質量で、C:0.85超~1.20、Si:0.05~2.00、Mn:0.05~0.50、Cr:0.05~0.60、P≦0.0150、を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、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の97以上がパーライト組織であり;前記パーライト組織のビッカース硬さがHv320~500であり;前記パーライト組織中のセメンタイト相のMn濃度であるCMn[at.]をフェライト相のMn濃度であるFMn[at.]で除算した値であるCMn/FMn値が1.0以上5.0以下である;ことを特徴とする鋼レール。質量で、さらに、Mo:0.01~0.50、V:0.005~0.50、Nb:0.001~0.050、Co:0.01~1.00、B:0.0001~0.0050、Cu:0.01~1.00、Ni:0.01~1.00、Ti:0.0050~0.0500、Mg:0.0005~0.0200、Ca:0.0005~0.0200、Zr:0.0001~0.2000、Al:0.0040~1.00、N:0.0050~0.0200、の中から選ばれる1種または2種以上を含有する、ことを特徴とする請求項1に記載の鋼レール。請求項1又は2に記載の鋼レールを製造する方法であって、熱間圧延直後のAr1点以上の温度の前記鋼レールの頭部、あるいは、熱処理する目的でAc1点30°C以上の温度に再加熱した前記鋼レールの頭部を750°C以上の温度域から、4~15°C/secの冷却速度で第1の加速冷却を実施し;前記鋼レールの頭部の温度が600~450°Cに達した時点で前記第1の加速冷却を停止し;変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を、加速冷却停止温度より50°C以下に制御し;その後、0.5~2.0°C/secの冷却速度で第2の加速冷却を実施し;前記鋼レールの頭部の温度が400°C以下に達した時点で前記第2の加速冷却を停止する;ことを特徴とする鋼レールの製造方法。本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、軌道環境の厳しい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鋼レールの提供を目的とする。上記の課題を解決して係る目的を達成するために、本発明は以下の手段を採用した。1すなわち、本発明の一態様に係る鋼レールは、質量で、C:0.85超~1.20、Si:0.05~2.00、Mn:0.05~0.50、Cr:0.05~0.60、P≦0.0150、を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、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の97以上がパーライト組織であり;前記パーライト組織のビッカース硬さがHv320~500であり;前記パーライト組織中のセメンタイト相のMn濃度であるCMn[at.]をフェライト相のMn濃度であるFMn[at.]で除算した値であるCMn/FMn値が1.0以上5.0以下である。ここで、Hvとは、JISZ2244で規定されたビッカース硬さをいう。また、at.は、原子組成百分率を示している。2また、上記1に記載の態様では、質量でさらに、下記成分の1種または2種以上を選択的に含有させてもよい。Mo:0.01~0.50、V:0.005~0.50、Nb:0.001~0.050、Co:0.01~1.00、B:0.0001~0.0050、Cu:0.01~1.00、Ni:0.01~1.00、Ti:0.0050~0.0500、Ca:0.0005~0.0200、Mg:0.0005~0.0200、Zr:0.0001~0.0100、Al:0.0040~1.00、N:0.0060~0.0200。3本発明の一態様に係る鋼レールの製造方法は、上記1又は2に記載の鋼レールを製造する方法であって、熱間圧延直後のAr1点以上の温度の前記鋼レールの頭部、あるいは、熱処理する目的でAc1点30°C以上の温度に再加熱した前記鋼レールの頭部を750°C以上の温度域から、4~15°C/secの冷却速度で第1の加速冷却を実施し;前記鋼レールの頭部の温度が600~450°Cに達した時点で前記第1の加速冷却を停止し;変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を、加速冷却停止温度より50°C以下に制御し;その後、0.5~2.0°C/secの冷却速度で第2の加速冷却を実施し;前記鋼レールの頭部の温度が400°C以下に達した時点で前記第2の加速冷却を停止する;構成を採用してもよい。上記1~3に記載の態様によれば、高炭素含有のパーライト組織を呈する鋼レールの頭部の組織や硬さ、さらには、CMn/FMn値をある一定の範囲に制御することにより、貨物鉄道用レールの耐摩耗性と靭性を同時に向上させることが可能となる。以下に、本発明の一実施形態に係る、耐摩耗性および靱性に優れた鋼レールについて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明のみに限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容のみに限定して解釈されるものではない。以下、組成を示す質量は、単にと記載する。まず、本発明者らは、レールの靭性に悪影響を及ぼす鋼の成分系を検討した。炭素量1.00Cの鋼をベースにPの含有量を変化させた鋼を用いて、レール相当の熱間圧延条件を模擬した熱間圧延および熱処理実験を行った。そして、衝撃試験を行い、衝撃値に及ぼすP含有量の影響を検討した。その結果、Hv320~500であるパーライト組織のレール鋼では、Pの含有量が0.0150以下に低減されると、衝撃値が向上することが確認された。次に、本発明者らは、レールの衝撃値をさらに向上させる、すなわち靱性を向上させるため、衝撃値を支配している因子の解明を進めた。