(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
単位質量％で、
Ｃ：０．７５〜１．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｐ≦０．０２５０％、
Ｓ≦０．０２５０％、
Ｐｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの範囲の９５面積％以上がパーライト組織であり、かつ、
前記頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの前記範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲である
ことを特徴とする耐摩耗性および靭性に優れたレール。
【請求項２】
前記頭部外郭表面から深さ２〜２０ｍｍの範囲の横断面において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度が被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下である
ことを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性および靭性に優れたレール。
【請求項３】
さらに、単位質量％で、
ａ群：Ｃｒ：２．００％以下、及びＭｏ：０．５０％以下の１種または２種、
ｂ群：Ｃｏ：１．００％以下、
ｃ群：Ｂ：０．００５０％以下、
ｄ群：Ｃｕ：１．００％以下、及びＮｉ：１．００％以下の１種または２種、
ｅ群：Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５００％以下、及びＴｉ：０．０５００％以下の１種または２種以上、
ｆ群：Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０５００％以下の１種または２種以上、
ｇ群：Ｚｒ：０．０２００％以下、
ｈ群：Ａｌ：１．００％以下、
ｉ群：Ｎ：０．０２００％以下
の１群または２群以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性および靭性に優れたレール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性及び靭性に優れたレールに関するものである。
【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天然資源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が求められるようになってきた。このような背景から、耐摩耗性を向上させたレールの開発が求められるようになってきた。
【０００３】
レール鋼の耐摩耗性を改善するため、特許文献１〜２に示すような高強度レールが開発されている。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、熱処理によりパーライトラメラ間隔を微細化し、鋼の硬さを増加させるか、または、鋼の炭素量を増加し、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ている。
【０００４】
特許文献１に開示された技術では、圧延終了後すぐ、または圧延終了後冷却及び再加熱後にレール頭部をオーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃／秒の冷却速度で加速冷却することによって、耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。
【０００５】
特許文献２に開示された技術では、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、耐摩耗性に優れたレールを提供することができる。
【０００６】
特許文献１、２に開示された技術では、パーライト組織中のラメラ間隔の微細化による高硬度化や、パーライト組織ラメラ中のセメンタイト相の体積比率を増加させることにより、海外の貨物鉄道では、一定範囲の耐摩耗性の向上が図れる。しかし、特許文献１、２に開示された技術には、パーライト組織自体の靭性が著しく低下し、レール折損が発生しやすくなるという問題点があった。
【０００７】
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。
【０００８】
一般にパーライト鋼の靭性を向上させるためには、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および圧下量の増加、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。
【０００９】
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。
【００１０】
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、再加熱が必須である場合、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。
【００１１】
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、特許文献３〜５に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらの製造方法の主な特徴は、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点にある。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て、パーライト鋼の延性や靭性を向上させている。
【００１２】
特許文献３に開示された技術では、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内で連続３パス以上の圧延を行うことにより高靱性レールを提供することができる。
【００１３】
特許文献４に開示された技術では、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。
【００１４】
特許文献５に開示された技術では、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。
【００１５】
しかし、特許文献３〜５に開示された技術を適用しても、レールの靭性が低下する場合があった。従って、レールの耐摩耗性を確保し、同時にレールの靭性を安定的に向上させる技術開発が課題となっていた。
【００１６】
そこで、靭性を不安定にする要素である鋼中の介在物の制御が求められるようになった。この問題を解決するため、特許文献６、７に示すような高炭素鋼レールの製造方法が開発された。これらの製造方法の主な特徴は、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、脱酸元素の添加や真空処理を適用し、溶鋼に含まれる酸素量をできるだけ低減させることにより、溶鋼中の介在物を減少させる技術である。これにより、特許文献６、７の技術はレールの靭性を向上させている。
【００１７】
特許文献６に開示された技術では、ＭｎＯ介在物を低減し、ＭｎＯを起点として析出する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し、真空度１Ｔｏｒｒ以下での真空処理により溶鋼中の溶解酸素を３０ｐｐｍ以下とし、次いでＡｌ、Ｓｉを溶鋼に添加し、その後にＭｎを溶鋼に添加することにより、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、ＭｎＳの晶出を抑制するというものである。
【００１８】
特許文献７に開示された技術では、鋼中の酸素量およびＡｌ量を低減させたレール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との関係に基づき、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、特許文献７の技術は、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、レールの耐損傷性や靭性を向上させる。
【００１９】
しかし、近年はさらに高い靱性がレールに求められており、特許文献６、７に開示された技術を適用しても、レールの靭性が不足する場合がある。従って、耐摩耗性を確保し、同時に靭性を安定的に向上させる技術開発が課題となっていた。
【００２０】
そこで、靭性を不安定にする要素として鋼中の不純物の制御が求められるようになった。この問題を解決するため、特許文献８に示すような高強度パーライト系レールおよび製造方法が開発された。このレールの主な特徴は、靭性を低下させる元素である固溶状態のＰをＰ化物として固定する技術である。これにより、特許文献８の技術はレールの靭性を向上させている。
【００２１】
特許文献８に開示された技術は、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏを添加し、靭性を低下させる元素である固溶しているＰをＺｒ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＭｏのＰ化物として固定することにより、固溶するＰ量を低減し、パーライト鋼の靭性を向上させるものである。
【００２２】
しかし、特許文献８に開示された技術を適用しても、特に海外の貨物鉄道用レールでは、靭性が不足する場合があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２３】
【特許文献１】特開昭５７−１９８２１６号公報
【特許文献２】特開平８−１４４０１６号公報
【特許文献３】特開平７−１７３５３０号公報
【特許文献４】特開２００１−２３４２３８号公報
