(57)【要約】  質量％でＣ：０．７０％以上１．００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上１．６０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上１．００％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｃｒ：０．４０％以上１．３０％以下、Ｃｅｑ＝［％Ｃ］＋（［％Ｓｉ］／１１）＋（［％Ｍｎ］／７）＋（［％Ｃｒ］／５．８）で定義されるＣｅｑ値が１．０４以上１．２５以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の成分組成を有し、レール頭部表面からの深さが１ｍｍの位置と２５ｍｍの位置との間の領域における硬さが３７０ＨＶ以上５２０ＨＶ未満、該領域をＥＰＭＡでライン分析して得られるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの各成分の最大含有量からＣｅｑ（ｍａｘ）＝［％Ｃ（ｍａｘ）］＋（［％Ｓｉ（ｍａｘ）］／１１）＋（［％Ｍｎ（ｍａｘ）］／７）＋（［％Ｃｒ（ｍａｘ）］／５．８）に従って求まるＣｅｑ（ｍａｘ）が１．４０以下、該領域でのパーライト面積率が９５％以上であるレール。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.70質量％以上1.00質量％以下、  Si：0.50質量％以上1.60質量％以下、  Mn：0.20質量％以上1.00質量％以下、  Ｐ：0.035質量％以下、  Ｓ：0.012質量％以下および  Cr：0.40質量％以上1.30質量％以下を、次式（１）で定義されるＣeq値が1.04以上1.25以下となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、  レール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域におけるビッカース硬さが370HV以上520HV未満であり、該領域をEPMAでライン分析して得られる、Ｃ、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から次式（２）に従って求まる、Ｃeq(max)が1.40以下であり、かつ該領域でのパーライト面積率が95％以上であるレール。  Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Si］／11）＋（［％Mn］／７）＋（［％Cr］／5.8） ・・・(1)    但し、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）  Ｃeq(max)＝［％Ｃ(max)］＋（［％Si(max)］／11）＋（［％Mn(max)］／７）＋（［％Cr(max)］／5.8） ・・・(2)    但し、［％Ｍ(max)］は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Ｍの最大含有量
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、  Ｖ：0.30質量％以下、  Cu：1.0質量％以下、  Ni：1.0質量％以下、  Nb：0.05質量％以下および  Mo：0.5質量％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載のレール。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、  Al：0.07質量％以下、  Ｗ：1.0質量％以下、  Ｂ：0.005質量％以下、  Ti：0.010質量％未満および  Sb：0.05質量％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２のいずれかに記載のレール。 
【請求項４】
請求項１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃超1350℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲にて次式(3)で定義されるＡ(ｓ)以上の保持時間での保持を行った後に、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延し、その後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度：400℃以上600℃以下として、１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する、レールの製造方法。記  Ａ(ｓ)＝exp{(6000/Ｔ)＋(1.2×[％Ｃ])＋(0.5×[％Si])＋(２×[％Mn])＋(1.4×[％Cr])}・・・(3)    但し、Ｔは加熱温度[℃]を、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量(質量％)を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、レール、特に耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を向上させたレールと、このレールを有利に製造し得るレールの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】  鉱石の運搬等を主体とする高軸重鉄道では、貨車の車軸にかかる荷重は客車に比べて遥かに高く、レールの使用環境も過酷なものとなっている。このような環境下で使用されるレールは、従来、耐摩耗性重視の観点から主としてパーライト組織を有する鋼が使用されている。