JP2016156071A - パーライト鋼レール - Google Patents

Abstract

【課題】パーライト鋼レールにおいて、高硬度を有するレールを安定的に提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．５０超〜２．００未満％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲である頭表部の９５％以上がパーライト組織であり、前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内であることを特徴とするパーライト鋼レール。２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）【選択図】なし

Description

本発明は、パーライト鋼レールに関し、特に、レールの強度を向上させ、レールの使用寿命を向上させうることが可能なパーライト鋼レールに関するものである。

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。
このような背景から、前述のような過酷な軌道環境に敷設するレールに対しては、これまで以上の耐摩耗性、耐疲労損傷性が求められるようになってきた。つまり、現用の高強度レールが有する耐摩耗性、耐疲労損傷性以上の優れた耐摩耗性、耐疲労損傷性を有したレールの開発が求められるようになってきている。

レール鋼の耐摩耗性やレール表面の耐疲労損傷性（耐表面疲労損傷性）を改善するため、下記に示すようなレールが開発された。

＜１＞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（特許文献１）。
＜２＞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、同時に硬度を制御した耐摩耗性に優れたレール（特許文献２）。

これらのレールの特徴は、鋼の炭素量を増加し、パーライト組織のラメラ中に耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、さらに硬度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。

さらに、炭素量の高い過共析鋼を用いて、レール頭部の耐摩耗性と強度を向上させた下記に示すようなレールが開発された。

＜３＞過共析鋼（Ｃ：０．８５超〜１．２０％）にＶ、さらにはＮを添加し、熱間圧延後、オーステナイト域温度にあるレール頭部を加速冷却することにより、耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を向上させたレールおよびその製造方法（特許文献３）。

このレールの特徴は、過共析鋼にＶ、さらにはＮを添加し、冷却速度を遅くし、パーライト組織において高硬度を図ることが困難なレール頭部内部に、Ｖの炭化物、窒化物および炭窒化物を析出させることにより、レール頭部の表面から内部までより均一な硬度分布を付与し、レールの耐摩耗性と耐内部疲労損傷性を大きく向上させるものであった。

特開平８−１４４０１６号公報 特開平８−２４６１００号公報 特開２０００−３４５２９６号公報

金材技研疲れデータシート資料Ｉ（１９８１）、金属材料技術研究所 改訂４版 金属データブック、丸善株式会社

上述のとおり、上記＜１＞,＜２＞（特許文献１、２）に示されたレール鋼は、主にパーライト組織のラメラ中の耐摩耗性に優れたセメタイト相の体積比率を増加させ、パーライト組織の耐摩耗性を向上させるものであった。しかし、当該レール鋼では、パーライト組織自体の硬度に上限があるため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、過酷な使用条件ではレール頭部に表面疲労損傷が発生する場合があった。

しかし、上記＜３＞（特許文献３）に示されたレール鋼では、冷却速度が内部よりも速いレール頭表部において析出物の生成が図れず、硬度が上昇しないため、レール頭表部で発生する塑性変形起因の損傷性に対しての抵抗性が弱く、重荷重鉄道の過酷な使用条件では、レール頭部に表面疲労損傷が発生する場合があった。

また熱処理時の加速冷却速度が速い場合は、レール頭部の表面と内部との硬度差が過大となり、重荷重鉄道の過酷な使用条件ではレール頭部内部から疲労き裂が生成し、内部疲労損傷が発生する場合があった。

このような背景から、耐摩耗性を確保し、かつレール頭表部における塑性変形起因の表面疲労損傷や、内部疲労損傷の発生を防できる高強度のレールの開発が求められていた。

そこで、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、硬度を向上させ、かつ耐表面疲労損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト鋼レールを提供することを目的とする。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．５０％超〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲において、面積％で、９５％以上がパーライト組織であり、前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内である。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）
（２）また、上記（１）のパーライト鋼レールには、質量％でさらに、下記ａ群〜ｆ群の成分の１群または２群以上を選択的に含有させることができる。
ａ群：Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種。
ｂ群：Ｃｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上。
ｃ群：Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
ｄ群：Ｔｉ：０．０００５〜０．０５０％、Ｖ：０．０００５〜０．５０％の１種または２種。
ｅ群：Ａｌ：０．００２０〜１．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．２０００％の１種または２種。
ｆ群：Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％の１種または２種以上。

本発明によれば、レール鋼の成分、組織を制御することにより、硬度を向上させ、かつ耐表面疲労損傷性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト鋼レールを提供できる、特に、頭表部の全断面において硬度を上昇（表面と内部との硬度差を減少）し、耐疲労損傷性を向上させることができるため、使用寿命を大きく向上させることが可能となり、過酷な軌道環境である海外の貨物鉄道で使用されるレールとしても好適に使用できる。

Ｎｂ量とレール頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、全伸びの関係を示すグラフである。 本発明レール頭部の断面模式図である。 引張試験片の採取位置を示す図である。 Ｃ量とレール頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度の関係を示す図。

以下では、本発明の実施形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、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に限定して解釈されるものではない。
本実施形態として、パーライト鋼レール（以下、単にレールとも称する。）につき、詳細に説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

本実施形態に係るパーライト鋼レールは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．５０超〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲において、面積％で、９５％以上がパーライト組織であり、前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内である。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）
まず、本発明を完成するに至った本発明者らの新たな知見について説明する。

本発明者らは、レールの硬度を向上させるため、硬度を上昇させる方法を検討した。鋼の強化（硬化）機構にはいくつかあるが、その一つである「析出強化」を検討した。
析出強化は、パーライト組織中のフェライト相中に微細析出物を生成させて、フェライト相を強化する。その強化を担う析出物としては、熱間圧延‐冷却（レールの製造工程）を考慮するに、炭化物や窒化物、炭窒化物が有望であることが判明した。

