(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．４０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、
Ｚｒ：０．００２１〜０．２０００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１４３５〜５０００個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項２】
長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり７３〜２５００個存在することを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項３】
長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１４２〜２５００個存在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延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項４】
長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項５】
前記鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項６】
質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、
Ｖ  ：０．００５〜０．５００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項５に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項７】
質量％で、さらに、
Ｎ  ：０．００５０〜０．０５００％
を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項８】
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５〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項９】
質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
を含有することを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項１０】
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５〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項１１】
質量％で、さらに、
Ｃｏ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項５〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項１２】
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５〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項１３】
質量％で、さらに、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項５〜１２のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【請求項１４】
質量％でさらに、
Ａｌ：０．０２５０〜３．００％
を含有することを特徴とする請求項５〜１３のいずれか１項に記載の耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、重荷重鉄道のレールに要求される耐摩耗性を向上させ、同時に、偏析を軽減することにより、レール柱部の靱性低下を防止し、さらに、延性の向上を図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。
【０００２】
【従来の技術】
海外の重荷重鉄道では、鉄道輸送の高効率化の手段として、列車速度の向上や列車積載重量の増加が図られている。このような鉄道輸送の効率化はレール使用環境の過酷化を意味し、レール材質の一層の改善が要求されるに至っている。具体的には、曲線区間に敷設されたレールでは、Ｇ．Ｃ．（ゲージ・コーナー）部や頭側部の摩耗が急激に増加し、レールの使用寿命の点で問題視されるようになった。
【０００３】
しかしながら、最近の高強度化熱処理技術の進歩により、共析炭素鋼を用いた微細パーライト組織を呈した下記に示すような高強度（高硬度）レールが発明され、重荷重鉄道の曲線区間のレール寿命を飛躍的に改善してきた。
▲１▼  頭部がソルバイト組織、または微細なパーライト組織の超大荷重用の熱処理レール（特公昭５４−２５４９０号公報）。
▲２▼  圧延終了後、あるいは再加熱したレール頭部を、オーステナイト域温度から８５０〜５００℃間を１〜４℃/secで加速冷却する１３０kgf/mm2 （１２７４ＭＰａ）以上の高強度レールの製造法（特公昭６３−２３２４４号公報）。
【０００４】
これらのレールの特徴は、共析炭素含有鋼（炭素量：０．７〜０．８％）による微細パーライト組織を呈する高強度レールであり、その目的はパーライト組織中のラメラ間隔を微細化し、耐摩耗性を向上させるところにあった。
しかし、近年海外の重荷重鉄道ではより一層の鉄道輸送の高効率化のために、貨物の高積載化を強力に進めており、特に急曲線のレールでは上記開発のレールを用いてもＧ．Ｃ．部や頭側部の耐摩耗性が十分確保できず、摩耗によるレール寿命の低下が問題となってきた。このような背景から、現状の共析炭素鋼の高強度レール以上の耐摩耗性を有するレールの開発が求められるようになってきた。
【０００５】
これらの問題を解決するため、本発明者らは下記に示すようなレールを開発した。
▲３▼  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密度を増加させた耐摩耗性に優れたレール（特開平８−１４４０１６号公報）。
▲４▼  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密度を増加させ、同時に硬さを制御した耐摩耗性に優れたレール（特開平８−２４６１００号公報）。
これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライトラメラ中のセメタイト相の密度を増加させ、さらに硬さを制御することにより、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記▲３▼、▲４▼に示したパーライト組織を呈する発明レールでは、高炭素化により耐摩耗性の向上が図れる。
しかし上記の発明レールは、現行の共析炭素含有の高強度レールよりも炭素量が高いため、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が濃化した偏析帯が形成されやすい。特に、図１の斜線部に示す圧延後のレール柱部では、偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が多量に生成し、特に柱部の靱性が大きく低下するといった問題があった。
また、高炭素化するとパーライト組織の延性が低下し、繰返し荷重を受けるレール頭部や底部において、疲労き裂や微小な初期欠陥が発生した場合、脆性破壊の発生する危険性が増加するといった問題があった。
【０００７】
このような背景から、高炭素含有のパーライト組織のレールにおいて、偏析を軽減し、柱部の靭性低下を防止し、同時に延性の低下を防止するレールの開発が求められるようになってきた。
