【請求項２】
前記パーライト組織中の長手方向の任意断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値が５．０以下であることを特徴とする請求項１に記載のパーライト系レール。
【請求項３】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｓ≦０．０１００％を含有し、
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（Ｌ）が１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜１００個／ｍｍ２の量で存在することを特徴とする請求項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、Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％、及びＡｌ：０．００４０〜０．５０％のうちの１種又は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１項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、Ｃｏ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項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、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、及びＭｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項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、Ｖ：０．００５〜０．５０％、及びＮｂ：０．００２〜０．０５０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項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、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項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、Ｃｕ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項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、Ｎｉ：０．０１〜１．００％を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項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、Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載のパーライト系レール。
【請求項１２】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％を含有することを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載のパーライト系レール。
【請求項１３】
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％を含有することを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載のパーライト系レール。
【請求項１４】
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１〜１３のいずれか１項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ものである。
本願は、２００９年２月１８日に、日本に出願された特願２００９−０３５４７２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。【０００４】
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。【０００５】
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。【０００６】
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）。【０００７】
特許文献１の開示技術では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間の時間で連続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することができる。【０００８】
また、特許文献２の公開技術では、高炭素鋼含有の鋼レールの仕上げ圧延において、所定の圧延パス間の時間で連続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することができる。【０００９】
さらに、特許文献３の公開技術では、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することができる。【００１０】
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。【００１１】
そこで、レールの代表的な介在物である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、酸素をできるだけ低減させ、溶鋼中の介在物を減少させることにある（例えば、特許文献４、５、６参照）。【００１２】
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。【００１３】
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。【００１４】
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。【００１５】
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】
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、靭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】
【００１７】
【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
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明は、上述した問題点に鑑み案出されたものであり、特に、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】
【００１９】
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％、及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％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、前記頭表部の硬さがＨｖ３２０〜５００の範囲である。
ここで、Ｈｖとは、ＪＩＳ  Ｂ７７７４で規定されたビッカース硬さをいう。【００２０】
本発明のパーライト系レールでは、前記パーライト組織中の長手方向の任意断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値が５．０以下であってもよい。