次に、鋼中で炭化物、窒化物、炭窒化物を生成させる元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉの適用をラボ試験により検討した結果、Ｎｂが有望であることが判明した。
Ｎｂ系析出物は凝固直後の固相に生成し、熱間圧延の粗圧延や中間圧延工程相当の温度域での圧延において、再結晶後のオーステナイト相（再結晶オーステナイト相）の粒成長を低減し、オーステナイト結晶粒を微細化させる効果があることを確認した。また仕上圧延工程相当の温度域では再結晶粒の粒成長抑制ないしは再結晶の抑制効果があることを確認した。さらに、パーライト組織中のフェライト相中には微細化な析出物が生成しており、本発明の目的とする析出強化が達成されることを確認した。

ここで、前述の粗圧延〜中間圧延での再結晶オーステナイト相の粒成長の低減による結晶粒微細化は、パーライト変態の核生成サイトである粒界が増えることから、パーライト組織の微細化につながり、パーライト鋼レールの延性が向上する。また、仕上圧延工程での再結晶抑制は加工状態のオーステナイト相が保持され、加工により導入された転位群を核生成サイトとしてパーライト変態が促進し、パーライト組織が微細化する効果がある。
一般的に、析出強化に伴い延性や靭性は低下する。しかし、前記のＮｂ系析出物に起因するパーライト組織の微細化による延性向上効果が、析出強化による延性や靭性の劣化を補えることが分かった。このことから、Ｎｂが析出強化を実現できる元素として有効であることが判明した。

次に、本発明の一実施形態に係るレールの構成要件、限定理由について詳細に説明する。以下、鋼組成における質量％は単に％と記載する。

（１）鋼の化学成分の限定理由
本実施形態のレールにおいて、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０．７０％未満になると、本発明の成分系では、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。さらに、Ｃ量が０．７０％未満になると、レール頭部内部において、耐摩耗性に有害な、軟質な初析フェライトが生成する。また、Ｃ量が１．２０％を超えると、レール頭部内部に初析セメンタイトが生成し易くなる。この場合、初析セメンタイトとパーライト組織との界面から疲労き裂が発生し、内部疲労損傷を発生し易くする。このため、Ｃ含有量を０．７０〜１．２０％に限定した。なお、パーライト組織の生成を安定化し、かつ耐摩耗性をより高めるためには、Ｃ含有量を０．８５％以上とすることが望ましい。また、レール頭部内部における初析セメンタイトを抑制し耐内部疲労損傷性をさらに向上させるには、Ｃ含有量を１．１０％以下とすることが望ましい。

Ｓｉは、パーライト組織中のフェライト相の固溶強化によるパーライト組織の硬度（強度）の向上により耐摩耗性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉ量が０．１０％未満では前述の効果を十分に発揮できない上、脱酸不足となり、パーライト組織中に粗大な酸化物が混在してしまい、その酸化物が破壊の起点となるため、摩耗が促進される他、延性が低下しやすい。Ｓｉ量が２．００％を超えるとフェライト相が脆化し、レールの延性が低下する。このためＳｉ量は０．１０〜２．００％と限定する。耐摩耗性をさらに向上させ、延性の低下を防ぐためには、０．２０％以上とすることが好ましく、更に好ましくは０．３０％以上である。またフェライト相の脆化を抑制し、レールの延性の低下を防ぐためには、１．５０％以下とすることが好ましく、更に好ましくは１．４０％以下である。

Ｍｎは、パーライト変態を遅延させる効果を有する元素であり、同一冷却速度で加速冷却を施した場合、Ｍｎ量が多いほうが、パーライト変態温度を低下させ、パーライト組織のラメラ間隔を微細化すること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うる。しかし、Ｍｎ量が０．１０％未満ではこれらの効果が小さく、低硬度の耐摩耗性が低いパーライト組織が生成するばかりでなく、焼入れ性不足のため、パーライト変態時の過冷度を十分に確保できず、粗大なパーライト組織となり、延性が低下してしまう。また、頭部内部では耐摩耗性に有害な初析フェライトが生成する。Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、焼入れ性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延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Ｍｎ含有量は０．１０〜２．００％とする。硬度を向上させ、耐摩耗性、延性を向上させるためには、０．２０％以上とすることが好ましく、更に好ましくは０．３０以上である。ベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制し耐摩耗性や延性の低下を防ぐためには、１．２％以下とすることが好ましく、更に好ましくは１．００％以下である。

Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である。転炉での精錬を行うことにより、Ｐ量を制御することが可能である。Ｐ量が０．０２５％を超えると、レール鋼の延性（パーライト組織が脆化）が低下する。そのためＰ量は０．０２５％以下と制限する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ添加量の下限は限定しないが、精錬工程での脱燐能力を考慮すると、Ｐ含有量は０．００８０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。

Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である。溶銑鍋での脱硫を行うことにより、Ｓ量を制御することが可能である。Ｓ量が０．０２５％を超えると、介在物としての粗大なＭｎＳ等の硫化物が生成し易くなる。この場合、介在物周辺の応力集中により、レールの早期破断を引き起こし、延性が低下する。このため、Ｓ量は０．０２５％以下と制限する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｓ添加量の下限は限定しないが、精錬工程での脱硫能力を考慮すると、Ｓ含有量は０．００８０％程度が実際に製造する際の限界になると考えられる。