すなわち本発明は、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織のレールにおいて、偏析を軽減することにより、レール柱部の靭性低下を防止し、さらに延性の低下を防止することにより、脆性破壊の発生に対する危険性を低下させることを目的としたものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記目的を達成するものであって、その要旨とするところは次の通りである。（１）質量％で、
Ｃ  ：０．８５超〜１．４０％、  Ｓｉ：０．０５〜２．００％、
Ｍｎ：０．０５〜２．００％、    Ｚｒ：０．００２１〜０．２０００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼レールであって、該鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１４３５〜５０００個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
（２）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ2 あたり７３〜２５００個存在させることができる。
（３）上記レールは、さらに、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有するものが、被検面積１００ｍｍ2 あたり１４２〜２５００個存在させることができる。
（４）上記レールは、さらに、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数が、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下とすることができる。
（５）上記レールは、さらに、前記鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲が硬さＨｖ３２０以上のパーライト組織とすることができる。
（６）また、上記（５）のレールには、質量％でさらに、下記1)〜9)の成分を選択的に含有させることができる。
1)  Ｔｉ：０．００５０〜０．０５００％、Ｖ  ：０．００５〜０．５０％
の１種または２種、
2)  Ｎ  ：０．００５０〜０．０５００％、
3)  Ｃｒ：０．０１〜２．００％、        Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
の１種または２種、
4)  Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、
5)  Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％、
6)  Ｃｏ：０．０１〜２．００％、        Ｃｕ：０．０１〜１．００％
の１種または２種、
7)  Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
8)  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１５０％
の１種または２種、
9)  Ａｌ：０．０２５０〜３．００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、まず高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、レール柱部の偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する原因を調査した。その結果、溶鋼の鋳造段階で、鋳片中心部に炭素や合金元素が濃化した偏析帯が形成され、これが熱間圧延後のレール柱部に残存し、主に柱部偏析帯の炭素濃度が増加することにより、初析セメンタイト組織が生成することが確認された。
そこで、本発明者らは、この鋳片中心部に生成する偏析帯の形成を防止する方法を検討した。その結果、鋼片の凝固組織を微細化することにより、鋳片中心部の偏析帯の形成が抑制され、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成が防止できることを確認した。
【００１０】
まず、本発明者らは鋼片の凝固組織を微細化する方法を検討した。その結果、溶鋼が凝固する際に凝固核となるものを添加し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが有効であることを確認した。
さらに本発明者らは、最適な凝固核を実験により検討した。その結果、γ−Ｆｅが凝固初晶である高炭素（Ｃ＞０．９mass％）のレール鋼では、γ−Ｆｅとの格子整合性がよい凝固核が最も有効であり、その中でもＺｒの酸化物（ＺｒＯ2 ）が極めて安定的に作用することを見いだした。
【００１１】
次に本発明者らは、高炭素化によるパーライト組織の延性の低下を防止する方法を検討した。パーライト組織の延性を向上させるには、パーライト組織中のフェライトの結晶方位が同じ領域であるパーライト組織のブロックサイズを微細化する方法が知られている。パーライト組織のブロックサイズを微細化する方法としては、オーステナイト域からのパーライト変態時の変態核を増す方法が有効であるが、この変態核として、凝固核として作用するＺｒの酸化物（ＺｒＯ2 ）の利用を検討した。
【００１２】
ラボ圧延実験を行った結果、レール鋼片の再加熱時に溶融したＭｎＳが、その後の圧延冷却過程において、ある一定サイズの微細なＺｒの酸化物（ＺｒＯ2 ）の表面に再生成し、ＺｒＯ2 を核とする微細なＭｎＳやＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体が生成し、ＭｎＳの周囲のＭｎの希薄帯の焼入れ性の低下により、パーライト組織の変態が促進され、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性が向上することを確認した。
【００１３】
さらに本発明者らは、高炭素のパーライト鋼において、偏析帯の形成を防止し、同時に延性の向上が可能な、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 を核とする微細なＭｎＳ介在物や、ＺｒＯ2 と微細なＭｎＳの複合体介在物の最適な大きさと生成量について検討した。その結果、ある被検面積において一定の大きさを有したＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の存在量、すなわちその数に最適な範囲があることが明らかとなった。
【００１４】
次に本発明者らは、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のパーライト組織の変態核としての機能を調査した。その結果、ＭｎＳの周囲のＭｎの希薄帯に加えて、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成している介在物は、ＴｉＣやＴｉＮがパーライト組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細化することが確認された。
また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成している介在物についても、ＶＣやＶＮがパーライト組織の変態核として作用するため、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト変態の促進により、より一層パーライトブロックサイズが微細化することも確認された。
【００１５】
これらの検討に加え本発明者らは、Ｚｒの介在物を鋼中に分散させた場合のレールに対する有害性を確認した。レールの転動疲労試験を行った結果、Ｚｒの介在物が分散した鋼ではレール頭部内部から疲労損傷の発生し、レール使用寿命が低下することが確認された。そこでその原因を調査した結果、疲労損傷の起点部には、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介在物が存在することが確認された。
【００１６】
次に本発明者らは、起点部に存在した粗大Ｚｒ系介在物の形態について調査した。その結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールでは、粗大Ｚｒ系介在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をしており、起点となった粗大Ｚｒ系介在物は、その長径がある一定長さを超えていることを確認した。