前記鋼は、質量％で、さらに、Ｓ≦０．０１００％を含有し、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（Ｌ）が１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜１００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）〜（１１）に記載した鋼成分のいずれか１種又は２種以上を含有してもよい。
（１）Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％、Ａｌ：０．００４０〜０．５０％のうちの１種または２種
（２）Ｃｏ：０．０１〜１．００％
（３）Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種または２種
（４）Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％のうちの１種または２種
（５）Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
（６）Ｃｕ：０．０１〜１．００％
（７）Ｎｉ：０．０１〜１．００％
（８）Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％
（９）Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％
（１０）Ｚｒ：０．０００１〜０．２０００％
（１１）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、ＲＥＭを添加することにより、パーライト組織の耐摩耗性と靭性を向上させており、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、Ｍｎ硫化物系介在物の形態を制御し、かつＳの添加量を低減することによって、Ｍｎ硫化物系介在物の個数を制御すると、パーライト組織の靭性をより向上させることができ、使用寿命をさらに向上させることが可能となる。
【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】炭素量１．００％であり、さらにＲＥＭが添加された鋼を用いて、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、衝撃試験を行った結果をＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）／短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値と衝撃値の関係で示した図である。
【図３】本発明レール鋼のＭｎ硫化物系介在物の観察位置を示した図である。
【図４】表４〜９に示された摩耗試験における試験片採取位置を図示した図である。
【図５】表４〜９に示された摩耗試験の概要を示した図である。
【図６】表４〜９に示された衝撃試験における試験片採取位置を図示した図である。
【図７】本発明レール鋼（鋼：１〜４３）と比較レール鋼（鋼：４４、４６、４７、４８、４９、６２、６４、６５）の摩耗試験の結果を炭素量と摩耗量の関係で示した図である。
【図８】本発明レール鋼（鋼：１〜４３）と比較レール鋼（鋼：４５、４７、４９、６３、６４、６６）の衝撃試験の結果を炭素量と衝撃値の関係で示した図である。
【図９】表１〜３に示された本発明レール鋼と比較レール鋼（鋼：５０〜６１、ＲＥＭ添加量が限定範囲外のレール）の衝撃試験の結果を炭素量と衝撃値の関係で示した図である。
【図１０】表１〜３に示された本発明レール鋼（鋼：９〜１１、１４〜１６、２０〜２２、２５〜２７、３２〜３４、４１〜４３）の衝撃試験の結果を炭素量と衝撃値の関係で示した図である。
【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。以下、組成における質量は、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（符号：３ａ、実線部）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（点線部）で示す。
【００２４】
まず、本発明者らは、レールの靭性に悪影響する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。レール圧延においては、鋼片を一旦１２００〜１３００℃まで再加熱して熱間圧延を行っている。この圧延条件とＭｎＳの形態の関係を調査した。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。
【００２５】
次に、本発明者らは、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する方法を検討した。熱間圧延時の圧延温度、圧下量を変化させたレール圧延実験を行った結果、圧延温度の低下によりＭｎ硫化物系介在物の延伸が抑制できることが確認された。しかし、レール圧延においては、圧延温度の低下が成形性の確保を困難にすることから、圧延温度の制御による延伸の抑制は困難であることが明らかとなった。
【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。ＭｎＳの生成形態を変化させた様々な試験溶解、熱間圧延実験を行った。その結果、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。
【００２７】
さらに、本発明者らは、熱間圧延の際に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熱間圧延実験を行った結果、融点の高いＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）は、Ｍｎ硫化物系介在物との整合性が高く、このオキシサルファイドを核に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。
【００２８】
次に、本発明者らは、ＲＥＭを添加した鋼を試験溶解し、熱間圧延実験を行った。その結果、ＲＥＭのオキシサルファイドを核として生成した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、ＲＥＭを添加し、延伸したＭｎ硫化物系介在物が少ない鋼では、破壊の起点が少なくなり、衝撃値が向上することが確認された。
【００２９】
さらに、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、試験溶解、熱間圧延実験により、ＲＥＭのオキシサルファイドを微細に分散させることを検討した。その結果、ＲＥＭ添加時の脱酸条件を調整することにより、ＲＥＭのオキシサルファイドが微細に分散し、結果的に熱間圧延後のＭｎ硫化物系介在物の形態を制御できることを確認した。
【００３０】
これらのＭｎ硫化物系介在物の形態制御に加え、本発明者らは、Ｓの添加量の低減によりＭｎ硫化物系介在物の総数を低減し、これにより靭性が向上するかどうか検討した。ＲＥＭを添加し、Ｓの添加量を変化させた鋼を試験溶解し、熱間圧延実験を行った。その結果、Ｓ添加量を低減し、Ｍｎ硫化物系介在物の数を低減させることにより、破壊の起点が激減し、衝撃値がさらに向上することが確認された。
【００３１】