Ｎｂは熱間圧延中に、上述したように、Ｎｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）を生成し、再結晶後のオーステナイト相の粒成長を低減（ピンニング効果）させ、仕上圧延工程での再結晶抑制効果により、加工状態のオーステナイトの安定化させ、加工オーステナイトからのパーライト変態を利用してパーライト組織を微細化する効果を示す。更に、熱間圧延後の冷却過程（熱処理工程）においてパーライト組織のフェライト相中に微細な析出物を生成させ、析出強化によりレールの硬度を上昇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、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。

ここで、本発明者らは、Ｃ量：０．９０％、Ｓｉ量：０．５０％、Ｍｎ量:０．８０％、Ｐ量:０．０１０％、Ｓ量:０．０１０％を含有し、Ｎｂ量を０．３５〜２．２０％に変化させた鋼を用いて、レールを試験製造し、Ｎｂの適正範囲を検討した。鋼片は１２６０℃で加熱した後、粗圧延、中間圧延を経て粗造形した後、仕上圧延温度９６０℃でレールに成形した。熱間圧延後は、冷却開始温度７９０℃から、６℃／ｓｅｃの冷却速度で、冷却停止温度５９０℃まで加速冷却を施した。加速冷却後は放冷である。試験製造したレールの材質評価結果として、図１（ａ）にＮｂ量と頭頂部表面下２ｍｍの硬度の関係を、図１（ｂ）にＮｂ量と引張試験の結果得られた全伸びの関係を示す。なお、図中（グラフ中）に示す横太線は、それぞれ「同一製造条件で製造したＮｂ無添加レールの全伸び（もしくは硬度）」を示している。
Ｎｂ量が０．５０％以下では、析出強化が不十分であることが分かった。一方、Ｎｂ添加量が２．００％超では析出強化が達成されるが、全伸びがＮｂ無添加より低下することが分かった。したがって、Ｎｂの成分限定範囲の詳細は以下のとおりである。

上記のとおり、Ｎｂ量が０．５０％以下では、パーライト組織の析出強化が不十分であり、パーライト組織の高硬度化が達成できない。また、また、Ｎｂ量が２．００％を超えると、凝固前の液相から粗大なＮｂの炭窒化物が多量に晶出し、さらにオーステナイト相中でＮｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）が粗大に析出し、これらの晶出物や析出物が、破壊の起点となり、延性が著しく低下するためレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｎｂ添加量を０．５０％超〜２．００％に限定した。また、粗大なＮｂ系析出物の生成を抑制し延性の低下を防ぐためには、Ｎｂ量を１．８０%以下とすることが好ましく、１.５０％以下とすることがさらに好ましい。

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の向上、パーライト微細化による延靭性の向上、パーライト組織の安定形成化等を目的にＣｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを必要に応じて添加してもよい。
以下に、目的、作用、効果別にこれら元素群をａ〜ｆ群と分け、詳細に説明する。

＜ａ群＞
Ｃｒ、Ｍｏは平衡の共析点（パーライト変態の際の過冷度の基準となる平衡温度）を上昇させ、同一冷却速度で冷却した場合に、無添加時に比べ、平衡変態温度とパーライト変態温度、即ち過冷度を増加させ、パーライト組織のラメラ間隔（フェライト相とセメンタイトの層間隔）を微細化することにより高硬度化を図る元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にＣｒ、Ｍｏの１種または２種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。

Ｃｒは０．０５％未満では、過冷度の増大効果が小さく、高硬度化を達成できない。また、２．００％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織を生成し易くなる。このためＣｒ含有量は０．０５〜２．００％が望ましい。

Ｍｏは０．０１％未満では、過冷度の増大効果が小さく、高硬度化を達成できない。また、０．５０％を超える過剰な添加を行うと、焼入性が著しく増加し、レール頭部表面に耐摩耗性を劣化させるベイナイト組織や延靭性を低下させるマルテンサイト組織が生成し易くなる。このためＭｏ含有量は０．０１〜０．５０％が望ましい。

＜ｂ群＞
Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉはパーライト組織のフェライト相中に固溶し、固溶強化機構によりパーライト組織の硬度を向上させる元素である。パーライト組織の高硬度化を目的にＣｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りある。

Ｃｏは０．１０％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。また、２．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相が著しく脆化し、レール鋼の延性が著しく低下する。このためＣｏ含有量は０．１０〜１．００％が望ましい。

Ｃｕは０．０５％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。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、レール頭部の耐摩耗性に有害なベイナイト組織や延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、過剰な固溶強化によりパーライト組織中のフェライト相が著しく脆化し、レール鋼の延性が低下する。加えて、熱間圧延時の脆化を引起し、レールの延性を低下させる場合がある。このためＣｕ含有量は０．０５〜１．００％が望ましい。

Ｎｉは固溶強化以外にもＣｕ添加による熱間圧延時の脆化を防止する元素である。添加量が０．０１％未満では固溶強化が発現せず、高硬度化が期待できない。また１．００％を超えて添加すると、パーライト組織中のフェライト相の延性が著しく低下し、レール鋼の延性が低下する。このためＮｉ含有量は０．０１〜１．００％が望ましい。

＜ｃ群＞
Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物を形成してオーステナイト相の粒成長を阻害する効果、過共析鋼においては初析セメンタイトの生成を微細化する効果、さらに、パーライト変態温度の冷却速度依存性を低減させて頭部の硬度分布を均一化する効果を有する元素である。この効果を目的にＢを選択的に添加する。Ｂの成分限定理由は以下の通りである。
Ｂが０．０００５％未満では、上記の効果は十分でなく、初析セメンタイトの生成やレール頭部の硬度分布の改善が認められない。また、０．００５０％を超えて添加すると、オーステナイト粒界に粗大な鉄炭ほう化物が生成し、レール鋼の延性が大きく低下するため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％が望ましい。