【特許文献５】特開２００２−２２６９１５号公報
【特許文献６】特開平５−２６３１２１号公報
【特許文献７】特開２００１−２２０６５１号公報
【特許文献８】特開２００１−４０４５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２４】
上述された靭性低下の原因は不明であったが、製造コストを削減するためにレールの副原料として用いられるスクラップが原因であると推定されてきた。高炉溶銑を主原料とするレール製造では、この靭性低下を抑制する目的から、溶鋼製造する際に投入するスクラップの使用量の制限やスクラップの品位の管理を徹底し、不純物の混入を抑制することで対処してきた。しかしながら、スクラップ中に含まれる種々の不純物元素がレールの靱性および耐摩耗性に及ぼす影響についての詳細な研究は行われてこなかった。また、スクラップの使用量を増大させながらレールの機械特性を高く保つことについても、十分に検討されていなかった。このため、このスクラップの使用量の制限やスクラップの品位の管理は、レールの製造コストを過剰に増加させていると本発明者らは考えた。
【００２５】
このように、耐摩耗性を確保し、同時に靭性を安定的に向上させるレールを低コストで製造することが可能な技術開発が課題となっていた。
【００２６】
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、耐摩耗性と靭性とが高い貨物鉄道用レールを、安価に提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００２７】
本発明の要旨は、下記に示すレールにある。
（１）本発明の一態様に係る耐摩耗性および靭性に優れたレールは、単位質量％で、Ｃ：０．７５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ≦０．０２５０％、Ｓ≦０．０２５０％、Ｐｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの範囲の９５面積％以上がパーライト組織であり、かつ、前記頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの前記範囲の硬さがＨｖ３００〜５００の範囲である。
（２）上記（１）に記載の耐摩耗性および靭性に優れたレールは、前記頭部外郭表面から深さ２〜２０ｍｍの範囲の横断面において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度が被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下であってもよい。
（３）上記（１）〜（２）に記載の耐摩耗性および靭性に優れたレールは、さらに、単位質量％で、
ａ群：Ｃｒ：２．００％以下、及びＭｏ：０．５０％以下の１種または２種、ｂ群：Ｃｏ：１．００％以下、ｃ群：Ｂ：０．００５０％以下、ｄ群：Ｃｕ：１．００％以下、及びＮｉ：１．００％以下の１種または２種、ｅ群：Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５００％以下、及びＴｉ：０．０５００％以下の１種または２種以上、ｆ群：Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０５００％以下の１種または２種以上、ｇ群：Ｚｒ：０．０２００％以下、ｈ群：Ａｌ：１．００％以下、ｉ群：Ｎ：０．０２００％以下の１群または２群以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、スクラップを副原料として用い、且つレール鋼に含有されているＰｂの含有量を制御することにより、レールの耐摩耗性、靭性、及び使用寿命が損なわれず、且つレールの製造コストを低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】レールのＰｂ含有量とレールの衝撃値との関係を示したグラフである。
【図２】レールの構成、および、９５面積％以上のパーライト組織が含まれる領域を示した図である。
【図３】粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数（個／１０００μｍ２）とレールの衝撃値との関係を示したグラフである。
【図４】摩耗試験の概要を示した図である。
【図５】摩耗試験片採取位置を示した図である。
【図６】衝撃試験片採取位置を示した図である。
【図７】レールのＰｂ含有量とレールの衝撃値との関係を示したグラフである。
【図８】レールのＣ含有量とレールの衝撃値との関係を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
本発明者らは、高炉溶銑を主原料とするレール製造において、貨物鉄道用レールの靭性低下を安定的に防止し、且つスクラップを副原料として用いることにより製造コストを削減する方法を検討した。
【００３１】
このために、高炉溶銑とスクラップとを用いてレールを製造し、これに含まれる不純物とレールの靭性との関係を従来よりも詳しく調査した。特に、従来技術によればレール特性に影響を及ぼさないとされている程度に微量な不純物元素も詳細な分析対象とした。なお、この検討に用いたレールの主な成分範囲、製造条件、さらには靭性の評価試験条件は下記に示すとおりである。以下、合金元素の含有量の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
［レールの合金成分］
●成分範囲：主要５元素（０．７５〜１．２０％Ｃ−０．１０〜２．００％Ｓｉ−０．１０〜２．００％Ｍｎ−０．００２０〜０．０２５０％Ｐ−０．００２０〜０．０２５０％Ｓ）および不純物
主要５元素の成分は、上述の範囲内となるように制御されたが、その他の不純物元素については制御を行わなかった。
［レールの基本特性］
●レールの頭表部の金属組織：パーライト（面積率９５％以上）
●レールの頭表部の硬さ：Ｈｖ３００〜５００
［靭性の評価試験］
●試験方法：衝撃試験
●試験片：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
●試験片採取位置：レール頭部外郭表面下２ｍｍ（図６参照、ノッチ位置４ｍｍ下）
●試験温度：常温（＋２０℃）
衝撃試験を行った結果、レールの衝撃値及び靭性がばらついていた。このばらつきは、主要成分以外の要因によるものであると考えられた。靭性が低下したレール鋼を詳細に分析した結果、上述された主要成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、及びＳ）以外の元素として、Ｐｂの含有量の影響が非常に大きいことが明らかとなった。
【００３２】
本発明者らは、レールのＰｂ含有量を特別に制御し、靭性を詳細に調査した結果、スクラップを副原料として用いながらレールの靭性を高く保つためには、Ｐｂ含有量の制御が必要であることを確認した。特に、本発明者らは、高炉溶銑を主原料とするレール製造において、溶鋼製造する際に投入するスクラップから混入するＰｂ含有量を制御することにより、靱性の劣化が抑制できることを知見した。
【００３３】
一方、Ｐｂを０．００５％以上含有させても、レール靱性の劣化が許容範囲内となることを本発明者らは併せて知見した。本発明者らは、Ｐｂ含有量が靭性におよぼす影響をさらに具体的に明らかにするために、Ｐｂ含有量を変化させた複数のレール鋼を製造し、Ｐｂ含有量と靭性との関係を調査した。この調査に用いたレールの成分、製造条件、さらには靭性の評価試験条件は下記に示すとおりである。
［レール鋼の合金成分］
●ベース鋼成分
（１）０．７５％Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．６０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
（２）１．００％Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．６０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
（３）１．２０％Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．６０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
●Ｐｂ含有量：０〜０．００６０％
［レール鋼の製造条件］
●熱間圧延条件  再加熱温度：１２５０℃、最終圧延温度：１０００℃
●熱間圧延後の熱処理条件  冷却速度：３〜１０℃／ｓｅｃ、冷却開始温度：８００℃、冷却停止温度：５８０℃
［レール鋼の基本特性］
●レールの頭表部の金属組織：パーライト（面積率９５％以上）
●レールの頭表部の硬さ：Ｈｖ３５０〜４００
［靭性の評価試験］
●試験方法：衝撃試験
●試験片：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
●試験片採取位置：レール頭部外郭表面下２ｍｍ（図６参照、ノッチ位置４ｍｍ下）
●試験温度：常温（＋２０℃）
【００３４】
図１に、衝撃試験の結果を示す。横軸はＰｂ含有量、縦軸は衝撃値である。その結果、いずれの炭素量のレール鋼においても、Ｐｂ含有量を制御することにより衝撃値が大きく変化することが確認された。特に、Ｐｂ含有量を０．００２０％以下に制御することにより、衝撃値の大幅な低下が抑制でき、レール鋼に必要とされる靭性を確保できることが明らかとなった。
【００３５】