しかし、近年、鉄道による輸送の効率化のために貨車への積載重量のさらなる増加が進められており、一層の耐摩耗性と耐疲労損傷性の向上が求められている。なお、高軸重鉄道とは、列車や貨車の1台の貨車の積載重量の大きい（積載重量がたとえば150トン程度以上の）鉄道である。【０００３】  レールの耐摩耗性をさらに向上することを目指して、たとえば特許文献１および特許文献２では、Ｃ量を0.85質量％超1.20質量％以下に増加すること、また、特許文献３および特許文献４では、Ｃ量を0.85質量％超1.20質量％以下とするとともに、レール頭部に熱処理を施すこと等、Ｃ量を増加してセメンタイト分率を増加させることによって耐摩耗性の向上を図る工夫が提案されている。【０００４】  一方、高軸重鉄道の曲線区間のレールには、車輪による転がり応力と遠心力による滑り力が加わるために、レールの摩耗がより厳しくなるとともに、滑りに起因した疲労損傷が発生する。上記の提案のように、単にＣ量を0.85質量％超1.20質量％以下にすると、熱処理条件によっては初析セメンタイト組織が生成し、また脆いパーライト層状組織のセメンタイト層の量が増加するため、耐疲労損傷性の向上は見込めない。【０００５】  そこで、特許文献５では、Al、Siの添加により初析セメンタイト生成を抑制し、耐疲労損傷性を向上させる技術が提案されている。しかし、Alの添加は疲労損傷の起点となる酸化物が生成する等、パーライト組織を有する鋼レールにおいて耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性を満足させることは困難であった。【０００６】  特許文献６では、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少なくとも深さ20mmの範囲のビッカース硬さが370 HV以上とすることにより、レールの使用寿命向上を図っている。また、特許文献７では、パーライトブロックを制御することにより、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少なくとも深さ20mmの範囲の硬さを300HV以上500HV以下の範囲としてレールの使用寿命向上を図っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平8-109439号公報
【特許文献２】特開平8-144016号公報
【特許文献３】特開平8-246100号公報
【特許文献４】特開平8-246101号公報
【特許文献５】特開2002-69585号公報
【特許文献６】特開平10-195601号公報
【特許文献７】特開2003-293086号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】  しかしながら、レールの使用環境はさらに過酷化しており、レールの使用寿命向上のためには、さらなる高硬度化かつ硬化深さ範囲の拡大が課題となっていた。本発明は、この課題を解決するべくなされたものであり、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性に優れたレールをその製造方法とともに提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】  発明者らは、上記の課題を解決するため、Ｃ、Si、MnおよびCrの含有量を変化させたレールを製作し、組織、耐摩耗性および耐疲労損傷性について鋭意調査を行った。その結果、従来のレール材に比べて、ミクロ偏析に起因した局所的な炭素当量(以下、Ｃeq(max)という)の適正化を行って、該局所でのマルテンサイトおよびベイナイト組織の生成を抑制し、少なくともレール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域（以下、表層領域ともいう）の硬度を上昇させることによって、耐摩耗性と耐疲労損傷性の両特性の向上が可能であることを知見した。具体的には、Ｃ、Si、MnおよびCrの各成分の含有量から算出されるＣeqを1.04以上1.25以下の範囲内とし、かつ、レール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域をEPMAでライン分析し、この領域におけるＣ、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から求まるＣeq(max)を1.40以下に制御することによって、耐摩耗性と耐疲労損傷性を向上する効果を安定して維持できることを見出すに到った。【００１０】  本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。１．Ｃ：0.70質量％以上1.00質量％以下、  Si：0.50質量％以上1.60質量％以下、  Mn：0.20質量％以上1.00質量％以下、  Ｐ：0.035質量％以下、  Ｓ： 0.012質量％以下および  Cr：0.40質量％以上1.30質量％以下を、次式（１）で定義されるＣeq値が1.04以上1.25以下となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、  レール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域におけるビッカース硬さが370HV以上520HV未満であり、該領域をEPMAでライン分析して得られる、Ｃ、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から次式（２）に従って求まる、Ｃeq(max)が1.40以下であり、かつ該領域でのパーライト面積率が95％以上であるレール。  Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Si］／11）＋（［％Mn］／７）＋（［％Cr］／5.8） ・・・(1)    但し、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）  Ｃeq(max)＝［％Ｃ(max)］＋（［％Si(max)］／11）＋（［％Mn(max)］／７）＋（［％Cr(max)］／5.8） ・・・(2)    但し、［％Ｍ(max)］は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Ｍの最大含有量【００１１】２．前記成分組成は、さらに、  Ｖ：0.30質量％以下、  Cu：1.0質量％以下、  Ni：1.0質量％以下、  Nb：0.05質量％以下および  Mo：0.5質量％以下の中から選ばれる１種以上を含有する前記１に記載のレール。【００１２】３．前記成分組成は、さらに、  Al：0.07質量％以下、  Ｗ：1.0質量％以下、  Ｂ：0.005質量％以下、  Ti：0.010質量％未満および  Sb：0.05質量％以下の中から選ばれる１種以上を含有する前記１または２のいずれかに記載のレール。【００１３】４．前記１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃超1350℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲にて次式(3)で定義されるＡ(ｓ)以上の保持時間での保持を行った後に、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延し、その後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度：400℃以上600℃以下として、１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する、レールの製造方法。記  Ａ(ｓ)＝exp{(6000/Ｔ)＋(1.2×[％Ｃ])＋(0.5×[％Si])＋(２×[％Mn])＋(1.4×[％Cr])}・・・(3)    但し、Ｔは加熱温度[℃]を、［％Ｍ］��元素Ｍの含有量(質量％)を示す。 
【発明の効果】
【００１４】  本発明によれば、従来のレールに比べて遥かに優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有する内部高硬度型レールを安定して製造することが可能となり、高軸重鉄道用レールの高寿命化や鉄道事故防止に寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】EPMAライン分析の測定位置を示すレール頭部の断面図である。
【図２Ａ】耐摩耗性を評価する西原式摩耗試験片を示す平面図である。
【図２Ｂ】耐摩耗性を評価する西原式摩耗試験片を示す側面図である。
【図３】西原式摩耗試験片の採取位置を示すレール頭部の断面図である。
【図４Ａ】耐疲労損傷性を評価する西原式摩耗試験片を示す平面図である。
【図４Ｂ】耐疲労損傷性を評価する西原式摩耗試験片を示す側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】  以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明において、レール鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
【００１７】Ｃ：0.70質量％以上1.00質量％以下  Ｃは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、耐摩耗性を確保するための必須元素であり、含有量の増加に伴い耐摩耗性が向上する。しかし、0.70質量％未満では従来の熱処理型パーライト鋼レールと比較して優れた耐摩耗性を得ることが難しい。また、1.00質量％を超えると熱間圧延後の変態時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に生成し、耐疲労損傷性が著しく低下する。したがって、Ｃ量は0.70質量％以上1.00質量％以下とする。好ましくは0.75質量％以上0.85質量％以下である。
【００１８】Si：0.50質量％以上1.60質量％以下  Siは、脱酸剤及びパーライト組織の強化元素として0.50質量％以上必要であるが、1.60質量％を超えるとSiの有する高い酸素との結合力のため、溶接性が劣化する。さらに、Siは、鋼の焼入れ性を向上させる能力が高いため、レールの表層にマルテンサイト組織が生成し易くなる。したがってSi量は0.50質量％以上1.60質量％以下とする。好ましくは0.50質量％以上1.20質量％以下である。
【００１９】Mn：0.20質量％以上1.00質量％以下  Mnは、パーライト変態温度を低下させてラメラー間隔を細かくすることにより、内部高硬度型レールの高強度化および高延性化に寄与する。しかし、鋼中にMnが過剰に含有されると、パーライトの平衡変態温度が低下し、その結果、過冷度が小さくなりラメラー間隔が粗大化する。Mn含有量が0.20質量％未満では、上記の高強度化および高延性化に関して十分な効果が得られず、一方、Mn含有量が1.00質量％を超えるとマルテンサイト組織を生じ易く、レールの熱処理時及び溶接時に硬化や脆化を生じ材質が劣化し易い。また、パーライト組織となっても平衡変態温度が低下するため、ラメラー間隔の粗大化を招く。したがって、Mn量は0.20質量％以上1.00質量％以下とする。好ましくは0.20質量％以上0.80質量％以下である。
【００２０】Ｐ：0.035質量％以下  Ｐの含有量が0.035質量％を超えると、延性を劣化する。したがって、Ｐ含有量は0.035質量％以下とする。好ましくは0.020質量％以下である。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず０質量％であってもよいが、工業的には０質量％超となるのが通例である。なお、Ｐ含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、Ｐ含有量を０．００１質量％以上とすることが好ましい。