＜ｄ群＞
Ｔｉ、Ｖは鋼中に微量添加することで、熱間圧延工程中におけるオーステナイト相中に炭化物、窒化物、炭窒化物として析出し（同時に添加するとＴｉ‐Ｖの複合析出物として生成）、析出物がオーステナイト粒界の粒成長を阻害することでオーステナイト結晶粒の微細化を図り、レール鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。また、パーライト組織のフェライト相中に微細に析出することにより硬度を上昇させる元素でもある（特にＶ）。パーライト組織の延性向上、硬度向上を目的にこれら元素の１種または２種を選択的に添加してもよい。それぞれの成分限定理由は以下の通りである。

Ｔｉは、０．０００５％未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善は認められない。また、０．０５０％を超えると、溶鋼中で粗大な晶出物（炭窒化物、窒化物）を生成してしまい、オーステナイト相の粒成長を抑制効果が小さくなり。鋼の延性が向上しない。また、溶鋼中で粗大に晶出した窒化物や、炭窒化物は、レールの使用特性上、破壊の起点となる懸念がある。このためＴｉ含有量は０．０００５〜０．０５０％が望ましい。

Ｖは０．０００５％未満では、微細析出物の数が不足し、オーステナイト粒微細化効果が十分に期待できず、延性の改善や硬度向上が認められない。また、０．５０％を超えると、単独あるいは他のＴｉやＮｂと粗大な複合析出物が生成し、オーステナイト相の粒成長を抑制効果が小さくなるだけではなく、パーライト組織のフェライト相中に過剰に析出し、脆化が顕著となりレール鋼の延性が向上しない。このため、Ｖ量は０．０００５〜０．５０％が望ましい。

＜ｅ群＞
Ａｌ、Ｚｒは脱酸剤として溶鋼中で作用するだけではなく、延靭性を低下せしめる初析セメンタイトの生成を抑制する元素である。初析セメンタイトの抑制機構としては、Ａｌ共析点を高温側へ、共析炭素濃度を高炭素側へ移動させることで、パーライト組織形成を安定化させ、初析セメンタイトの生成を抑制する。Ｚｒは溶鋼中で生成するＺｒＯ_２がオーステナイト相との格子整合性が良いため、凝固初晶がオーステナイト相であるレール鋼では凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高め、鋳片中心部の偏析帯の形成を抑制することで、過共析鋼レールにおいて偏析部に生成する初析セメンタイトの生成を抑制する。過共析炭素量のレール鋼においてパーライト組織の安定形成のためにこれら元素の１種または２種を選択的に添加する。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。

Ａｌは０．００２０％未満では共析点の高温化が達成できないばかりでなく、初析セメンタイトの生成抑制効果が弱いため、初析セメンタイトの抑制が達成できない。また、１．００％を超えて添加すると、溶鋼中で粗大なアルミナ系介在物が生成し、レール鋼の延性が低下する。また、粗大な介在物はレール使用時には疲労損傷の起点となることや、溶接時に酸化物が生成し、溶接部の機械的特性が著しく低下する。このためＡｌ含有量は０．００２０〜１．００％が望ましい。

Ｚｒは０．０００５％未満ではＺｒＯ_２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、偏析部に初析セメンタイト組織が生成し、レール鋼の延靭性を低下させる。またＺｒ量が０．０２００％を超えると、粗大Ｚｒ系介在物が多量に生成し、破壊の起点となりレール鋼の延性が低下する。このためＺｒ含有量は０．０００５〜０．２０００％が望ましい。

＜ｆ群＞
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは脱酸・脱硫を目的に溶鋼中で作用するだけではなく、溶鋼中やオーステナイト相中に微細な酸化物、硫化物、酸硫化物として生成させることにより、熱間圧延の再加熱工程において、オーステナイト相の粒成長を抑制し、オーステナイト相の微細化を図り、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、酸化物や硫化物ＭｎＳの生成核として作用し、ＭｎＳを微細に分散させることで、ＭｎＳの周囲に形成されるＭｎ希薄帯がオーステナイト相中に多量に形成され、パーライト変態の生成に寄与する。その結果パーライト組織が微細化（パーライトブロックが微細化）することにより、延性を向上させるのに有効な元素でもある。パーライト組織の延性向上を目的に、これら元素の１種または２種以上を選択的に添加してもよい。これら元素の成分限定理由としては以下の通りである。

Ｍｇは０．０００５％未満ではその効果は弱く、微細な酸化物・硫化物が生成せず、オーステナイト組織の微細化やＭｎＳの微細分散化が達成できないため、パーライト組織を微細化することができず、延性が向上しない。また、０．０２００％を超えて添加すると、溶鋼中においてＭｇの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性を低下させる。このためＭｇ含有量は０．０００５〜０．０２００％が望ましい。

Ｃａは０．０００５％未満では十分量の微細な硫化物が生成せず、ＭｎＳの微細分散化が達成できないため、パーライト組織の微細化が達成できず、延性が向上しない。また、０．０２００％を超えて添加すると、Ｃａの粗大酸化物が生成し、レール鋼の延性が低下するため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０２００％が望ましい。

ＲＥＭは０．０００５％未満では十分量の酸硫化物が得られず、ＭｎＳを微細分散化が達成できないため、パーライト組織の微細化が達成できず、延性が向上しない。また、ＲＥＭ量が０．０５００％を超えると、硬質なＲＥＭの酸硫化物が生成し、応力集中により、早期破断し易くなり、延性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．０５００％が望ましい。
なお、ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄ等の希土類元素である。上記含有量はこれらの全ＲＥＭの含有量の総和を限定するものである。含有量の総和が上記範囲内にあれば、各元素単独あるいは各元素が複合的に含まれる形態（２種以上の元素が含有される形態）であっても、同様な効果が得られる。