本発明者らは、炭素量１．００％の鋼にＲＥＭを添加した鋼を試験溶解し、レール相当の熱間圧延条件を模擬した試験圧延実験を行った。そして衝撃試験を行い、衝撃値におよぼすＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）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、炭素量１．００％の鋼において、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値と衝撃値との関係を示す。ＲＥＭ添加時の脱酸条件の調整により、長手方向の任意断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値が５．０以下となり、衝撃値が向上する。さらに、Ｓ添加量を低減させると、Ｍｎ硫化物系介在物の数が低減し、破壊の起点が激減し、衝撃値がさらに向上する。
【００３３】
これらの材質試験の結果から、高炭素含有の耐摩耗性に優れたレール鋼において靭性を向上させるには、Ｍｎ硫化物系介在物の形態制御、すなわち、ＲＥＭの添加が有効であることが確認された。さらに、靭性を向上させるには、ＲＥＭを核とするＭｎ硫化物系介在物の形態に最適な範囲が存在し、さらに、Ｓ添加量を低減させることにより、靭性がさらに向上することを新たに知見した。
【００３４】
すなわち、本発明では、高炭素含有の鋼レールにおいて、ＲＥＭを添加することにより、パーライト組織の耐摩耗性と靭性を向上させる。これにより、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、Ｍｎ硫化物系介在物の形態を制御し、さらにＳの添加量の低減によりＭｎ硫化物系介在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。以上により、本発明は、レールの使用寿命を向上させることを目的としたパーライト系レールを提供するものである。
【００３５】
次に、本発明の限定理由（構成要件）について詳細に説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３６】
（１）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、レール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。
【００３７】
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十分に抑制するには、Ｓｉ添加量を０．２５〜１．２５％とすることが望ましい。
【００３８】
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十分に抑制するには、Ｍｎ添加量を０．２０〜１．３５％とすることが望ましい。
【００３９】
ＲＥＭは、脱酸・脱硫元素であり、添加によりＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となる。また、この核であるオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）の融点が高いため、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する元素である。しかし、ＲＥＭ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、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）の数が過剰となり、Ｍｎ硫化物系介在物の核とならない単独のＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）が増加する。この硬質なオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）がレール鋼の靭性を大きく低下させる。このため、ＲＥＭ添加量を０．０００５〜０．０５００％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、靭性に有害な硬質オキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）の生成を未然に抑制し、衝撃値を向上させるには、ＲＥＭ添加量を０．００１０〜０．０３００％の範囲にすることが望ましい。
【００４０】
なお、ＲＥＭとは、希土類金属であり、Sc，Y，La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，及びLuから選択される１種以上である。上記添加量はこれらの全ＲＥＭの添加量を限定したものである。全添加量の総和が上記範囲内であれば、単独、複合（２種類以上）の希土類金属のいずれの形態であっても同様な効果が得られる。
【００４１】
本発明では、以下のようにＳ量を限定することが好ましい。請求項３においてＳ量を上記請求範囲に限定する理由について詳細に説明する。
Ｓは、靭性に有害なＭｎ硫化物系介在物を生成する元素である。Ｓ量が０．０１００％を超えると、Ｍｎ硫化物系介在物の数が多くなり、靭性の著しい向上が望めない。このため、Ｓ添加量を０．０１００％以下に限定する。なお、下限値は限定していないが、水素欠陥の抑制を図るため、最低限度のＭｎ硫化物系介在物を確保し、同時に、靭性を向上させるには、０．００２０〜０．００８０％の範囲と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、レール頭部内部の断面硬度分布の制御を図る目的で、Ｃａ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、又はＮの元素を必要に応じて添加することが好ましい。
【００４３】
ここで、上記元素の主な添加目的を以下に示す。
Ｃａ、Ａｌは、融点の高い酸化物を形成し、Ｍｎ硫化物系介在物の核となり、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸を抑制し、靭性を向上させる。
Ｃｏは、摩耗面のラメラ構造やフェライト粒径を微細化し、パーライト組織の耐摩耗性を高める。
Ｃｒ、Ｍｏは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、主に、パーライトラメラ間隔を微細化することによりパーライト組織の硬度を確保する。
Ｖ、Ｎｂは、熱間圧延やその後の冷却課程で生成した炭化物や窒化物により、オーステナイト粒の成長を抑制する。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、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。
Ｍｇは、レール圧延時においてオーステナイト粒の微細化を図り、同時に、フェライトやパーライト変態を促進し、靭性を向上させる。
Ｚｒは、ＺｒＯ２介在物が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、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、レールの靭性低下を防止する。
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を促進させ、パーライトブロックサイズを微細化することにより、靭性を向上させる。
【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。
Ｃａは、ＲＥＭと同様に、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硫化物系介在物の延伸を抑制する。さらに、ＲＥＭと複合添加することにより、ＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）との複合酸化物を生成する。この複合酸化物は、Ｍｎ硫化物系介在物の延伸をさらに抑制する。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０．０１５０％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０．０００５〜０．０１５０％に限定する。