【００２１】Ｓ：0.012質量％以下  Ｓは、主にＡ系介在物の形態で鋼中に存在するが、その含有量が0.012質量％を超えるとこの介在物量が著しく増加し、同時に粗大な介在物を生成するため、鋼の清浄性が悪化する。したがって、Ｓ含有量は0.012質量％以下とする。好ましくは0.010質量％以下である。より好ましくは0.008質量％以下である。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず０質量％であってもよいが、工業的には０質量％超となるのが通例である。なお、Ｓ含有量を過度に低下させることは、精錬コストの増加を招くため、経済性の観点からは、Ｓ含有量を０．０００５質量％以上とすることが好ましい。
【００２２】Cr：0.40質量％以上1.30質量％以下  Crは、パーライト平衡変態温度を上昇させ、ラメラー間隔の微細化に寄与すると同時に、固溶強化によりさらなる高強度化をもたらす元素である。しかし、Cr含有量が0.40質量％未満では、十分な内部硬度が得られず、一方、Crが1.30質量％を超えて含有されると鋼の焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成し易くなる。また、マルテンサイトが生成しない条件で製造した場合、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが生成する。そのため、耐摩耗性および耐疲労損傷性が低下する。したがって、Cr量は0.40質量％以上1.30質量％以下とする。好ましくは0.60質量％以上1.20質量％以下である。
【００２３】Ｃeq：1.04以上1.25以下  Ｃeq値は、鋼中の元素Ｍの含有量（質量％）を［％Ｍ］としたときに、下記(1)式で算出される値である。すなわち、下記(1)式において、Ｃ含有量を［％Ｃ］（質量％）、Si含有量を［％Si］（質量％）、Mn含有量を［％Mn］（質量％）、Cr含有量を［％Cr］（質量％）としてＣeq値が算出できる。記Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Si］／11）＋（［％Mn］／７）＋（［％Cr］／5.8）・・・(1)
【００２４】  このＣeq値は、合金成分の配合比率から、得られる最大硬度と溶接性を見積もるために活用されるが、本発明では、レールの上記表層領域にマルテンサイトおよびベイナイトが生成するのを抑制するための指標として使用し、適正な範囲に維持する必要がある。すなわち、Ｃeq値が1.04未満であると、内部硬さが不十分となり、一層の耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上が期待できない。また、Ｃeq値が1.25を超えると、レールの焼入れ性が上昇し、レール頭部の表層領域にマルテンサイトおよびベイナイトが生成し易くなる。したがって、Ｃeq値は1.04以上1.25以下とする。より好ましくは1.04以上1.20以下である。
【００２５】  本発明のレールの成分組成は、以上説明した成分の他に、以下のＡ群の中から選ばれる１種以上、Ｂ群の中から選ばれる１種以上の、いずれかまたは両方を任意に含有していてもよい。Ａ群：Ｖ：0.30質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：1.0質量％以下、Nb：0.05質量％以下およびMo：0.5質量％以下Ｂ群：Al：0.07質量％以下、Ｗ：1.0質量％以下、Ｂ：0.005質量％以下、Ti：0.010質量％未満およびSb：0.05質量％以下
【００２６】  以下、上記Ａ群およびＢ群に属する元素の含有量を特定した理由を説明する。［Ａ群］Ｖ：0.30質量％以下  Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成して基地中へ分散析出し、鋼の耐摩耗性を向上させる。しかし、その含有量が、0.30質量％を超えると、加工性が劣化し、製造コストが増加する。また、Ｖが0.30質量％を超えると、合金コストが増加するため、内部高硬度型レールのコストが増加する。したがって、Ｖは、0.30質量％を上限として含有されてもよい。なお、上記の耐摩耗性を向上させる効果を発現させるためには、Ｖは0.001質量％以上で含有されることが好ましい。Ｖ含有量のより好ましい範囲は、0.001質量％以上0.150質量％以下である。
【００２７】Cu：1.0質量％以下  Cuは、Crと同様に固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が1.0質量％を超えるとCu割れが生じ易くなる。したがって、成分組成がCuを含有する場合は、Cu量は1.0質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量％以上0.500質量％以下である。
【００２８】Ni：1.0質量％以下  Niは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Cuと複合添加することによりCu割れを抑制することができるため、成分組成がCuを含有する場合にはNiも含有することが望ましい。ただし、Ni含有量が1.0質量％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、マルテンサイトやベイナイトの生成量が多くなり、耐摩耗性と耐疲労損傷性が低下しがちとなる。したがって、Niが含有される場合は、Ni含有量は1.0質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量％以上0.500質量％以下である。