【００１７】
これらの知見に加えて本発明者らは、レール鋼中のＺｒ系介在物の大きさおよび量と内部疲労損傷の発生の関係を確認した。その結果、粗大Ｚｒ系介在物の長径がある一定長さを超えていても損傷は必しも発生せず、損傷の発生の有無は、ある被検面積におけるＺｒ系介在物の存在量、すなわちその数に支配されていることを見いだした。
これらの実験室的な検討結果から、レール頭部の疲労損傷を抑制するには、粗大Ｚｒ系介在物の大きさと数の制御が必要であることを確認した。
【００１８】
以上の結果、高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物のまたはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に納めることにより、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、耐摩耗性の向上に加えて、柱部の靭性低下を防止し、さらに、延性が向上することを知見した。さらに、ＺｒＯ2 やこれを核とするＭｎＳの粗大Ｚｒ系介在物の大きさや数を制御することにより、耐内部疲労損傷性も向上することを知見した。
【００１９】
すなわち本発明は、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、さらに、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上を同時に達成することを目的としたものである。
【００２０】
次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。
（１）鋼レール中のＺｒＯ２介在物またはＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の長径および総数の規定：
まず、長径１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物またはＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の総数を、被検面積１００ｍｍ２あたり１４３５〜５０００個の範囲に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ２介在物またはＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ２あたり１４３５個未満になると、凝固核としての効果が減少し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が困難となる。さらに、変態核としての効果が減少し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向上が図れない。
また、ＺｒＯ２介在物またはＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の総数が被検面積１００ｍｍ２あたり５０００個を超えると、鋳造時において介在物に起因したヘゲ疵等が発生し、レールの表面疵の発生を誘発する。さらに、鋼の塑性変形能が低下し、パーライト組織の延性が低下する。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物またはＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の総数を被検面積１００ｍｍ２あたり１４３５〜５０００個に限定した。
【００２１】
次に、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径を、１〜１０μｍの範囲に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径が１μｍ未満になると、γ−Ｆｅの凝固核として働きが低下し、凝固組織の等軸晶化率を高めることが困難となる。その結果、偏析帯の形成が抑制されず、レールの靱性に有害な初析セメンタイト組織の生成の防止が困難となる。さらに、変態核としての働きが低下し、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、延性の向上が図れない。また、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径が１０μｍを超えると、鋳造時に介在物を起点としたヘゲ疵が発生しやすく、レールの表面疵の発生を誘発する。このため、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の長径を１〜１０μｍの範囲に限定した。
【００２２】
（２）長径１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物およびＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ２の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の個数の規定：
長径１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物およびＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ２の 表層にＴｉの炭化物、窒化物を有するものを被検面積１００ｍｍ２あたり７３〜２５００個に限定した理由を説明する。
ＺｒＯ２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成すると、ＺｒＯ２自体がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ２からのパーライト変態が促進され、ＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性がさらに向上する。
【００２３】
しかし、ＺｒＯ２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ２あたり７３個未満になると、Ｔｉの炭化物や窒素物によるパーライト変態核と しての作用が低下し、Ｔｉの炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＺｒＯ２の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した介在物の 総数が被検面積１００ｍｍ２あたり２５００個を超えると、硬質なＴｉＣやＴｉＮの密度 が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０μｍのＺｒＯ２介在物およびＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物において、ＺｒＯ２の表層 にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ２あたり７３〜２５００個に限定した。
【００２４】
（３）長径１〜１０μｍのＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ２の表層にＶの炭 化物、窒化物を有する介在物の個数の規定：
長径１〜１０μｍのＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物のうち、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒 化物を有するものを被検面積１００ｍｍ２あたり１４２〜２５００個に限定した理由を説明する。
ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成すると、Ｖの炭化物や窒素物がパーライト組織の変態核として作用し、ＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の生成によるＭｎＳの希薄帯による 変態核の作用と相まって、パーライト組織のブロックサイズの微細化により、延性がさらに向上する。