【００４５】
Ａｌは、脱酸元素であり、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）を生成し、Ｍｎ硫化物系介在物の生成核となり、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。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（強度）化に寄与する元素である。しかし、Ａｌ量が０．００４０％未満では、その効果が弱い。また、Ａｌ量が０．５０％を超えると、鋼中に固溶させることが困難となる。これにより、粗大なアルミナ系介在物が生成し、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。さらに、溶接時に酸化物が生成し、溶接性が著しく低下する。このため、Ａｌ添加量を０．００４０〜０．５０％に限定する。
【００４６】
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れ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。
【００４７】
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。
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はあるが、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。
【００４８】
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、熱間圧延後の冷却過程で生成した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。
【００４９】
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、熱間圧延後の冷却過程で生成した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。
【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。しかし、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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。しかし、Ｎｉ量が０．０１％未満では、その効果が著しく小さい。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。
【００５３】
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、その効果が少ない。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。
【００５４】
Ｍｇは、Ｏ、または、ＳやＡｌ等と結合して微細な酸化物を形成し、レール圧延時の再加熱において、結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒の微細化を図り、フェライト組織やパーライト組織の靭性を向上させる。Ｍｇは、このような作用効果を得るために有効な元素である。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳが、ＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、これによりフェライトやパーライト変態の生成に寄与する。その結果、Ｍｇは、主にパーライトブロックサイズを微細化することになるため、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｍｇ量が０．０００５％未満では、その効果は弱い。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、粗大な析出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。
【００５５】
Ｚｒは、ＺｒＯ２介在物がγ−Ｆｅとの格子整合性が良いため、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素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。これにより、Ｚｒは、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、偏析部の特性を向上させる元素である。しかし、Ｚｒ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。また、Ｚｒ量が０．２０００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、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０．０００１〜０．２０００％に限定する。
【００５６】
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を微細化することにより、靭性を向上させることができる。Ｎは、このような作用効果を得るために有効な元素である。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。
【００５７】
（２）レール頭表部（符号：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。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
なお、レール頭部において、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、熱間圧延後、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。
【００６３】
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３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、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、レール頭部３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。
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。
【００６４】
（３）Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値の限定理由
本発明では、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）において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値が５．０以下であることが好ましい（請求項２の要件）。
長手方向の任意断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値を上記数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。