【００２９】Nb：0.05質量％以下  Nbは、鋼中のＣと結び付いてレールを成形するための熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物として析出し、パーライトコロニーサイズの微細化に有効に作用する。その結果、耐摩耗性、耐疲労損傷性および延性を大きく向上させ、内部高硬度型レールの長寿命化に大きく寄与する。ただし、Nb量が0.05質量％を超えても、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上効果が飽和し、含有量上昇に見合う効果が得られない。したがって、Ｎbは、その含有量の上限を0.05質量％として含有されていてもよい。なお、Nb量が0.001質量％未満では、上記のレールの長寿命化に対して十分な効果が得られにくい。したがって、Nbを含有させる場合は、Nb含有量は0.001質量％以上であることが好ましい。より好ましくは、0.001質量％以上0.030質量％以下である。
【００３０】Mo：0.5質量％以下  Moは、固溶強化によりさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、0.5質量％を超えると、鋼中に生ずるベイナイト量が多くなり、耐摩耗性が低下する。したがって、レールの成分組成がMoを含有する場合は、Mo含有量は0.5質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量％以上0.300質量％以下である。
【００３１】［Ｂ群］Al：0.07質量％以下  Alは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Al含有量が0.07質量％を超えると、Alの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Al含有量は0.07質量％以下とすることが好ましい。一方、Al含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには0.001質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.001質量％以上0.030質量％以下である。
【００３２】Ｗ：1.0質量％以下  Ｗは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物として析出し、析出強化によりレールの強度や延性を向上させる。しかし、Ｗ含有量が1.0質量％を超えると鋼中にマルテンサイトが生成し、その結果、延性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を1.0質量％以下とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量％以上0.500質量％以下である。
【００３３】Ｂ：0.005質量％以下  Ｂは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に、鋼中で窒化物として析出し、析出強化により鋼の強度や延性を向上させる。しかし、Ｂ含有量が0.005質量％を超えるとマルテンサイトが生成し、その結果、鋼の延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を0.005質量％以下とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.001質量％以上0.003質量％以下である。
【００３４】Ti：0.010質量％未満  Tiは、レール形状への成形を行う熱間圧延中及び熱間圧延後に炭化物、窒化物あるいは炭窒化物として鋼中で析出し、析出強化により鋼の強度や延性を向上させる。しかし、Ti含有量が0.010質量％以上になると粗大な炭化物、窒化物あるいは炭窒化物が生成し、その結果、耐疲労損傷性が低下する。そのため、Tiを含有する場合、Ti含有量を0.010質量％未満とすることが好ましい。一方、Ti含有量の下限は特に限定されないが、上記の強度や延性を向上させる作用を発現させるためには0.001質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.005質量％以上0.009質量％以下である。
【００３５】Sb：0.05質量％以下  Sbは、熱間圧延前にレール鋼素材を加熱炉で再加熱する際に、その再加熱中の鋼の脱炭を防止するという顕著な効果を有する。しかし、Sb含有量が0.05質量％を超えると、鋼の延性および靭性に悪影響を及ぼすため、Sbを含有する場合、Sb含有量を0.05質量％以下とすることが好ましい。一方、Sb含有量の下限は特に限定されないが、脱炭層を軽減する効果を発現させるためには、0.001質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.005質量％以上0.030質量％以下である。
【００３６】  なお、本発明のレールの材料となる鋼の成分組成は、以上の成分および残部のＦｅおよび不可避不純物を含むものであるが、残部はFeおよび不可避的不純物からなることが好ましい。本発明に係る組成中の残部Feの一部に代えて本発明の作用効果に実質的に影響しない範囲内で他の微量成分元素を含有するものとしたレールも、本発明に属する。ここで、不可避的不純物としては、Ｐ、Ｎ、Ｏ等が挙げられ、Ｐは上記の通り0.035質量％まで許容できる。また、Ｎは0.008質量％まで、Ｏは0.004質量％まで許容できる。
【００３７】  レール材となる鋼を、以上の成分組成とした上で、さらに、レール頭部の表層領域、すなわちレール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域について、ビッカース硬さが特定の範囲内に制御されていること、Ｃ、Si、MnおよびCrの偏析が抑制されていること、および、この表層領域の鋼組織のパーライトの面積率が高いことが肝要である。以下、これらのことについて、説明する。
