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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B1)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2025-01-15
(45)【発行日】2025-01-23
(54)【発明の名称】レール
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20250116BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20250116BHJP
C21D 8/00 20060101ALN20250116BHJP
C21D 9/04 20060101ALN20250116BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/58
C21D8/00 A
C21D9/04 A
【請求項の数】
2
(21)【出願番号】P 2024550787
(86)(22)【出願日】2024-05-30
(86)【国際出願番号】 JP2024019890
【審査請求日】2024-08-28
(31)【優先権主張番号】P 2023177118
(32)【優先日】2023-10-12
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
【早期審査対象出願】
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001553
【氏名又は名称】アセンド弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】上田 正治
(72)【発明者】
【氏名】宮▲崎▼ 照久
(72)【発明者】
【氏名】真鍋 敏之
(72)【発明者】
【氏名】猿渡 周雄
【審査官】宮脇 直也
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１９／１８９６８６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０２２／０７１００７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０２０／０５４３３９（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００
Ｃ２１Ｄ ９／０４
Ｂ２２Ｄ １１／１６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、
Ｓｉ：０．８０～２．５０％、
Ｍｎ：０．１０～２．００％、
Ｐ：０．０２５０％以下、
Ｓ：０．０２５０％以下、
Ａｌ：０～１．００００％、
Ｎ：０～０．０２００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｖ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
頭部外郭表面から深さ２０ｍｍ位置までの頭表部の金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上であり、
前記頭表部において、
Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比である、Ｓｉ正偏析度が１．００超～１．３５であり、
Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、前記バルク領域でのＳｉ濃度に対する比である、Ｓｉ負偏析度が０．９０～１．００未満である、
レール。
【請求項2】
請求項１に記載のレールであって、Ａｌ：０．０００１～１．００００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．００１～０．２００％、
Ｎｂ：０．０００１～０．０５００％、
Ｔｉ：０．０００１～０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
希土類元素：０．０００１～０．０５００％、及び、
Ｚｒ：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
レール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示はレールに関する。
【背景技術】
【0002】
経済発展に伴い石炭や鉄鉱石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、資源を輸送する貨物鉄道では、軌道環境が厳しくなってきている。例えば、曲線区間の曲率が小さくなったり、勾配区間の勾配が大きくなったりしている。
【0003】
軌道環境が厳しくなった結果、車輪からレールに負荷される応力やすべりが増加している。その結果、レールの摩耗や損傷が増加している。そのため、レールにおいて、耐摩耗性及び耐損傷性の向上が求められている。このような背景から、耐摩耗性及び耐損傷性を向上させたレールの開発が進められている。
【0004】
レールの耐摩耗性の改善を目的として、特許文献１及び特許文献２に開示されたレールが提案されている。これらのレールでは、耐摩耗性を高めるために、パーライトのラメラ間隔を微細化して鋼の硬さを高めたり、鋼のＣ含有量を高めてパーライトのラメラ中のセメンタイトの体積率を高めたりしている。
【0005】
具体的には、特許文献１では、圧延終了後のレールの頭部、又は、再加熱したレールの頭部に対して、オーステナイト温度域から８５０～５００℃の間を１～４℃／秒で加速冷却する。これにより、レールの耐摩耗性が高まると特許文献１には開示されている。また、特許文献２では、過共析鋼（Ｃ：０．８５超～１．２０％）を用いて、パーライト組織のラメラ中のセメンタイト体積比率を増加させる。これにより、レールの耐摩耗性が高まると特許文献２には開示されている。
【0006】
また、レールの耐摩耗性に加えて耐損傷性を改善するため、例えば、特許文献３及び特許文献４に開示されたレールが提案されている。
【0007】
特許文献３では、過共析鋼（Ｃ：０．７３～０．８５％）を用いて、Ｍｎ、Ｃｒ量のバランスを図り、パーライト中のラメラ間隔を微細化させる。これにより、鋼の硬さが高まる。そのため、レールの耐摩耗性及び耐損傷性が高まると特許文献３には開示されている。また、特許文献４では、過共析鋼（Ｃ：０．７０～０．８５％）を用いて、Ｓｉ量、Ｍｎ量、及び、Ｃｒ量のバランスを図ることにより、パーライト及びベイナイトの生成量を制御し、鋼の硬さを高める。これにより、レールの耐摩耗性及び耐損傷性が高まると特許文献４には開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【文献】特公昭６３－０２３２４４号公報
【文献】特許第３０７８４６１号公報
【文献】特許第４３９０００４号公報
【文献】特許第６８２２７５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
特許文献１又は特許文献２に開示された技術では、パーライト中のラメラ間隔を微細化して鋼の硬さを高めたり、パーライトラメラ中のセメンタイトの体積比率を増加させたりして、レールの耐摩耗性を高める。しかしながら、特許文献１及び特許文献２に開示されたレールでは、近年要求されている厳しい軌道環境での使用においては、十分な耐摩耗性が得られない場合がある。
【0010】
特許文献３及び特許文献４に開示された技術では、パーライト中のラメラ間隔を微細化して鋼の硬さを高めたり、鋼の金属組織を制御して鋼の硬さを高めたりして、レ－ルの耐摩耗性及び耐損傷性を高める。しかしながら、特許文献３及び特許文献４に開示されたレールにおいても、近年要求されている厳しい軌道環境での使用においては、十分な耐摩耗性及び十分な耐損傷性が得られない場合がある。
【0011】
上述の通り、軌道環境の厳しい貨物鉄道に用いることのできる、耐摩耗性及び耐損傷性に優れるレールについては、未だ提供されていない。
【0012】
本開示の目的は、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られるレールを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本開示のレールは、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。頭部外郭表面から深さ２０ｍｍ位置までの頭表部の金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。頭表部において、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が、１．００超～１．３５である。Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が、０．９０～１．００未満である。
【発明の効果】
【0014】
本開示のレールでは、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【発明を実施するための形態】
【0016】
本実施形態のレールについて詳細に説明する。以下、化学組成における％は、特に断りが無い限り、質量％を意味する。
【0017】
［レールの構成］
図１Ａは、本実施形態のレール１の長手方向に垂直な断面図である。図１Ａを参照して、レール１は、レール頭部１０と、底部１５と、柱部１４とを含む。
レール頭部１０は、レール１の高さ方向中央で括れた部分よりも上側の部分をいう。レール頭部１０は、鉄道車両の車輪からの荷重を受ける。底部１５は、枕木に固定される。底部１５は、車輪からの荷重を受けるレール頭部１０を、柱部１４を介して支持する。柱部１４は、レール頭部１０と底部１５との間に配置されている。柱部１４の上端はレール頭部１０とつながっており、柱部１４の下端は底部１５とつながっている。
図１Ａは、本実施形態のレール１の長手方向に垂直な断面図である。図１Ａを参照して、レール１は、レール頭部１０と、底部１５と、柱部１４とを含む。
レール頭部１０は、レール１の高さ方向中央で括れた部分よりも上側の部分をいう。レール頭部１０は、鉄道車両の車輪からの荷重を受ける。底部１５は、枕木に固定される。底部１５は、車輪からの荷重を受けるレール頭部１０を、柱部１４を介して支持する。柱部１４は、レール頭部１０と底部１５との間に配置されている。柱部１４の上端はレール頭部１０とつながっており、柱部１４の下端は底部１５とつながっている。
【0018】
レール頭部１０は、頭頂部１１と、一対の頭部コーナー部１２（１２Ｌ及び１２Ｒ）と、一対のあご下部１３とを含む。
頭頂部１１は、レール頭部１０の幅方向の中央部に配置されている。一対の頭部コーナー部１２（１２Ｌ及び１２Ｒ）は、レール頭部１０の幅方向において、頭頂部１１の両端に配置されている。つまり、一対の頭部コーナー部１２（１２Ｌ及び１２Ｒ）の間に頭頂部１１が配置されている。レール１の長手方向に垂直な断面図において、頭頂部１１の左側の頭部コーナー部を「頭部コーナー部１２Ｌ」と称し、頭頂部１１の右側の頭部コーナー部を「頭部コーナー部１２Ｒ」と称する。頭部コーナー部１２Ｌ及び１２Ｒの総称を頭部コーナー部１２と称する。一対の頭部コーナー部１２Ｌ及び１２Ｒ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。
頭頂部１１は、レール頭部１０の幅方向の中央部に配置されている。一対の頭部コーナー部１２（１２Ｌ及び１２Ｒ）は、レール頭部１０の幅方向において、頭頂部１１の両端に配置されている。つまり、一対の頭部コーナー部１２（１２Ｌ及び１２Ｒ）の間に頭頂部１１が配置されている。レール１の長手方向に垂直な断面図において、頭頂部１１の左側の頭部コーナー部を「頭部コーナー部１２Ｌ」と称し、頭頂部１１の右側の頭部コーナー部を「頭部コーナー部１２Ｒ」と称する。頭部コーナー部１２Ｌ及び１２Ｒの総称を頭部コーナー部１２と称する。一対の頭部コーナー部１２Ｌ及び１２Ｒ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。
【0019】
レール頭部１０のうち、レール１を正立させたときに上側を向く頭頂部１１の表面と、一対の頭部コーナー部１２の表面とを合わせた表面を、頭部外郭表面１０Ｓと称する。
一対のあご下部１３は、レール１の高さ方向において、一対の頭部コーナー部１２の反対側に配置される。一対のあご下部１３は、レール１の高さ方向において、中央で括れた部分の外郭表面である。
一対のあご下部１３は、レール１の高さ方向において、一対の頭部コーナー部１２の反対側に配置される。一対のあご下部１３は、レール１の高さ方向において、中央で括れた部分の外郭表面である。
【0020】
頭部外郭表面１０Ｓを起点として深さ２０ｍｍ位置までの領域を、頭表部１０Ａと称する。図１Ａ中のＤ１は、頭部外郭表面１０Ｓから深さ２０ｍｍ位置の範囲を示す。頭表部１０Ａのミクロ組織は、ビッカース硬さで４００ＨＶ以上のパーライトからなる。これにより、レール１の耐摩耗性及び耐損傷性が高まる。
【0021】
なお、一般的に、レールの使用寿命は、頭部外郭表面１０Ｓを起点として深さ２０ｍｍ程度である。したがって、頭表部１０Ａのミクロ組織を、ビッカース硬さで４００ＨＶ以上のパーライト組織とすることにより、レール１の耐摩耗性及び耐損傷性が確保される。
【0022】
［頭表部１０Ａの領域の規定方法］
頭表部１０Ａは、次の方法で規定する。図１Ｂを参照して、レール１の長手方向に垂直な断面におけるレール頭部１０の表面の幅中央位置を、点Ｐ１１とする。点Ｐ１１を起点として、深さ方向に延びる線分Ｌ１１を想定する。線分Ｌ１１は、点Ｐ１１における頭部外郭表面１０Ｓの法線と同軸であり、レール１の断面においてレール１の中心線に相当する。
頭表部１０Ａは、次の方法で規定する。図１Ｂを参照して、レール１の長手方向に垂直な断面におけるレール頭部１０の表面の幅中央位置を、点Ｐ１１とする。点Ｐ１１を起点として、深さ方向に延びる線分Ｌ１１を想定する。線分Ｌ１１は、点Ｐ１１における頭部外郭表面１０Ｓの法線と同軸であり、レール１の断面においてレール１の中心線に相当する。
【0023】
法線Ｌ１１上であって、点Ｐ１１から深さ方向に２０ｍｍ（Ｄ１）の位置を点Ｘとする。点Ｘから水平方向に線分Ｌ１００を引き、線分Ｌ１００とレール頭部１０の表面との交点を点Ａ及び点Ｂとする。
図１Ｃを参照して、レール１のレール頭部１０の表面の点Ａから点Ｂまでの範囲を３等分して、３等分した境界位置をそれぞれ点Ｃ及び点Ｄとする。そして、図１Ｄを参照して、点Ｃと点Ｄとの間の範囲を、頭頂部１１と定義する。さらに、レール頭部１０の表面のうち、点Ａと点Ｃとの間の中央位置を点Ｅとする。同様に、点Ｂと点Ｄとの間の中央位置を点Ｆとする。
図１Ｃを参照して、レール１のレール頭部１０の表面の点Ａから点Ｂまでの範囲を３等分して、３等分した境界位置をそれぞれ点Ｃ及び点Ｄとする。そして、図１Ｄを参照して、点Ｃと点Ｄとの間の範囲を、頭頂部１１と定義する。さらに、レール頭部１０の表面のうち、点Ａと点Ｃとの間の中央位置を点Ｅとする。同様に、点Ｂと点Ｄとの間の中央位置を点Ｆとする。
【0024】
図１Ｅを参照して、レール頭部１０の表面のうち、点Ａと点Ｅとの間の中央位置を点Ｇとする。同様に、点Ｂと点Ｆとの間の中央位置を点Ｈとする。レール頭部１０の表面のうち、点Ｃと点Ｇとの間の範囲を、頭部コーナー部１２Ｌと定義する。なお、点Ａと点Ｇとの間の範囲は、鉄道車両との接触が実質的に少ない領域であるため、頭部コーナー部１２Ｌから除外する。同様に、点Ｄと点Ｈとの間の範囲を、頭部コーナー部１２Ｒと定義する。点Ｂと点Ｈとの間の範囲は、鉄道車両との接触が実質的に少ない領域であるため、頭部コーナー部１２Ｒから除外する。
【0025】
以上の方法により、頭頂部１１、頭部コーナー部１２Ｌ及び頭部コーナー部１２Ｒを定義する。そして、レール頭部１０の表面のうち、頭頂部１１、頭部コーナー部１２Ｌ及び頭部コーナー部１２Ｒの表面、つまり、点Ｇから点Ｈまでの表面を、頭部外郭表面１０Ｓと定義する。
【0026】
頭頂部１１、頭部コーナー部１２Ｌ及び頭部コーナー部１２Ｒにおいて、深さ方向を次のとおり定義する。
頭頂部１１では、頭部外郭表面１０Ｓの法線方向を、深さ方向と定義する。一方、頭部コーナー部１２Ｌ及び頭部コーナー部１２Ｒの深さ方向は、次のとおり定義する。
図１Ｆを参照して、あご下部１３の接線である線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒを想定する。そして、線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒの交点を点Ｐ１３とする。点Ｐ１３は法線Ｌ１１上に配置される。
頭部コーナー部１２Ｌにおいて、頭部外郭表面１０Ｓ（つまり、点Ｃと点Ｇとの間の表面）の任意の点と点Ｐ１３とを結ぶ線分方向を、当該任意の点での深さ方向と定義する。例えば、任意の点が点Ｅである場合、点Ｅと点Ｐ１３との線分Ｌ１２Ｌに沿った方向を、点Ｅでの深さ方向とする。
同様に、頭部コーナー部１２Ｒにおいて、頭部外郭表面１０Ｓ（つまり、点Ｄと点Ｈとの間の表面）の任意の点と点Ｐ１３とを結ぶ線分方向を、当該任意の点での深さ方向と定義する。例えば、任意の点が点Ｆである場合、点Ｆと点Ｐ１３との線分Ｌ１２Ｒに沿った方向を、点Ｆでの深さ方向とする。