フェライト相とセメンタイト相が層状構造を成すパーライト組織のレール鋼において破壊の起点を調査するため、シャルピー衝撃試験を行った試験片を詳細に観察した結果、多くの場合、破壊の起点部には介在物などは認められず、起点はパーライト組織であった。さらに、本発明者らは、破壊の起点となったパーライト組織を詳細に調査した。その結果、起点部のパーライト組織ではセメンタイト相に割れが発生していることが確認された。そこで、本発明者らは、セメンタイト相の割れの発生と成分の関係を調査した。Pの含有量を0.0150以下とした炭素量1.00の鋼をベースに、Mn添加量を変化させたパーライト組織の鋼を試験溶解し、レール製造時相当の熱間圧延条件を模擬した試験圧延と、熱処理実験を行った。そして、衝撃試験を行い、衝撃値におよぼすMn添加量の影響を調査した。図1は、Mn添加量と衝撃値との関係を示すグラフである。Mn添加量が低下すると衝撃値が向上し、Mn添加量が0.50以下になると衝撃値が大きく向上することが確認された。さらに、起点部のパーライト組織を観察した結果、Mn添加量が0.50以下になるとセメンタイト相の割れの数が減少していることが確認された。次に、本発明者らは、パーライト組織中のフェライト相とセメンタイト相中のMn含有量を調査した。その結果、パーライト組織中のMn添加量が低下すると、特に、セメンタイト相中のMn含有量が低下することが確認された。これらの結果から、パーライト組織の靭性はMn添加量との相関があり、Mn添加量が低下すると、セメンタイト相中のMn含有量が低下し、起点部のセメンタイト相の割れが抑制され、結果的にパーライト組織の靭性が向上することが明らかとなった。パーライト組織中のMnは、セメンタイト相とフェライト相に固溶する。破壊の起点となるセメンタイト相のMn濃度を抑制するとフェライト相のMn濃度が増加する。そこで、本発明者らは、Mn添加量を低下させた場合、両相のMn濃度のバランスと靭性との関係を基礎的に調査した。Pの含有量を0.0150以下、Mn添加量を0.30とした炭素量1.00のパーライト組織の鋼をラボで溶製し、レール製造時相当の熱間圧延条件を模擬した試験圧延と、様々な条件を変化させた熱処理実験を行った。そして、フェライト相およびセメンタイト相中のMn含有量の調査と、衝撃試験とを行い、衝撃値とフェライト相およびセメンタイト相中のMn含有量との関係を調査した。図2は、CMn/FMn値と衝撃値との関係を示したものである。Mn添加量が同一のパーライト組織の場合、CMn/FMn値が低下すると衝撃値が向上し、さらに、CMn/FMn値が5.0以下になると衝撃値が大きく向上することが確認された。以上の結果から、パーライト組織のMn添加量を0.50以下に制御し、かつ、CMn/FMn値を5.0以下に制御することにより、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが大幅に減少し、その結果、パーライト組織の靭性が向上することが明らかとなった。さらに、本発明者らは、パーライト組織のMn添加量を0.50以下に制御した場合に、CMn/FMn値を制御する方法を検討した。Pの含有量を0.0150以下、Mn添加量を0.30とした炭素量1.00のパーライト組織の鋼をラボで溶製し、レールの熱間圧延を模擬した試験圧延と、様々な条件を変化させた熱処理実験を行った。そして、CMn/FMn値の調査と、衝撃試験を行い、CMn/FMn値と衝撃値との関係におよぼす熱処理条件の影響を調査した。図3のAは、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度とCMn/FMn値との関係を示すグラフである。図3のBは、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。図4のAは、加速冷却後の最大温度上昇量とCMn/FMn値との関係を示すグラフである。図4のBは、加速冷却後の最大温度上昇量と衝撃値との関係を示すグラフである。図5のAは、温度上昇後の加速冷却速度とCMn/FMn値との関係を示したグラフである。図5のBは、温度上昇後の加速冷却速度と衝撃値との関係を示すグラフである。なお、図3~図5に示したレール鋼のベース製造条件は、下記に示すとおりであり、ベース製造条件に対して、評価する条件のみを変化させて製造を行った。[熱間圧延再加熱後の冷却条件]冷却開始温度:800°C、冷却速度:7°C/sec、冷却停止温度:500°C、最大温度上昇量:30°C[温度上昇後の冷却条件]冷却開始温度:530°C、冷却速度:1.0°C/sec、冷却停止温度:350°C例えば、図3に示す熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度とCMn/FMn値との関係については、上記のベース製造条件に対して、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度のみが変化する条件で製造した事例である。これらの結果、CMn/FMn値は、熱間圧延後または再加熱後の加速冷却速度、加速冷却後の最大温度上昇量、温度上昇後の加速冷却速度、によって大きく変化することが明らかとなった。そして、これら冷却速度や温度上昇量を一定範囲に制御することにより、Mnのセメンタイト相への濃化が抑制され、CMn/FMn値が低下し、その結果、起点部のパーライト組織中のセメンタイト相の割れが抑制され、結果的に衝撃値が大きく向上することを見出した。すなわち、本実施形態によれば、高炭素含有のパーライト組織を呈する鋼レールの頭部の組織や硬さ、Mn添加量、CMn/FMn値をある一定の範囲に制御し、かつ、レール頭部に適切な熱処理を施すことにより、貨物鉄道用レールの耐摩耗性と靭性を同時に向上させることが可能となる。次に、本発明の限定理由について詳細に説明する。1鋼の化学成分の限定理由本実施形態の鋼レールにおいて、鋼の化学成分を前述した数値範囲に限定する理由について詳細に説明する。Cは、パーライト変態を促進させて、かつ、耐摩耗性を確保する有効な元素である。C量が0.85未満になると、本成分系では、レールに要求される最低限の強度や耐摩耗性が維持できない。