【００３８】表層領域におけるビッカース硬さ：370HV以上520HV未満  表層領域、すなわち、レール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域のビッカース硬さが370HV未満になると、鋼の耐摩擦性が低下し、内部高硬度型鋼レールの使用寿命が低下する。一方、520HV以上になると、マルテンサイトが生成しているため、鋼の耐疲労損傷性が低下する。よって、レール頭部の上記領域のビッカース硬さは、370HV以上520HV未満とする。ここで、レール頭部の表層領域のビッカース硬さを規定するのは、レール頭部の表層領域の性能がレールの性能を支配しているためである。好ましくは、400HV以上480HV未満である。
【００３９】  次に、偏析については、偏析の度合を以下で説明するＣeq(max)で評価することができるため、本発明ではＣeq(max)の範囲を以下のとおり特定する。Ｃeq(max)：1.40以下  Ｃeq(max)は、レール頭部の表層領域をEPMAでライン分析した際に得られる、Ｃ、Si、MnおよびCrの各成分の最大含有量から下記(2)式で求まる値である。一般的に、連続鋳造後の鋼塊には、凝固過程で生じた合金元素の偏析部が存在する。該偏析部では合金成分の濃化によって焼入れ性が向上するため、周囲の非偏析部に比べてマルテンサイトおよびベイナイトが生成し易くなる。通常、レール材で観察される、パーライト、マルテンサイトおよびベイナイト組織は、光学顕微鏡観察により判別することが可能である。一方、マルテンサイトおよびベイナイト組織がミクロ偏析により、微小領域に生成した場合、光学顕微鏡観察で正確に定量化することが極めて困難であった。これに対し、上述した各合金元素の含有量から算出されるマクロ的なＣeq値に加えて、レール頭部の表層領域をEPMAでライン分析した際に得られる、各成分の最大値から求まるミクロ的なＣeq(max)値を制御することにより、通常の光学顕微鏡による組織観察では判別が極めて難しい、微小領域におけるマルテンサイトおよびベイナイト組織が抑制可能であることが新たに明らかとなった。具体的には、Ｃeq(max)値が1.40を超えると、局所的にマルテンサイトやベイナイトが生成し、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上が期待できない。したがって、Ｃeq(max)値は1.40以下とする。好ましくは、1.30以下である。一方、Ｃeq(max)値の下限は特に限定されないが、パーライト組織の高硬度化により、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を確保するためには1.10以上とすることが好ましい。記Ｃeq(max)＝［％Ｃ(max)］＋（［％Si(max)］／11）＋（［％Mn(max)］／7）＋（［％Cr(max)］／5.8） ・・・(2)    但し、［％Ｍ(max)］は、EPMAでライン分析した際に得られる元素Ｍの最大含有量
【００４０】表層領域におけるパーライト面積率：95％以上  さらに、レール頭部の表層領域の組織が面積分率95％以上のパーライトとなっている必要がある。鋼の耐摩耗性および耐疲労損傷性はミクロ組織により大きく変化するが、中でもパーライト組織は、同一硬度のマルテンサイトおよびベイナイト組織に比べて、優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有している。これらのレール材に要求される特性を安定的に向上させるためには、上述の表層領域において、面積率で95％以上のパーライト組織を確保する必要がある。より好ましくは、98％以上である。100％であってもよい。なお、ここでいうパーライト面積率とは、通常の光学顕微鏡による組織観察で求めるパーライト面積率である。
【００４１】  次に、以上説明した本発明のレールの製造方法について説明する。  すなわち、本発明のレールは、上記した成分組成を有する鋼素材を、1150℃超1350℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲にて下記(3)式で定義されるＡ(ｓ)以上の保持時間での保持を行った後に、圧延仕上げ温度を850℃以上950℃以下として熱間圧延し、その後、冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度：400℃以上600℃以下として、１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することで製造できる。以下、各製造条件について説明する。記Ａ(ｓ)＝exp{(6000/Ｔ)+((1.2×[％Ｃ])＋(0.5×[％Si])＋(2×[％Mn])＋(1.4×[％Cr]))}・・・(3)    但し、Ｔは加熱温度[℃]を、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量(質量％)を示す。
【００４２】加熱温度：1150℃超1350℃以下  熱間圧延に先立つ加熱温度が1150℃以下では、圧延時の変形抵抗を十分に軽減することができず、一方、加熱温度が1350℃を超えると、鋼素材が部分的に溶融し、レール内部に欠陥を発生する虞があるため、レール圧延前の加熱温度は1150℃超1350℃以下とする。好ましくは、1200℃以上1300℃以下である。
【００４３】保持時間：上記(3)式で定義されるＡ(ｓ)以上  このレールの製造では、凝固過程で生じた合金元素の偏析の度合を小さくする必要がある。熱間圧延に先立つ加熱時、上記加熱温度の範囲において保持を行うことにより、偏析元素を拡散させて偏析の度合を小さくすることが可能であるが、この際の保持時間は、Ｃ、Si、MnおよびCrの含有量に応じて異なる。そこで、これら元素の含有量に応じた保持時間を検討したところ、上記(3)式で求められるＡ値(ｓ)以上の保持をすればよいことがわかった。すなわち、実際の加熱保持時間が上記(3)式から求まるＡ値に満たない場合、偏析の改善効果に乏しく、上記したＣeq(max)値が高くなる結果、局所的にマルテンサイトやベイナイト組織を形成し、安定して優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を得ることができない。したがって、加熱保持時間は、加熱温度Ｔ（℃）と鋼の成分組成におけるＣ、Ｓｉ、MnおよびCrの含有量とに応じたパラメータからなる、上記(3)式で求まるＡ(ｓ)以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定されないが、粗粒化に伴う耐疲労損傷性の低下を防ぐため、1.2A以上2.0A以下とすることが好ましい。