【００６５】
長手方向のＭｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値が５．０を越えると、Ｍｎ硫化物系介在物が長大となり、介在物周囲の応力集中の発生により、レールの損傷が発生し易くなる。鋼の機械試験においては衝撃値の著しい向上が望めない。そこで、硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値を５．０以下に限定する。
【００６６】
なお、硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の下限値については、特に限定しないが、介在物の長辺と短辺の長さが等しい場合、すなわち、円形の場合に長さの比（Ｌ／Ｄ）が１．０となり、これが事実上の下限となる。
また、応力集中を促進する長大なＭｎ硫化物系介在物の影響をさらに少なくするには、長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の値を４．０以下に限定することが望ましい。
【００６７】
ここで、硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの測定方法および長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値の算定方法について説明する。
【００６８】
図３に示すように、レールの損傷が健在化しているレール頭部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、１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影する。そして、その写真を画像処理装置で読み取り、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）を測定し、さらに長さの比（Ｌ／Ｄ）を求め、これらの値の平均値を算定する。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表面から深さ３〜１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
【００６９】
なお、硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値を５．０以下に制御する方法としては、硫化物系介在物の核となるＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を効率よく、さらには微細に生成させる必要がある。これを制御するには、後述するように、ＲＥＭを添加する前の溶鋼酸素量の制御が必要である。
【００７０】
（４）長辺（Ｌ）１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数の限定理由
本発明では、長辺（Ｌ）１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物が、単位面積あたり１０〜１００個／ｍｍ２であることが好ましい（請求項３の要件）。評価対象とした長手方向の任意断面（レールの長さ方向に平行な断面）のＭｎ硫化物系介在物の長辺長さを１〜５０μｍの範囲に限定する理由について詳細に説明する。
【００７１】
本成分系において、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺長さと実レールの損傷実績を調査した結果、長辺長さ１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の数とレールの耐損傷性には、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長さ１〜５０μｍの範囲に限定する。
【００７２】
次に、請求項３において、長手方向の任意断面において観察される長辺（Ｌ）１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数を上記請求範囲に限定する理由について詳細に説明する。
【００７３】
長辺（Ｌ）１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数が単位面積あたり１００個／ｍｍ２を超えると、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、レールの損傷発生の可能性が高くなる。鋼の機械試験においても衝撃値のより一層の向上が望めない。また、長手方向の長辺（Ｌ）１〜５０μｍ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、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し、水素性の欠陥（水素脆化）を誘発する可能性が高くなり、レール耐損傷性を損なう可能性がある。そこで、長辺（Ｌ）１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積あたり１０〜１００個／ｍｍ２以下に限定する。
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、同時に、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１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の合計個数を単位面積当たり２０〜８５個／ｍｍ２の範囲に制御することが望ましい。
【００７４】
なお、介在物の数については、図３に示した方法でサンプルを採取し、長手方向の任意断面においてＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で調査し、上記限定のサイズの介在物数をカウントし、単位断面当たりの数を算定する。観察は少なくとも１０視野以上行い、その平均値を鋼の代表値とすることが望ましい。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表面から深さ３〜１０ｍｍの範囲を測定することが望ましい。
【００７５】
また、長辺（Ｌ）が１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積あたりの個数を前記範囲内に納めるには、前記限定のように溶鋼でのＳ添加量を０．０１００％以下に制御する必要がある。具体的には、一般的な二次精錬において、ＣａＯ、Ｎａ２ＣＯ３、ＣａＦ２等の脱硫元素や、さらにはＡｌを添加し、精錬することが望ましい。なお、Ｓ添加量の下限値は特に限定していないが、水素欠陥の抑制を図るため、最低限度のＭｎ硫化物系介在物を確保し、同時に、靭性を向上させるには、０．００２０〜０．００８０％の範囲とすることが望ましい。
【００７６】
（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、以下の方法で製造される。
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。この溶鋼にＲＥＭを添加し、ＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を均一に分散させ、Ｍｎ硫化物系介在物の分布を制御する。また、Ｓ添加量を通常の条件よりも低減して少量とする。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、鋼塊（鋼片）を製造する。さらに鋼塊に対して熱間圧延を行い、その後、熱処理（再加熱、冷却）を施すことによりレールとして製造される。
【００７７】