【００２５】
しかし、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ２あたり１４２個未満になると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーライト変態核として の作用が低下し、パーライト組織の延性改善効果はほとんど見られなくなる。また、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した介在物の総数が被検面積１００ｍｍ２あたり２５００個を超えると、Ｖの炭化物や窒素物によるパーライト組織の延性改善効果が飽和することや、析出物であるＶＣやＶＮの密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このため、長径１〜１０ｍのＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物において、ＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数を被検面積１００ｍｍ２あたり１４２〜２５００個に限定した。
【００２６】
ここで、上記のＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の形態を図２（ａ）〜（ｃ）に模式的に示す。図２（ａ）はＺｒＯ2 介在物の例、図２（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、図２（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体介在物の例である。ＺｒＯ2 含む介在物は様々な形態をとり得る。いずれのＺｒＯ2 を含む介在物においても働きには大きさ差は認められず、凝固核、パーライト組織の変態核としての十分な機能を有している。
【００２７】
また、図３（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物を形態を模式的に示したものである。
図３（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成した例、図３（ｂ）はＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した例、図３（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成した例である。
Ｔｉ，Ｖの炭化物および窒化物は様々な生成形態をとり得る。いずれの生成形態においても働きには大きさ差は認められず、パーライト組織の変態核としての十分な機能を有している。また、本図には示していないが、Ｔｉの炭化物や窒素物はＺｒＯ2 介在物にも生成し、変態核として作用する場合もある。
【００２８】
（４）粗大Ｚｒ系介在物の大きさおよびその総数の規定：
まず、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μｍ超に限定した理由を説明する。
Ｚｒ系介在物は、圧延方向断面では楕円または矩形の形状をしている。内部疲労損傷の起点となったＺｒ系介在物を調査した結果、その長径が１０μｍ超であった。したがって、粗大Ｚｒ系介在物の長径を１０μｍ超に限定した。
【００２９】
次に、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数を、被検面積１００ｍｍ2 あたり５００個以下に限定した理由を説明する。
長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数が５００個を超えると、調査したほとんどのレールにおいて頭部内部から疲労損傷が発生しており、レールの使用寿命が著しく低下する。このため、被検面積１００ｍｍ2 あたりの粗大Ｚｒ系介在物の総数を５００個以下に限定した。
【００３０】
ここで、上記の粗大ＺｒＯ2 系介在物の形態を図３（ａ）〜（ｂ）に模式的に示す。図３（ａ）はＺｒＯ2 の例、図３（ｂ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合体の例である。粗大Ｚｒ系介在物とは、主に、単体の楕円状のＺｒＯ2 とＺｒＯ2 を核としたＭｎＳの複合体であり、ＺｒＯ2 やＭｎＳには、ＴｉやＶの炭化物および窒化物が生成する場合もある。
なお、これらのＺｒＯ2 、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物は、光学顕微鏡や走査型顕微鏡で大きさやその数を測定し、Ｘ線等による分析において、それぞれの介在物の詳細な形態を確認することが可能である。また、長径とは介在物の最大直径を示すものである。
【００３１】
また、これらのＺｒＯ2 、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の大きさやその数を上記限定範囲内に制御するには、▲１▼溶鋼中の酸素量をある一定の範囲内に収め、Ｚｒ系介在物の生成を抑制する。▲２▼精錬時に不活性ガス等で溶鋼をバブリングし、鋼中に生成した粗大なＺｒ系介在物をスラグ中に浮上させ除去する方法、これらの方法の組み合わせ技術を適用することが望ましい。
【００３２】
（５）ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織の呈する範囲およびその硬さ：
まず、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパーライト組織が呈する範囲を、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲に限定した理由について説明する。
この範囲が３０ｍｍ未満では、レール頭部の耐摩耗性や延性を必要とされている領域としては小さく、十分な耐摩耗性や延性の改善効果が得られないためである。また、Ｚｒを含む上記の介在物の長径や総数を制御したパーライト組織を呈する範囲が、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として、深さ４０ｍｍ以上であれば、耐摩耗性や延性の改善効果がさらに増し、より望ましい。
【００３３】
次に、頭部コーナー部および頭頂部の該頭部表面を起点として深さ３０ｍｍの範囲のＺｒを含む上記介在物の長径や総数を制御したパーライト組織の硬さを、Ｈｖ３２０以上に限定した理由について説明する。
本成分系では硬さがＨｖ３２０未満になると、レールの使用環境が過酷な場合はレール頭部の摩耗が著しく進行し、さらに、場合によっては塑性変形起因の表面損傷が発生する。さらに、粗大Ｚｒ系介在物の数を制御しても、レール頭部内部から疲労損傷が発生しやすくなり、重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性を十分に確保することが困難となるため、パーライト組織の硬さをＨｖ３２０以上に限定した。
【００３４】
ここで、図４に本発明のＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径や総数を制御したパーライト系レールの頭部断面表面位置での呼称、および耐摩耗性と延性が必要とされる領域を示す。レール頭部において１は頭頂部、２は頭部コーナー部であり、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。上記パーライト組織は少なくとも図中の斜線内に配置されていれば、レールの耐摩耗性や延性の改善が可能となる。
【００３５】
さらに、図中の斜線内のパーライト組織の硬さがＨｖ３２０以上であれば、特に、重荷重鉄道で要求されている耐摩耗性、耐表面損傷性、耐内部疲労損傷性を十分に確保することが可能となる。
したがって、ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径や総数を制御したパーライト組織は、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。