頭頂部１１では、頭部外郭表面１０Ｓの法線方向を、深さ方向と定義する。一方、頭部コーナー部１２Ｌ及び頭部コーナー部１２Ｒの深さ方向は、次のとおり定義する。
図１Ｆを参照して、あご下部１３の接線である線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒを想定する。そして、線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒの交点を点Ｐ１３とする。点Ｐ１３は法線Ｌ１１上に配置される。
頭部コーナー部１２Ｌにおいて、頭部外郭表面１０Ｓ（つまり、点Ｃと点Ｇとの間の表面）の任意の点と点Ｐ１３とを結ぶ線分方向を、当該任意の点での深さ方向と定義する。例えば、任意の点が点Ｅである場合、点Ｅと点Ｐ１３との線分Ｌ１２Ｌに沿った方向を、点Ｅでの深さ方向とする。
同様に、頭部コーナー部１２Ｒにおいて、頭部外郭表面１０Ｓ（つまり、点Ｄと点Ｈとの間の表面）の任意の点と点Ｐ１３とを結ぶ線分方向を、当該任意の点での深さ方向と定義する。例えば、任意の点が点Ｆである場合、点Ｆと点Ｐ１３との線分Ｌ１２Ｒに沿った方向を、点Ｆでの深さ方向とする。
【0027】
以上の定義に基づいて、点Ｇと点Ｈとの間の頭部外郭表面１０Ｓから深さ２０ｍｍ位置の線分ＬＤ２０を規定する。以上の方法により、図１Ａに示す頭表部１０Ａを規定できる。
【0028】
［本実施形態のレール１の技術思想について］
次に、本実施形態のレール１の技術思想について説明する。
次に、本実施形態のレール１の技術思想について説明する。
【0029】
本発明者らは初めに、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られるレールについて、化学組成の観点から検討した。検討の結果、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するレールであれば、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られる可能性があると考えた。
【0030】
本発明者らはさらに、耐摩耗性を高める手段について、金属組織の観点から検討を行った。検討の結果、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上であれば、十分な耐摩耗性が得られることを、本発明者らは知見した。
【0031】
本発明者らはさらに、上述の化学組成及び金属組織を有するレールの耐損傷性を高める手段について検討を行った。
【0032】
貨物鉄道のような過酷な使用環境で使用されるときに、レールの頭表部１０Ａに発生する損傷を調査した。その結果、車輪との接触により頭表部１０Ａの表面にき裂が発生し、さらに当該き裂がレール内部に伝播することにより、レールの転がり面（鉄道車輪との接触面）の剥離損傷が生成することを、本発明者らは見出した。そこで、本発明者らは、頭表部１０Ａでのき裂の発生及びき裂の伝播の挙動を詳細に検討した。その結果、次の事項を本発明者らは知見した。
【0033】
図２Ａ～図２Ｃは、レール１の踏面近傍でのき裂の生成状況の模式図である。図２Ａ～図２Ｃを参照して、レール１の頭表部１０Ａに発生するき裂には、次の３つの状態が存在する。
ケース１（図２Ａ）：車輪２との接触面（頭部外郭表面）１０Ｓに対して一定の角度で直線状に生成する粗大き裂（初期き裂ＣＲＡ１）
ケース２（図２Ｂ）：車輪２との接触面１０Ｓに対して一定の角度で直線状に生成するき裂（初期き裂ＣＲＡ１）及び、車輪２との接触の繰り返しにより、初期き裂ＣＲＡ１の先端から伝播しており、直線状ではない波形状のき裂（伝播き裂ＣＲＡ２）とで構成される粗大き裂（初期き裂ＣＲＡ１＋伝播き裂ＣＲＡ２）
ケース３（図２Ｃ）：車輪２との接触面１０Ｓに対して一定の角度で直線的に生成しているものの、ケース１よりも深さＤが浅いき裂（初期き裂ＣＲＡ１）
そして、初期き裂ＣＲＡ１の深さＤが浅いケース３の場合、剥離損傷の発生には至らない。
ケース１（図２Ａ）：車輪２との接触面（頭部外郭表面）１０Ｓに対して一定の角度で直線状に生成する粗大き裂（初期き裂ＣＲＡ１）
ケース２（図２Ｂ）：車輪２との接触面１０Ｓに対して一定の角度で直線状に生成するき裂（初期き裂ＣＲＡ１）及び、車輪２との接触の繰り返しにより、初期き裂ＣＲＡ１の先端から伝播しており、直線状ではない波形状のき裂（伝播き裂ＣＲＡ２）とで構成される粗大き裂（初期き裂ＣＲＡ１＋伝播き裂ＣＲＡ２）
ケース３（図２Ｃ）：車輪２との接触面１０Ｓに対して一定の角度で直線的に生成しているものの、ケース１よりも深さＤが浅いき裂（初期き裂ＣＲＡ１）
そして、初期き裂ＣＲＡ１の深さＤが浅いケース３の場合、剥離損傷の発生には至らない。
【0034】
以上の知見に基づいて、本発明者らはさらに、き裂（ＣＲＡ１及びＣＲＡ２）の発生要因について次の方法で検証した。Ｃ含有量が０．８０～１．２０％であるレールを試作した。そして、図３に示す転動疲労試験機を用いて、接触面直下の粗大き裂の発生挙動と、レールを構成する鋼材の元素分布との関係を調査した。
【0035】
［転動疲労試験機の概要］
図３を参照して、転動疲労試験機では、レール１を枕木３に載置する。モーター４は、車輪２を回転させる。荷重安定装置５は、モーター４によって回転する車輪２を押さえる。転動疲労試験では、レール１上に車輪２を載置する。そして、荷重安定装置５を用いて所定の荷重を車輪２に付与しながら、車輪２がレール１のレール頭部１０上を、レール１の長手方向に沿って前後に転動する動作を繰り返す。
図３を参照して、転動疲労試験機では、レール１を枕木３に載置する。モーター４は、車輪２を回転させる。荷重安定装置５は、モーター４によって回転する車輪２を押さえる。転動疲労試験では、レール１上に車輪２を載置する。そして、荷重安定装置５を用いて所定の荷重を車輪２に付与しながら、車輪２がレール１のレール頭部１０上を、レール１の長手方向に沿って前後に転動する動作を繰り返す。
【0036】
［転動疲労試験の諸条件］
転動疲労試験における、レール１の化学組成、硬さ、レール１の熱処理方法、き裂損傷を再現するレール１及び車輪２の転動疲労試験の条件、接触面直下の粗大き裂の評価方法、及び、き裂発生領域の元素分析方法は、下記に示すとおりとした。
転動疲労試験における、レール１の化学組成、硬さ、レール１の熱処理方法、き裂損傷を再現するレール１及び車輪２の転動疲労試験の条件、接触面直下の粗大き裂の評価方法、及び、き裂発生領域の元素分析方法は、下記に示すとおりとした。
【0037】
［レール１の化学組成、形状及び特性］
レール１の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％を含有し、さらに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とした。レール形状は、１３６ポンド（質量：６７ｋｇ／ｍ）とした。頭表部１０Ａでのビッカース硬さは、４００～５５０ＨＶとした。頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率は９５％以上とした。
レール１の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％を含有し、さらに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とした。レール形状は、１３６ポンド（質量：６７ｋｇ／ｍ）とした。頭表部１０Ａでのビッカース硬さは、４００～５５０ＨＶとした。頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率は９５％以上とした。
【0038】
［レール１の製造工程での熱処理方法］
上述のレール１の製造工程において、熱間圧延によりレール形状の素形材（以下、レール素形材ともいう）を製造した。そして、レール素形材に対して、次の条件で熱処理（加速冷却）を実施して、上記特性のレール１を製造した。具体的には、熱間圧延後のレール素形材に対して、加速冷却を次の条件で実施した。加速冷却により、レール素形材の頭表部１０Ａに相当する部分を冷却した。冷却開始温度は７５０～９００℃とし、冷却速度は２．０～３０．０℃／秒とした。冷却終了温度は５００～６６０℃とした。
上述のレール１の製造工程において、熱間圧延によりレール形状の素形材（以下、レール素形材ともいう）を製造した。そして、レール素形材に対して、次の条件で熱処理（加速冷却）を実施して、上記特性のレール１を製造した。具体的には、熱間圧延後のレール素形材に対して、加速冷却を次の条件で実施した。加速冷却により、レール素形材の頭表部１０Ａに相当する部分を冷却した。冷却開始温度は７５０～９００℃とし、冷却速度は２．０～３０．０℃／秒とした。冷却終了温度は５００～６６０℃とした。
【0039】
［転動疲労試験の試験条件］
転動疲労試験の試験条件は次のとおりとした。
転動疲労試験では、図３に示す転動疲労試験機を用いた。試験片として、レール形状が１３６ポンド、長さが２ｍのレール１を準備した。また、ＡＡＲタイプであって、直径が９２０ｍｍの車輪２を準備した。試験時のラジアル荷重を３００ｋＮとし、スラスト荷重を１００ｋＮとした。試験時の潤滑方法として、水供給及び乾燥の繰り返し潤滑を採用した。具体的には、試験時においてレール１に一定時間水を供給し、その後、水の供給を停止して一定時間乾燥するサイクル（水供給及び乾燥）を繰り返した。試験時において、車輪２を用いた荷重印可の繰り返し回数は最大で５００万回であり、累積通過トン数は最大で１億５千万トンであった。
転動疲労試験の試験条件は次のとおりとした。
転動疲労試験では、図３に示す転動疲労試験機を用いた。試験片として、レール形状が１３６ポンド、長さが２ｍのレール１を準備した。また、ＡＡＲタイプであって、直径が９２０ｍｍの車輪２を準備した。試験時のラジアル荷重を３００ｋＮとし、スラスト荷重を１００ｋＮとした。試験時の潤滑方法として、水供給及び乾燥の繰り返し潤滑を採用した。具体的には、試験時においてレール１に一定時間水を供給し、その後、水の供給を停止して一定時間乾燥するサイクル（水供給及び乾燥）を繰り返した。試験時において、車輪２を用いた荷重印可の繰り返し回数は最大で５００万回であり、累積通過トン数は最大で１億５千万トンであった。
【0040】
［粗大き裂の評価方法］
転動疲労試験後のレール１の鉄道車輪との接触面直下の粗大き裂の評価方法は、次のとおりとした。
レール１の頭部コーナー部１２の表面のうち、レール１の長手方向に長さ３００ｍｍの範囲を、評価部位とした。試験後のレール１の長手方向に平行な断面を観察面とし、観察面に評価部位を含むサンプルを採取した。観察面を研磨した。研磨後の観察面のうち、頭部コーナー部１２と鉄道車輪との接触面直下の粗大き裂を特定した。具体的には、観察面において、頭部コーナー部１２の表面から進展するき裂の深さ方向での長さＤ（図２Ａ～図２Ｃ参照）が５００μｍ以上となるき裂を、き裂と認定して、評価対象とした。ここで、き裂の深さ方向は、頭部コーナー部１２の表面の法線方向とした。
転動疲労試験後のレール１の鉄道車輪との接触面直下の粗大き裂の評価方法は、次のとおりとした。
レール１の頭部コーナー部１２の表面のうち、レール１の長手方向に長さ３００ｍｍの範囲を、評価部位とした。試験後のレール１の長手方向に平行な断面を観察面とし、観察面に評価部位を含むサンプルを採取した。観察面を研磨した。研磨後の観察面のうち、頭部コーナー部１２と鉄道車輪との接触面直下の粗大き裂を特定した。具体的には、観察面において、頭部コーナー部１２の表面から進展するき裂の深さ方向での長さＤ（図２Ａ～図２Ｃ参照）が５００μｍ以上となるき裂を、き裂と認定して、評価対象とした。ここで、き裂の深さ方向は、頭部コーナー部１２の表面の法線方向とした。
【0041】
［評価対象のき裂周辺の元素分析］
評価対象として認定したき裂の周辺領域の元素分析を、次の方法で実施した。き裂を含み、レール１の長手方向に１０００μｍ、表面（接触面）１０Ｓの深さ方向に１０００μｍの矩形の領域を、分析領域とした。分析領域に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いた面分析を実施して、種々の元素の元素分布マップを作成した。ＥＰＭＡにおいて、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流は０．１μＡ、時間は５０ｍｓとし、ビーム径は２μｍとした。
評価対象として認定したき裂の周辺領域の元素分析を、次の方法で実施した。き裂を含み、レール１の長手方向に１０００μｍ、表面（接触面）１０Ｓの深さ方向に１０００μｍの矩形の領域を、分析領域とした。分析領域に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いた面分析を実施して、種々の元素の元素分布マップを作成した。ＥＰＭＡにおいて、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流は０．１μＡ、時間は５０ｍｓとし、ビーム径は２μｍとした。
【0042】
得られた元素分布マップと、き裂の形態との関係について検討した。その結果、図４Ａ～図４Ｃに示すとおり、直線状のき裂である初期き裂ＣＲＡ１は、Ｓｉ正偏析帯ＳＥ＋で発生していた。一方、図４Ｂに示すとおり、初期き裂ＣＲＡ１からさらに表面１０Ｓからの深さ方向に伝播した波形状の伝播き裂ＣＲＡ２は、Ｓｉ正偏析帯ＳＥ＋で発生しているのではなく、Ｓｉ負偏析帯ＳＥ－で発生していた。
【0043】
一般的にＳｉ偏析帯は、レールの素材となるブルームの鋳造時において、ブルームの長手方向に垂直な断面における中心部（以下、横断面中心部という）に中心偏析として形成され得る。このような鋼材の横断面中心部に形成されるＳｉ偏析帯は、レール１に製造された場合には、柱部１４中に存在する。このＳｉ偏析帯をＳｉマクロ偏析帯と称する。したがって、柱部１４ではないレール頭部１０の一部である頭表部１０Ａでは、通常は、Ｓｉ偏析帯は存在し得ないようにも思われる。
【0044】
しかしながら、上述のとおり、頭表部１０ＡにおいてもＳｉ偏析帯（Ｓｉ正偏析帯ＳＥ＋及びＳｉ負偏析帯ＳＥ－）が存在することを本発明者らは初めて知見した。頭表部１０Ａに存在するＳｉ偏析帯は、柱部１４に存在するＳｉマクロ偏析帯の周囲に、さらにＳｉ偏析帯が発生し得ることを意味する。このようなＳｉマクロ偏析帯の周囲に形成されたＳｉ偏析帯を、本明細書では、Ｓｉセミマクロ偏析帯と称する。Ｓｉセミマクロ偏析帯には、上述のとおり、Ｓｉセミマクロ正偏析帯だけでなく、Ｓｉセミマクロ負偏析帯が存在し得る。
【0045】
以上の調査結果に基づいて、本発明者らは、次の知見を得た。直線状の初期き裂ＣＲＡ１はＳｉセミマクロ正偏析帯ＳＥ＋で発生しやすい。一方、波形状の伝播き裂ＣＲＡ２は、Ｓｉセミマクロ負偏析帯ＳＥ－で発生する。なお、上述のとおり、レール１の頭表部１０Ａのミクロ組織は実質的にパーライトからなり、Ｓｉ含有量が高いことに起因した島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質組織の生成も確認されなかった。したがって、初期き裂ＣＲＡ１及び伝播き裂ＣＲＡ２は、従前では、頭表部１０Ａには存在が知られていなかったＳｉ偏析帯（Ｓｉセミマクロ正偏析帯及びＳｉセミマクロ負偏析帯）に起因して、発生することが判明した。
【0046】
以上の知見に基づいて、き裂の種類（初期き裂ＣＲＡ１及び伝播き裂ＣＲＡ２）と、各き裂が発生した領域のＳｉセミマクロ正偏析度又はＳｉセミマクロ負偏析度との関係について、本発明者らはさらに検討を行った。ここで、Ｓｉ正偏析度とは、頭表部１０Ａに存在するＳｉ正偏析帯（Ｓｉセミマクロ正偏析帯）でのＳｉ濃度（質量％）の、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）に対する比である。また、Ｓｉ負偏析度とは、頭表部１０Ａに存在するＳｉ負偏析帯（Ｓｉセミマクロ負偏析帯）でのＳｉ濃度（質量％）の、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）に対する比である。Ｓｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法は後述する。
【0047】
検討の結果、上述の化学組成及び金属組織を有するレール１の頭表部１０Ａにおいて、Ｓｉ正偏析度が１．００超～１．３５であれば、直線状の初期き裂ＣＲＡ１の発生が十分に抑制され、さらに、Ｓｉ負偏析度が０．９０～１．００未満であれば、波形状の伝播き裂ＣＲＡ２の発生が十分に抑制されることを、本発明者らは初めて知見した。
【0048】
本実施形態のレールは、以上の技術思想により完成したものであり、その要旨は次のとおりである。
【0049】
第１の構成のレールは、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。頭部外郭表面から深さ２０ｍｍ位置までの頭表部の金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。頭表部において、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が１．００超～１．３５である。Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が、０．９０～１．００未満である。
【0050】