特に、微細なＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を均一に分散させるには、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に、Ｆｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金やＲＥＭを含有したミッシュメタル（主成分：Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ）を添加することが望ましい。さらに、鋳造段階でのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）の凝集や偏析を防止するために、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。また鋳造時の溶綱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。
【００７８】
溶鋼製造の次工程の鋼塊の製造条件や鋼塊の熱間圧延の条件は、特に限定されず、通常の条件が適用できる。上記成分組成で構成されるレール鋼は、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によって、圧延用の鋼片を製造する。
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。最終成形を行う温度は、形状と材質確保の観点から９００〜１００００℃の範囲が望ましい。
【００７９】
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、熱間圧延後、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７（特開平８−２４６１００号公報）、特許文献８（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３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。
【００８０】
さらに、硫化物系介在物の長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値を５．０以下に制御する方法としては、硫化物系介在物の核となるＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を効率よく、さらには微細に生成させる必要がある。これを制御するには、ＲＥＭを添加する前の溶鋼酸素量の制御が必要である。具体的には、ＡｌやＳｉで事前に脱酸し、酸素量を１０ｐｐｍ以下まで低下させ、その後、ＲＥＭを添加することが望ましい。脱酸が不十分な場合は、オキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）が生成せず、硫化物系介在物の核とならないＲＥＭ２Ｏ３が生成し、レールを熱間圧延する前の鋼片段階での硫化物系介在物が微細に分散しない。その結果、圧延後のレールにおいて、硫化物系介在物が延伸し、長辺（Ｌ）と短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）の平均値を５．０以下に制御することが困難となる。
【実施例】
【００８１】
次に、本発明の実施例について説明する。表１〜３は、供試レール鋼（本発明レール鋼及び比較レール鋼）の化学成分を示す。
なお、表中、＃１の化学成分は、残部が、鉄及び不可避不純物である。また、表１および表２において、Ｓ量が記載されていないものについては、Ｓ量が０．０１００％超〜０．０２００％であった。【００８２】
この表１〜３に示す成分組成を有するレール鋼は、以下の方法により製造した。
転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行った。この溶鋼に、ＲＥＭとして主成分がＣｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄであるミッシュメタルを添加し、ＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）を均一に分散させ、Ｍｎ硫化物系介在物の分布を制御した。そして、造塊・分塊法あるいは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、熱処理を施し、レールとした。【００８３】
【表１】
2010095354.tif 000003
【００８４】
【表２】
2010095354.tif 000004
【００８５】
【表３】
2010095354.tif 000005
【００８６】
前述した方法により、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）／短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）、及び長辺（Ｌ）：１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の単位面積当たりの数を測定した。
また、レール頭部のミクロ組織、硬さを以下のように測定した。
頭表部３ａを含むレール頭表部より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。
なお、ミクロ組織観察、硬さ測定はレール頭表部から深さ４ｍｍの位置について行った。【００８７】
頭部摩耗試験
図４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４に示されたように、レール鋼のうち、頭表部を含む領域から円盤状試験片を切り出した。
そして、図５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。
頭部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５参照）
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４参照）
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【００８８】
頭部衝撃試験
図６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６に示されたように、レール鋼の横断面のうち、頭表部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６参照）
試験温度：常温（２０℃）【００８９】
得られた結果を表４〜９に示す。
なお、表中、＊１の頭部材質のミクロ組織及び硬さは、頭表下４ｍｍ位置のデータである。＊２の摩耗試験結果は、上記した摩耗試験の結果であり、摩耗試験は、図４に示す位置から試験片を採取し、図５に示す方法で、上記した条件にて行った。＊３の衝撃試験結果は、上記した衝撃試験の結果であり、衝撃試験は、図６に示す位置から試験片を採取し、上記した条件にて行った。【００９０】
【表４】
2010095354.tif 000006
【００９１】
【表５】
2010095354.tif 000007
【００９２】
【表６】
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【００９３】
【表７】
2010095354.tif 000009
【００９４】
【表８】
2010095354.tif 000010
【００９５】
【表９】
2010095354.tif 000011
【００９６】
（１）本発明レール（４３本）、鋼符号１〜４３
鋼Ｎｏ．１〜９、１４、１７〜２０、２５、３２、４１：化学成分が本発明の限定範囲内で、レール頭部のミクロ組織、硬さが本発明の限定範囲内のパーライト系レール。【００９７】