【００３６】
本発明レールの金属組織は、上記限定のようなパーライト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、上記のＺｒを含む介在物を添加したレールにおいても、レール柱部、頭表部、頭部内部のパーライト組織中に、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、これらの組織が混入しても、レールの耐摩耗性、靭性、耐内部疲労損傷性等には大きな悪影響を及ぼさないため、耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レールの組織としては、若干の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の混在も含んでいる。
【００３７】
（６）鋼レールの化学成分：
まず、本発明において鋼レールの化学成分を上記のように限定した理由について説明する。
Ｃは、パーライト変態を促進させて、かつセメンタイト相の密度を向上させ、耐摩耗性を確保する元素である。しかしＣ量が０．８５％以下では、パーライト組織中の初析フェライト組織が生成し、レールに必要とされている最低限の強度を確保することが困難となり、レールとしての効能を損なう。また、セメンタイト相の密度の向上により確耐摩耗性をより一層向上させ、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量を０．８５％超とする。またＣ量が１．４０％を超えると、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した鋼においても、レール柱部に加えて、頭表部や頭部内部のパーライト組織中に初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下することや、頭部に内部疲労損傷が発生しやすくなる。さらに、パーライト組織中のセメンタイト相の密度が増加し、レールに必要とされる延性を十分に確保できなくなるため、Ｃ量を０．８５超〜１．４０％に限定した。
【００３８】
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、レールの靭性に有害な初析セメンタイト組織の生成を抑制する元素である。また、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物やＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒素物が生成している介在物、さらに、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒素物が生成している介在物がパーライト組織の変態核として作用し、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、延性を向上させる元素である。
【００３９】
しかし、Ｚｒ量が０．００２１％未満では、ある一定の大きさを有するＺｒＯ２介在物 の数が少なく、凝固組織の等軸晶化率が低下し、初析セメンタイト組織の生成によりレール柱部の靭性が低下する。また、ある一定の大きさを有するＺｒＯ２介在物、ＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成しているＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の数が少な く、変態核として十分な作用を示さない。その結果、パーライト組織のブロックサイズが微細化せず、パーライト組織の延性が向上しない。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、レールの延性が低下することや、粗大Ｚｒ系介在物を起点とした内部疲労損傷が発生しやすくなり、レールの使用寿命が低下する。このため、Ｚｒ量を０．００２１〜０．２０００％に限定した。
【００４０】
なお、ある一定の大きさを有するＺｒＯ２介在物、ＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物、上記の様々な析出物が生成しているＺｒＯ２−ＭｎＳ系介在物の数を確保し、レールの延性の向上 、偏析の低減を図り、さらに、粗大Ｚｒ系介在物の生成の抑制より、内部疲労損傷の発生を防止するには、Ｚｒ添加量０．００２１〜０．０１００％の範囲とすることが最も望ましい。
また、延性の向上や柱部偏析帯の改善などのＺｒ系の介在物の効果を最も引き出すには、Ｃ量は高い方が望ましい。特に、Ｃ量を０．８５％超にすると、最もＺｒ系の介在物の効果が現れる。
【００４１】
Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相への固溶体硬化によりレール頭部の硬度（強度）を上昇させる元素であり、同時に初析セメンタイト組織の生成を抑制し、レールの硬度や靭性を向上させる元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分に期待できず、硬度や靭性の向上が認められない。また、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、パーライト組織自体が脆化し、レールの延性が低下するばかりでなく、スポーリング等の表面損傷が発生しレールの使用寿命が低下する。このため、Ｓｉ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００４２】
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、０．０５％未満の含有量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２．００％を超えると、焼入性が著しく増加し、耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が生成し易くなることや、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物の数を制御した鋼においても偏析が助長され、柱部などに初析セメンタイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。このためＭｎ量を０．０５〜２．００％に限定した。
【００４３】
また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の強化による耐摩耗性の向上、初析セメンタイト組織の生成抑制による靭性低下の防止、溶接部熱影響部の軟化や脆化を防止、パーライト組織の延性や靭性の向上、パーライト組織の強化と初析セメンタイトの生成の防止を図る目的で、Ｔｉ，Ｖ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ａｌの元素を必要に応じて添加する。
【００４４】
ここで、Ｔｉは、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ2 がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さらに、レール溶接時に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、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。
【００４５】
Ｖは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒化物がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性や靭性を向上させる。さらに、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し、同時に、析出硬化によりパーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させる。また、再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００４６】