第２の構成のレールは、第１の構成のレールであって、Ａｌ：０．０００１～１．００００％、Ｎ：０．０００１～０．０２００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．００１～０．２００％、Ｎｂ：０．０００１～０．０５００％、Ｔｉ：０．０００１～０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、希土類元素：０．０００１～０．０５００％、及び、Ｚｒ：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
【0051】
以下、本実施形態のレールについて、詳細に説明する。以降の説明において、元素含有量の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
【0052】
［本実施形態のレール１の特徴］
本実施形態のレールは、次の特徴を備える。
（特徴１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
頭部外郭表面１０Ｓから深さ２０ｍｍ位置までの頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。
（特徴３）
頭表部１０Ａにおいて、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が、１．００超～１．３５である。
（特徴４）
頭表部１０Ａにおいて、Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が、０．９０～１．００未満である。
以下、各特徴について説明する。
本実施形態のレールは、次の特徴を備える。
（特徴１）
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
頭部外郭表面１０Ｓから深さ２０ｍｍ位置までの頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。
（特徴３）
頭表部１０Ａにおいて、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が、１．００超～１．３５である。
（特徴４）
頭表部１０Ａにおいて、Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が、０．９０～１．００未満である。
以下、各特徴について説明する。
【0053】
［（特徴１）化学組成］
本実施形態によるレール１の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態によるレール１の化学組成は、次の元素を含有する。
【0054】
Ｃ：０．８０～１．２０％
炭素（Ｃ）は、パーライト変態を促進させて、レール１の耐摩耗性を高める。Ｃ含有量が０．８０％未満であれば、初析フェライトが生成してしまう。そのため、十分な強度及び耐摩耗性が得られない。
一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えれば、頭表部１０Ａに初析セメンタイトが過剰に生成し、レール１の耐折損性が低下する。
したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．２０％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％である。
Ｃ含有量は好ましい上限は１．１８％であり、さらに好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化させる場合、好ましいＣ含有量は０．９５～１．１０％である。
炭素（Ｃ）は、パーライト変態を促進させて、レール１の耐摩耗性を高める。Ｃ含有量が０．８０％未満であれば、初析フェライトが生成してしまう。そのため、十分な強度及び耐摩耗性が得られない。
一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えれば、頭表部１０Ａに初析セメンタイトが過剰に生成し、レール１の耐折損性が低下する。
したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．２０％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％である。
Ｃ含有量は好ましい上限は１．１８％であり、さらに好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化させる場合、好ましいＣ含有量は０．９５～１．１０％である。
【0055】
Ｓｉ：０．８０～２．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、パーライト組織のフェライトに固溶し、レール１の硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｓｉ含有量が０．８０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入性が過度に高まる。この場合、頭表部１０Ａにマルテンサイトが過剰に生成する。そのため、頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。Ｓｉ含有量が２．５０％を超えればさらに、鋼中でのＳｉ濃度の変動が大きくなる。そのため、Ｓｉ偏析度が変動する。この場合、初期き裂及び／又は伝播き裂が発生しやすくなる。その結果、頭表部１０Ａに粗大き裂が発生しやすくなる。粗大き裂は、レール１の耐損傷性を低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は０．８０～２．５０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．０２％であり、さらに好ましくは１．０５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．３０％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化させ、頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性を向上させる場合、好ましいＳｉ含有量は１．０５～２．２０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、パーライト組織のフェライトに固溶し、レール１の硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｓｉ含有量が０．８０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入性が過度に高まる。この場合、頭表部１０Ａにマルテンサイトが過剰に生成する。そのため、頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。Ｓｉ含有量が２．５０％を超えればさらに、鋼中でのＳｉ濃度の変動が大きくなる。そのため、Ｓｉ偏析度が変動する。この場合、初期き裂及び／又は伝播き裂が発生しやすくなる。その結果、頭表部１０Ａに粗大き裂が発生しやすくなる。粗大き裂は、レール１の耐損傷性を低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は０．８０～２．５０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．０２％であり、さらに好ましくは１．０５％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．３０％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化させ、頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性を向上させる場合、好ましいＳｉ含有量は１．０５～２．２０％である。
【0056】
Ｍｎ：０．１０～２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、レール１を構成する鋼の焼入れ性を高め、パーライト変態を安定化する。Ｍｎはさらに、パーライトのラメラ間隔を微細化する。これにより、レール１の硬さを高め、耐摩耗性を高める。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であれば、その効果が十分に得られない。
一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入性が過度に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにベイナイト及び／又はマルテンサイト等が生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。過剰な量のＭｎはさらに、初析セメンタイトの生成を促進する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化し、レール頭部の耐摩耗性及び耐折損性を向上させる場合、好ましいＭｎ含有量は０．３０～１．６０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、レール１を構成する鋼の焼入れ性を高め、パーライト変態を安定化する。Ｍｎはさらに、パーライトのラメラ間隔を微細化する。これにより、レール１の硬さを高め、耐摩耗性を高める。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であれば、その効果が十分に得られない。
一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入性が過度に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにベイナイト及び／又はマルテンサイト等が生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。過剰な量のＭｎはさらに、初析セメンタイトの生成を促進する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
なお、パーライト組織の生成を安定化し、レール頭部の耐摩耗性及び耐折損性を向上させる場合、好ましいＭｎ含有量は０．３０～１．６０％である。
【0057】
Ｐ：０．０２５０％以下
りん（Ｐ）は不純物である。つまり、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が０．０２５０％を超えれば、パーライトが脆化し、レール１の耐折損性が低下する。
したがって、Ｐ含有量は０．０２５０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
りん（Ｐ）は不純物である。つまり、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が０．０２５０％を超えれば、パーライトが脆化し、レール１の耐折損性が低下する。
したがって、Ｐ含有量は０．０２５０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0058】
Ｓ：０．０２５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。つまり、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が０．０２５０％を超えれば、粗大なＭｎ硫化物が生成する。粗大なＭｎ硫化物の周囲には、応力集中が発生しやすい。そのため、レール１の耐折損性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２５０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。つまり、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が０．０２５０％を超えれば、粗大なＭｎ硫化物が生成する。粗大なＭｎ硫化物の周囲には、応力集中が発生しやすい。そのため、レール１の耐折損性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２５０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0059】
［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
本実施形態のレールの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、及び、Ｚｒ：０～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。以下、各任意元素について説明する。
本実施形態のレールの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０～１．００００％、Ｎ：０～０．０２００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０５００％、及び、Ｚｒ：０～０．０２００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。以下、各任意元素について説明する。
【0060】
Ａｌ：０～１．００００％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ａｌ含有量が０％超である場合、Ａｌは、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、共析炭素量及び共析変態温度を上昇させる。そのため、Ａｌは、靭性を低下させる初析セメンタイトの生成数を抑制し、パーライト組織の硬さを増加させる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が高まる。Ａｌが少しでも含有されば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ａｌ含有量が１．００００％を超えれば、Ａｌを鋼中に固溶させることが困難となる。そのため、粗大なアルミナ系介在物が生成する。粗大なＡｌ系介在物は疲労き裂の発生起点となる。そのため、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。Ａｌ含有量が１．００００％を超えればさらに、レール１の溶接時に酸化物が生成する。この場合、レール１の溶接性が低下する。
したがって、Ａｌ含有量は０～１．００００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．５０００％であり、さらに好ましくは０．１０００％であり、さらに好ましくは０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ａｌ含有量が０％超である場合、Ａｌは、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、共析炭素量及び共析変態温度を上昇させる。そのため、Ａｌは、靭性を低下させる初析セメンタイトの生成数を抑制し、パーライト組織の硬さを増加させる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が高まる。Ａｌが少しでも含有されば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ａｌ含有量が１．００００％を超えれば、Ａｌを鋼中に固溶させることが困難となる。そのため、粗大なアルミナ系介在物が生成する。粗大なＡｌ系介在物は疲労き裂の発生起点となる。そのため、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。Ａｌ含有量が１．００００％を超えればさらに、レール１の溶接時に酸化物が生成する。この場合、レール１の溶接性が低下する。
したがって、Ａｌ含有量は０～１．００００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．５０００％であり、さらに好ましくは０．１０００％であり、さらに好ましくは０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
【0061】
Ｎ：０～０．０２００％
窒素（Ｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎ含有量が０％超である場合、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。これにより、パーライトブロックサイズが微細化する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの靭性が高まる。また、Ｖが含有される場合、Ｎは、レール１の溶接後の冷却過程でＶ炭窒化物の析出を促進させる。この結果、パーライトの硬さが高まり、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、Ｎを鋼中に固溶させることが困難となる。その結果、疲労損傷の起点となる気泡が生成しやすくなる。
したがって、Ｎ含有量は０～０．０２００％である。