本発明ではＮ含有量については限定していないが、以下のように含有させてもよい。
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素である。精錬工程での二次精錬（脱ガス）を行うと、Ｎ量は０．００４０〜０．００６０％まで低減する。Ｎ量が増加すると、Ｎｂ系炭窒化物の生成量が増加すると同時に粗大化する。このため、本発明の一態様において、Ｎ添加量を０．０１０％以下にすることが好ましい。Ｎ量が０．０１０％超では微細なＮｂ系炭窒化物の生成量の増加と比較して粗大化が顕著となり、応力集中によりレール折損が発生しやすくなる。このため、Ｎ量を０．０１０％以下に限定してもよい。

本実施形態の一態様のレールは、上記成分を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。不可避的不純物の例としては、鉱石やスクラップなどの原材料に含まれるもの、又は製造工程において混入するもの等が挙げられるが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。
また、上記のような成分組成で構成されるレールは、転炉、電気炉などの通常の方法で溶製し、この溶鋼を造塊・分塊法あるいは連続鋳造法により、熱間圧延用鋼片を鋳造する。熱間圧延用鋼片は熱間圧延にてレールに造形される。熱間圧延後はオーステナイト領域から冷却装置による加速冷却が行われる。または、熱間圧延後、放冷にて室温付近まで冷却された鋼片をオーステナイト領域まで再加熱した後、加速冷却を行ってもよい。

（２）金属組織の限定理由
次に、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２５ｍｍの範囲における金属組織において、９５％面積％以上のパーライト組織に限定した理由について説明する。

車輪と接触するレール頭表部では耐摩耗性の確保が重要である。レール頭表部の金属組織と耐摩耗性との関係を調査した結果、パーライト組織が最も好適であることが確認された。そこで、耐摩耗性の確保する目的から、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２５ｍｍの範囲における金属組織をパーライト組織に限定した。

ここで、図２を用いて本発明のレールでパーライト組織が必要な部位の範囲を説明する。図２はレール頭部の断面模式図を示す。
レール頭部３は、頭頂部１と、頭頂部１の両端に位置する頭部コーナー部２と、側頭部１２とを有する。頭頂部１は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する略平坦な領域である。側頭部１２は、レール延伸方向に沿ってレール頭部の側部に延在する略平坦な領域である。頭部コーナー部２は、頭頂部１と側頭部１２の間に延在する丸められた角部と、側頭部１２の上半分（側頭部１２の、鉛直方向に沿った１／２部より上側）とを併せた領域である。
頭頂部１の表面と頭部コーナー部２の表面は、レールの中で、車輪に接触する頻度が最も高い領域である。頭部コーナー部２および頭頂部１の表面を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲を頭表部３ａと呼ぶ。
本発明では、少なくともこの頭表部３ａ（図２中で示した網掛け部）が、面積率で９５％以上のパーライト組織であることが重要である。なお、頭部コーナー部の一方は、車輪と主に接触するゲージコーナー（Ｇ.Ｃ.）部である。

図２に示すように、１頭頂部および頭部コーナー部２の表面を起点として深さ２５ｍｍまでにパーライト組織が配置されていれば、レール頭表部３ａにおいて、耐摩耗性や耐疲労損傷特性の向上を図ることができる。つまり、レールの中でも車輪に接触する頻度が高く、耐摩耗性、耐疲労損傷特性が要求される頭表部３ａにパーライト組織が存在していれば本発明の効果は享受でき、頭表部３ａ以外の、これらの特性が必要とされない部分はパーライト組織以外の金属組織であってもよい。

次に、本発明のレールの頭部の金属組織の生成状況について説明する。
前記の頭表部３ａの金属組織は全て耐摩耗性に優れる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、更には、熱処理工程時の加速冷却条件の選択によっては、微量な初析フェライト、初析セメンタイト、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。これらの組織が微量に混入しても、レールの特性には悪影響を及ぼさないため、前記の頭表部３ａ（図２に示す網掛け部分）において面積率で５％までは初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を含んでもかまわない。換言すれば、本発明に係るレールの頭表部のパーライト組織の面積率を９５％以上とし、パーライト組織以外の上記のような組織が混住する場合は、その組織は面積率で合計５％以下に制限する。したがって、レールの頭表部３ａのパーライト組織の面積率の上限は１００％である。なお、本発明における「パーライト組織」とはパーライト組織の面積率が９５％以上の状態である。

次に、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲（領域）をパーライト組織とした理由について説明する。

レール頭部において、パーライト組織を生成させる範囲（必要範囲）が頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍ未満の場合、当該範囲はレール頭部に要求される耐摩耗性を確保するためには不十分であり、十分なレール使用寿命の向上が困難となる。また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として深さ２５ｍｍを超える深さでは、パーライト以外の組織が生成してもレールの使用特性には影響しない。

パーライト組織の面積率は、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の観察において、例えば２００倍の光学顕微鏡の視野で金属組織を観察し、パーライト組織の面積を合計することで、当該範囲内のパーライト組織の面積率を求めることができる。また前述の各金属組織の面積についても同様の方法により測定することができる。また、前記した光学顕微鏡の観察は複数視野（複数箇所）行い、面積率の平均値をパーライト組織の面積率として採用することができる。

また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２ｍｍ程度の深さ位置と、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２５ｍｍ深さ位置の、双方のパーライト組織の面積率が９５面積％以上であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲のパーライト組織の面積率が９５面積％以上である、と称することができる。