また、C量が1.20を超えると、粗大な初析セメンタイト組織が多量に生成し、耐摩耗性や靭性が低下する。このため、C添加量を0.85超~1.20に限定した。なお、耐摩耗性と靱性を向上させるには、C量を0.90~1.10とすることがより望ましい。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、耐摩耗性を向上させる元素である。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、酸化物が生成することにより、溶接性が低下する。さらに、焼入れ性が著しく増加し、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しやすくなる。このため、Si添加量を0.05~2.00に限定した。なお、レール頭部の硬度強度を上昇させ、耐摩耗性や靭性に有害なマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Si量を0.10~1.30とすることがより望ましい。Mnは、焼入れ性を高め、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向上させ、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0.50を超えると、パーライト組織中のセメンタイト相のMn濃度が増加し、破壊起点部のセメンタイト相の割れを助長し、パーライト組織の靭性を大きく低下させる。このため、Mn添加量を0.05~0.50に限定した。なお、セメンタイト相の割れを抑制し、パーライト組織の硬度を向上させるには、Mn量を0.10~0.45とすることがより望ましい。Crは、平衡変態温度を上昇させ、結果としてパーライト組織のラメラ間隔を微細化し、高硬度強度化に寄与すると同時に、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、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Cr量が0.05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0.60を超える過剰な添加を行うと、レールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成しやすくなる。また、焼入れ性が増加し、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しやすくなる。このため、Cr添加量を0.05~0.60に限定した。なお、レール鋼の硬度を向上させ、耐摩耗性や靭性に有害なベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制するには、Cr量を0.10~0.40とすることがより望ましい。Pは、鋼中に不可避的に含有される元素である。P量と靭性には相関があり、P量が増加すると、フェライト相の脆化によりパーライト組織が脆化し、脆性破壊、すなわちレール損傷が発生しやすくなる。このため、靭性を向上させるにはP量は低いことが望ましい。衝撃値とP量の相関を実験室的に確認した結果、P量を0.0150以下まで低減すると、破壊の起点であるフェライト相の脆化が抑制され、衝撃値が大きく向上することが確認された。この結果から、P量を0.0150以下に限定した。なお、P量の下限値については限定しないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、P量は0.0020程度が、実際に製造する際の限界になると考えられる。なお、低P化P量の低減化の処理は、精錬コストの増大をもたらすばかりでなく、生産性を悪化させる。そこで、経済性も鑑みて、かつ衝撃値を安定的に向上させるには、P量を0.0030~0.0100とすることが望ましい。また、上記の成分組成で製造されるレールは、パーライト組織の硬度強度の向上、すなわち、耐摩耗性の向上、さらには、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、Mo、V、Nb、Co、B、Cu、Ni、Ti、Ca、Mg、Zr、Al、Nの元素を必要に応じて添加してもよい。ここで、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向上させる。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し、また、析出硬化により、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。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。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。Ca、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、パーライト変態を促進し、パーライト組織の靭性を向上させる。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の厚さを低下させ、パーライト組織の靭性を向上させる。Alは、共析変態温度を高温側へ移動させ、パーライト組織の硬度を高める。Nは、オーステナイト粒界に偏析することによりパーライト変態を促進させ、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。以上が各元素の効果であり、主な添加目的である。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。Moは、Crと同様に平衡変態温度を上昇させ、結果として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て、レールの耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、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い。