Ｎの過剰な低減は、製鋼工程の製錬コストを高める。そのため、工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
窒素（Ｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎ含有量が０％超である場合、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。これにより、パーライトブロックサイズが微細化する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの靭性が高まる。また、Ｖが含有される場合、Ｎは、レール１の溶接後の冷却過程でＶ炭窒化物の析出を促進させる。この結果、パーライトの硬さが高まり、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、Ｎを鋼中に固溶させることが困難となる。その結果、疲労損傷の起点となる気泡が生成しやすくなる。
したがって、Ｎ含有量は０～０．０２００％である。
Ｎの過剰な低減は、製鋼工程の製錬コストを高める。そのため、工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0062】
Ｃｒ：０～１．００％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させて、過冷度を増加させる。これにより、パーライトのラメラ間隔が微細化し、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｒ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過度に高まる。この場合、レール１の頭表部１０Ａにベイナイト及び／又はマルテンサイト等が生成する。その結果、レール１の耐摩耗性及び耐折損性が低下する。Ｃｒ含有量が１．００％を超えればさらに、偏析部のＣｒ濃化が促進される。そのため、レール１の頭表部１０Ａのマルテンサイト及び初析セメンタイトの生成が促進される。これにより、レール１の頭表部１０Ａのマルテンサイト及び／又は初析セメンタイトが増加する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｃｒ含有量は０～１．００％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは、平衡変態温度を上昇させて、過冷度を増加させる。これにより、パーライトのラメラ間隔が微細化し、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｒ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過度に高まる。この場合、レール１の頭表部１０Ａにベイナイト及び／又はマルテンサイト等が生成する。その結果、レール１の耐摩耗性及び耐折損性が低下する。Ｃｒ含有量が１．００％を超えればさらに、偏析部のＣｒ濃化が促進される。そのため、レール１の頭表部１０Ａのマルテンサイト及び初析セメンタイトの生成が促進される。これにより、レール１の頭表部１０Ａのマルテンサイト及び／又は初析セメンタイトが増加する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｃｒ含有量は０～１．００％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
【0063】
Ｍｏ：０～０．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度を増加させる。これにより、パーライトのラメラ間隔を微細化し、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、変態速度が顕著に低下する。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは、平衡変態温度を上昇させ、過冷度を増加させる。これにより、パーライトのラメラ間隔を微細化し、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、変態速度が顕著に低下する。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【0064】
Ｃｏ：０～１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは、パーライト中のフェライトに固溶し、レール１の頭部外郭表面（ころがり面）１０Ｓを含む表層のパーライトのラメラ組織を微細化する。これにより、頭部外郭表面１０Ｓの硬さが高まり、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、Ｃｏ含有量に応じたラメラ組織の微細化が十分に得られない。さらに、製造コストが高くなる。
したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは、パーライト中のフェライトに固溶し、レール１の頭部外郭表面（ころがり面）１０Ｓを含む表層のパーライトのラメラ組織を微細化する。これにより、頭部外郭表面１０Ｓの硬さが高まり、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、Ｃｏ含有量に応じたラメラ組織の微細化が十分に得られない。さらに、製造コストが高くなる。
したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
【0065】
Ｂ：０～０．００５０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成して、パーライト変態を促進する。これにより、パーライト変態温度の冷却速度依存性が低減する。そのため、レール１の頭表部１０Ａの内部において硬さ勾配が低下する。その結果、車輪との接触に起因した、レール１の頭表部１０Ａでのき裂損傷の生成が抑制される。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な鉄炭ほう化物が生成する。この場合、脆性破壊が助長され、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、オーステナイト粒界に鉄炭ほう化物（Ｆｅ２３（ＣＢ）６）を形成して、パーライト変態を促進する。これにより、パーライト変態温度の冷却速度依存性が低減する。そのため、レール１の頭表部１０Ａの内部において硬さ勾配が低下する。その結果、車輪との接触に起因した、レール１の頭表部１０Ａでのき裂損傷の生成が抑制される。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な鉄炭ほう化物が生成する。この場合、脆性破壊が助長され、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
【0066】
Ｃｕ：０～１．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、パーライト中のフェライトに固溶し、固溶強化によりレール１の頭表部１０Ａの硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過剰に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は０～１．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。なお、レール頭部の硬さを十分に高め、かつ、マルテンサイトの生成を抑制する場合、Ｃｕ含有量のさらに好ましい上限は０．４０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、パーライト中のフェライトに固溶し、固溶強化によりレール１の頭表部１０Ａの硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過剰に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は０～１．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。なお、レール頭部の硬さを十分に高め、かつ、マルテンサイトの生成を抑制する場合、Ｃｕ含有量のさらに好ましい上限は０．４０％である。
【0067】
Ｎｉ：０～１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは、パーライトの靭性を高める。Ｎｉはさらに、固溶強化によりレール１の頭表部１０Ａの硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎｉ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過剰に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。
したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは、０．７０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは、パーライトの靭性を高める。Ｎｉはさらに、固溶強化によりレール１の頭表部１０Ａの硬さを高める。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎｉ含有量が１．００％を超えれば、レール１を構成する鋼の焼入れ性が過剰に高まる。そのため、レール１の頭表部１０Ａにマルテンサイトが生成する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐折損性が低下する。
したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは、０．７０％である。
【0068】
Ｖ：０～０．２００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物等のＶ析出物を形成する。これらのＶ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、微細なＶ析出物が過剰に生成する。この場合、パーライトが脆化する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０～０．２００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物等のＶ析出物を形成する。これらのＶ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、微細なＶ析出物が過剰に生成する。この場合、パーライトが脆化する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０～０．２００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
【0069】
Ｎｂ：０～０．０５００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物等のＮｂ析出物を形成する。これらのＮｂ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。
Ｎｂはさらに、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、Ｎｂ析出物を形成する。これにより、溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が抑制される。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５００％を超えれば、Ｎｂ析出物が過剰に生成する。この場合、パーライトが脆化して、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物等のＮｂ析出物を形成する。これらのＮｂ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。
Ｎｂはさらに、Ａｃ１点以下の温度域に再加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、Ｎｂ析出物を形成する。これにより、溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が抑制される。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５００％を超えれば、Ｎｂ析出物が過剰に生成する。この場合、パーライトが脆化して、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。
【0070】
Ｔｉ：０～０．０５００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物等のＴｉ析出物を形成する。これらのＴｉ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。
さらに、析出したＴｉ析出物は、溶接時の再加熱において母相中に溶解しにくい。そのため、Ｔｉ析出物がオーステナイト温度域まで加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織を微細化する。その結果、溶接継手の脆化が抑制される。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＴｉ析出物が生成する。この場合、粗大なＴｉ析出物の周囲の応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５００％である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５０％であり、さらに好ましくは０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは、レール１の製造工程中の熱間圧延後の冷却過程において、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物等のＴｉ析出物を形成する。これらのＴｉ析出物による析出硬化により、パーライトの硬さが高まる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。
さらに、析出したＴｉ析出物は、溶接時の再加熱において母相中に溶解しにくい。そのため、Ｔｉ析出物がオーステナイト温度域まで加熱された溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織を微細化する。その結果、溶接継手の脆化が抑制される。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＴｉ析出物が生成する。この場合、粗大なＴｉ析出物の周囲の応力集中により、疲労き裂が生成しやすくなる。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５００％である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５０％であり、さらに好ましくは０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。
【0071】
Ｍｇ：０～０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物（ＭｇＳ）を形成する。このＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させる。そのため、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＭｇ酸化物が生成する。この場合、粗大なＭｇ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｓと結合して微細な硫化物（ＭｇＳ）を形成する。このＭｇＳがＭｎＳを微細に分散させる。そのため、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＭｇ酸化物が生成する。この場合、粗大なＭｇ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0072】
Ｃａ：０～０．０２００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｓと結合して硫化物（ＣａＳ）を形成する。このＣａＳがＭｎＳを微細に分散させる。そのため、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＣａ酸化物が生成する。この場合、粗大なＣａ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｓと結合して硫化物（ＣａＳ）を形成する。このＣａＳがＭｎＳを微細に分散させる。そのため、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＣａ酸化物が生成する。この場合、粗大なＣａ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0073】