なお、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の生成比率については、前記した、パーライト組織の面積率の算定と同様な方法で算定することができる。つまり、具体的には、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点とした少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の組織観察において、２００倍の光学顕微鏡の視野で各金属組織を観察し、各視野において、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積を測定し、パーライト組織以外の面積率を求める。この光学顕微鏡での観察を複数視野（複数箇所）行い、初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積率として用いることができる。

また、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２ｍｍ程度の深さ位置と、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として２５ｍｍ深さ位置の、双方の初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の面積率の合計が５％未満であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の金属組織の９５％以上がパーライト組織であると称することができる。

ここで、本発明レールにおいて、析出強化を担う鋼中のＮｂ系析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）について、好ましい生成形態を記述する。
析出物のサイズは以下の方法により測定される。後に説明する方法で観察した析出物の平均粒子径を測定することで求める。析出物が真円に近い場合は、析出物と等しい面積の直径を平均粒子径とする。形状が真球状ではなく、楕円体、直方体の析出物の平均粒子径は、長径（長辺）と短径（短辺）の平均値とする。

平均粒子径が２ｎｍ未満の析出物は、パーライトの強化効果があるが観察時に個数を計測し難いため、サイズの限定から除外する。一方、析出物の平均粒子径が３０ｎｍを超えると、転位の移動の阻害効果（強化能）が不足し、パーライトの強化が十分に発揮できない。このため、測定対象とする析出物のサイズを２〜３０ｎｍに限定する。

本発明者らが調査した結果、鋼中において、この２〜３０ｎｍの析出物の数が１ｍｍ^２あたり１０×１０^６〜５，０００×１０^６個存在する範囲では、パーライトの強化が強く発揮されることが分かった。
平均粒径２〜３０ｎｍの析出物が生成していても、その生成数が１ｍｍ^２あたり１０×１０^６個未満の場合は、個数が範囲内にあるパーライト組織よりも硬度が低くなる傾向がある。一方、析出物の生成数が１ｍｍ^２あたり５，０００×１０^６個超の場合は、強化が飽和し、徐々に延性が下がり始める傾向にある。このため、鋼中の析出物は１ｍｍ^２あたり１０×１０^６〜５，０００×１０^６個の範囲が好ましい。

ここで、析出物の密度とサイズの測定方法を説明する。頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲内で任意の箇所から、薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、パーライト組織のフェライト部を観察する。
このとき、平均粒子径が２ｎｍ以上３０ｎｍ以下の析出物の個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定する。この測定結果を単位面積当たりの個数に換算する。例えば、１視野あたりの観察面積を２０μｍ^２とし、少なくとも５０視野観察し、２〜３０ｎｍ以下の析出物個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１２，０００個であれば、析出物密度は１ｍｍ^２あたり１２×１０^６個と換算できる。

（３）硬度の範囲
本発明では、Ｎｂ系析出物による析出硬化によってレール頭部の硬度を上昇させ、耐表面疲労損傷性を向上させることができる。
本発明に係るレールの硬度はＣ量、Ｎｂ量によって変わる。また、図２に示す頭表部３ａにおける硬度は、レール頭頂部ないしは頭部コーナー部の表面から深さ方向にかけて減っていく。この深さ方向の硬度変化は、表面から深くなるにつれ、冷却速度が緩慢となっていくために起こる。

そこで、本発明者らが、耐摩耗性、延性、耐疲労損傷性に優れたレールについて、頭表部の硬度を詳細に調査した結果、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲硬度Ｈ（Ｈｖ）の値が式（１）の範囲であれば、頭表部全体にわたって高硬度化が達成できており、かつ延性、耐疲労損傷性の劣化を抑制できていることが分かった。
２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）

つまり、頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも２５ｍｍ深さの範囲の硬度が式（１）の範囲内であれば、頭頂部および頭部コーナー部の表面から２５ｍｍの領域は高硬度化が達成されている。しかし、硬度が式（１）の下限（左辺、２３５×Ｃ［質量％］＋１９０）未満のものは、高硬度化が十分に達成できない。一方、頭頂部表面下２ｍｍ位置での硬度が式（１）の上限（右辺、２３５×Ｃ［質量％］＋２９０）を超えるものは、高硬度化（強化）が過剰であり、延性が低下する。

なお、前述の硬度の測定は、同一深さ位置において、複数視野（複数箇所）測定し、それらの平均値を硬度として採用することが望ましい。具体的に、硬度の測定は下記に示す要領で実施することができる。
金属材料の母材においては、非特許文献１に示すように、疲労限度（耐疲労特性）は材料の静的強度と相関関係があり、静的強度は硬度と相関関係があるため、レールの耐疲労特性を向上させるには、母材の硬度を向上させればよい。

＜平均硬度の測定方法・測定条件＞
測定器 ：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
測定用試験片採取：レール頭部の横断面からサンプル切り出し。
事前処理 ：前記横断面を研磨。
測定方法 ：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じて測定。
硬度の算定：頭頂部表面下２ｍｍ位置、２５ｍｍ位置において５点以上の測定を行い、平均値を「頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、および頭頂部表面下２５ｍｍ位置の硬度」とする。
なお、本発明において「横断面」とは、レール長手方向に垂直な断面である。