また、Mo量が0.50を超える過剰な添加を行うと、変態速度が著しく低下し、レールの耐摩耗性に有害なベイナイト組織が生成しやすくなる。また、パーライト組織中にレールの靭性に有害なマルテンサイト組織が生成する。このため、Mo添加量を0.01~0.50に限定した。Vは、通常の熱間圧延や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窒化物として析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したV炭化物、V窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度強度を高め、パーライト組織の耐摩耗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、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未満ではこれらの効果が十分に期待できず、パーライト組織の靭性や硬度強度の向上は認められない。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、パーライト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。このため、V添加量を0.005~0.50に限定した。Nbは、Vと同様に、通常の熱間圧延や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窒化物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成したNb炭化物、Nb窒化物による析出硬化により、パーライト組織の硬度強度を高め、パーライト組織の耐摩耗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、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、Nb量が0.001未満では、これらの効果が期待できず、パーライト組織の靭性や硬度強度の向上は認められない。また、Nb量が0.050を超えると、Nb炭化物や窒化物の析出硬化が過剰となり、パーライト組織が脆化し、レールの靭性が低下する。このため、Nb添加量を0.001~0.050に限定した。Coは、パーライト組織中のフェライト相に固溶し、レール頭部の摩耗面において、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元素である。しかし、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量が1.00を超えると、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に限定した。Bは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物Fe23CB6を形成し、パーライト変態を促進することにより、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させ、頭表面から内部までより均一な硬度分布をレールに付与することにより、レールを高寿命化する元素である。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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、B添加量を0.0001~0.0050に限定した。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、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、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、パーライト組織中に靭性に有害なマルテンサイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。このため、Cu量を0.01~1.00に限定した。Niは、パーライト組織の靭性を向上させ、同時に、固溶強化により高硬度強度化し、パーライト組織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、Tiと複合でNi3Tiの金属間化合物として微細に析出し、析出強化により軟化を抑制する元素である。また、Cu添加鋼において粒界の脆化を抑制する元素である。しかし、Ni量が0.01未満では、これらの効果が著しく小さい。また、Ni量が1.00を超えると、著しい焼入れ性向上により、パーライト組織中にマルテンサイト組織が生成し、レールの靭性が低下する。このため、Ni添加量を0.01~1.00に限定した。Tiは、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、Ti炭化物やTi窒化物として析出し、ピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらに、熱間圧延後の冷却課程で生成した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度強度を高め、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。また、溶接時の再加熱において析出したTiの炭化物、Tiの窒化物が溶解しない性質を利用して、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未満ではこれらの効果が少ない。