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、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の融点は高い。そのため、熱間圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。これにより、ＲＥＭはＭｎＳを微細に分散させて、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＲＥＭのオキシサルファイドが生成する。この場合、粗大なＲＥＭ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０５００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２５０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、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の融点は高い。そのため、熱間圧延後のＭｎ硫化物系介在物の延伸を抑制する。これにより、ＲＥＭはＭｎＳを微細に分散させて、ＭｎＳの周囲における応力集中を緩和する。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が高まる。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えれば、粗大なＲＥＭのオキシサルファイドが生成する。この場合、粗大なＲＥＭ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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０５００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０４００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２５０％である。
【0074】
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。
【0075】
Ｚｒ：０～０．０２００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは、ＺｒＯ２介在物を生成する。ＺｒＯ２は、オーステナイト（γ－Ｆｅ）との格子整合性が高い。そのため、γ－Ｆｅが凝固初晶であるレール１を構成する鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高める。これにより、鋳片の中心部の偏析帯の形成が抑制される。そのため、レール１の頭表部１０Ａでのマルテンサイトの生成が抑制される。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＺｒ系介在物が過剰に生成する。この場合、粗大なＺｒ系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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０２００％であり、含有される場合、０．０２００％以下である。
Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは、ＺｒＯ２介在物を生成する。ＺｒＯ２は、オーステナイト（γ－Ｆｅ）との格子整合性が高い。そのため、γ－Ｆｅが凝固初晶であるレール１を構成する鋼の凝固核となり、凝固組織の等軸晶化率を高める。これにより、鋳片の中心部の偏析帯の形成が抑制される。そのため、レール１の頭表部１０Ａでのマルテンサイトの生成が抑制される。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐折損性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０２００％を超えれば、粗大なＺｒ系介在物が過剰に生成する。この場合、粗大なＺｒ系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る。その結果、レール１の頭表部１０Ａの耐損傷性が低下する。
したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０２００％であり、含有される場合、０．０２００％以下である。
Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１２０％である。
【0076】
本実施形態のレール１の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、レール１を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のレール１に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本実施形態のレール１の化学組成は、上述した不純物以外の他の不純物として、例えば、Ｏ：０．００６０％以下を含有してもよい。Ｏ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
【0077】
［（特徴２）頭表部１０Ａの金属組織及び硬さについて］
本実施形態のレール１では、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライトの面積率が９５％以上であり、かつ、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。
本実施形態のレール１では、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライトの面積率が９５％以上であり、かつ、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上である。
【0078】
［頭表部１０Ａの金属組織について］
同一硬さの鋼材の金属組織において、パーライトが最も耐摩耗性が高い。つまり、パーライトは、フェライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトよりも耐摩耗性に優れる。したがって、本実施形態の頭表部１０Ａの金属組織は、実質的にパーライトである。具体的には、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライトの面積率は９５％以上である。
同一硬さの鋼材の金属組織において、パーライトが最も耐摩耗性が高い。つまり、パーライトは、フェライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトよりも耐摩耗性に優れる。したがって、本実施形態の頭表部１０Ａの金属組織は、実質的にパーライトである。具体的には、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライトの面積率は９５％以上である。
【0079】
頭表部１０Ａの金属組織のパーライト以外の残部の組織は、フェライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上からなる。パーライト面積率が９５％以上であり、残部の組織の面積率が５％以下であれば、パーライト以外の残部の組織は、頭表部１０Ａの耐摩耗性及び耐損傷性に影響をほぼ及ぼさない。
好ましいパーライト面積率は９８％以上であり、最も好ましくは１００％である。
好ましいパーライト面積率は９８％以上であり、最も好ましくは１００％である。
【0080】
なお、レール１の頭表部１０Ａ以外の部分の金属組織は特に限定されない。頭表部１０Ａ以外の部分の金属組織は、フェライト及びパーライトからなる組織であってもよいし、フェライト組織、又は、ベイナイト組織であってもよい。頭表部１０Ａの金属組織からの連続性を考慮すれば、頭表部１０Ａ以外の部分の好ましい金属組織は、フェライト及びパーライトからなる組織である。
【0081】
［頭表部１０Ａのビッカース硬さについて］
頭表部１０Ａのビッカース硬さは４００ＨＶ以上である。頭表部１０Ａのビッカース硬さが４００ＨＶ未満であれば、レール１の頭表部１０Ａにおいて、十分な耐摩耗性及び耐損傷性が得られない。したがって、頭表部１０Ａのビッカース硬さは４００ＨＶ以上である。
頭表部１０Ａのビッカース硬さは４００ＨＶ以上である。頭表部１０Ａのビッカース硬さが４００ＨＶ未満であれば、レール１の頭表部１０Ａにおいて、十分な耐摩耗性及び耐損傷性が得られない。したがって、頭表部１０Ａのビッカース硬さは４００ＨＶ以上である。
【0082】
頭表部１０Ａのビッカース硬さの好ましい下限は４２０ＨＶであり、さらに好ましくは４５０ＨＶである。
頭表部１０Ａのビッカース硬さの上限は特に限定されないが、例えば６５０ＨＶであり、好ましくは６００ＨＶであり、さらに好ましくは５５０ＨＶである。
頭表部１０Ａのビッカース硬さの上限は特に限定されないが、例えば６５０ＨＶであり、好ましくは６００ＨＶであり、さらに好ましくは５５０ＨＶである。
【0083】
［頭表部１０Ａの金属組織観察方法］
頭表部１０Ａのパーライト面積率は、次の方法で求める。
頭表部１０Ａであって、レール１の長手方向に垂直な断面のうち、頭表部１０Ａの表面から１０ｍｍ深さ位置を含むサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、レール１の長手方向に垂直な断面を、観察面と定義する。サンプルの観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、頭表部１０Ａの表面から１０ｍｍ深さ位置を倍率２００倍で光学顕微鏡を用いて観察する。写真撮影を行い、観察視野（４００μｍ×３００μｍ）を評価部位とする。
頭表部１０Ａのパーライト面積率は、次の方法で求める。
頭表部１０Ａであって、レール１の長手方向に垂直な断面のうち、頭表部１０Ａの表面から１０ｍｍ深さ位置を含むサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、レール１の長手方向に垂直な断面を、観察面と定義する。サンプルの観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、頭表部１０Ａの表面から１０ｍｍ深さ位置を倍率２００倍で光学顕微鏡を用いて観察する。写真撮影を行い、観察視野（４００μｍ×３００μｍ）を評価部位とする。
【0084】
観察視野において、パーライトと他の組織（初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト等）とは、コントラストにより容易に区別できる。フェライトは白色の領域として観察される。パーライトは白黒の層状、又は、濃いグレーの色調として観察される。ベイナイト及びマルテンサイトはグレーの色調のパーライトよりも明度の高い領域として観察される。初析セメンタイトは、フェライト同様、白色の領域として観察される。上述のコントラストに基づいて、パーライトを特定する。そして、特定されたパーライトの総面積と、観察視野の総面積とに基づいて、パーライトの面積率を求める。なお、画像解析ソフト等を用いてパーライトの面積率を求めてもよい。
【0085】
レール１の頭表部１０Ａの任意の１０箇所から上述のサンプルを採取して、各サンプルでパーライト面積率を求める。１０箇所のパーライト面積率の算術平均値を、レール１の頭表部１０Ａのパーライト面積率（％）と定義する。
【0086】
［頭表部１０Ａのビッカース硬さの測定方法］
頭表部１０Ａのビッカース硬さは、次の方法で求める。
具体的には、レール１の長手方向に対して垂直な断面を測定面とする試験片を、レール１から採取する。図５を参照して、測定面において、頭部外郭表面１０Ｓのうち、頭頂部１１の幅中央位置Ｐ１１を起点として、深さ方向に延びる線分を、硬さ測定ラインＬ１１とする。硬さ測定ラインＬ１１は、位置Ｐ１１における頭部外郭表面１０Ｓの法線と同軸とする。硬さ測定ラインＬ１１において、位置Ｐ１１から深さ方向に、深さ１ｍｍ位置、深さ１０ｍｍ位置、及び深さ２０ｍｍ位置を、測定点とする。
頭表部１０Ａのビッカース硬さは、次の方法で求める。
具体的には、レール１の長手方向に対して垂直な断面を測定面とする試験片を、レール１から採取する。図５を参照して、測定面において、頭部外郭表面１０Ｓのうち、頭頂部１１の幅中央位置Ｐ１１を起点として、深さ方向に延びる線分を、硬さ測定ラインＬ１１とする。硬さ測定ラインＬ１１は、位置Ｐ１１における頭部外郭表面１０Ｓの法線と同軸とする。硬さ測定ラインＬ１１において、位置Ｐ１１から深さ方向に、深さ１ｍｍ位置、深さ１０ｍｍ位置、及び深さ２０ｍｍ位置を、測定点とする。
【0087】
また、レール１の測定面においてあご下部１３の接線である線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒを想定する。そして、線分Ｌ１３Ｌ及びＬ１３Ｒの交点を位置Ｐ１３とする。位置Ｐ１３は硬さ測定ラインＬ１１上に配置される。
【0088】
測定面の頭部コーナー部１２Ｌにおいて、点Ｅと点Ｐ１３とを結ぶ線分を、硬さ測定ラインＬ１２Ｌとする。点Ｅから硬さ測定ラインＬ１２Ｌに沿った深さ方向に、深さ１ｍｍ位置、深さ１０ｍｍ位置、及び、深さ２０ｍｍ位置を、測定点とする。
同様に、頭部コーナー部１２Ｒにおいて、点Ｆと点Ｐ１３とを結ぶ線分を、硬さ測定ラインＬ１２Ｒとする。点Ｆから硬さ測定ラインＬ１２Ｒに沿った深さ方向に、深さ１ｍｍ位置、深さ１０ｍｍ位置、及び、深さ２０ｍｍ位置を、測定点とする。
各測定点において、ＪＩＳ Ｚ ２２４１－１（２０２０）に準拠したビッカース硬さ試験を実施して、ビッカース硬さ（ＨＶ）を得る。このとき、試験力を１０ｋｇｆとする。
同様に、頭部コーナー部１２Ｒにおいて、点Ｆと点Ｐ１３とを結ぶ線分を、硬さ測定ラインＬ１２Ｒとする。点Ｆから硬さ測定ラインＬ１２Ｒに沿った深さ方向に、深さ１ｍｍ位置、深さ１０ｍｍ位置、及び、深さ２０ｍｍ位置を、測定点とする。
各測定点において、ＪＩＳ Ｚ ２２４１－１（２０２０）に準拠したビッカース硬さ試験を実施して、ビッカース硬さ（ＨＶ）を得る。このとき、試験力を１０ｋｇｆとする。
【0089】
３本の硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒで同じ深さ測定点（３点）の算術平均値を、当該深さ位置の硬さとする。具体的には、硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒの深さ１ｍｍ位置での３つの硬さの算術平均値を、深さ１ｍｍ位置のビッカース硬さＨ１（ＨＶ）とする。
硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒの深さ１０ｍｍ位置での３つの硬さの算術平均値を、深さ１ｍｍ位置のビッカース硬さＨ１０（ＨＶ）とする。
硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒの深さ２０ｍｍ位置での３つの硬さの算術平均値を、深さ１ｍｍ位置のビッカース硬さＨ２０（ＨＶ）とする。
硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒの深さ１０ｍｍ位置での３つの硬さの算術平均値を、深さ１ｍｍ位置のビッカース硬さＨ１０（ＨＶ）とする。
硬さ測定ラインＬ１１、Ｌ１２Ｌ、Ｌ１２Ｒの深さ２０ｍｍ位置での３つの硬さの算術平均値を、深さ１ｍｍ位置のビッカース硬さＨ２０（ＨＶ）とする。
【0090】
得られた深さ１ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１、深さ１０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１０、及び、深さ２０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ２０がいずれも４００ＨＶ以上である場合、頭表部１０Ａのビッカース硬さが４００ＨＶ以上であると判定する。
【0091】
［（特徴３）頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度について］
本実施形態のレール１ではさらに、頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度が１．００超～１．３５である。
Ｓｉ正偏析度が１．３５を超えれば、初期き裂が発生しやすくなる。初期き裂が発生すれば、粗大き裂が生成しやすくなる。その結果、レール１の耐損傷性が低下する。
Ｓｉ正偏析度が１．３５以下であれば、初期き裂の発生が十分に抑制される。そのため、レール１において、優れた耐損傷性が得られる。
Ｓｉ正偏析度の好ましい上限は１．３４であり、さらに好ましくは１．３２であり、さらに好ましくは１．３０であり、さらに好ましくは１．２８であり、さらに好ましくは１．２５であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは１．１５である。