【００４４】熱間圧延仕上げ温度：850℃以上950℃以下  熱間圧延の仕上げ温度（以下、単に「圧延仕上げ温度」とも云う）が850℃より低い場合は、オーステナイト低温域まで圧延を行なうことになり、オーステナイト結晶粒に加工歪が導入されるだけでなく、オーステナイト結晶粒の伸長度合いも顕著となる。転位の導入かつオーステナイト粒界面積の増加により、パーライト核生成サイトが増加し、パーライトコロニーサイズは微細化するものの、パーライト核生成サイトの増加により、パーライト変態開始温度が上昇し、パーライトのラメラー間隔が粗大化する。そして、パーライトのラメラー間隔の粗大化により、レール耐摩耗性が著しく低下する。一方、圧延仕上げ温度が950℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒が粗大になるため、最終的に得られるパーライトコロニーサイズが粗くなり、耐疲労損傷性が低下する。したがって、圧延仕上げ温度は850℃以上950℃以下とする。好ましくは、875℃以上925℃以下である。
【００４５】熱間圧延後の冷却：冷却開始温度：パーライト変態開始温度以上および冷却停止温度：400℃以上600℃以下、冷却速度１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下  熱間圧延の後にパーライト変態開始温度以上を冷却開始温度として冷却を行うことによって、上述した硬さおよび鋼組織のレールを得ることができる。冷却の開始温度がパーライト変態開始温度を下回っていたり、冷却の際の冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなり、レール頭部の内部硬さが低下する。一方、冷却速度が５℃／ｓを超える場合は、マルテンサイト組織やベイナイト組織が生成し、レールの使用寿命が低下する。したがって、冷却速度は１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の範囲とする。好ましくは、2.5℃／ｓ以上4.5℃／ｓ以下である。なお、パーライト変態開始温度は冷却速度によっても変化するが、本発明では平衡変態温度のことを言うものとし、本発明の成分範囲では720℃以上から上記範囲の冷却速度を採用すれば、上記範囲の冷却速度での冷却をパーライト変態開始温度以上から開始するには十分である。また、上記冷却速度での冷却停止温度が400℃未満になると、低温域での冷却時間が増大するので、生産性が低下し、レールのコスト上昇につながる。一方、600℃を超えると、レール頭部の内部の温度がパーライト変態の開始前あるいはパーライト変態の進行中に冷却停止になるため、パーライト組織のラメラー間隔が粗くなり、レールの使用寿命が低下する。したがって、冷却停止温度は400℃以上600℃以下とするのがよい。好ましくは、450℃以上550℃以下である。
【実施例】
【００４６】  以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。なお、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００４７】  表１に示す成分組成を有する鋼材について、表２に示す条件で熱間圧延、および熱間圧延後の冷却を行なって、レール材を製造した。冷却はレール頭部のみに行い、冷却停止後は放冷した。表２中の圧延仕上げ温度とは、最終圧延ミル入側のレール頭部側面表面の温度を放射温度計で測定した値を圧延仕上げ温度として示している。冷却停止温度は、冷却停止時のレール頭部側面表層の温度を放射温度計で測定した値を冷却停止温度として示している。冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間（秒）あたりに換算して冷却速度（℃／ｓ）とした。なお、冷却開始温度はいずれも720℃以上で、パーライト変態開始温度以上である。【００４８】
【表１】
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【００４９】
【表２】
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【００５０】  得られたレールについて、レール頭部の硬さ、Ｃeq(max)、パーライト面積率、耐摩耗性および耐疲労損傷性を評価した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。【００５１】レール頭部の硬さ  図１に示す表層領域（レール頭部の表面からの深さが１mmの位置と25mmの位置との間の領域）のビッカース硬さを荷重98Ｎにて深さ方向へ0.5mmピッチで測定し、全ての硬さのうち最大と最小の値を求めた。【００５２】Ｃeq(max)  図１に示すレール頭部の表層領域における［％Ｃ］、［％Si］、［％Mn］および［％Cr］について、EPMAでライン分析を行い、各分析値の中から最大の値［％Ｃ（max）］、［％Si（max）］［％Mn（max）］および［％Cr（max）］を求め、これらの値を基に、上述の(2)式からCeq(max)を算出した。なお、ライン分析は、加速電圧：15kV、ビーム径：１μmの条件にて実施した。