含有量０．０００３％超（例えば０．００２０％程度）のＰｂは、通常、高炉溶銑を主原料として製造されたレールには含まれない。スクラップ由来の不純物はレールの機械特性を損なうおそれがあるので、高炉溶銑を主原料としてレールを製造する場合、スクラップの使用の禁止またはスクラップの使用量の制限、及びスクラップの品位の管理が行われる。従来技術において、０．０００３％超のＰｂと靱性との関係はこれまで詳細に検討されていない。本発明者らの調査によれば、高炉溶銑を主原料として製造されたレールには、０〜３ｐｐｍ（０．００００〜０．０００３％）程度の検出下限程度の極めて少ないＰｂしか含まれなかった。図１に示される実験結果は、このような技術常識に反し、レール頭表部の金属組織および硬度が適切に制御されている限り、Ｐｂ含有量を０．００２０％まで増加させても靭性の大幅な劣化はないことを示している。
【００３６】
また、Ｐｂ含有量を０．００１５％以下、さらに、Ｐｂ含有量を０．００１０％以下に制御することにより、さらに衝撃値はさらに安定化することも、図１に示される実験結果から明らかとなった。
【００３７】
なお、本衝撃試験はレール鋼の必要とされる靭性を確認する評価試験である。これまでにパーライト鋼（０．７５〜１．２０％Ｃ）の衝撃値を解析した結果、本試験の衝撃値が１０．０Ｊ／ｃｍ２以上の場合、実軌道においてレールの靭性の確保が確認されている。ここでは衝撃値が１０．０Ｊ／ｃｍ２以上を評価基準として靭性確保の有無を判断した。
【００３８】
次に、本発明者らは、パーライト組織を主体とするレールの耐摩耗性を確保するために最低限必要な硬さを検討した。過共析鋼（１．００％Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．６０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ）に種々の条件で熱間圧延と熱処理とを行うことにより、レール頭部の硬さを異ならせたレールを試作し、レール頭部の硬さと耐摩耗性との関係を調査した。耐摩耗性は、レール頭部から採取した試験片に摩耗試験を行うことにより評価された。その結果、Ｐｂを０．０００５〜０．００２０％含むレール頭部の耐摩耗性を確保するには、頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの範囲にある、パーライト組織を主体とする金属組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に制御する必要があることが確認された。
【００３９】
なお、図２に示されるように、レール頭部３とは、レールを断面視したときに、レールの高さ方向中央における括れた部分よりも上側の部分をいう。頭部外郭表面とは、レール頭部３のうち、頭頂部１と頭部コーナー部２とを合わせた領域である。頭頂部１とは、レールを正立させた際のレール頭部３の頂面である。頭部コーナー部２とは、頭頂部１の両側のコーナーと、レールを正立させた際のレール頭部３の側面の上半分とからなる面である。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。頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの領域は、頭表部（図２においてハッチングされた頭表部３ａ）と称される場合がある。
【００４０】
上述の知見に基づいて得られた、耐摩耗性および靭性に優れた本実施形態に係るレールにつき、以下に詳細に説明する。以下、合金成分の含有量の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
【００４１】
まず、本実施形態のレールの化学成分の限定理由について詳細に説明する。
【００４２】
（１）鋼の化学成分の限定理由
【００４３】
本実施形態のレールにおいて、鋼の化学成分の限定理由について詳細に説明する。
【００４４】
Ｃは、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。Ｃ量が０．７５％未満になると、本成分系では、初析フェライト組織が生成するので、パーライト組織を主体とするレールに要求される最低限の強度及び耐摩耗性が維持できない。一方、Ｃ量が１．２０％を超えると、初析セメンタイト組織が生成し易くなり、パーライト組織の耐摩耗性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．７５〜１．２０％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化するには、Ｃ含有量を０．８０〜１．１０％とすることが望ましい。
【００４５】
Ｓｉは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、レール頭部の硬さを上昇させ、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉ量が０．１０％未満では、これらの効果が十分に期待できない。一方、Ｓｉ量が２．００％を超えると、レールの熱間圧延時にレールに表面疵が多く生成する。さらに、Ｓｉ量が２．００％を超えると、レールの焼入性が著しく増加し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．１０〜２．００％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、レールの耐摩耗性を向上させるためには、Ｓｉ含有量を０．２０〜１．５０％とすることが望ましい。
【００４６】
Ｍｎは、レールの焼入れ性を高め、パーライト変態を安定化すると同時に、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを確保し、レールの耐摩耗性をより一層向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満では、その効果が小さく、軟質な初析フェライト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する。一方、Ｍｎ量が２．００％を超えると、レールの焼入性が著しく増加し、レール頭部にベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．１０〜２．００％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、レールの耐摩耗性を向上させるためには、Ｍｎ含有量を０．２０〜１．５０％とすることが望ましい。
【００４７】
Ｐは、鋼中に含有される不純物元素である。転炉で適切な精錬を行うことにより、Ｐ含有量を制御することが可能である。Ｐ含有量が０．０２５０％を超えると、パーライト組織が脆化し、レールの塑性変形領域の延性が低下し、摩耗面に剥離が生成し、レールの耐摩耗性が低下する。また、Ｐ含有量が０．０２５０％を超えると、パーライト組織の脆化により、レールの靭性が低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５０％以下に限定した。なお、Ｐ含有量の下限は限定していないが、精錬工程の脱燐能力を考慮すると、Ｐ含有量の下限値を０．００２０％程度としてもよい。
【００４８】
Ｓは、鋼中に含有される不純物元素である。溶銑鍋で脱硫を行うことにより、Ｓ含有量を制御することが可能である。Ｓ含有量が０．０２５０％を超えると、粗大なＭｎＳ系硫化物の介在物が生成し易くなり、レールと車輪との接触によるレール頭部の塑性変形領域において応力集中に伴う粗大なボイドが生成し、摩耗面に剥離が生じ、耐摩耗性が低下する。また、Ｓ含有量が０．０２５０％を超えると、粗大なＭｎＳ系硫化物の介在物の周囲に応力集中が生成し、レールの靭性が低下する。このため、Ｓ含有量を０．０２５０％以下に限定した。なお、Ｓ含有量の下限は限定していなが、精錬工程の脱硫能力を考慮すると、Ｓ含有量の下限値を０．００２０％程度としてもよい。
【００４９】
Ｐｂは、鋼中に含有される不純物元素である。上述のように、通常、高炉溶銑を主原料とするレール製造においては、スクラップの使用の禁止またはスクラップ使用量の制限、およびスクラップの品位の管理が行われているので、スクラップから０．０００５〜０．００２０％程度のＰｂが混入することはない。本発明者らの調査によれば、高炉法で溶鋼を製造するレールにおいてはＰｂ量が０〜３ｐｐｍ（０．００００〜０．０００３％）程度に制限されることが通常であった。しかし本発明者らは、後述するようにレール頭表部の金属組織および硬度を適切に制御する限り、Ｐｂ含有量を０．００２０％まで増加させてもレールの靭性の大幅な低下が抑制でき、レールに必要とされる靭性を確保できることを見いだした。すなわち、通常の技術常識によれば好ましくない不純物として暗黙に制限されてきたＰｂ含有量であっても、本実施形態に係るレールの靱性は大きく劣化しない。このため、Ｐｂ含有量の上限値を０．００２０％以下に限定した。
【００５０】
Ｐｂ上限値が０．００２０％とされた場合、スクラップの使用量を増す、または、スクラップの品位を低下させることにより、レールの製造コストを低下させることができる。一方、このようにスクラップの使用量を増加、品位を低下させた場合、０．０００５％程度のＰｂの混入は避けられない。そこで、Ｐｂの下限値は０．０００５％とした。
なお、Ｐｂ含有量の制御によりレールの靭性をさらに高く保つためには、Ｐｂ含有量を０．００１５％以下に制御することが望ましい。また、レールの靭性を一層高く保つためには、Ｐｂ含有量を０．００１０％以下に制御することが望ましい。一方、レールの製造コストをさらに低減するために、Ｐｂ含有量の下限値を０．００６％、０．００７％、または０．００８％としてもよい。
【００５１】
さらに、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬さの増加による耐摩耗性および耐内部疲労損傷性の向上、靭性の向上、溶接熱影響部の軟化の防止、並びに頭部内部の断面硬度分布を制御する目的で、ａ群のＣｒ、及びＭｏの１種または２種、ｂ群のＣｏ、ｃ群のＢ、ｄ群のＣｕ、及びＮｉの１種または２種、ｅ群のＶ、Ｎｂ、及びＴｉの１種または２種以上、ｆ群のＭｇ、Ｃａ、及びＲＥＭの１種または２種以上、ｇ群のＺｒ、ｈ群のＡｌ、並びにｉ群のＮの元素を必要に応じて１群または２群以上を含有させてもよい。ただし、これら元素が含有されなくても本実施形態に係るレールはその効果を発揮することができるので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