Ｓｉ正偏析度の下限は１．００よりも高い。Ｓｉ正偏析度の下限はなるべく１．００に近い方が好ましい。しかしながら、Ｓｉ正偏析度の下限の過度の低減は、製造コストを高める。したがって、製造コストを考慮した場合、Ｓｉ正偏析度の好ましい下限は１．０１であり、さらに好ましくは１．０３であり、さらに好ましくは１．０５である。
本実施形態のレール１ではさらに、頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度が１．００超～１．３５である。
Ｓｉ正偏析度が１．３５を超えれば、初期き裂が発生しやすくなる。初期き裂が発生すれば、粗大き裂が生成しやすくなる。その結果、レール１の耐損傷性が低下する。
Ｓｉ正偏析度が１．３５以下であれば、初期き裂の発生が十分に抑制される。そのため、レール１において、優れた耐損傷性が得られる。
Ｓｉ正偏析度の好ましい上限は１．３４であり、さらに好ましくは１．３２であり、さらに好ましくは１．３０であり、さらに好ましくは１．２８であり、さらに好ましくは１．２５であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは１．１５である。
Ｓｉ正偏析度の下限は１．００よりも高い。Ｓｉ正偏析度の下限はなるべく１．００に近い方が好ましい。しかしながら、Ｓｉ正偏析度の下限の過度の低減は、製造コストを高める。したがって、製造コストを考慮した場合、Ｓｉ正偏析度の好ましい下限は１．０１であり、さらに好ましくは１．０３であり、さらに好ましくは１．０５である。
【0092】
［（特徴４）頭表部１０ＡでのＳｉ負偏析度について］
本実施形態のレール１ではさらに、頭表部１０ＡでのＳｉ負偏析度が０．９０～１．００未満である。
Ｓｉ負偏析度が０．９０未満であれば、初期き裂を起点とした伝播き裂が進展しやすくなる。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。上述のとおり、Ｓｉは固溶してパーライト中のフェライトの強度を高める。しかしながら、Ｓｉ負偏析度が０．９０未満であれば、Ｓｉ負偏析のセミマクロ偏析領域において、パーライト中のフェライトの強度が低下する。その結果、伝播き裂が進展しやすくなる。伝播き裂が進展すれば、粗大き裂が生成される。その結果、レール１の耐損傷性が低下する。
Ｓｉ負偏析度が０．９０以上であれば、伝播き裂の進展が十分に抑制される。そのため、レール１において、優れた耐損傷性が得られる。
本実施形態のレール１ではさらに、頭表部１０ＡでのＳｉ負偏析度が０．９０～１．００未満である。
Ｓｉ負偏析度が０．９０未満であれば、初期き裂を起点とした伝播き裂が進展しやすくなる。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。上述のとおり、Ｓｉは固溶してパーライト中のフェライトの強度を高める。しかしながら、Ｓｉ負偏析度が０．９０未満であれば、Ｓｉ負偏析のセミマクロ偏析領域において、パーライト中のフェライトの強度が低下する。その結果、伝播き裂が進展しやすくなる。伝播き裂が進展すれば、粗大き裂が生成される。その結果、レール１の耐損傷性が低下する。
Ｓｉ負偏析度が０．９０以上であれば、伝播き裂の進展が十分に抑制される。そのため、レール１において、優れた耐損傷性が得られる。
【0093】
Ｓｉ負偏析度の好ましい下限は０．９１であり、さらに好ましくは０．９２であり、さらに好ましくは０．９５であり、さらに好ましくは０．９７であり、さらに好ましくは０．９９である。
Ｓｉ負偏析度の上限は１．００未満である。Ｓｉ負偏析度の上限はなるべく１．００に近い方が好ましい。しかしながら、Ｓｉ負偏析度の下限の過度の増加は、製造コストを高める。したがって、製造コストを考慮した場合、Ｓｉ正偏析度の好ましい上限は０．９９であり、さらに好ましくは０．９８である。
Ｓｉ負偏析度の上限は１．００未満である。Ｓｉ負偏析度の上限はなるべく１．００に近い方が好ましい。しかしながら、Ｓｉ負偏析度の下限の過度の増加は、製造コストを高める。したがって、製造コストを考慮した場合、Ｓｉ正偏析度の好ましい上限は０．９９であり、さらに好ましくは０．９８である。
【0094】
［頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法］
頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度は、次の方法で求める。
レール１のレール頭部１０の表面の幅中央位置の点Ｐ１１（図１Ｂ参照）を起点として、深さ方向（レール頭部１０の表面の点Ｐ１１での法線方向）及びレール１の長手方向に延びる断面を測定面とする試験片を採取する。試験片の測定面のうち、レール頭部１０の表面を起点として深さ１０ｍｍ位置から深さ２０ｍｍ位置までの範囲であって、レール１の長手方向に８００μｍ、深さ方向に８００μｍの分析領域を５箇所選択する。このとき、５つの分析領域は連続してレール１の長手方向に配列させ、隣り合う分析領域の端部が互いに接触するよう配列させる。
頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度は、次の方法で求める。
レール１のレール頭部１０の表面の幅中央位置の点Ｐ１１（図１Ｂ参照）を起点として、深さ方向（レール頭部１０の表面の点Ｐ１１での法線方向）及びレール１の長手方向に延びる断面を測定面とする試験片を採取する。試験片の測定面のうち、レール頭部１０の表面を起点として深さ１０ｍｍ位置から深さ２０ｍｍ位置までの範囲であって、レール１の長手方向に８００μｍ、深さ方向に８００μｍの分析領域を５箇所選択する。このとき、５つの分析領域は連続してレール１の長手方向に配列させ、隣り合う分析領域の端部が互いに接触するよう配列させる。
【0095】
分析領域に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いた面分析を実施して、Ｓｉ濃度の元素分布マップを作成する。ＥＰＭＡにおいて、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流は０．１μＡ、時間は５０ｍｓとし、ビーム径は２μｍとする。
【0096】
元素分布マップに基づいて、Ｓｉセミマクロ正偏析帯、Ｓｉセミマクロ負偏析帯を特定する。具体的には、各分析領域において、得られたＳｉ濃度の元素分布マップに基づいて、分析領域での平均Ｓｉ濃度［Ｓｉ］を求める。平均Ｓｉ濃度［Ｓｉ］を中央値として、上述の元素分布マップを、次の４つのＳｉ濃度領域に区分けする。つまり、平均Ｓｉ濃度［Ｓｉ］を中央値として、元素マップを４値化する。
エリア１：１．１５×［Ｓｉ］よりも高い領域
エリア２：［Ｓｉ］以上であって、１．１５×［Ｓｉ］以下の領域
エリア３：０．８５×［Ｓｉ］以上であって、［Ｓｉ］未満の領域
エリア４：０．８５×［Ｓｉ］未満の領域
４値化された分析領域のうち、エリア１に相当する領域を、Ｓｉセミマクロ正偏析帯と認定する。４値化された分析領域のうち、エリア４に相当する領域を、Ｓｉセミマクロ負偏析帯と認定する。
５つの分析領域から、Ｓｉセミマクロ正偏析帯を５０箇所選択する。同様に、５つの分析領域から、Ｓｉセミマクロ負偏析帯を５０箇所選択する。
選択されたＳｉセミマクロ正偏析帯、及び、セミマクロ負偏析帯において、次の方法でＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度を求める。
エリア１：１．１５×［Ｓｉ］よりも高い領域
エリア２：［Ｓｉ］以上であって、１．１５×［Ｓｉ］以下の領域
エリア３：０．８５×［Ｓｉ］以上であって、［Ｓｉ］未満の領域
エリア４：０．８５×［Ｓｉ］未満の領域
４値化された分析領域のうち、エリア１に相当する領域を、Ｓｉセミマクロ正偏析帯と認定する。４値化された分析領域のうち、エリア４に相当する領域を、Ｓｉセミマクロ負偏析帯と認定する。
５つの分析領域から、Ｓｉセミマクロ正偏析帯を５０箇所選択する。同様に、５つの分析領域から、Ｓｉセミマクロ負偏析帯を５０箇所選択する。
選択されたＳｉセミマクロ正偏析帯、及び、セミマクロ負偏析帯において、次の方法でＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度を求める。
【0097】
［Ｓｉ正偏析度の測定方法について］
図６は、Ｓｉ正偏析度の求め方を説明するための模式図である。図６を参照して、上述のＥＰＭＡのＳｉ濃度の元素分布マップは、複数の線分析（ラインスキャン）で構成されている。そこで、Ｓｉ濃度の元素分布マップを構成する複数の線分析のうち、特定したＳｉセミマクロ正偏析帯を横切る線分析を選択して、当該線分でのＳｉ濃度分布を得る。具体的には、Ｓｉセミマクロ正偏析帯が楕円等のアスペクト比が大きい形状となっている場合、Ｓｉ偏析帯の長手方向の略中心を通る線分析を選択する。
図６は、Ｓｉ正偏析度の求め方を説明するための模式図である。図６を参照して、上述のＥＰＭＡのＳｉ濃度の元素分布マップは、複数の線分析（ラインスキャン）で構成されている。そこで、Ｓｉ濃度の元素分布マップを構成する複数の線分析のうち、特定したＳｉセミマクロ正偏析帯を横切る線分析を選択して、当該線分でのＳｉ濃度分布を得る。具体的には、Ｓｉセミマクロ正偏析帯が楕円等のアスペクト比が大きい形状となっている場合、Ｓｉ偏析帯の長手方向の略中心を通る線分析を選択する。
【0098】
［バルク領域でのＳｉ濃度の定量］
図６を参照して、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分布において、Ｓｉセミマクロ正偏析帯を挟んで左右に存在するバルク領域Ｌ１（１０００μｍ）及びＲ１（１０００μｍ）のそれぞれにおいて、Ｓｉ濃度の算術平均値（質量％）を求める。バルク領域Ｌ１のＳｉ濃度平均値及びバルク領域Ｒ１のＳｉ濃度平均値のうち、低い値の方を、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）とする。
図６を参照して、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分布において、Ｓｉセミマクロ正偏析帯を挟んで左右に存在するバルク領域Ｌ１（１０００μｍ）及びＲ１（１０００μｍ）のそれぞれにおいて、Ｓｉ濃度の算術平均値（質量％）を求める。バルク領域Ｌ１のＳｉ濃度平均値及びバルク領域Ｒ１のＳｉ濃度平均値のうち、低い値の方を、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）とする。
【0099】
［Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度の定量］
さらに、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分析において、Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値を求める。そして、Ｓｉ濃度の最大値と、上述のバルク領域でのＳｉ濃度との算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度（質量％）とする。
さらに、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分析において、Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値を求める。そして、Ｓｉ濃度の最大値と、上述のバルク領域でのＳｉ濃度との算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度（質量％）とする。
【0100】
［Ｓｉ正偏析度の決定］
上述の方法で得られたバルク領域のＳｉ濃度及びＳｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度に基づいて、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ偏析度を次式で求める。
Ｓｉ正偏析度＝Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度／バルク領域でのＳｉ濃度
５０箇所のＳｉセミマクロ正偏析帯の各々について、上述の方法により、Ｓｉ正偏析度を求める。得られたＳｉ正偏析度の上位２０個の算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ正偏析度とする。
上述の方法で得られたバルク領域のＳｉ濃度及びＳｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度に基づいて、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ偏析度を次式で求める。
Ｓｉ正偏析度＝Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ濃度／バルク領域でのＳｉ濃度
５０箇所のＳｉセミマクロ正偏析帯の各々について、上述の方法により、Ｓｉ正偏析度を求める。得られたＳｉ正偏析度の上位２０個の算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ正偏析帯でのＳｉ正偏析度とする。
【0101】
［Ｓｉ負偏析度の測定方法について］
図７は、Ｓｉ負偏析度の求め方を説明するための模式図である。図７を参照して、上述のＥＰＭＡのＳｉ濃度の元素分布マップは、複数の線分析（ラインスキャン）で構成されている。そこで、Ｓｉ濃度の元素分布マップを構成する複数の線分析のうち、特定したＳｉセミマクロ負偏析帯を横切る線分析を選択して、当該線分でのＳｉ濃度分布を得る。具体的には、Ｓｉセミマクロ負偏析帯が楕円等のアスペクト比が大きい形状となっている場合、Ｓｉ偏析帯の長手方向の略中心を通る線分析を選択する。
図７は、Ｓｉ負偏析度の求め方を説明するための模式図である。図７を参照して、上述のＥＰＭＡのＳｉ濃度の元素分布マップは、複数の線分析（ラインスキャン）で構成されている。そこで、Ｓｉ濃度の元素分布マップを構成する複数の線分析のうち、特定したＳｉセミマクロ負偏析帯を横切る線分析を選択して、当該線分でのＳｉ濃度分布を得る。具体的には、Ｓｉセミマクロ負偏析帯が楕円等のアスペクト比が大きい形状となっている場合、Ｓｉ偏析帯の長手方向の略中心を通る線分析を選択する。
【0102】
［バルク領域でのＳｉ濃度の定量］
図７を参照して、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分布において、Ｓｉセミマクロ負偏析帯を挟んで左右に存在するバルク領域Ｌ１（１０００μｍ）及びＲ１（１０００μｍ）のそれぞれにおいて、Ｓｉ濃度の算術平均値（質量％）を求める。バルク領域Ｌ１のＳｉ濃度平均値及びバルク領域Ｒ１のＳｉ濃度平均値のうち、低い値の方を、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）とする。
図７を参照して、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分布において、Ｓｉセミマクロ負偏析帯を挟んで左右に存在するバルク領域Ｌ１（１０００μｍ）及びＲ１（１０００μｍ）のそれぞれにおいて、Ｓｉ濃度の算術平均値（質量％）を求める。バルク領域Ｌ１のＳｉ濃度平均値及びバルク領域Ｒ１のＳｉ濃度平均値のうち、低い値の方を、バルク領域でのＳｉ濃度（質量％）とする。
【0103】
［Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度の定量］
さらに、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分析において、Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度の最大値を求める。そして、Ｓｉ濃度の最小値と、上述のバルク領域でのＳｉ濃度との算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度（質量％）とする。
さらに、選択された線分析により得られたＳｉ濃度分析において、Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度の最大値を求める。そして、Ｓｉ濃度の最小値と、上述のバルク領域でのＳｉ濃度との算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度（質量％）とする。
【0104】
［Ｓｉ負偏析度の決定］
上述の方法で得られたバルク領域のＳｉ濃度及びＳｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度に基づいて、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ偏析度を次式で求める。
Ｓｉ負偏析度＝Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度／バルク領域でのＳｉ濃度
５０箇所のＳｉセミマクロ負偏析帯の各々について、上述の方法により、Ｓｉ負偏析度を求める。得られたＳｉ負偏析度の上位２０個の算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ負偏析度とする。
上述の方法で得られたバルク領域のＳｉ濃度及びＳｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度に基づいて、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ偏析度を次式で求める。