Ｎは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーライト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの延性を向上させる。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し、耐摩耗性の向上を図る。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し、さらに析出硬化によりパーライト組織の硬度を高め、パーライト組織の靭性と硬度を向上させる。また再加熱時に炭化物や窒化物を安定的に生成させ、溶接継ぎ手熱影響部の軟化を防止する。
【００４７】
またＢは、鉄炭ほう化物を生成し、初析セメンタイトの生成を抑制し、さらにパーライト変態を促進させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下の抑制と高寿命化を図る。Ｃｏ，Ｃｕは、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図る。Ｎｉは、主に基地フェライトの固溶強化により耐摩耗性の向上を図り、またレール溶接熱時の熱影響部の軟化抵抗を高める。Ｔｉは、レール溶接熱時に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、溶接継ぎ手部の脆化を防止する。
【００４８】
Ｍｇ，Ｃａは、微細な酸化物や硫化物の生成させることにより、ＭｎＳを微細分散させ、パーライト変態の促進とパーライトブロックサイズの微細化により、レールの延性を向上させる。Ａｌは、共析変態温度を高温側へ、同時に共析炭素濃度を高炭素側へ移動させ、パーライト組織の高硬度（強度）化と初析セメンタイトの生成を抑制し、レールの耐摩耗性の向上と靭性低下の防止を図ることが主な添加目的である。
【００４９】
それらの成分の個々について、以下に詳細に説明する。
Ｔｉは、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を形成し、ＺｒＯ2 がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性を向上させる。さらに、溶接時の再加熱においてＴｉの炭化物、Ｔｉの窒化物が溶解しないことを利用して、オーステナイト域まで加熱される熱影響部の組織の微細化を図り、溶接継ぎ手部の脆化を防止するのに有効な成分である。しかし、０．００５０％未満ではその効果が少なく、０．０５００％を超えて添加すると、粗大なＴｉＣやＴｉＮが生成して、レールの靭性が低下することや、硬質なＴｉの炭化物やＴｉの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＴｉ量を０．００５０〜０．０５０％に限定した。
【００５０】
Ｖは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物、窒化物を形成し、Ｖの炭化物、窒化物がパーライト組織の変態核として作用しすることにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、レールの延性や靭性を向上させる。さらに、高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ｖの炭化物やＶの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し、パーライト組織の延性を向上させ、同時に、熱間圧延時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でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。
これに加えて、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、比較的高温度域でＶ炭化物やＶ窒化物を生成させ、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、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、パーライト組織の延性や硬度の向上は認められない。また、０．５０％を超えて添加すると、粗大なＶの炭化物やＶの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。さらに、Ｖの炭化物やＶの窒化物の密度が増加し、パーライト組織自体の延性が低下し、延性の改善が図れない。このためＶ量を０．００５〜０．５０％に限定した。
【００５１】
Ｎは、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層において、Ｖの窒化物の生成を促進させ、パーライト組織のブロックサイズをさらに微細化し、レールの延性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分に期待できず、Ｖの窒化物の生成の促進が図れない。また０．０５０％を超えて添加すると、溶鋼中にブローホールなどの欠陥が生成して疲労損傷の起点となり、レール使用寿命を低下させる。このためＮ量を０．００５〜０．０５０％に限定した。
【００５２】
Ｃｒは、パーライトの平衡変態点を上昇させ、結果としてパーライト組織を微細にして高硬度（強度）化に寄与すると同時に、パーライト組織中のセメンタイト相を強化することによって耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、２．００％を超える過剰な添加を行うと、マルテンサイト組織が多量に生成してレールの耐摩耗性や靭性を低下させるため、Ｃｒ量を０．０１〜２．００％に限定した。
【００５３】
Ｍｏは、Ｃｒ同様にパーライトの平衡変態点を上昇させ、パーライトラメラ間隔を微細化することにより、パーライト組織の高硬度（強度）化に寄与し、耐摩耗性を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．５０％を超える過剰な添加を行うと、ある一定の大きさのＺｒの介在物を数を制御した鋼においても偏析が助長され、さらに、パーライト変態速度が低下し、柱部などにマルテンサイト組織が生成してレールの靭性が低下するため、Ｍｏ量を０．０１〜０．５０％に限定した。
【００５４】
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の炭化物やＮｂの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し、同時に、熱間圧延時の冷却課程で生成したＮｂの炭化物、Ｎｂの窒化物による析出硬化でパーライト組織の硬度（強度）を高め、パーライト組織の延性と硬度を向上させるのに有効な元素である。これに加えて、Ａｃ1 点以下の温度域に再加熱された熱影響部において、低温度域から高温度域まで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。しかしその効果は、０．００２％未満では期待できず、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０．０５０％を超える添加すると、粗大なＮｂの炭化物やＮｂの窒化物が生成し、レールの靭性や耐内部疲労損傷性が低下する。このためＮｂ量を０．００２〜０．０５０％に限定した。
【００５５】
Ｂは、鉄炭ほう化物を形成し、初析セメンタイトの生成を抑制し、同時にパーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭部の硬度分布を均一にし、レールの靭性低下を防止し、高寿命化を図る元素であるが、０．０００１％未満ではその効果は十分でなく、レール頭部の硬度分布には改善が認められない。また０．００５０％を超えて添加すると、粗大な鉄の炭ほう化物が生成し、延性や靭性、さらには耐内部疲労損傷性が大きく低下することから、Ｂ量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