また、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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Ti添加量を0.0050~0.0500に限定した。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中の結晶粒の粒成長を抑制し、オーステナイト粒を微細化し、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。さらに、MgSがMnSを微細に分散させ、MnSの周囲にフェライトやセメンタイトの核を形成し、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が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。しかし、0.0005未満ではその効果は弱く、0.0200を超えて添加すると、Mgの粗大酸化物が生成し、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Mg量を0.0005~0.0200に限定した。Caは、Sとの結合力が強く、CaSとして硫化物を形成する。CaSは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が微細化し、パーライト組織の靭性が向上する。しかし、0.0005未満ではその効果は弱く、0.0200を超えて添加すると、Caの粗大酸化物が生成し、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Ca量を0.0005~0.0200に限定した。Zrは、ZrO2介在物がγ-Feとの格子整合性が良いため、ZrO2介在物がγ相凝固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。その結果、鋳片中心部の偏析帯の形成が抑制され、レール偏析部に生成するマルテンサイトや初析セメンタイト組織の生成が抑制される。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。その結果、偏析部にマルテンサイトや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。また、Zr量が0.2000を超えると、粗大なZr系介在物が多量に生成し、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、Zr量を0.0001~0.2000に限定した。Alは、脱酸材として有効な成分である。また、共析変態温度を高温側へ移動させる元素であり、パーライト組織の高硬度強度化に寄与し、パーライト組織の耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Al量が0.0040未満では、その効果が弱い。また、Al量が1.00を超えると、鋼中に固溶させることが困難となり、粗大なアルミナ系介在物が生成する。そして、この粗大な析出物は疲労損傷の起点となり、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。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0.0040~1.00に限定した。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る。そして、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。また、VやAlと同時に添加することで、VNやAlNの析出を促進させ、通常の熱間圧延や高温度に加熱する熱処理が行われる場合に、VNやAlNのピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、パーライト組織の靭性を向上させる。しかし、N量が0.0050未満では、これらの効果が弱い。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、脆性破壊を助長するため、レールの靭性が低下する。このため、N添加量を0.0050~0.0200に限定した。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できる。2金属組織の限定理由本発明の鋼レールにおいて、レール頭表部の金属組織をパーライトに限定する理由について詳細に説明する。パーライト組織中に、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が混在すると、比較的靭性の低い初析セメンタイト組織、マルテンサイト組織において、微小な脆性的な割れが発生し、レールの靭性を低下させる。また、パーライト組織中に比較的硬さの低い初析フェライト組織やベイナイト組織が混在すると、摩耗が促進し、レールの耐摩耗性が低下する。したがって、レール頭表部の金属組織は、耐摩耗性および靭性を向上させる目的からパーライト組織が好ましい。このため、レール頭表部の金属組織をパーライト組織に限定した。また、本実施形態に係るレールの金属組織は、上記限定のようにパーライト単相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、パーライト組織中に面積率で3未満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、これらの組織が混入しても、3未満であればレール頭部の耐摩耗性や靭性には大きな悪影響を及ぼさない。そのため、耐摩耗性および靭性に優れた鋼レールの組織としては、3未満の微量であれば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等のパーライト以外の組織が混在してもよい。言い換えれば、本実施形態に係るレールの頭表部の金属組織は、97以上がパーライト組織であれば良い。