Ｓｉ負偏析度＝Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ濃度／バルク領域でのＳｉ濃度
５０箇所のＳｉセミマクロ負偏析帯の各々について、上述の方法により、Ｓｉ負偏析度を求める。得られたＳｉ負偏析度の上位２０個の算術平均値を、当該Ｓｉセミマクロ負偏析帯でのＳｉ負偏析度とする。
【0105】
［本実施形態のレール１の効果］
本実施形態のレール１は、特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態のレール１では、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られる。
本実施形態のレール１は、特徴１～特徴４を満たす。そのため、本実施形態のレール１では、優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られる。
【0106】
［本実施形態のレール１の製造方法］
本実施形態のレール１の製造方法の一例を説明する。以降に説明するレール１の製造方法は、本実施形態のレール１を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有するレール１は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のレール１の製造方法の好ましい一例である。
本実施形態のレール１の製造方法の一例を説明する。以降に説明するレール１の製造方法は、本実施形態のレール１を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有するレール１は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のレール１の製造方法の好ましい一例である。
【0107】
本実施形態のレール１の製造方法の一例は、次の工程を含む。
（工程１）素材製造工程
（工程２）熱間圧延工程
（工程３）熱処理工程
本実施形態のレール１は、特徴１を満たす化学組成を有するブルームを準備し（工程１）、ブルームを再加熱した後、熱間圧延してレール形状の素形材を成形する（工程２）。そして、素形材に対して制御冷却することにより得られる（工程３）。以下、各工程について説明する。
（工程１）素材製造工程
（工程２）熱間圧延工程
（工程３）熱処理工程
本実施形態のレール１は、特徴１を満たす化学組成を有するブルームを準備し（工程１）、ブルームを再加熱した後、熱間圧延してレール形状の素形材を成形する（工程２）。そして、素形材に対して制御冷却することにより得られる（工程３）。以下、各工程について説明する。
【0108】
［（工程１）素材製造工程］
素材製造工程では、本実施形態のレール１の素材となるブルームを製造する。具体的には、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行って特徴１を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造によりブルームを製造する。
素材製造工程では、本実施形態のレール１の素材となるブルームを製造する。具体的には、転炉、電気炉などの通常使用される溶解炉で溶製を行って特徴１を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造によりブルームを製造する。
【0109】
［特徴３を満たすための連続鋳造条件］
連続鋳造では、ブルームを軽圧下する。連続鋳造においてブルームを軽圧下すれば、ブルームのＳｉ正偏析度が低下する。ブルームのＳｉ正偏析度が低下すれば、製造されるレール１のＳｉ正偏析度も低下する。
連続鋳造では、ブルームを軽圧下する。連続鋳造においてブルームを軽圧下すれば、ブルームのＳｉ正偏析度が低下する。ブルームのＳｉ正偏析度が低下すれば、製造されるレール１のＳｉ正偏析度も低下する。
【0110】
連続鋳造での軽圧下は、次の条件を満たす。
（条件１）
ブルームの中心固相率が１０～２５％のときに軽圧下を開始する。
（条件２）
ブルームの中心固相率が７０％超のときに軽圧下を終了する。
以下、これらの条件について説明する。
（条件１）
ブルームの中心固相率が１０～２５％のときに軽圧下を開始する。
（条件２）
ブルームの中心固相率が７０％超のときに軽圧下を終了する。
以下、これらの条件について説明する。
【0111】
［条件１について］
Ｓｉ偏析度は、ブルームの軽圧下時のブルームの中心固相率と相関する。具体的には、鋳型から出た直後のブルームは、表層のみが凝固し、内部は溶融している。ブルームが鋳型から出て下流に進むにつれて、ブルームの内部凝固が進み、中心固相率が高くなる。ここで、ブルームの中心固相率とは、ブルームの長手方向に垂直な横断面（高さ３２０ｍｍ×幅３８０ｍｍ）における、ブルームの中心の２０ｍｍ×２０ｍｍの領域（以下、ブルーム中心部ともいう）での凝固比率を意味する。ブルーム中心部が全て凝固している場合、ブルームの中心固相率は１００％である。
Ｓｉ偏析度は、ブルームの軽圧下時のブルームの中心固相率と相関する。具体的には、鋳型から出た直後のブルームは、表層のみが凝固し、内部は溶融している。ブルームが鋳型から出て下流に進むにつれて、ブルームの内部凝固が進み、中心固相率が高くなる。ここで、ブルームの中心固相率とは、ブルームの長手方向に垂直な横断面（高さ３２０ｍｍ×幅３８０ｍｍ）における、ブルームの中心の２０ｍｍ×２０ｍｍの領域（以下、ブルーム中心部ともいう）での凝固比率を意味する。ブルーム中心部が全て凝固している場合、ブルームの中心固相率は１００％である。
【0112】
ブルームの中心固相率が低い状態、つまり、ブルームの内部凝固が進展していない状態で、ブルームを軽圧下すれば、ブルームにおけるＳｉ正偏析が抑制される。本実施形態では、中心固相率が１０～２５％のときに軽圧下を開始する。軽圧下開始時のブルームの中心固相率が２５％を超えれば、軽圧下を実施してもブルームの内部に圧下が十分に浸透しない。そのため、Ｓｉ正偏析度が十分に低減しない。一方、軽圧下開始時のブルームの中心固相率が１０％未満であれば、ブルームが十分に凝固していない状態である。このような状態のブルームを軽圧下しても、Ｓｉ正偏析度が十分に低減しない。したがって、中心固相率が１０～２５％のときに軽圧下を開始する。なお、中心固相率が２０％以下で軽圧下を開始することにより、さらにＳｉ正偏析度を抑制できる。
【0113】
［条件２について］
さらに、ブルームの中心固相率が７０％超になったとき、軽圧下を終了する。中心固相率が７０％以下で軽圧下を終了した場合、圧下がブルーム中心部まで十分に浸透しない。そのため、Ｓｉ正偏析度が十分に低減しない場合がある。軽圧下の終了時点を中心固相率が７０％超とすれば、圧下がブルーム中心部まで十分に浸透する。その結果、Ｓｉ正偏析度が十分に低減する。
なお、ブルームの中心固相率が７０％超となったとき、軽圧下の圧下率を、中心固相率が７０％以下での圧下率の４０～７０％とする。
さらに、ブルームの中心固相率が７０％超になったとき、軽圧下を終了する。中心固相率が７０％以下で軽圧下を終了した場合、圧下がブルーム中心部まで十分に浸透しない。そのため、Ｓｉ正偏析度が十分に低減しない場合がある。軽圧下の終了時点を中心固相率が７０％超とすれば、圧下がブルーム中心部まで十分に浸透する。その結果、Ｓｉ正偏析度が十分に低減する。
なお、ブルームの中心固相率が７０％超となったとき、軽圧下の圧下率を、中心固相率が７０％以下での圧下率の４０～７０％とする。
【0114】
なお、軽圧下で圧下率とは、軽圧下開始前のブルームの高さ（厚さ）に対する軽圧下の圧下量の比率を示す。具体的には、以下の式で定義できる。
軽圧下での圧下率（％）＝（軽圧下開始前のブルームの厚さ－軽圧下での圧下量）／軽圧下開始前のブルームの厚さ×１００
軽圧下での圧下率（％）＝（軽圧下開始前のブルームの厚さ－軽圧下での圧下量）／軽圧下開始前のブルームの厚さ×１００
【0115】
中心固相率が７０％を超える場合の軽圧下のトータルの圧下率（つまり、本実施形態での軽圧下の圧下率）は２～５％である。
【0116】
以上の条件で連続鋳造での軽圧下を実施することにより、製造されたレール１のＳｉ正偏析度が１．３５以下に低下する。
【0117】
なお、ブルームの中心固相率は次の方法で求める。連続鋳造中のブルームの厚さ方向中心部の温度を、１次元の伝熱凝固計算によって求める。伝熱凝固計算では、エンタルピー法を用いる。
【0118】
具体的には、ブルームを厚さ方向にＮ個の要素に分割する。Ｎ＝１０００とする。全ての要素の初期温度を、タンディッシュからモールドに注入された時点の溶鋼温度（℃）とする。各時間ステップにおいて、各要素の固相率、及び、各要素のエンタルピーを計算する。ここで、時間ステップΔｔは１秒とする。
第ｎ時間ステップでの要素ｉ（ｉ＝１～Ｎ）の固相率ＦＳｎ ｉは次式（Ａ）で示される。
第ｎ時間ステップでの要素ｉ（ｉ＝１～Ｎ）の固相率ＦＳｎ ｉは次式（Ａ）で示される。
【0119】
【数1】
【0120】
ここで、ＴＣｎ
ｉは、第ｎ時間ステップにおける要素ｉの温度（℃）である。
なお、ＴＳは固相線温度、ＴＬは液相線温度、ＴＣｎ ｉは下記の式を満たす。
ＴＳ≦ＴＣｎ ｉ≦ＴＬ
なお、ＴＳは固相線温度、ＴＬは液相線温度、ＴＣｎ ｉは下記の式を満たす。
ＴＳ≦ＴＣｎ ｉ≦ＴＬ
【0121】
また、第ｎ時間ステップでの要素ｉのエンタルピーＨｎ
ｉは次式（Ｂ）に基づいて求める。
Ｈｎ ｉ＝ρ×ｃ×（ＴＣｎ ｉ－Ｔｒｅｆ）＋ρ×Ｌ×ＦＳｎ ｉ （Ｂ）
式（Ｂ）中のρは密度、ｃは比熱、Ｔｒｅｆは基準温度、Ｌは潜熱である。ここで、密度ρを７８００ｋｇ／ｍ３、比熱Ｃを７００Ｊ／（ｋｇ・Ｋ）、基準温度Ｔｒｅｆ＝０℃、潜熱Ｌを２５０ｋＪ／ｋｇとする。
熱伝導方程式を離散化した次式（Ｃ）を用いて、次の時間ステップ（第ｎ＋１時間ステップ）のエンタルピーＨｎ＋１ ｉを求める。
Ｈｎ ｉ＝ρ×ｃ×（ＴＣｎ ｉ－Ｔｒｅｆ）＋ρ×Ｌ×ＦＳｎ ｉ （Ｂ）
式（Ｂ）中のρは密度、ｃは比熱、Ｔｒｅｆは基準温度、Ｌは潜熱である。ここで、密度ρを７８００ｋｇ／ｍ３、比熱Ｃを７００Ｊ／（ｋｇ・Ｋ）、基準温度Ｔｒｅｆ＝０℃、潜熱Ｌを２５０ｋＪ／ｋｇとする。
熱伝導方程式を離散化した次式（Ｃ）を用いて、次の時間ステップ（第ｎ＋１時間ステップ）のエンタルピーＨｎ＋１ ｉを求める。
【0122】
【数2】
【0123】
ここで、Ｈｎ＋１
ｉとＨｎ
ｉとは、第ｎ＋１時間ステップと第ｎ時間ステップでの要素ｉのエンタルピーである。ＴＣｎ
ｉ＋１及びＴＣｎ
ｉ－１は、要素ｉの隣接要素の温度である。ｋは熱伝導率である。Δｔは時間ステップ、Δｘは要素ｉの大きさ（つまり、ブルームの厚さをＮで割った値）である。なお、温度Ｔでの熱伝導率ｋは、次式を用いる。
ｋ＝３９．０－０．０１３８×（Ｔ－５００）
ｋ＝３９．０－０．０１３８×（Ｔ－５００）
【0124】
得られたエンタルピーＨｎ＋１
ｉと、式（Ａ）及び式（Ｂ）を用いて、次の時間ステップ（第ｎ＋１時間ステップ）の温度ＴＣｎ
ｉ－１を求める。
ブルームの中心位置（ｉ＝Ｎ／２）における固相率の時間変化を追跡して、ブルームの中心位置での固相率である中心固相率を求める。
ブルームの中心位置（ｉ＝Ｎ／２）における固相率の時間変化を追跡して、ブルームの中心位置での固相率である中心固相率を求める。
【0125】
［（工程２）熱間圧延工程］
製造されたブルームを再加熱した後、熱間圧延を実施して、レール素形材を成形する。
製造されたブルームを再加熱した後、熱間圧延を実施して、レール素形材を成形する。
【0126】
初めに、ブルームを加熱炉に装入して再加熱する。再加熱でのブルームの加熱温度が１０００℃未満の場合、熱間圧延での十分な造形性が確保できない。また、熱間圧延において圧延疵が発生しやすくなる。一方、再加熱でのブルームの加熱温度が１３５０℃を超えれば、鋼が溶融し、レール製造が困難となる場合がある。したがって、再加熱でのブルームの加熱温度は１０００～１３５０℃とする。ブルームをこの温度範囲内に加熱した後、ブルームを加熱炉から抽出する。そして、ブルームに対して熱間圧延を行い、レール素形材に成形する。なお、ブルームの加熱温度は、ブルームの長手方向に垂直な断面における中心部での温度を意味する。ブルームの加熱温度は、ブルームの中心部に熱電対を埋設することにより測定可能である。ブルームの加熱温度はまた、熱電対による実測値と、加熱炉のヒートパターンとに基づいて、１次元の伝熱凝固計算により求めることもできる。伝熱凝固計算では、エンタルピー法又は等価比熱法を用いる。
【0127】
［加熱炉での再加熱条件］
加熱炉での再加熱ではさらに、次の条件を満たす。
（条件３）
ブルームの温度が５０℃から６００℃になるまでの温度域での平均昇温速度ＨＲ１を２．０～５．０℃／分とする。
（条件４）
ブルームの温度が７００～９００℃での温度域での平均昇温速度ＨＲ２を５．０超～８．０℃／分以下とする。
以下、これらの条件について説明する。
加熱炉での再加熱ではさらに、次の条件を満たす。
（条件３）
ブルームの温度が５０℃から６００℃になるまでの温度域での平均昇温速度ＨＲ１を２．０～５．０℃／分とする。
（条件４）
ブルームの温度が７００～９００℃での温度域での平均昇温速度ＨＲ２を５．０超～８．０℃／分以下とする。
以下、これらの条件について説明する。
【0128】
［（条件３）平均昇温速度ＨＲ１について］
鋼中において、Ｓｉは９００℃よりも高い温度で活発に拡散する。しかしながら、９００℃以下のブルーム中のＳｉの分布状態は、９００℃超でのＳｉの拡散に影響を与える。したがって、９００℃以下でのブルーム中のＳｉの分布の揺らぎをある程度低減しておく方が好ましい。
鋼中において、Ｓｉは９００℃よりも高い温度で活発に拡散する。しかしながら、９００℃以下のブルーム中のＳｉの分布状態は、９００℃超でのＳｉの拡散に影響を与える。したがって、９００℃以下でのブルーム中のＳｉの分布の揺らぎをある程度低減しておく方が好ましい。
【0129】
ブルーム温度が６００℃以下の温度域では、ブルーム中に炭化物が生成する。炭化物と母相との界面は、Ｓｉの拡散経路となる。したがって、常温から６００℃になるまでの温度域で適切なサイズの炭化物が適量生成していれば、炭化物と母相との界面が十分な量で形成され、十分な量のＳｉ拡散経路が形成される。この場合、９００℃未満のブルーム内のＳｉの分布の揺らぎをある程度抑えることができる。
【0130】
常温から６００℃になるまでの平均昇温速度ＨＲ１が２．０℃／分未満であれば、生成した炭化物が過度に粗大になる。この場合、炭化物と母材との界面が不足する。その結果、十分な量のＳｉ拡散経路を確保できない。また、平均昇温速度ＨＲ１が５．０℃／分を超えれば、十分な量の炭化物が生成する前に、ブルーム温度が炭化物生成温度域（６００℃以下）を超える。そのため、炭化物の生成量が不足し、炭化物と母材との界面が不足する。その結果、十分な量のＳｉ拡散経路を確保できない。
【0131】
平均昇温速度ＨＲ１が２．０～５．０℃／分であれば、適切なサイズの炭化物が十分な量で生成する。この場合、炭化物と母相との界面が十分な量で形成される。そのため、Ｓｉの拡散経路が十分に形成される。その結果、９００℃未満のブルーム内のＳｉの分布の揺らぎをある程度抑えることができる。
【0132】
［（条件４）平均昇温速度ＨＲ２について］
７００～９００℃の温度域では、ブルーム中の炭化物が溶解する。上述のとおり、Ｓｉは９００℃超で活発に拡散する。しかしながら、９００℃以下のブルーム中のＳｉの分布状態は、９００℃超でのＳｉの拡散に影響を与える。したがって、９００℃以下でのブルーム中のＳｉの分布の揺らぎをある程度低減しておく方が好ましい。
７００～９００℃の温度域では、ブルーム中の炭化物が溶解する。上述のとおり、Ｓｉは９００℃超で活発に拡散する。しかしながら、９００℃以下のブルーム中のＳｉの分布状態は、９００℃超でのＳｉの拡散に影響を与える。したがって、９００℃以下でのブルーム中のＳｉの分布の揺らぎをある程度低減しておく方が好ましい。
【0133】
７００～９００℃の温度域での平均昇温速度ＨＲ２が５．０℃／分以下である場合、ブルーム中の炭化物が溶解する。しかしながら、昇温速度が遅いため、溶解した炭化物中のＣが炭化物として再生成する場合がある。この場合、再生成した炭化物が、Ｓｉの拡散を阻害する。そのため、Ｓｉ分布の揺らぎが解消されず、そのまま維持されやすい。その結果、ブルーム内で局所的なＳｉ分布の揺らぎが残存したまま９００℃を超える。この場合、９００℃超となってＳｉの拡散が促進されても、Ｓｉ分布の揺らぎが十分に解消しきれない。
【0134】
また、７００～９００℃の温度域での平均昇温速度ＨＲ２が８．０℃／分を超えれば、ブルーム中の炭化物の一部が溶解しきらずに残存する。この場合、残存した炭化物の一部は、Ｓｉの拡散を阻害する。そのため、この場合においても、Ｓｉ分布の揺らぎが解消されず、そのまま維持されやすい。その結果、ブルーム内で局所的なＳｉ分布の揺らぎが残存したまま９００℃を超える。この場合、９００℃超となってＳｉの拡散が促進されても、Ｓｉ分布の揺らぎが十分に解消しきれない。
【0135】
平均昇温速度ＨＲ２が５．０超～８．０℃／分であれば、炭化物が溶解した後比較的早い段階でブルーム温度が９００℃を超える。そのため、Ｃの濃化領域が長時間存在することなく、炭化物が溶解した後早期にＣが拡散してＣが分散する。その結果、９００℃以下において、Ｓｉ分布の揺らぎがある程度低減される。その結果、９００℃超となった後にＳｉの拡散が促進されて、Ｓｉが均一に分散しやすくなる。