【００５２】
ａ群のＣｒ、及びＭｏは、平衡変態点を上昇させることによりパーライト組織のラメラ間隔を微細化し、レールの硬さを向上させる。ｂ群のＣｏは、パーライト組織のフェライト相に固溶することによりレールのころがり面直下のラメラ組織を微細化し、摩耗面の硬さを高める。ｃ群のＢは、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、レール頭部の硬度分布を均一にする。ｄ群のＣｕ、及びＮｉは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、レールの硬さを高め、パーライト組織の靭性を向上させる。ｅ群のＶ、Ｎｂ、及びＴｉは、レールの熱間圧延やその後のレールの冷却の過程で生成した炭化物や窒化物の析出硬化により、パーライト組織の疲労強度を向上させる。また、ｅ群のＶ、Ｎｂ、及びＴｉは、レールの再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継手熱影響部の軟化を防止する。ｆ群のＭｇ、Ｃａ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ系硫化物を微細分散し、介在物から生成する内部疲労損傷を低減する。ｇ群のＺｒは、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制し、初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制する。ｈ群のＡｌは、共析変態温度を高温側へ移動させ、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる。ｉ群の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、レールの靭性を向上させる。さらにｉ群のＮは、熱間圧延後のその後の冷却過程でＶの炭化物や窒化物の析出を促進させ、パーライト組織の耐疲労性を向上させる。
【００５３】
＜ａ群＞
【００５４】
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し、パーライト組織の硬さを向上させ、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｃｒ量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ量が２．００％を超える場合、レールの焼入れ性が著しく増加し、レール頭部にベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する場合がある。このため、Ｃｒ含有量を０．１０〜２．００％とすることが好ましい。なお、パーライト組織の生成を安定化し、レールの耐摩耗性を向上させるためには、Ｃｒ含有量を０．２０〜１．００％とすることが望ましい。
【００５５】
Ｍｏは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度の増加により、パーライト組織のラメラ間隔を微細化し、パーライト組織の硬さを向上させ、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ量が０．５０％を超える場合、変態速度が著しく低下し、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する場合がある。このため、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが望ましい。
【００５６】
＜ｂ群＞
【００５７】
Ｃｏは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、ころがり面直下のパーライト組織のラメラ組織を微細化し、ころがり面の硬さを向上させ、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｃｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｏ量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和し、Ｃｏ含有量に応じたラメラ組織の微細化が行えない。また、Ｃｏ量が１．００％を超えると、合金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０．０１〜１．００％とすることが望ましい。
【００５８】
＜ｃ群＞
【００５９】
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、レールの頭表面から内部までの硬度分布を均一化し、レールを高寿命化する元素である。上述の効果を得るためには、Ｂ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、粗大な鉄炭ほう化物が生成し、脆性破壊を助長し、レールの靭性が低下する場合がある。このため、Ｂ含有量を０．０００１〜０．００５０％とすることが望ましい。
【００６０】
＜ｄ群＞
【００６１】
Ｃｕは、パーライト組織のフェライト相に固溶し、固溶強化によりレールの硬さを向上させ、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｃｕ量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ量が１．００％を超えると、レールの著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する場合がある。このため、Ｃｕ含有量を０．０１〜１．００％にすることが好ましい。なお、レール頭部の硬さを確保し、偏析部等に生成し易いマルテンサイト組織の生成を抑制するためには、Ｃｕ含有量を０．２０％以下に制御することが望ましい。
【００６２】
Ｎｉは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化によりレールの硬さを向上させ、レールの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、ＮｉはＴｉと結びついて微細なＮｉ３Ｔｉの金属間化合物として析出し、析出強化によりレールの軟化を抑制する元素である。また、Ｃｕがレールに含有されている場合、Ｎｉは粒界の脆化を抑制する。上述の効果を得るためには、Ｎｉ量を０．０１％以上にすることが好ましい。Ｎｉ量が１．００％を超えると、レールの著しい焼入れ性向上により、レール頭部にマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する場合がある。このため、Ｎｉ含有量を０．０１〜１．００％とすることが望ましい。
【００６３】
＜ｅ群＞
【００６４】
Ｖは、熱間圧延後の冷却過程で生成するＶの炭・窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬さ（強度）を高め、レール頭部の内部の耐疲労損傷性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｖ量を０．０１％以上にすることが好ましい。一方、Ｖ量が０．５０％を超えると、微細なＶの炭・窒化物の数が過剰となり、パーライト組織が脆化し、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｖ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが望ましい。
【００６５】
Ｎｂは、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、パーライト組織の硬さを高め、レール頭部の内部の耐疲労損傷性を向上させる元素である。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炭化物やＮｂ窒化物を安定的に生成させ、溶接継手熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素である。上述の効果を得るためには、Ｎｂ量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ量が０．０５００％を超えると、Ｎｂの炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織自体が脆化し、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｎｂ含有量を０．００１０〜０．０５００％とすることが望ましい。
【００６６】
Ｔｉは、熱間圧延後の冷却過程で生成したＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬さを高め、レール頭部の内部の耐疲労損傷性を向上させる元素である。また、Ｔｉは、溶接時の再加熱において析出したＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物がマトリックス中に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を微細化し、溶接継手部の脆化を防止するのに有効な成分である。上述の効果を得るためには、Ｔｉ量を０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ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、これらの周囲における応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｔｉ含有量を０．００３０〜０．０５００％とすることが望ましい。