【００５６】
Ｃｏは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、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り、さらに、パーライトの変態エネルギーを増加させて、パーライト組織を微細にすることにより靭性を向上させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また２．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、衝撃値が低下し、レールの靭性向上が図れない。このためＣｏ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５７】
Ｃｕは、パーライト組織中のフェライトに固溶し、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が、０．０１％未満ではその効果が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、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しやすくなる。さらに、フェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が向上しない。このためＣｕ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５８】
Ｎｉは、パーライト鋼の靭性を向上させ、同時にフェライトへの固溶強化によりパーライト鋼の高硬度（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と複合でＮｉ3 Ｔｉの金属間化合物が微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素であるが、０．０１％未満ではその効果が著しく小さく、また１．００％を超えて添加すると、フェライト相の延性が著しく低下し、レールの延性が向上しない。このためＮｉ量を０．０１〜１．００％に限定した。
【００５９】
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、パーライト組織の延性を向上させるの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、パーライト変態の生成に寄与する。その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。
しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０３００％を超えて添加するとＭｇの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｍｇ量を０．０００５〜０．０３００％に限定した。
【００６０】
Ｃａは、Ｓとの結合力が強く、ＣａＳとして硫化物を形成し、さらに、ＣａＳがＭｎＳを微細に分散させ、ＭｎＳの周囲にＭｎの希薄帯を形成し、パーライト変態の生成に寄与し、その結果、パーライトブロックサイズを微細化することにより、パーライト組織の延性を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．０００５％未満ではその効果は弱く、０．０１５０％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レールの延性、さらには耐内部疲労損傷性を低下させるため、Ｃａ量を０．０００５〜０．０１５０％に限定した。
【００６１】
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、同時に共析炭素濃度を高炭素側へそれぞれ移動させる元素であり、パーライト組織の高強度化と、初析セメンタイト組織の生成抑制により、靭性低下を防止する元素であるが、０．０２５０％未満ではその効果が弱く、３．００％を超えて添加すると、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粗大なアルミナ系介在物が生成し、レールの延性、さらには耐内部疲労損傷性が低下する。また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量を０．０２５０〜３．００％に限定した。
【００６２】
上記のような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、さらに熱間圧延を経てレールとして製造される。
次に、この熱間圧延した高温度の熱を保有するレール、あるいは熱処理する目的で高温に再加熱されたレール頭部に熱処理を施すことにより、レール頭部に硬さの高いパーライト組織を安定的に生成させることが可能となる。
【００６３】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１（表１−１）、表２（表１−２）に、本発明レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の硬さを示す。
また同表には、図５に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００６４】
表３（表２−１）、表４（表２−２）に、比較レール鋼の化学成分、ミクロ組織（頭部、柱部）、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のうち、ＺｒＯ2 の表層にＶの炭化物、窒化物を有する介在物の総数、長径１０μｍ超の粗大Ｚｒ系介在物の総数、およびレール頭部の硬さを示す。
また同表には、図５に示す強制冷却条件下における西原式摩耗試験での７０万回繰り返し後のレール頭部材料の摩耗量、頭部引張試験結果の全伸びの値、柱部衝撃試験結果、図６に示す転動疲労試験結果も併記した。
【００６５】
なお、レールの構成は以下のとおりである。
・本発明レール鋼（１３本）  符号Ｈ１〜Ｌ１，Ｎ１〜Ｕ１
上記成分範囲内で、鋼レールの頭部コーナー部および頭頂部表面を起点として、少なくとも深さ３０ｍｍの範囲がパーライト組織であり、かつ、前記パーライト組織を呈する部分の圧延方向断面において、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物が、被検面積１００ｍｍ2 あたり１０〜５０００個存在することを特徴とする耐摩耗性および延性に優れた低偏析性パーライト系レール。
・比較レール鋼（１１本）  符号Ａ２〜Ｋ２
符号Ａ２〜Ｄ２：Ｃ，Ｚｒ，ＳｉおよびＭｎの添加量が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｅ２〜Ｈ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面積１００ｍｍ2 あたり、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数が上記請求範囲外の比較レール鋼（４本）。
符号Ｉ２〜Ｋ２：化学成分が上記請求範囲内で、被検面積１００ｍｍ2 あたり、粗大Ｚｒ系介在物の総数が上記請求範囲外の比較レール鋼（３本）。
【００６６】
ここで、本明細書中の図について説明する。
図１は偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する領域を示したものである。図２（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の形態を模式的に示したものである。図３（ａ）〜（ｃ）は、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ，Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示したものである。また図４は、ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示したものである。
【００６７】