【００５３】パーライト面積率  パーライト面積率に関しては、レール頭部の表面からの深さが１mm位置、同５mm、同10mm、同15mm、同20mmおよび同25mmの位置について、それぞれ採取した試験片を研磨後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて400倍の断面観察により組織の種類を同定するとともに、パーライトと同定された組織の観察面積に対する割合を求めることで評価した。すなわち、上記した表層領域のパーライト組織の面積率を、各位置の観察面積の合計値に対する、観察されたパーライト組織の合計面積の割合（１００分率）を求めることで評価した。【００５４】耐摩耗性  耐摩耗性に関しては、レールを実際に敷設して評価するのが最も望ましいが、それでは試験に長時間を要する。そこで、本発明では、短時間で耐摩耗性を評価することができる西原式摩耗試験機を用いて、実際のレールと車輪の接触条件をシミュレートした比較試験により耐摩耗性を評価した。具体的には、図２Ａおよび図２Ｂに示す、外径30mmの西原式摩耗試験片２をレール頭部から採取し、図２Ａおよび図２Ｂに示すようにタイヤ試験片３と接触させて回転させて試験を行った。図２Ａ中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片２とタイヤ試験片３の回転方向を示す。タイヤ試験片は、JIS規格  E1101に記載の普通レールの頭部から直径32mmの丸棒を採取し、ビッカース硬さ（荷重98Ｎ）が390HVであり、組織が焼戻しマルテンサイト組織となるように熱処理を行った後、図２Ａおよび図２Ｂに示す形状に加工を施し、タイヤ試験片とした。なお、西原式摩耗試験片２は、図３に示すように、レール頭部１の２ケ所から採取した。レール頭部１の表層領域のうち深さ５mmの位置から採取したものを西原式摩耗試験片２aとし、表層領域のうち深さ25mmの位置から採取するものを西原式摩耗試験片２ｂとした。すなわち、西原式摩耗試験片２ａの長手方向の中心は、レール頭部１の上面から４mm以上６mm以下（平均値５mm）の深さに位置する。同様に、西原式摩耗試験片２ｂの長手（軸）方向の中心は、レール頭部１の上面から24mm以上26mm以下（平均値25mm）の深さに位置する。試験環境条件は乾燥状態とし、接触圧力：1.4GPa、滑り率：−10％、回転速度：675回／min（タイヤ試験片は750回／min）の条件で10万回転後の摩耗量を測定した。摩耗量の大小を比較する際に基準となる鋼材として熱処理型パーライト鋼レールを採用し、この基準鋼材よりも10％以上摩耗量が少ない場合に耐摩耗性が向上したと判定した。なお、耐摩耗性向上代は、西原式摩耗試験片２ａと西原式摩耗試験片２ｂの摩耗量の合算値を用い、｛（基準材の摩耗量−試験材の摩耗量）／（基準材の摩耗量）｝×100で算出した。【００５５】耐疲労損傷性  耐疲労損傷性に関しては、接触面を曲率半径15mmの曲面として直径30mmの西原式摩耗試験片２をレール頭部から採取し、図４Ａおよび図４Ｂに示すように、タイヤ試験片３と接触させて回転させて試験を行なった。図４Ａ中の矢印は、それぞれ西原式摩耗試験片２とタイヤ試験片３の回転方向を示す。なお、西原式摩耗試験片２は、図３に示すように、レール頭部１の２ケ所から採取した。西原式摩耗試験片２を採取する位置およびタイヤ試験片３を採取する位置は上記と同じであり説明を省略する。試験環境は油潤滑条件とし、接触圧力：2.2GPa、滑り率：−20％、回転速度：600rpm(タイヤ試験片は750rpm)で、２万５千回毎に試験片表面を観察し、0.5mm以上の亀裂が発生した時点での回転数をもって、疲労損傷寿命とした。疲労損傷寿命の大小を比較する際に基準となる鋼材とした熱処理型パーライト鋼レールを採用し、この基準鋼材よりも10％以上疲労損傷時間が長い場合に耐疲労損傷性が向上したと判定した。なお、耐疲労損傷性向上代は、西原式摩耗試験片２ａと西原式摩耗試験片２ｂの疲労損傷発生までの回転数の合算値を用い、〔｛(試験材の疲労損傷発生までの回転数）−（基準材の疲労損傷発生までの回転数）｝／（基準材の疲労損傷発生までの回転数）〕×100で算出した。【００５６】  表３に上記調査の結果を示す。本発明の成分組成を満足する適合鋼を用い、本発明範囲の製造方法(加熱温度、保持時間、圧延仕上げ温度、冷却速度および冷却停止温度)で作製したレール材の試験結果（表３中の試験Ｎｏ．１から２１）の耐摩耗性および耐疲労損傷性は、いずれも基準材に対して10％以上向上しており、比較例よりも優れた耐摩耗性および耐疲労損傷性を有していた。【００５７】  一方、レール材の成分組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは、本発明範囲の製造方法（熱間圧延仕上げ温度、熱間圧延後の冷却速度および冷却停止温度）を適用しなかったため、結果的に本発明の硬さ、Ｃeq(max)あるいはパーライト面積率を満足しない比較例（表３中の試験Ｎｏ．２２から３６および試験Ｎｏ．３６から４５）は、少なくとも耐摩耗性および耐疲労損傷性のいずれかの基準材に対する向上代が発明例に対して低かった。なお、試験Ｎｏ．３７は、加熱温度が高すぎたため、加熱時に鋼素材の一部が溶融した。このため、圧延時の破断が懸念されるために圧延に供することができず、特性評価にまで至らなかった。【００５８】
【表３】
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【符号の説明】
【００５９】１  レール頭部２  パーライト鋼レールから採取した西原式摩耗試験片２ａ  レール頭部の表層部から採取した西原式摩耗試験片２ｂ  レール頭部の内部から採取した西原式摩耗試験片３  タイヤ試験片
【図１】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図３】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【国際調査報告】
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