【００６７】
＜ｆ群＞
【００６８】
Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物（ＭｇＳ）を形成し、このＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和し、レールの耐疲労損傷性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｍｇ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ量が０．０２００％を超える場合、Ｍｇの粗大酸化物が生成し、この粗大酸化物の周囲における応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０２００％とすることが望ましい。
【００６９】
Ｃａは、Ｓとの結合力が強いので硫化物（ＣａＳ）を形成し、このＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和し、レールの耐疲労損傷性を向上させる元素である。上述の効果を得るためには、Ｃａ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が０．０２００％を超える場合、Ｃａの粗大酸化物が生成し、この粗大酸化物の周囲における応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０２００％とすることが望ましい。
【００７０】
ＲＥＭは、脱酸・脱硫元素であり、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。オキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）は、融点が高いので、圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。この結果、ＲＥＭはＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和し、レールの耐疲労損傷性を向上させる。上述の効果を得るためには、ＲＥＭ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、粗大で硬質なＲＥＭのオキシサルファイド（ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ）が生成し、このオキシサルファイドの周囲における応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量を０．０００５〜０．０５００％とすることが望ましい。
【００７１】
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類金属である。「ＲＥＭの含有量」とは、これらの全ＲＥＭ元素の含有量の合計値を意味する。全含有量が上記範囲内であれば、ＲＥＭ元素の種類が１種類であっても２種類以上であっても、同様な効果が得られる。
【００７２】
＜ｇ群＞
【００７３】
Ｚｒは、γ−Ｆｅとの格子整合性が良いＺｒＯ２介在物を生成するので、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素レール鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高めることにより、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組織の生成を抑制する元素である。上述の効果を得るためには、Ｚｒ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒ量が０．０２００％を超えると、粗大なＺｒ系介在物が多量に生成し、この粗大介在物の周囲における応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量を０．０００１〜０．０２００％とすることが望ましい。
【００７４】
＜ｈ群＞
【００７５】
Ａｌは、脱酸材として機能する成分である。また、Ａｌは共析変態温度を上昇させる元素であり、初析セメンタイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる。上述の効果を得るためには、Ａｌ量を０．０１００％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ量が１．００％を超えると、Ａｌを鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成し、この粗大な介在物から疲労き裂が発生しやすくなり、レールの耐疲労損傷性が低下する場合がある。さらに、Ａｌ量が１．００％を超えると、レール溶接時に酸化物が生成し、レール溶接性が著しく低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量を０．０１００〜１．００％とすることが望ましい。
【００７６】
＜ｉ群＞
【００７７】
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を促進させ、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、レールの靭性を向上させるのに有効な元素である。また、ＮとＶとを同時に含有させると、レールの熱間圧延後の冷却過程でＶの炭窒化物の析出を促進させ、パーライト組織の硬さを高め、レールの耐疲労性を向上させる。上述の効果を得るためには、Ｎ量を０．００５０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ量が０．０２００％を超えると、Ｎを鋼中に固溶させることが困難となり、疲労損傷の起点となる気泡が生成し易くなる場合がある。このため、Ｎ含有量を０．００５０〜０．０２００％とすることが望ましい。
【００７８】
なお、上述された元素のうち、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、原料スクラップから混入する場合がある。この場合であっても、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの成分が上述の範囲内である限り、本実施形態に係るレールの特性は損なわれない。
【００７９】
本実施形態に係るレールの化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物を含む。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料スクラップ、または製造環境などから混入されるものを意味する。不純物は、本実施形態に係るレールの特性に悪影響を及ぼさない範囲内で含有されても良い。
【００８０】
（２）金属組織およびパーライト組織の必要範囲の限定理由
次に、本実施形態において、頭部外郭表面から２０ｍｍ深さ、までの範囲（頭表部）の９５％（面積率）以上をパーライト組織にする理由について詳細に説明する。
【００８１】
まず、パーライト組織の量を９５面積％以上とする理由について説明する。
【００８２】
車輪と接触するレール頭部では、耐摩耗性の確保が最も重要である。金属組織と耐摩耗性との関係を調査した結果、パーライト組織がレールの耐摩耗性を最も向上させることが確認された。また、パーライト組織は、少ない合金元素量でも十分な硬さを有する。そこで、レールの耐摩耗性を向上させる目的から、パーライト組織に限定した。
【００８３】
次に、パーライト組織が面積率で９５％以上の割合で含まれる金属組織（パーライト組織を含む組織）の必要範囲を、頭部外郭表面から少なくとも２０ｍｍ深さまでの範囲に限定した理由について説明する。
【００８４】
パーライト組織を９５面積％以上含む領域が頭部外郭表面から２０ｍｍ未満までである場合、領域が小さすぎて、レール頭部に要求される耐摩耗性を確保することができず、ひいては十分なレール使用寿命の確保が困難となる。また、レールの耐摩耗性をさらに向上させるためには、頭部外郭表面から深さ３０ｍｍ程度までを、９５面積％以上のパーライト組織を含む組織とすることが望ましい。
【００８５】
上述されたように、頭部コーナー部２および頭頂部１を併せた領域である頭部外郭表面から深さ２０ｍｍまでの範囲を頭表部（３ａ、斜線部）と呼ぶ。頭部コーナー部２及び頭頂部１の表面から深さ２０ｍｍまでの頭表部３ａに所定の硬さのパーライト組織を９５面積％以上含む組織が配置されていれば、レールの耐摩耗性が確保できる。
【００８６】
したがって、９５面積％以上のパーライト組織を含む組織は、車輪が主に接する箇所であり耐摩耗性が要求される頭表部３ａに配置することが望ましく、耐摩耗性が必要とされないそれ以外の部分は、パーライト組織が９５面積％未満であってもよい。
【００８７】
また、本実施形態のレールの頭表部３ａの金属組織は、上記限定のような９５面積％以上のパーライト組織を含む組織であることが望ましい。しかし、レールの成分系や熱処理製造方法によっては、組織中に、パーライト組織以外に、面積率で５％未満の微量な初析フェライト相、初析セメンタイト相、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、これらの組織が混入しても、頭部表面の耐摩耗性には大きな悪影響を及ぼさないため、本実施形態のレールの頭表部の組織は、５面積％未満の微量な初析フェライト相、初析セメンタイト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもよい。言い換えれば、本実施形態のレールの頭表部の金属組織は、面積率で９５％以上がパーライト組織であればよく、レールの耐摩耗性を十分に確保するには、面積率で頭表部の金属組織の９８％以上をパーライト組織とすることが望ましい。
【００８８】