鋼Ｎｏ．１０、１３、１５、２１、２６、２８〜３１、３３、３９、４２：化学成分が本発明の限定範囲内で、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）／短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）、レール頭部のミクロ組織、硬さが本発明の範囲内のパーライト系レール。【００９８】
鋼Ｎｏ．１１、１２、１６、２２〜２４、２７、３４〜３８、４０、４３：化学成分が本発明の限定範囲内で、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）／短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）、Ｓ添加量、長辺（Ｌ）：１〜５０μｍ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のパーライト系レール。【００９９】
尚、本発明レールにおいて、ミクロ組織に微量初析フェライト、微量初析セメンタイト、微量ベイナイト、微量マルテンサイトが含まれるレールでは、パーライト組織以外のこれらの微量な組織比率は５％以下であった。【０１００】
（２）比較レール（２３本）  符号４４〜６６
鋼Ｎｏ．４４〜４９：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．５０〜６１：ＲＥＭの成分が本発明の範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．６２〜６４：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本発明の限定範囲外のレール。
鋼Ｎｏ．６５〜６６：化学成分は本発明の範囲内であるが、頭部の硬さが本発明の限定範囲外のレール。【０１０１】
尚、比較レールにおいて、ミクロ組織に初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイトが含まれるレールでは、パーライト以外のこれらの組織比率は５％超であり、微量初析セメンタイト、微量ベイナイトが含まれるレールでは、これらの微量な組織比率は５％以下であった。【０１０２】
表１〜９に示すように、本発明レール鋼（鋼：１〜４３）は、比較レール鋼（鋼：４４〜４９）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの化学成分を本発明の限定範囲内に収めている。これにより、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、安定的に一定の硬さ範囲内のパーライト組織を得ることが可能となった。【０１０３】
表１〜９に示すように、本発明レール鋼（鋼：１〜４３）は、比較レール鋼（鋼：６２〜６６）と比べて、頭部（頭表部）のミクロ組織をパーライト組織とし、硬さをある一定範囲内に納めている。これにより、レールの耐摩耗性や靭性を向上させることができた。【０１０４】
図７は、本発明レール鋼（鋼：１〜４３）と比較レール鋼（鋼：４４、４６、４７、４８、４９、６２、６４、６５）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に収め、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、さらに硬さを本発明の範囲に納めることにより、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。【０１０５】
図８は、本発明レール鋼（鋼：１〜４３）と比較レール鋼（鋼：４５、４７、４９、６３、６４、６６）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に収め、靭性に悪影響する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、さらに硬さを本発明の範囲に納めることにより、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。【０１０６】
また、表１〜９及び図９に示すように、本発明レール鋼（鋼：１〜４３）は、比較レール鋼（鋼：５０〜６１）と比べて、ＲＥＭの添加量を本発明の範囲内に納めることにより、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。【０１０７】
さらに、表１〜９及び図１０に示すように、本発明レール鋼（鋼：９〜１１、１４〜１６、２０〜２２、２５〜２７、３２〜３４、４１〜４３）は、レールの溶鋼を製造する際の転炉でのＲＥＭ添加時の酸素量を事前の脱酸で制御し、さらに、ＲＥＭの添加量を本発明の範囲内に納めている。これにより、Ｍｎ硫化物系介在物の長辺（Ｌ）／短辺（Ｄ）の長さの比（Ｌ／Ｄ）を本発明の範囲内に納めることにより、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、Ｓ添加量を低減し、長辺（Ｌ）：１〜５０μｍのＭｎ硫化物系介在物の数を本発明の範囲内に納めることにより、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】
【０１０８】
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及び靭性を有する。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】
【０１０９】
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】
2010095354.tif 000012
【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】
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【図１０】
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【手続補正書】
【提出日】平成23年7月22日(2011.7.22)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．６５〜１．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、及び
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼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、前記頭表部の硬さがＨｖ３２０〜５００の範囲であるパーライト系レール。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
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％、及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼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、前記頭表部の硬さがＨｖ３２０〜５００の範囲である。
ここで、Ｈｖとは、ＪＩＳ  Ｂ７７７４で規定されたビッカース硬さをいう。
【国際調査報告】
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2010095354.tif 000024
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