なお、レールに必要な耐摩耗性や靭性を十分に確保するためには、頭表部の金属組織の99以上をパーライト組織とすることがより望ましい。なお、表1-1~表3-2におけるミクロ組織の欄で微量と記載しているのは3未満を意味する。金属組織の比率は、具体的にはレール頭表部の表面から4mm深さの位置を研磨し、顕微鏡で観察した場合の面積比率の値である。測定方法は下記に示すとおりである。事前処理:レール切断後、横断面の研磨。エッチング:3ナイタール観察機:光学顕微鏡。観察位置:レール頭表部の表面から4mm深さの位置。※レール頭表部の具体的な位置は図6の表示に従う。観察数:10点以上。組織判定方法:組織の写真撮影、詳細観察により、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、初析フェライト、初析セメンタイトの各組織を判定した。比率算定:画像解析による面積比率計算3パーライト組織の必要範囲次に、本発明の鋼レールにおいて、レール頭部のパーライト組織の必要範囲を、レール鋼の頭表部に限定する理由を説明する。図6は、本実施形態に係る、耐摩耗性および靭性に優れた鋼レールを、その長手方向に対して垂直な断面で見た場合の図を示す。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GC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。図6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までの頭表部符号:3aに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、レールの耐摩耗性の向上が図れる。一方、パーライト組織の配置が10mm未満の場合は、車輪との接触による摩耗の抑制が十分に図れず、レール使用寿命が低下する。このため、パーライト組織の必要深さを頭部コーナー部2及び頭頂部1の表面を起点として10mmの頭表部に限定した。なお、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より好ましい。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向上でき、レールの使用寿命の向上が図れる。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、耐摩耗性の観点からは、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。4頭表部パーライト組織の硬さの限定理由次に、本実施形態の鋼レールにおいて、レール頭表部のパーライト組織の硬さをHv320~500の範囲に限定した理由について説明する。本成分系では、パーライト組織の硬さがHv320未満になると、レール頭表部の耐摩耗性が低下し、レールの使用寿命が低下する。また、パーライト組織の硬さがHv500を超えると、パーライト組織に微小な脆性的な割れが発生し易くなり、レールの靭性が低下する。このため、パーライト組織の硬さをHv320~500の範囲に限定した。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750°C以上のレール頭部に加速冷却を行うことが望ましい。本実施形態のレールの頭部の硬さは、具体的には、レール頭表部の表面から4mm深さの位置をビッカース硬度計で測定した時の値である。測定方法は下記に示すとおりである。事前処理:レール切断後、横断面を研磨。測定方法:JISZ2244に準じて測定。測定機:ビッカース硬度計荷重98N。測定箇所:レール頭表部の表面から4mm深さの位置。※レール頭表部の具体的な位置は図6の表示に従う。測定数:5点以上測定し、平均値を鋼レールの代表値とすることが望ましい。5パーライト組織中のCMn/FMn値の限定理由次に、本発明の鋼レールにおいて、パーライト組織中のCMn/FMn値を5.0以下に限定した理由について説明する。パーライト組織中のCMn/FMn値が低下すると、セメンタイト相中のMn濃度が低下する。その結果、セメンタイト相の靭性が向上し、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが減少する。詳細なラボ試験を行った結果、CMn/FMn値を5.0以下に制御すると、衝撃を受けた起点部のセメンタイト相の割れが大幅に減少し、衝撃値が大きく向上することを確認した。このため、CMn/FMn値を5.0以下に限定した。なお、パーライト組織を確保することを前提とした熱処理条件の範囲を考慮すると、CMn/FMn値は1.0程度が、実際にレール製造する際の限界になると考えられる。本実施形態のレールのパーライト組織中のセメンタイト相のMn濃度CMn、フェライト相のMn濃度FMnの測定は、3次元アトムプローブ3DAP法を用いた。測定方法は下記に示すとおりである。試料採取位置:レール頭表部の表面から4mmの位置事前処理:FIB集束イオンビーム法によって針試料を加工10μm×10μm×100μm測定機:3次元アトムプローブ3DAP法測定方法電圧印加により放出された金属イオンを座標検出機で成分分析イオン飛行時間:元素種類、座標:3次元での位置電圧:DC、パルスパルス比20以上試料温度:40K以下測定数:5点以上を測定し、平均値を代表値とする。6熱処理条件まず、加速冷却を開始するレールの頭部温度を750°C以上に限定した理由について説明する。頭部温度が750°C未満では、加速冷却前にパーライト組織が生成し、熱処理により頭表部の硬度制御が不可能となってしまい、所定の硬度が得られない。また、炭素量が高い鋼では、初析セメンタイト組織が生成し、パーライト組織が脆化するため、レールの靭性が低下する。このため、加速冷却を開始する鋼レールの頭部温度を750°C以上に限定した。次に、レール頭部を750°C以上の温度域から、4~15°C/secの冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が600~450°C達した時点で加速冷却を停止する方法において、加速冷却停止温度範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。