頭表部のパーライト組織の面積率の測定は、頭部外郭表面から少なくとも２０ｍｍ深さまでの範囲の断面の金属組織を、２００倍の光学顕微鏡で１０視野以上観察し、各視野におけるパーライト組織の面積率の平均値を算出することにより行える。
【００８９】
（３）パーライト組織を含む組織の硬さの限定理由
次に、本実施形態において、頭表部におけるパーライト組織を含む組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した理由について説明する。頭表部におけるパーライト組織を含む組織の硬さがＨｖ３００未満では、レールの摩耗が進行し、レールに要求される耐摩耗性の確保が困難となる。また、頭表部におけるパーライト組織の硬さがＨｖ５００を超えると、パーライト組織を含む組織の脆化により、車輪が接触する頭部外郭表面で微小なき裂が発生しやすくなり、レールの耐表面損傷性の確保が困難となる。このため、頭表部におけるパーライト組織を含む組織の硬さをＨｖ３００〜５００の範囲に限定した。なお、頭表部以外の箇所は、レールが接触せず耐摩耗性が要求されないので、頭表部以外の箇所の組織の硬さは特に限定されない。
【００９０】
例えば頭部外郭表面から深さ２ｍｍの位置及び深さ２０ｍｍの位置におけるレールの硬さが上述の範囲内であるレールは、頭表部の硬さに関して上述の要件を満たすレールであると判断される。また、各測定位置におけるレールの硬さの測定は、測定位置において、１０点以上測定して、それらの平均値を算出して行うことが望ましい。本実施形態に係るレールの頭表部では、パーライト組織が面積率で９５％以上を占めるが、５面積％未満の範囲でその他組織（初析セメンタイト相、初析フェライト相、マルテンサイト組織、ベイナイト組織等）が存在するため、１点の測定では、パーライト組織を含む組織の硬さが代表できない場合がありえるためである。
【００９１】
（４）Ｐｂ酸化物系介在物の個数密度の限定理由
次に、本実施形態に係るレールにおいて、頭部外郭表面から深さ２〜２０ｍｍの位置の横断面において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度を、被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下にすることが好ましい理由について説明する。なお、Ｐｂ酸化物は通常、鋼中でＰｂ酸化物のみからなる介在物として存在し、または、Ｐｂ酸化物とその周囲に付着した他の合金元素からなる介在物として存在する。本実施形態では、これら介在物を「Ｐｂ酸化物系介在物」と称する。
【００９２】
まず、本発明者らは、レール鋼の靭性をさらに安定的に向上させるため、パーライト組織中に生成しているＰｂ酸化物系介在物の制御を検討した。転炉精錬工程において、酸素を溶鋼に吹き込み、石灰を投入し、Ｐ等の不純物を除去し、その後、合金元素を添加し、ＦｅＳｉ（フェロシリコン）等の投入により酸素量の制御を行い、Ｐｂ酸化物系介在物の大きさと数を変化させたパーライト鋼を製造し、衝撃試験によりこれらパーライト鋼の靭性を評価した。その結果、同一のＰｂ含有量において、衝撃値が向上するパーライト鋼と、衝撃値が逆に低下するパーライト鋼が存在することが明らかとなった。
【００９３】
そこで、本発明者らは、衝撃値を効果的に向上させるため、衝撃値が低下したパーライト鋼の破壊起点部を詳細に調査した。その結果、破壊の起点部には粒径１．０〜５．０μｍ範囲のＰｂ酸化物系介在物が多量に存在していることがわかった。本発明者らは、Ｐｂ酸化物系介在物への応力集中により破壊が促進されることを発見した。
【００９４】
さらに、本発明者らは、Ｐｂ酸化物系介在物の量の影響を明らかにするため、Ｐｂ含有量を変化させた鋼をラボ溶解し、その後、酸素量を制御し、不活性ガスによる溶鋼攪拌を模擬した実験を行い、溶鋼攪拌時間、攪拌処理後の溶鋼静置時間を制御し、Ｐｂ酸化物系介在物の単位面積当たりの個数を変化させたパーライト鋼を製造し、靭性を評価した。
［レール鋼の合金成分］
●ベース鋼成分
１．００％Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．６０％Ｍｎ−０．０１５０％Ｐ−０．０１２０％Ｓ
●Ｐｂの含有量：０．００００〜０．００２０％の範囲内で変更
［レール鋼の製造条件］
●転炉精錬後の溶鋼処理
不活性ガスによる溶鋼攪拌時間：０．５〜４分
攪拌処理後の溶鋼静置時間：１０〜４０分
●熱間圧延条件  再加熱温度：１２５０℃⇒最終圧延温度：１０００℃
●熱処理条件  冷却速度：６℃／ｓｅｃ、冷却開始温度：８００℃、停止温度：５８０℃
［レール鋼の基本特性］
●レールの頭表部の金属組織：パーライト（面積率９５％以上）
●レールの頭表部の硬さ：Ｈｖ４００〜４２０
●単位面積当たりのＰｂ酸化物の個数：０〜２００個／１０００μｍ２
（粒径範囲：１．０〜５．０μｍ）
［Ｐｂ酸化物系介在物の粒径及び個数の測定方法］
●事前処理：断面をダイヤモンド研磨
●装置：走査型電子顕微鏡  倍率：１０００〜２０００
●事前分析：電子線マイクロアナライザーにより成分分析を実施し、ＰｂとＯの複合介在物を特定する。
●測定位置：頭部外郭表面を起点として深さ５ｍｍを中心とした視野で観察
●評価対象とするＰｂ酸化物系介在物の粒径範囲：１．０〜５．０μｍ
●粒径の測定：Ｐｂ酸化物系介在物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。
●個数の算定：２０視野の観察を行い、Ｐｂ酸化物系介在物数をカウントし、１０００μｍ２あたりの数に換算し、その平均値を求めた。
［靭性の評価試験］
●試験方法：衝撃試験
●試験片：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチ
●試験片採取位置：レール頭部外郭表面下２ｍｍ（図６参照、ノッチ位置４ｍｍ下）
●試験温度：常温（＋２０℃）
図３に衝撃試験の結果を示す。横軸はＰｂ酸化物系介在物（粒径範囲：１．０〜５．０μｍ）の単位面積当たりの個数（個／１０００μｍ２）、縦軸は衝撃値で整理をした。その結果、Ｐｂ酸化物系介在物の単位面積当たりの個数によって衝撃値が大きく変化することが確認された。
【００９５】
具体的には、Ｐｂ酸化物系介在物の単位面積当たりの個数が被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下になると、応力集中が緩和され、衝撃値がさらに向上することが明らかとなった。このため、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の単位面積当たりの個数を被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下に限定した。
【００９６】
なお、Ｐｂ酸化物系介在物は鋳造時に鋼片の中央部に集積し易い。Ｐｂ含有量が少ない場合、Ｐｂ酸化物系介在物はその存在を確認する頭部外郭表面近傍には存在しない場合がある。したがって、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度の下限値は規定されず０の場合もある。一方、この酸化物が計数対象として存在する場合、１個／１０００μｍ２以上を制御範囲としてもよい。
【００９７】
Ｐｂ酸化物系介在物の制御対象位置は、頭部外郭表面から深さ２〜２０ｍｍの範囲の横断面とする。頭部外郭表面から深さ２ｍｍ未満の範囲では、Ｐｂ酸化物系介在物の存在が少なく、介在物の評価が困難であることに加えて、使用中の摩耗による断面積の減少を考慮した場合、レール自体に要求されている靭性の必要領域とはならないので、頭部外郭表面から深さ２ｍｍ未満の範囲は制御対象とされない。
【００９８】
また、対象とするＰｂ酸化物系介在物の粒径を１．０〜５．０μｍの範囲に限定した理由は、上記のようにレール鋼の破壊の起点部を観察した結果、起点部には粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物が存在していたからである。この粒径範囲のＰｂ酸化物系介在物が応力集中を引き起こし、衝撃値の低下を引き起こすことが確認されているからである。
【００９９】
なお、鋼中には粒径１．０μｍ未満のＰｂ酸化物系介在物、及び５．０μｍ超のＰｂ酸化物系介在物が存在し得る。しかし、粒径１．０μｍ未満のＰｂ酸化物系介在物は、その周囲での応力集中が小さいので、衝撃値に大きな影響を与えないことがわかった。また、粒径５．０μｍ超のＰｂ酸化物系介在物は、その周囲での応力集中は大きいが、その個数が非常に少ないので、実質的に破壊の起点として作用することがなく、評価対象とする意味が無いことが分かった。従って、粒径１．０μｍ未満のＰｂ酸化物系介在物、及び５．０μｍ超のＰｂ酸化物系介在物の個数密度は規定されない。
【０１００】
（５）本実施形態のレールの製造方法
通常のレールの製造方法では、まず、高炉で製造した銑鉄を転炉精錬工程において精錬する。転炉工程では、酸素を溶鋼に吹き込み、石灰を投入し、Ｐ等の不純物を除去する。その後、取鍋において合金元素を溶鋼に添加し、ＦｅＳｉ等の投入により溶鋼の酸素量の制御を行う。さらに、必要に応じて真空脱ガス装置で溶鋼の水素量、窒素量、および酸素量等の制御を行う。この溶製された溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法によって鋳造してブルームを製造し、次に、ブルームに熱間圧延を行ってレール形状とする。さらに、必要に応じてレール頭部の金属組織や硬さを制御する目的から、レールに熱処理を行う。
【０１０１】
本実施形態のレールの製造方法では、転炉での精錬の間に溶鋼中に副原料としてスクラップを投入する。転炉精錬後、取鍋において合金を添加し、ＦｅＳｉ等の投入により酸素量の制御を行う。さらに、本実施形態のレールの製造方法では、合金、酸素量の制御された取鍋の溶鋼に不活性ガスによる攪拌を施し、溶鋼攪拌時間、及び攪拌処理後の溶鋼静置時間を制御し、Ｐｂ酸化物系介在物の個数密度を制御する。次に、溶鋼を鋳造してブルームとし、ブルームを熱間圧延してレール形状に成形する。また、必要に応じて、レール頭部の金属組織の制御、硬さの制御する目的から、熱間圧延後のレールに熱処理を行う。