本発明のレールにおいて、その製造方法については特に限定しないが、一般的に、圧延用鋼片を熱間圧延によってレールに造形する際の、圧延用鋼片の再加熱温度は１２００℃以上である。本発明の効果を十分に発現させるため、製鋼工程でレール圧延用鋼片を鋳造し、その後の緩慢な冷却過程で生成した粗大なＮｂ系析出物を一旦オーステナイト相中に溶解させることを目的に、加熱温度は１２５０℃以上とすることが好ましい。
また、一般的な熱間圧延の最終圧延温度は８５０〜１０５０℃である。本発明の効果を十分に発現させるため、圧延で導入される転位上にＮｂ系析出物を生成させ、生成した析出物が粗大化せずに、再結晶オーステナイト相の粒成長を抑制するには、８５０〜９５０℃で最終圧延を行うことが好ましい。
また、熱間圧延後の加速冷却（熱処理）は、レール頭部表面の温度が７００℃以上のオーステナイト温度領域から５５０℃〜６５０℃の温度域まで平均冷却速度２〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、少なくとも４００℃まで放冷することが好ましい。

＜実施例１＞
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

表１〜表４に、化学成分値、頭頂部および頭部コーナー部の表面下２ｍｍ位置、および２５ｍｍ位置の金属組織、硬度、ならびに全伸びを示す。
尚、表２、４に示す金属組織の「パーライト」との表記は、面積率で５％以下の初析フェライト、ベイナイト組織、初析セメンタイトやマルテンサイト組織が混入しているものも含んでいる。
また、表４に示す金属組織において、面積率で５％超の初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織が混入している比較例については、金属組織の欄に初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織も記載した。

尚、表１〜表４に示した本発明レールおよび比較レールの製造条件は下記に示すとおりである。
製鋼工程において転炉および二次精錬（脱ガス）で成分調整を行い、連続鋳造にてレール熱間圧延用の鋼片（ブルーム）に鋳造した。鋼片は熱間圧延工程において、加熱炉にて１２５０℃で６０分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度９５０℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後は熱処理工程にて、レールの頭頂部の表面が８００℃の状態から、冷却速度１０℃／ｓｅｃで６００℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。

表１〜表４に示した本発明レールおよび比較レールにおいて、頭頂部表面下２ｍｍ位置、２５ｍｍ位置の金属組織、頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度、全伸びは、以下の方法で測定した。

＜金属組織観察方法＞
１．パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織の組織観察方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料： レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
（２）腐食方法： ナイタールに１０ｓｅｃ浸漬（非特許文献１参照）。
（３）観察方法： 光学顕微鏡、２００倍
（４）測定数：１０視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
２．初析セメンタイトの組織観察方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料： レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部断面を研磨したもの
（２）腐食方法： 煮沸したピクリン酸ソーダに浸漬（非特許文献２参照）。
（３）観察方法： 光学顕微鏡、２００倍
（４）測定数：１０視野観察し、平均値を各組織の代表値とした。
３.析出物、介在物（酸化物、硫化物等）の検出方法は下記に示す通りである。
（１）観察試料：レール長手方向に対し垂直に切出したレール頭部を研磨したもの
（鏡面状態で観察）
（２）観察方法：走査型電子顕微鏡 倍率：１，０００〜５０，０００倍
（３）測定位置：頭部外郭表面を起点として深さ２〜２５ｍｍの任意の点
（４）測定方法：観察により、介在物、析出物の分析を行い、硫化物生成元素や炭化物生成元素からなる硫化物、炭化物、窒化物のみ選択し、その面積を求め、面積に相当する円の直径で粒径を算定。生成物が矩形の場合は長辺と短辺の平均値とする。生成物が正方形の場合は直行する二辺の平均値とする。粒径が５μｍを超えるものを粗大析出物、介在物と定義。

＜硬度の測定方法＞
表１、表２に示した本発明レールおよび比較レールの頭頂部表面下およびコーナー部の硬度は、レール頭頂部表面から２ｍｍ深さ、２５ｍｍ深さの位置で行った。また、硬度はビッカース硬度計で測定した。測定方法は下記に示すとおりである。
（１）事前処理：レール切断⇒横断面研摩。
（２）測定方法：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じて測定。
（３）測定器：ビッカース硬度計（荷重９８Ｎ）
（４）測定箇所：レール頭頂部表面から２ｍｍ深さ、２５ｍｍ深さの位置
（５）測定数：５点以上測定し、平均値を鋼レールの代表値とした。

＜引張試験＞
引張試験条件は下記の通りである。
試験機：万能小型引張試験機
試験片形状：ＪＩＳ Ｚ２２０１ ４号相似
試験片採取位置：頭頂部表面より５ｍｍ下を試験片中心として採取（図３参照）。
平行部長さ：４０ｍｍ、平行部直径：６ｍｍ、伸び測定評点間距離：２１ｍｍ
引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：常温（２０℃）

表１〜表４に示した本発明レールおよび比較レールの詳細は下記に示すとおりである。
（１）本発明レール（２１本）
鋼符号 Ａ０１〜Ａ２１の鋼片から製造したレール、符号Ａ０１〜Ａ２１：化学成分値、頭頂部表面下２ｍｍの金属組織、硬度が本願発明範囲内。
（２）比較レール（１２本）
鋼符号 Ｂ０１〜Ｂ１２の鋼片から製造したレール、符号Ｂ０１〜Ｂ１２：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂの添加量、金属組織、硬度が本願発明範囲外。

表１〜表４に示すように、本発明レール（鋼符号Ａ０１〜Ａ２１）は、比較レール（鋼符号Ｂ０１〜Ｂ１２）と比べて、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂの添加量を限定範囲内に収めることにより、初析フェライト、初析セメンタイト、マルテンサイト組織の生成を抑制し、頭表部をパーライト組織とし、高硬度を得ることができた。
図４に炭素量と硬度の関係を示す。図４の二本の破線は、前記で規定した本発明のレールの頭頂部表面下２ｍｍ位置の硬度範囲（Ｈｖ）を示す式（１）の上限（右辺、２３５×Ｃ［質量％］＋２９０）と下限（左辺、２３５×Ｃ［質量％］＋１９０）を示したものである。本発明のレールは式（１）で示した硬度範囲に収まっていた。また、鋼符号Ａ０８と鋼符号Ａ０９、鋼符号Ａ１０とＡ１１においては、Ｃ量が同程度でも、Ｎｂ量が多い鋼符号Ａ０８やＡ１０は、鋼符号Ａ０９や符号１１よりも硬度が高かった。