また図５は、西原式摩耗試験機の概略を示したものである。図６は転動疲労試験機の概要を示したものである。図７は、表１（表１−１），表２（表１−２）と表３（表２−１），表４（表２−２）に示すミクロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を図示したものである。図８は、表１〜表４に示す摩耗試験における試験片採取位置を図示したものである。図９は、表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取位置を図示したものである。
【００６８】
さらに図１０は、表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と引張試験の全伸び値の関係を図示したもの。
図１１は表１，表２に示す本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と、表３，表４に示す比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の長径１〜１０μｍの、ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を図示したものである。
図１２は表１，表２に示す本発明レール鋼の摩耗試験結果における炭素量０．８５mass％超のレール鋼の硬さと摩耗量の関係を示したものである。
なお、図５において、３はレール試験片、４は相手材、５は冷却用ノズルである。また図６において、６はレール移動用スライダーであり、この上にレール７が設置される。１０はモーター９で回転する車輪８の左右の動きおよび荷重を制御する荷重負荷装置である。試験は左右に移動するレール７上を車輪８が転動する。
【００６９】
各種試験は次のとおりとした。
0003769218.tif 000002
【００７０】
・柱部衝撃試験
試験片        ：ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片
試験片採取位置：レール柱部（図９参照）
試験温度      ：常温（＋２０℃）
・転動疲労試験
試験機：転動疲労試験機（図６参照）
試験片形状
レール：１３６ポンドレール×２ｍ
車  輪：ＡＡＲタイプ（直径９２０ｍｍ）
荷重条件（重荷重鉄道再現）
ラジアル荷重：１４７０００Ｎ（１５トン）
スラスト荷重：    ９８００Ｎ（  １トン）
潤滑条件
ドライ＋油（間欠給油）
【００７１】
【表１】
0003769218.tif 000003
【００７２】
【表２】
0003769218.tif 000004
【００７３】
【表３】
0003769218.tif 000005
【００７４】
【表４】
0003769218.tif 000006
【００７５】
【発明の効果】
表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ａ２〜Ｃ２）と比べて、Ｃ，Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｎの添加量をある一定範囲内に納めることにより、レールの靭性や延性さらには耐摩耗性に悪影響を与える初析セメンタイト組織やマルテンサイト組織などを生成させず、パーライト組織とすることができる。
また図１０に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数を制御することや、さらにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）と比べて、レール頭部の全伸び値が向上している。
【００７６】
さらに図１１に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼  （符号：Ｆ２〜Ｈ２）と比べて、ＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と制御することや、さらにＶの炭化物や窒素物、Ｔｉの炭化物や窒素物の数を制御することにより、比較レール鋼（符号：Ｅ２〜Ｈ２）で確認されたように、レール柱部の初析セメンタイト組織生成を抑え、レール柱部の衝撃値が向上している。
これらに加えて、表１〜表４に示すように、本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）は、比較レール鋼（符号：Ｉ２〜Ｋ２）と比べて、粗大ＺｒＯ2 系の介在物の生成量を抑制することにより、内部疲労損傷性の発生を防止することができる。また図１２に示すように、本発明レール鋼は、Ｃ量を０．８５mass％超とすることにより、耐摩耗性がより一層向上する。
【００７７】
このように本発明によれば、重荷重鉄道で使用される高炭素含有のパーライト組織の鋼レールにおいて、ある一定の大きさのＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の数をある一定範囲に制御することにより、パーライト組織のブロックサイズを微細化し、さらに、偏析による柱部の初析セメンタイト組織の生成を防止し、柱部の靭性低下の防止、パーライト組織の延性向上を同時に達成する。従って、レール柱部の偏析を軽減し、同時に延性の低下を防止することにより、レール柱部の靭性低下を防止し、レールの脆性破壊発生の危険性を低下させる。
【図面の簡単な説明】
【図１】偏析帯に沿って初析セメンタイト組織が生成する領域を示す図。
【図２】ＺｒＯ2 介在物またはＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ2 介在物の例、（ｂ）はＺｒＯ2 を核にしたＭｎＳ介在物の例、（ｃ）はＺｒＯ2 とＭｎＳの複合介在物の例である。
【図３】ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物において、Ｔｉ、Ｖの炭化物、窒化物が生成した介在物の形態を模式的に示す図で、（ａ）はＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒化物が生成した例、（ｂ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例、（ｃ）はＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物のＺｒＯ2 の表層にＴｉの炭化物や窒化物が生成し、ＭｎＳの表層にＶの炭化物や窒化物が生成した例である。
【図４】ＺｒＯ2 介在物、ＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物または粗大Ｚｒ系介在物の長径および総数を規定したパーライト組織が必要とされる領域を示す図。
【図５】西原式摩耗試験機の概略を示す図。
【図６】転動疲労試験機の概要を示す図。
【図７】ミクロ組織観察位置、頭部硬さ測定位置、引張試験位置を示す図。
【図８】摩耗試験における試験片採取位置を示す図。
【図９】表１〜表４に示す衝撃試験における試験片採取位置を示す図。
【図１０】  本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と引張試験の全伸び値の関係を示す図。
【図１１】  本発明レール鋼（符号：Ｈ１〜Ｌ１）と比較レール鋼（符号：Ｆ２〜Ｈ２）の、長径１〜１０μｍのＺｒＯ2 介在物およびＺｒＯ2 −ＭｎＳ系介在物の総数と柱部衝撃試験の衝撃値の関係を示す図。
【図１２】  本発明レール鋼の摩耗試験結果における炭素量０．８５mass％超のレール鋼の硬さと摩耗量の関係を示す図。
【符号の説明】
１：頭頂部            ２：頭部コーナー部
３：レール試験片      ４：相手材
５：冷却用ノズル      ６：レール移動用スライダー
７：レール            ８：車輪
９：モーター        １０：荷重負荷装置
【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】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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