【０１０２】
（５−１）精錬条件（Ｐｂ含有量の制御）
まず、Ｐｂ含有量の制御方法から説明する。副原料としてスクラップが用いられる、本実施形態に係るレールの製造方法では、Ｐｂ含有量を制御するために、転炉精錬工程における溶鋼の溶製後、取鍋において酸素量を制御することが望ましい。事前に溶鋼の酸素量を測定し、溶鋼中の酸素量に応じた量のＦｅＳｉ等の投入により、酸素量の制御を好ましく行う。さらに、必要に応じて真空脱ガス装置で残存酸素量の制御を行う。この残存した酸素を活用して、ＰｂをＰｂの酸化物として生成させる。Ｐｂ含有量が過剰な場合は、この酸化物を鋼中から排出させ、溶鋼中のＰｂ含有量を制御することが必要とされる。
【０１０３】
（５−２）溶鋼撹拌及び溶鋼静置の条件（Ｐｂ酸化物系介在物の個数の制御）
次に、Ｐｂ酸化物系介在物の個数の制御方法について説明する。本実施形態に係るレールでは、頭部外郭表面から深さ２〜２０ｍｍの位置の横断面において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物が被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下であることが望ましく、Ｐｂ酸化物をこのように制御するためには、本実施形態に係るレールの製造方法において、転炉精錬後の取鍋において、溶鋼に不活性ガスによる攪拌を施し、溶鋼攪拌時間、及び攪拌処理後の溶鋼静置時間を制御し、Ｐｂ酸化物系介在物の数の制御を行うことが必要とされる。
【０１０４】
具体的には、転炉精錬後の取鍋において不活性ガスで溶鋼を攪拌すると、残存した酸素とＰｂの反応が促進され、Ｐｂ酸化物系介在物が生成する。さらに、溶鋼の撹拌は、溶鋼中のＰｂ酸化物系介在物の凝集を促進し、Ｐｂ酸化物系介在物の浮上除去を促進する効果がある。したがって、Ｐｂ酸化物系介在物の個数を制御するには、溶鋼の攪拌時間は２分以上とするのが望ましい。しかしながら、長時間の攪拌は、溶鋼温度の低下により溶鋼の粘性を増大させ、Ｐｂ酸化物系介在物の浮上性を低下させる。従って、Ｐｂ酸化物系介在物の個数の制御を行う場合、攪拌時間は２．０〜４．０分の範囲内にすることが望ましい。
【０１０５】
また、転炉精錬後の取鍋において溶鋼を不活性ガスで十分攪拌した後に溶鋼を静置することが、溶鋼中に生成しているＰｂ酸化物系介在物の浮上分離のために必要である。Ｐｂ酸化物系介在物の浮上分離を促進するためには、不活性ガスを用いた撹拌後の溶鋼を３０分以上静置することが望ましい。但し、極端に静置時間を長くしても、溶鋼温度が低下して溶鋼の粘性が増大し、Ｐｂ酸化物系介在物の浮上性が低下するので、浮上分離効果が飽和する。従って、Ｐｂ酸化物系介在物の個数の制御を行う場合、溶鋼静置時間は３０．０〜４０．０分の範囲内にすることが望ましい。
【０１０６】
したがって、Ｐｂ酸化物系介在物（粒径範囲：１．０〜５．０μｍ）の個数密度を所定の値に収めるには、溶鋼の攪拌時間を２〜４分とし、溶鋼の静置時間を３０〜４０分とすることが必要である。
【０１０７】
（５−３）熱間圧延条件
熱間圧延条件については、パーライト組織を維持し、且つレール頭部の硬さを制御するため、下記に示す条件範囲で行う。
【０１０８】
まず、熱間圧延条件について説明する。
【０１０９】
まず、ブルーム再加熱温度について説明する。ブルーム再加熱温度が１０００℃未満では、レール圧延において熱間での造形性が確保できす、圧延疵が発生し、レール製造が困難となる。また、鋼の炭素量や合金量によっては、融点が低下するので、再加熱温度が１４００℃を超えると、鋼が溶融し、レール製造が困難となる場合がある。従って、ブルーム再加熱温度は、１０００〜１４００℃の範囲である。
【０１１０】
次に、最終圧延温度について説明する。
【０１１１】
最終圧延温度が７５０℃未満では、圧延直後にパーライト変態が開始するので、圧延終了後の熱処理においてレールを高硬度化できず、耐摩耗性を確保できない。また、最終圧延温度が１１００℃を超えると、圧延後のオーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が大幅に増加し、耐摩耗性に有害なベイナイト組織がレール頭部に生成する。この場合、レールの耐摩耗性が低下し、また、レールに必要な最低限の延性が確保できない。従って、最終圧延温度は７５０〜１１００℃の範囲である。
【０１１２】
その他の熱間圧延条件については特に限定しない。レール頭部の硬さを確保するためには、ブルーム再加熱温度及び最終圧延温度を上述のように制御しながら、通常のレールの孔型圧延を行えばよい。例えば、鋼片を粗圧延した後、リバース圧延機による中間圧延を複数パスに渡って行い、続いて連続圧延機による仕上げ圧延を２パス以上行い、この仕上げ圧延の最終圧延時に、最終圧延温度を上記の温度範囲内に制御すればよい。
【０１１３】
（５−４）熱処理条件
熱間圧延後の熱処理条件については、パーライト組織を維持し、レール頭部の硬さを制御するために、下記に示す条件範囲で行う。
【０１１４】
まず、冷却速度について説明する。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、パーライト変態温度が上昇し、レールを高硬度化できず、レールの耐摩耗性を確保できない。また、冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えると、本成分系では、レール頭部において、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する。従って、冷却速度を１〜２０℃／ｓｅｃの範囲とする。
【０１１５】
次に、冷却開始温度について説明する。冷却開始温度が７００℃未満では、本成分系では、加速冷却前の高温度域でパーライト組織が生成するので、レールを高硬度化できず、レールの耐摩耗性を確保できない。また、冷却開始温度が７００℃未満である場合、初析セメンタイト組織が生成し、レールの耐摩耗性が低下する場合もある。また、開始温度が９００℃を超えると、レールの焼入れ性が大幅に増加し、レール頭部に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成し、耐摩耗性が低下する。従って、冷却開始温度は、７００〜９００℃の範囲とする。
【０１１６】
次に、冷却停止温度について説明する。冷却停止温度が６５０℃を超えると、本成分系では、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始するので、硬さが低いパーライト組織が多く生成する。その結果、頭部の硬さが確保できず、レールに必要な耐摩耗性を確保することが困難となる。また、５００℃未満まで加速冷却を行うと、本成分系では、冷却停止直後に耐摩耗性に有害なベイナイト組織が多く生成する。その結果、レールとして必要な耐摩耗性を確保することが困難となる。従って、冷却停止温度は５００〜６５０℃の範囲とする。
【０１１７】
レールの熱処理冷媒の種類は特に限定しない。レールに耐摩耗性を付与するために、レールの硬さを制御するためには、空気噴射冷却、ミスト冷却、水及び空気の混合噴射冷却、又はこれらの組み合わせにより、熱処理時のレールの冷却速度を上述のように制御する。なお、レールの冷却速度が上述の範囲内となる場合であれば、熱間圧延後のレールを室温まで自然放冷してもよく、この場合、上述の冷却開始温度及び冷却停止温度の規定は無視しても良い。
【実施例】
【０１１８】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例１においては、化学成分および製造方法がレールの構成および特性に及ぼす影響を調査し、実施例２においては、市場に流通するスクラップを副材料として本発明レールを製造した際の効果について調査した。
【実施例１】
【０１１９】
表１−１〜表１−４に本発明レールの化学成分と諸特性を示し、表２−１及び表２−２に比較レールの化学成分と諸特性を示す。表１−１〜表２−２には、化学成分値、頭部のミクロ組織、頭部の硬さ、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度（Ｐｂ酸化物個数密度）を示す。さらに、図４に示す方法で行った摩耗試験結果、及び衝撃試験結果も表に併記した。表１−１〜表３−２において、組織が「Ｐ」と記載されている試料は、パーライト（Ｐ）量が９５面積％以上であったことを示しており、「Ｐ＋Ｆ」と記載されている試料は、パーライト量が９５面積％未満であり、残部が初析フェライト（Ｆ）であったことを示しており、「Ｐ＋Ｂ＋Ｍ」と記載されている試料は、パーライト量が９５面積％未満であり、残部がベイナイト（Ｂ）及びマルテンサイト（Ｍ）であったことを示しており、「Ｐ＋Ｃ」と記載されている試料は、パーライト量が９５面積％未満であり、残部が初析セメンタイト（Ｃ）であったことを示している。表１−１〜表３−２において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数（個／１０００μｍ２）が「超過」と記載されている試料は、上記の粒径範囲のＰｂ酸化物系介在物の数が１００個／１０００μｍ２超であったことを示している。
【０１２０】
表１−１〜表２−２に示した本発明例および比較例の製造工程および製造条件の概略は下記に示すとおりである。
●全体工程
精錬工程：転炉で銑鉄に副原料としてスクラップを投入、酸素を溶鋼に吹き込み、石灰を投入し、Ｐ等の不純物を除去→成分調整（取鍋）：合金を添加、ＦｅＳｉ等の投入により酸素量の制御→鋳造（ブルーム）→再加熱→熱間圧延→熱処理
本発明例および比較例の副原料は、切り板、打ち抜き屑、切削屑、及び切り粉等の、製造業の生産段階で発生するスクラップ（工場発生スクラップ、または高品位スクラップと称される）、及びＰｂめっき鋼板からなるスクラップとした。Ｐｂがレールの特性に及ぼす影響を調査するためには、合金元素の含有量を精度よく制御する必要があるからである。高品位スクラップ及びＰｂめっき鋼板は、合金元素量のばらつきが少ないので、レール中の合金元素量の制御に適する。