600°Cを超える温度で加速冷却を停止すると、冷却直後の高温度域でパーライト変態が開始し、硬さの低い粗大なパーライト組織が多く生成する。その結果、頭表部の硬さがHv320未満となり、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。また、450°C未満まで加速冷却を行うと、本成分系では、加速冷却途中にオーステナイト組織が完全に変態せず、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が頭表部に生成し、レールの耐摩耗性や靭性を低下させる。このため、加速冷却停止温度範囲を600~450°Cの範囲に限定した。次に、頭部の加速冷却速度が4°C/sec未満になると、加速冷却途中の高温度域でパーライト変態が開始する。その結果、頭表部の硬さがHv320未満となり、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。また、パーライト変態時のMnの拡散が促進され、セメンタイト相のMn濃度が高まり、CMn/FMn値が5.0を超える。この結果、起点部のセメンタイト割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が15°C/secを超えると、本成分系では、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が頭表部に生成する。また、加速冷却温度が比較的高い場合には、加速冷却後に大きな復熱が発生する。その結果、変態時のMnの拡散が促進され、セメンタイト相のMn濃度が高まり、CMn/FMn値が5.0を超える。これらの結果、レールの耐摩耗性や靭性が低下する。このため、加速冷却速度を4~15°C/secの範囲に限定した。なお、耐摩耗性および靭性に優れたパーライト組織を安定的に生成させるには、加速冷却速度は5~12°C/secの範囲が望ましい。次に、加速冷却後に発生する変態熱および復熱を含む最大温度上昇量を加速冷却停止温度より50°C以下に限定した理由について説明する。本成分系において、レール頭部を750°C以上の温度域から加速冷却を実施し、600~450°Cの範囲で加速冷却を停止すると、加速冷却後に変態熱および復熱を含む温度上昇が発生する。この温度上昇量は加速冷却速度や停止温度の選択で大きく変化し、レール頭部の表面で最大150°C程度上昇する場合がある。この温度上昇量は、レール頭部の表面のみらならず、頭表部のパーライト変態の挙動を示すものであり、レール頭表部のパーライト組織の特性、すなわち、靭性セメンタイト相中のMn量に大きく影響する。変態熱および復熱を含む最大温度上昇量が50°Cを超えると、昇温によりパーライト変態時のセメンタイト相へのMnの拡散が促進され、セメンタイト相のMn濃度が高まり、CMn/FMn値が5.0を超える。この結果、起点部のセメンタイト相の割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。このため、最大温度上昇量を加速冷却停止温度より50°C以下に限定した。なお、最大温度上昇量の下限値については限定しないが、パーライト変態を着実に終了させ、CMn/FMn値を確実に5.0以下とするには0°Cを下限とすることが望ましい。次に、変態熱および復熱を含む温度上昇を経た後に、0.5~2.0°C/secの冷却速度で加速冷却し、前記鋼レールの頭部の温度が400°C以下に達した時点で加速冷却を停止する方法において、加速冷却停止温度範囲、加速冷却速度を上記の様に限定した理由について説明する。400°Cを超える温度で加速冷却を停止すると、変態後のパーライト組織において、焼戻しが発生する。その結果、パーライト組織の硬さが低下し、レールの耐摩耗性が低下する。このため、加速冷却停止温度を400°C以下の範囲に限定した。なお、加速冷却の停止温度の下限値については限定しないが、パーライト組織の焼戻しを抑制し、偏析部のマルテンサイト組織の生成を抑制するには100°C以上が望ましい。なお、ここで記述したパーライト組織の焼戻しとは、パーライト組織のセメンタイト相が分断された状態になることを言う。セメンタイト相が分断されるとパーライト組織の硬さが低下し、耐摩耗性が低下する。次に、頭部の加速冷却速度が0.5°C/sec未満になると、Mnの拡散が促進され、部分的にMnのセメンタイト相への濃化が発生し、CMn/FMn値が5.0を超える。この結果、起点部のセメンタイト相の割れの発生が促進され、レールの靭性が低下する。また、加速冷却速度が2.0°C/secを超えると、偏析部においてマルテンサイト組織の生成を助長するため、レールの靭性が大きく低下する。このため、加速冷却速度を0.5~2.0°C/secの範囲に限定した。なお、Mnのセメンタイト相への濃化を抑制する観点から、上記加速冷却は、温度上昇完了後、実操業で可能な限り直ちに行うことが望ましい。熱処理時のレール頭部の温度制御は、図6に示す頭頂部符号:1および頭部コーナー部符号:2の頭部表面を測温することにより、レール頭表部符号:3aの全体を代表させることができる。次に、本発明の実施例について説明する。表1-1および表1-2に本発明レール鋼の化学成分と諸特性を示す。表1-1および表1-2には、化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、CMn/FMn値を示す。さらに、図7に示す位置から試験片を採取して、図8に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図9に示す位置から試験片を採取して行った衝撃試験の結果も併記した。なお、表1-1および表1-2に示した本発明レール鋼の製造条件は下記に示すとおりである。