一方、鋼符号Ｂ０１Ｃ量が規定範囲よりも低かったため、耐摩耗性に有害な軟質な初析フェライトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０２はＣ量が規定範囲よりも高かったため、延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成し、全伸びが低下した。
鋼符号Ｂ０３はＳｉ量が規定範囲よりも低かったため、耐摩耗性や延性を劣化させる粗大酸化物が生成し、頭部内部では延性に有害な初析セメンタイトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０４は過剰なＳｉの添加により焼入れ性が著しく向上し、耐摩耗性や延性を劣化させるマルテンサイト組織が生成した。

鋼符号Ｂ０５はＭｎ量が規定範囲よりも低かったため、焼入れ性の向上が図れず、耐摩耗性が低い低硬度のパーライト組織となった（延性には影響なし）他、頭部内部に耐摩耗性に有害な初析フェライトが大量に生成した。鋼符号Ｂ０６はＭｎ量が規定範囲よりも高かったため、レール頭部表面に耐摩耗性や延性に有害なマルテンサイト組織が多量に生成した。
鋼符号Ｂ０７はＰ量が規定範囲よりも高かったため、パーライト組織が脆化し、延性が低下した。
鋼符号Ｂ０８はＳ量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大な介在物が生成した。

鋼符号Ｂ０９はＮｂ量が規定範囲よりも低かったため、析出強化が十分に得られなかった（延性には影響なし）。図４に示した炭素量と硬度の関係で整理すると、鋼符号Ｂ０９のレールはＮｂ含有量が本請求項の規定範囲よりも少なかったため、同程度のＣ量を含有し、Ｎｂ量が規定範囲内であった本発明レールと比較して、式（１）の関係を満足することができなかった。
鋼符号Ｂ１０はＮｂ量が規定範囲よりも多かったため、耐摩耗性や延性に有害な粗大なＮｂ系析出物が生成した。

鋼符号Ｂ１１は化学成分は規定範囲であったが、強化を担う合金（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ）の含有量が低かったため、式（１）の下限を下回り、硬度を満足しなかった（延性には影響なし）。
鋼符号Ｂ１２は化学成分は規定範囲であったが、強化を担う合金の量が高かったため、式（１）の上限を上回り、延性が低下した。

＜実施例２＞
次に、表１の鋼符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１の鋼片を用いて、加熱炉にて１２６０℃で７０分間加熱し、加熱炉抽出後、粗圧延工程、中間圧延工程を経て、粗造形圧延を行い、仕上圧延工程にて最終圧延温度９５０℃でレール形状に圧延した。熱間圧延後の熱処理工程において、レールの頭頂部の表面が８００℃の状態から、冷却速度５℃／ｓｅｃで６４０℃まで加速冷却を施し、その後は放冷した。この条件で製造したレールは以下の通りである。
鋼符号Ａ０２を用いたレール：符号Ｃ０２
鋼符号Ａ１４を用いたレール：符号Ｃ１４
鋼符号Ａ１６を用いたレール：符号Ｃ１６
鋼符号Ａ２１を用いたレール：符号Ｃ２１

表５、６に、符号Ｃ０２、Ｃ１４、Ｃ１６、Ｃ２１の化学成分値、頭頂部および頭部コーナー部の表面下２ｍｍ位置、および２５ｍｍ位置の金属組織、硬度、全伸び、直径２〜３０ｎｍの析出物の個数を示す。なお、表５、６に記載した符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１は、表１に示した同一符号の鋼符号と同じレールであり、直径２〜３０ｎｍの析出物の個数を調査した結果を追記している。
符号Ｃ０２、Ｃ１４、Ｃ１６、Ｃ２１は、符号Ａ０２、Ａ１４、Ａ１６、Ａ２１と比較して、鋼符号が同じであっても、パーライト組織のフェライト相中の直径２〜３０ｎｍの析出物の個数が、前記の好ましい範囲内に入っているため、硬度が更に上昇した。

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を起点として深さ２５ｍｍまでの範囲、斜線部）
１２：側頭部

Claims (2)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．７０〜１．２０％、
   Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
   Ｎｂ：０．５０超〜２．００％を含有し、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０２５％以下、
   に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   レールの頭頂部および頭部コーナー部の表面を起点として少なくとも深さ２５ｍｍの範囲において、面積％で、９５％以上がパーライト組織であり、
   前記範囲の硬度Ｈの値が下記式（１）の範囲内であることを特徴とするパーライト鋼レール。
   ２３５×Ｃ［質量％］＋１９０≦Ｈ［Ｈｖ］≦２３５×Ｃ［質量％］＋２９０…（１）
2. 質量％で、さらに、下記ａ群〜ｆ群の成分の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に記載のパーライト鋼レール。
   ａ群：Ｃｒ：０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％の１種または２種。
   ｂ群：Ｃｏ：０．１０〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上。
   ｃ群：Ｂ：０．０００５〜０．００５０％。
   ｄ群：Ｔｉ：０．０００５〜０．０５０％、Ｖ：０．０００５〜０．５０％の１種または２種。
   ｅ群：Ａｌ：０．００２０〜１．００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．２０００％の１種または２種。
   ｆ群：Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％の１種または２種以上。

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