【０１２１】
また、表１−１〜表２−２に示した本発明例及び比較例の製造条件の概略は下記に示すとおりである。
●熱間圧延条件
再加熱温度：１０００〜１４００℃、最終圧延温度：７５０〜１１００℃
●熱間圧延後の熱処理（冷却）条件
冷却速度：１〜２０℃／ｓｅｃ、冷却開始温度：７００〜９００℃、冷却停止温度：５００〜６５０℃
さらに、Ｐｂ酸化物系介在物の個数密度を制御するために、上記の溶鋼の成分調整を下記の条件で行った。
●転炉精錬後の溶鋼処理
不活性ガスによる溶鋼攪拌時間：０．５〜４分
攪拌処理後の溶鋼静置時間：１０〜４０分
なお、表３−１および表３−２には、本発明レールの一部の詳細な製造条件を記載している。また、Ｃ１〜Ｃ５は、表３−１の「鋼成分Ｎｏ．」に記載の実施例の鋼の化学成分のものを用いて製造したものである。製造条件をさらに最適化することにより、Ｐｂ酸化物系介在物の個数密度を制御することが可能となり、さらなる靭性の改善が可能である。
【０１２２】
表に示した本発明例のレールおよび比較例のレールの詳細は下記に示すとおりである。
【０１２３】
（１）本発明レール（５１本）
発明例Ａ１〜Ａ５１：化学成分値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さが本願発明範囲内のレール。
【０１２４】
発明例Ａ１〜Ａ１０、Ａ１２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ１７、Ａ１９、Ａ２１、Ａ２３、Ａ２５、Ａ２７〜Ａ３２、Ａ３４、Ａ３６、Ａ３８、Ａ４０、Ａ４２、Ａ４４、Ａ４６、Ａ４８、Ａ５０：化学成分値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さが本願発明範囲内のレール。
発明例Ａ１１、Ａ１３、Ａ１５、Ａ１８、Ａ２０、Ａ２２、Ａ２４、Ａ２６、Ａ３３、Ａ３５、Ａ３７、Ａ３９、Ａ４１、Ａ４３、Ａ４５、Ａ４７、Ａ４９、Ａ５１：化学成分値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さ、さらには、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度が本願発明範囲内のレール。
【０１２５】
（２）比較レール（１４本）
比較例Ｂ１〜Ｂ１４（１４本）：化学成分値、頭表部のミクロ組織、頭表部の硬さの１つ以上が本願発明範囲外のレール。
比較例Ｂ１〜Ｂ８（８本）：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ含有量が本願発明範囲外のレール。
比較例Ｂ９〜Ｂ１４（６本）：Ｐｂ含有量が本願発明範囲外のレール。
【０１２６】
［レール頭表部の硬さの測定方法］
●測定装置：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
●測定用試験片採取：レール頭表部の横断面からサンプル切り出し
●事前処理：横断面を粒径１μｍのダイヤモンド砥粒で研磨
●測定方法：ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準じて測定
硬さの算定
頭部外郭表面下２ｍｍ：図２に示す頭表部の断面の、頭部外郭表面から深さ２ｍｍの位置において２０点の硬度測定を行い、これにより得られた硬度の平均値を、当該位置での硬さとした。
頭部外郭表面下２０ｍｍ：図２に示す頭表部の断面の、頭部外郭表面から深さ２０ｍｍの位置において２０点の硬度測定を行い、これにより得られた硬度の平均値を、当該位置での硬さとした。
頭表部硬さの合否判断：頭部外郭表面下２ｍｍ深さ位置および頭部外郭表面下２０ｍｍ深さ位置における硬さの両方が本願発明範囲内である場合、頭表部硬さに関し合格と判定した。
［Ｐｂ酸化物系介在物の粒径及び個数の測定方法］
●事前処理：断面をダイヤモンド研磨
●装置：走査型電子顕微鏡  倍率：１０００〜２０００
●事前分析：電子線マイクロアナライザーにより成分分析を実施し、ＰｂとＯの複合介在物を特定する。
●測定位置：頭部外郭表面を起点として深さ５ｍｍを中心とした視野で観察
●評価対象とするＰｂ酸化物系介在物の粒径範囲：１．０〜５．０μｍ
●粒径の測定：Ｐｂ酸化物系介在物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。
●個数の算定：２０視野の観察を行い、Ｐｂ酸化物系介在物数をカウントし、１０００μｍ２あたりの数に換算し、その平均値を求めた。
【０１２７】
［摩耗試験］
●試験機：西原式摩耗試験機（図４参照）
●試験片形状（レール材４）：円盤状試験片（外径：３０ｍｍ、厚さ：８ｍｍ）
●試験片採取位置：頭部外郭表面下２ｍｍに相当する位置（頭部表面、図５参照）
●試験荷重：６８６Ｎ（接触面圧６４０ＭＰａ）
●すべり率：２０％
●相手材（車輪材５）：パーライト鋼（Ｈｖ３８０）
●雰囲気：大気中
●冷却：冷却用エアーノズル６から圧搾空気噴射による強制冷却（流量：１００Ｎｌ／分）
●繰返し回数：７０万回
【０１２８】
［衝撃試験］
●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：レール頭部外郭表面下２ｍｍに相当する位置（図６参照、ノッチ位置４ｍｍ下）
●試験温度：常温（２０℃）
【０１２９】
【表１−１】
0006631403.tif 000002
【０１３０】
【表１−２】
0006631403.tif 000003
【０１３１】
【表１−３】
0006631403.tif 000004
【０１３２】
【表１−４】
0006631403.tif 000005
【０１３３】
【表２−１】
0006631403.tif 000006
【０１３４】
【表２−２】
0006631403.tif 000007
【０１３５】
【表３−１】
0006631403.tif 000008
【０１３６】
【表３−２】
0006631403.tif 000009
【０１３７】
表１−１〜表２−２に示すように、本発明例のレール（Ａ１〜Ａ５１）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、及びＳの含有量を限定範囲内に収め、初析フェライト相、初析セメンタイト相、ベイナイト組織、及びマルテンサイト組織の生成を抑制して頭表部を９５面積％以上のパーライト組織とすることにより、比較例のレール（Ｂ１〜Ｂ８）よりも耐摩耗性や靭性が向上した。
【０１３８】
さらに、本発明例のレール（Ａ１〜Ａ５１）は、Ｐｂ含有量を限定範囲内に収めることにより、比較例のレール（Ｂ９〜Ｂ１４）よりも靭性を向上させることができる。
【０１３９】
図７に本発明例のレール（Ａ２７〜Ａ３２）のＰｂ含有量と衝撃値との関係を示す。図７に示すように、本発明例のレール（Ａ２７〜Ａ３２）は、Ｐｂ含有量が０．００１５％以下、または０．００１０％以下にさらに制御されることにより、靭性が安定的に向上した。
【０１４０】
図８に本発明例のレール（Ａ１０〜Ａ５１）の炭素量と衝撃値との関係を示す。本発明例のレール（Ａ１０〜Ａ５１）において、粒径１．０〜５．０μｍのＰｂ酸化物系介在物の個数密度を被検面積１０００μｍ２あたり１００個以下に制御することにより、靭性をさらに向上させることができた。
【０１４１】
なお、本摩耗試験は実軌道を再現した評価試験である。これまでに炭素量０．７５〜１．２０％のパーライト鋼の摩耗試験と実軌道の相関を解明した結果、本試験の摩耗量が１．２０ｇｆ以下の場合、炭素量０．７５〜１．２０％のレールにおいて実軌道で耐摩耗性の向上が確認されている。ここでは摩耗量１．２０ｇｆ以下を評価基準として、耐摩耗性の向上の有無を判断した。
【０１４２】
また、本衝撃試験はレール鋼の必要とされる靭性を確認する評価試験である。これまでにパーライト鋼（０．７５〜１．２０％Ｃ）の衝撃値を解析した結果、本試験の衝撃値が１０．０Ｊ／ｃｍ２以上の場合、実軌道においてレールの靭性の確保が確認されている。ここでは衝撃値が１０．０Ｊ／ｃｍ２以上を評価基準として靭性確保の有無を判断した。
【０１４３】
また、表３−１および表３−２に示すように、頭部の熱間圧延、熱処理をある一定の条件で行い、初析セメンタイト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の生成を抑制し、パーライト組織の硬さを確保することにより、耐摩耗性や靭性を向上させることができる。さらに、転炉精錬工程後の取鍋において、攪拌時間、攪拌処理後の溶鋼の静置時間を制御することにより、Ｐｂの炭化物の個数密度を制御し、靭性をより一層向上させることができる。
【実施例２】
【０１４４】
市場に流通する一般的なスクラップを副材料として、実施例１と同じ製造条件で本発明例を作成し、実施例１と同じ方法で構成および特性を評価した。結果を表４−１および表４−２に示す。
【０１４５】
【表４−１】
0006631403.tif 000010
【０１４６】
【表４−２】
0006631403.tif 000011
【０１４７】
表４−２に示されるように、市場に流通するスクラップが副材料であっても、Ｐｂ含有量を所定範囲内に制御することにより、優れた特性を有するレールが得られた。
【符号の説明】
【０１４８】
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から深さ２０ｍｍまでの範囲、斜線部）
４：レール材
５：車輪材
６：冷却用エアーノズル
【図１】
0006631403.tif 000012
【図２】
0006631403.tif 000013
【図３】
0006631403.tif 000014
【図４】
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【図５】
0006631403.tif 000016
【図６】
0006631403.tif 000017
【図７】
0006631403.tif 000018
【図８】
0006631403.tif 000019