[熱間圧延再加熱後の冷却条件]冷却開始温度:800°C、冷却速度:7°C/sec、冷却停止温度:500°C、最大温度上昇量:30°C[温度上昇後の冷却条件]冷却開始温度:530°C、冷却速度:1.0°C/sec、冷却停止温度:350°C表2に比較レール鋼の化学成分と諸特性を示す。表2には、化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、CMn/FMn値を示す。さらに、図7に示す位置から試験片を採取して、図8に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図9に示す位置から試験片を採取して行った衝撃試験の結果も併記した。なお、表2に示した本発明レール鋼の製造条件は下記に示すとおりである。[熱間圧延再加熱後の冷却条件]冷却開始温度:800°C、冷却速度:7°C/sec、冷却停止温度:500°C、最大温度上昇量:30°C[温度上昇後の冷却条件]冷却開始温度:530°C、冷却速度:1.0°C/sec、冷却停止温度:350°C表3-1および表3-2に、表1-1および表1-2に記載したレール鋼を用いて、本発明のレール製造方法で製造した結果と比較製造方法で製造した結果を示す。表3-1および表3-2には、熱間圧延再加熱後の冷却条件として、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を、さらに、冷却停止後の最大温度上昇量と、温度上昇後の冷却条件として、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を示す。また、レール頭部のミクロ組織、硬さ、CMn/FMn値を示す。さらに、図7に示す位置から試験片を採取して、図8に示す方法で行った摩耗試験の結果と、図9に示す位置から試験片を採取して行った衝撃試験の結果も併記した。[表1-1][表1-2][表2][表3-1][表3-2]また、各種試験条件は下記のとおりである。1頭部摩耗試験試験機:西原式摩耗試験機図8参照試験片形状: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7参照試験荷重:686N接触面圧640MPaすべり率:20相手材:パーライト鋼ビッカース硬さ:Hv380雰囲気:大気中冷却:圧搾空気による強制冷却流量:100L/min繰返し回数:70万回なお、圧縮空気の流量は、常温20°C、大気圧101.3kPaでの体積に換算した場合の流量である。2頭部衝撃試験試験機:衝撃試験機試験方法:JISZ2242に準拠して実施試験片形状:JIS3号2mmUノッチ試験片採取位置:レール頭部表面下2mm図9参照、ノッチ位置4mm下試験温度:常温20°Cまた、各レールの諸条件は下記のとおりである。1本発明レール47本符号A1~A47:化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、CMn/FMn値が本願発明範囲内のレール。2比較レール12本符号a1~a12:化学成分値、レール頭部のミクロ組織、硬さ、CMn/FMn値が本願発明範囲外のレール。3本発明製造方法で製造したレール25本符号B1~B25:熱間圧延再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度が本願発明範囲内のレール。4比較製造方法で製造したレール13本符号b1~b13:熱間圧延再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度のいずれかが本願発明範囲外のレール。表1-1、表1-2および表2に示すように、本発明レール鋼符号A1~A47は、比較レール鋼符号a1~a12と比べて、鋼のC、Si、Mn、Cr、Pの化学成分を限定範囲内に収めることにより、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、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の生成が抑制され、最適範囲の硬さのパーライト組織を得られる。また、CMn/FMn値を一定値以下に納めることより、レールの耐摩耗性や靭性が向上している。図10に本発明レール鋼符号A1~A47と比較レール鋼符号a1、a3、a4、a5、a7、a8、a12の炭素量と摩耗量の関係を示す。図11に本発明レール鋼符号A1~A47と比較レール鋼符号a2、a4、a6、a9~a12の炭素量と衝撃値の関係を示す。図10、図11に示すように、本発明レール鋼符号A1~A47は比較レール鋼符号a1~a12と比べて、同一炭素量で比較すると、摩耗量が少なく、衝撃値が向上している。すなわち、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性が向上している。また、表3-1および表3-2に示すように、本発明レール鋼符号B1~B25は、比較レール鋼符号b1~b13と比べて、熱間圧延再加熱後の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、冷却停止後の最大温度上昇量、さらに、温度上昇後の冷却速度、冷却停止温度を限定範囲内に収めることにより、耐摩耗性や靭性に悪影響する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、パーライト組織の焼戻しが抑制され、最適範囲の硬さのパーライト組織が得られる。また、CMn/FMn値を一定値以下に納めることより、レールの耐摩耗性や靭性が向上している。図12に本発明製造方法で製造したレール鋼符号B1~B25と比較製造方法で製造したレール鋼符号b1、b3、b5~b8、b12、b13の炭素量と摩耗量の関係を示す。図13に本発明製造方法で製造したレール鋼符号B1~B25と比較製造方法で製造したレール鋼符号b2~b6、b9~b12の炭素量と衝撃値の関係を示す。図12、図13に示すように、本発明製造方法で製造したレール鋼符号B1~A25は比較製造方法で製造したレール鋼符号b1~b13と比べて、同一炭素量で比較すると、摩耗量が少なく、衝撃値が向上している。すなわち、いずれの炭素量においてもレールの耐摩耗性や靭性が向上している。