【0136】
なお、ブルームの温度は、上述の加熱温度と同様に、ブルームの長手方向に垂直な断面における中心部での温度を意味する。ブルームの温度は、ブルームの中心部に熱電対を埋設することにより測定可能である。ブルームの加熱温度はまた、熱電対による実測値と、加熱炉のヒートパターンとに基づいて、ＦＥＭ解析により求めることもできる。
【0137】
ブルームの温度が常温から６００℃になるまでの時間を求めることにより、平均昇温速度ＨＲ１（℃／分）を算出できる。また、ブルームの温度が７００℃から９００℃になるまでの時間を求めることにより、平均昇温速度ＨＲ２（℃／分）を算出できる。
【0138】
上記の再加熱条件で加熱されたブルームに対して、熱間圧延を実施して、レール形状の素形材（レール素形材）とする。熱間圧延において、レール素形材が最終パスを通過したときの温度を、最終圧延温度と称する。最終パスを通過したときの温度とは、レール素形材に対して最終の圧下を実施する圧延スタンドを通過したときのレール素形材の温度を意味する。最終圧延温度は例えば、最終の圧下を実施する圧延スタンドの出側に設置された測温計により測温可能である。
【0139】
最終圧延温度が７５０℃未満の場合、熱間圧延完了の直後にパーライト変態が開始する。この場合、圧延終了後の熱処理においてレール１を高硬度化できず、十分な耐摩耗性が得られない。一方、最終圧延温度が１１００℃を超えれば、熱間圧延後のレール素形材においてオーステナイト粒が粗大化する。この場合、焼入れ性が過度に高まる。そのため、耐摩耗性を低下するベイナイトがレール１の頭表部１０Ａに生成する。その結果、レール１において十分な耐摩耗性が得られない。したがって、最終圧延温度は７５０～１１００℃とする。
【0140】
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１の頭表部１０Ａの硬さを確保するためには、ブルームの再加熱温度、及び、最終圧延温度を上述のように制御しながら、通常のレールの製造工程である孔型圧延を実施すればよい。例えば、ブルームを粗圧延した後、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複数パス実施する。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。
【0141】
［（工程３）熱処理工程］
熱間圧延直後のレール素形材に対して、次の熱処理（加速冷却）を実施する。
加速冷却を行うための設備は特に限定されない。例えば、図８に示す冷却装置２０を用いて、加速冷却を実施してもよい。図８を参照して、冷却装置２０は、頭表部１０Ａに冷媒を噴射する複数の噴射ノズル２１と、複数の噴射ノズル２１に冷媒を供給する供給路２１０と、供給路２１０に冷媒を供給する供給装置２２とを備える。
熱間圧延直後のレール素形材に対して、次の熱処理（加速冷却）を実施する。
加速冷却を行うための設備は特に限定されない。例えば、図８に示す冷却装置２０を用いて、加速冷却を実施してもよい。図８を参照して、冷却装置２０は、頭表部１０Ａに冷媒を噴射する複数の噴射ノズル２１と、複数の噴射ノズル２１に冷媒を供給する供給路２１０と、供給路２１０に冷媒を供給する供給装置２２とを備える。
【0142】
複数の噴射ノズル２１は、レール素形材１００の全長にわたって、レール素形材１００の長手方向に配列されている。なお、冷却装置２０が複数の噴射ノズル２１をレール素形材１００の全長にわたってレール素形材１００の長手方向に配列しておらず、レール素形材１００の一部にのみ配列されていてもよい。この場合、冷却装置２０はさらに、加速冷却時においてレール素形材１００を長手方向に移動させる駆動装置を備える。この場合であっても、レール素形材の全長を連続的に冷却させることができる。
【0143】
複数の噴射ノズル２１は、レール頭部１０を囲むように配置されている。噴射ノズル２１は、頭表部１０Ａに向けて冷媒を噴射する。供給装置２２は、供給路２１０に冷媒を供給する。供給装置２２が供給路２１０に冷媒を供給し、噴射ノズル２１から冷媒が噴射して、頭表部１０Ａを加速冷却する。
冷媒は特に限定されない。冷媒は圧空（エアー）であってもよいし、水及び空気の混合冷媒（ミスト）であってもよいし、水であってもよい。これらの冷媒を複数組み合わせて使用してもよい。
冷媒は特に限定されない。冷媒は圧空（エアー）であってもよいし、水及び空気の混合冷媒（ミスト）であってもよいし、水であってもよい。これらの冷媒を複数組み合わせて使用してもよい。
【0144】
［冷却条件について］
加速冷却では、次の条件を満たす。
（条件５）
頭部外郭表面１０Ｓでの冷却開始温度ＴＳを７５０℃以上とする。
（条件６）
頭部外郭表面１０Ｓでの平均冷却速度ＣＲを２．０～２０．０℃／秒とする。
（条件７）
頭部外郭表面１０Ｓでの冷却停止温度ＴＥを５００～６６０℃とする。
加速冷却では、次の条件を満たす。
（条件５）
頭部外郭表面１０Ｓでの冷却開始温度ＴＳを７５０℃以上とする。
（条件６）
頭部外郭表面１０Ｓでの平均冷却速度ＣＲを２．０～２０．０℃／秒とする。
（条件７）
頭部外郭表面１０Ｓでの冷却停止温度ＴＥを５００～６６０℃とする。
【0145】
ここで、冷却開始温度ＴＳとは、レール素形材への加速冷却を開始したときの頭部外郭表面１０Ｓの温度（℃）を意味する。つまり、冷却開始温度ＴＳは、冷媒をレール素形材に噴射開始したときのレール素形材の温度（℃）を意味する。
平均冷却速度ＣＲとは、冷却開始温度ＴＳと冷却停止温度ＴＥとの差分を冷却時間で除した値（℃／秒）を意味する。
冷却停止温度ＴＥとは、レール素形材に対する上記平均冷却速度ＣＲでの冷却を終了したときのレール素形材の温度（℃）を意味する。
以下、これらの条件について説明する。
平均冷却速度ＣＲとは、冷却開始温度ＴＳと冷却停止温度ＴＥとの差分を冷却時間で除した値（℃／秒）を意味する。
冷却停止温度ＴＥとは、レール素形材に対する上記平均冷却速度ＣＲでの冷却を終了したときのレール素形材の温度（℃）を意味する。
以下、これらの条件について説明する。
【0146】
［（条件５）冷却開始温度ＴＳについて］
冷却開始温度ＴＳが７５０℃未満であれば、加速冷却を開始する前にパーライトが生成してしまう。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。また、レール１のＣ含有量が高い場合、冷却開始温度ＴＳが７５０℃未満であれば、初析セメンタイトが生成する。この場合、レール１において十分な靭性が得られない。
冷却開始温度ＴＳが７５０℃以上であれば、パーライト変態開始温度及び初析セメンタイト変態開始温度よりも高い温度において、加速冷却を開始することができる。そのため、上述の平均冷却速度ＣＲで冷却停止温度ＴＥまで加速冷却を実施することにより、レール１において適切な金属組織及び硬さが得られる。
冷却開始温度ＴＳが７５０℃未満であれば、加速冷却を開始する前にパーライトが生成してしまう。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。また、レール１のＣ含有量が高い場合、冷却開始温度ＴＳが７５０℃未満であれば、初析セメンタイトが生成する。この場合、レール１において十分な靭性が得られない。
冷却開始温度ＴＳが７５０℃以上であれば、パーライト変態開始温度及び初析セメンタイト変態開始温度よりも高い温度において、加速冷却を開始することができる。そのため、上述の平均冷却速度ＣＲで冷却停止温度ＴＥまで加速冷却を実施することにより、レール１において適切な金属組織及び硬さが得られる。
【0147】
［（条件６）平均冷却速度ＣＲについて］
平均冷却速度ＣＲが２．０℃／秒未満であれば、頭表部１０Ａで生成するパーライトラメラが粗大になる。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。一方、平均冷却速度ＣＲが２０．０℃／秒を超えれば、頭表部１０Ａにおいて、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成して、パーライト面積率が過度に低くなる。平均冷却速度ＣＲが２．０～２０．０℃／秒であれば、頭表部１０Ａにおいて、適切な金属組織及び硬さが得られる。
平均冷却速度ＣＲが２．０℃／秒未満であれば、頭表部１０Ａで生成するパーライトラメラが粗大になる。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。一方、平均冷却速度ＣＲが２０．０℃／秒を超えれば、頭表部１０Ａにおいて、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成して、パーライト面積率が過度に低くなる。平均冷却速度ＣＲが２．０～２０．０℃／秒であれば、頭表部１０Ａにおいて、適切な金属組織及び硬さが得られる。
【0148】
［（条件７）冷却停止温度ＴＥについて］
冷却停止温度ＴＥが６６０℃を超えれば、頭表部１０Ａで生成するパーライトラメラが粗大になる。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。一方、冷却停止温度ＴＥが５００℃未満であれば、頭表部１０Ａにおいて、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成して、パーライト面積率が過度に低くなる。冷却停止温度ＴＥが５００～６６０℃であれば、頭表部１０Ａにおいて、適切な金属組織及び硬さが得られる。
冷却停止温度ＴＥが６６０℃を超えれば、頭表部１０Ａで生成するパーライトラメラが粗大になる。この場合、頭表部１０Ａにおいて、十分な硬さが得られない。一方、冷却停止温度ＴＥが５００℃未満であれば、頭表部１０Ａにおいて、ベイナイト及びマルテンサイトが過剰に生成して、パーライト面積率が過度に低くなる。冷却停止温度ＴＥが５００～６６０℃であれば、頭表部１０Ａにおいて、適切な金属組織及び硬さが得られる。
【0149】
以上の製造方法により、特徴１～特徴４を満たすレール１が製造される。
【実施例】
【0150】
実施例により本実施形態のレールの効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のレール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る。したがって、本実施形態のレールはこの一条件例に限定されない。
【0151】
表１（表１Ａ～表１Ｄ）に示す化学組成を有するレールを製造した。
【0152】
【表1A】
【0153】
【表1B】
【0154】
【表1C】
【0155】
【表1D】
【0156】
表１中の「－」は、対応する元素含有量が、不純物レベル以下であることを示す。なお、いずれの試験番号においても、Ｏ含有量は０．００６０％以下であった。
【0157】
各試験番号のレールを、表２（表２Ａ及び表２Ｂ）に示す製造条件で製造した。
【0158】
【表2A】
【0159】
【表2B】
【0160】
具体的には、溶鋼を用いて、連続鋳造によりブルームを製造した。連続鋳造時における軽圧下開始時のブルームの中心固相率（％）及び軽圧下終了時の中心固相率（％）は表２に示すとおりであった。なお、軽圧下での圧下率は２～５％であった。また、中心固相率が７０％を超えたときの圧下率はいずれも、中心固相率が７０％以下での圧下率の４０～７０％であった。
【0161】
製造したブルームに対して、熱間圧延を実施した。初めに、ブルームを１０００～１３５０℃に再加熱した。なお平均昇温速度ＨＲ１（℃／分）及び平均昇温速度ＨＲ２（℃／分）は表２に示すとおりであった。
再加熱したブルームに対して熱間圧延を実施して、レール形状を有するレール素形材を製造した。最終圧延温度はいずれの試験番号においても、７５０～１１００℃であった。
再加熱したブルームに対して熱間圧延を実施して、レール形状を有するレール素形材を製造した。最終圧延温度はいずれの試験番号においても、７５０～１１００℃であった。
【0162】
熱間圧延後のレール素形材に対して、熱処理（加速冷却）を実施した。冷却装置として、図８に示す冷却装置を利用した。冷却開始温度ＴＳ（℃）、平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）及び冷却停止温度ＴＥ（℃）は表２に示すとおりであった。
【0163】
以上の製造工程により、各試験番号のレールを製造した。
【0164】
［評価試験］
製造されたレールを用いて、次の評価試験を実施した。
（試験１）頭表部のパーライト面積率測定試験
（試験２）頭表部のビッカース硬さ測定試験
（試験３）Ｓｉ正偏析度測定試験
（試験４）Ｓｉ負偏析度測定試験
（試験５）耐摩耗性及び耐損傷性評価試験
以下、各試験について説明する。
製造されたレールを用いて、次の評価試験を実施した。
（試験１）頭表部のパーライト面積率測定試験
（試験２）頭表部のビッカース硬さ測定試験
（試験３）Ｓｉ正偏析度測定試験
（試験４）Ｓｉ負偏析度測定試験
（試験５）耐摩耗性及び耐損傷性評価試験
以下、各試験について説明する。
【0165】
［（試験１）頭表部のパーライト面積率測定試験］
上述の［頭表部１０Ａの金属組織観察方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のレールの頭表部のパーライト面積率を測定した。測定結果を表３（表３Ａ及び表３Ｂ）に示す。なお、各試験番号ともに、パーライト面積率は９５％以上であり、金属組織中のパーライト以外の残部は、フェライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上であった。
上述の［頭表部１０Ａの金属組織観察方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のレールの頭表部のパーライト面積率を測定した。測定結果を表３（表３Ａ及び表３Ｂ）に示す。なお、各試験番号ともに、パーライト面積率は９５％以上であり、金属組織中のパーライト以外の残部は、フェライト、セメンタイト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる群から選択される１種以上であった。
【0166】
【表3A】
【0167】
【表3B】
【0168】
［（試験２）頭表部のビッカース硬さ測定試験］
上述の［頭表部１０Ａのビッカース硬さの測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のレールの頭表部の深さ１ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１、深さ１０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１０、深さ２０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ２０を得た。得られたビッカース硬さＨ１、Ｈ１０及びＨ２０を表３に示す。
上述の［頭表部１０Ａのビッカース硬さの測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のレールの頭表部の深さ１ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１、深さ１０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ１０、深さ２０ｍｍ位置でのビッカース硬さＨ２０を得た。得られたビッカース硬さＨ１、Ｈ１０及びＨ２０を表３に示す。
【0169】
［（試験３）Ｓｉ正偏析度測定試験］
上述の［頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度を求めた。得られたＳｉ正偏析度を表３に示す。
上述の［頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度を求めた。得られたＳｉ正偏析度を表３に示す。
【0170】
［（試験４）Ｓｉ負偏析度測定試験］
上述の［頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の頭表部１０ＡでのＳｉ負偏析度を求めた。得られたＳｉ負偏析度を表３に示す。
上述の［頭表部１０ＡでのＳｉ正偏析度及びＳｉ負偏析度の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の頭表部１０ＡでのＳｉ負偏析度を求めた。得られたＳｉ負偏析度を表３に示す。
【0171】
［（試験５）耐摩耗性及び耐損傷性評価試験］
耐摩耗性及び耐損傷性評価試験を、次の方法で実施した。
各試験番号のレールを２つ準備した。各試験番号のレール形状は、１３６ポンド（質量：６７ｋｇ／ｍ）とし、長さは２ｍとした。
耐摩耗性及び耐損傷性評価試験を、次の方法で実施した。
各試験番号のレールを２つ準備した。各試験番号のレール形状は、１３６ポンド（質量：６７ｋｇ／ｍ）とし、長さは２ｍとした。
【0172】
各試験番号のレールを用いて、次の転動疲労試験を実施した。
［転動疲労試験］
転動疲労試験を次のとおり実施した。
転動疲労試験では、図３に示す転動疲労試験機を用いた。ＡＡＲタイプであって、直径が９２０ｍｍの車輪２を準備した。試験時のラジアル荷重を３００ｋＮとし、スラスト荷重を１００ｋＮとした。試験時の潤滑方法として、水供給及び乾燥の繰り返し潤滑を採用した。具体的には、試験時においてレール１に一定時間水を供給し、その後、水の供給を停止して一定時間乾燥するサイクル（水供給及び乾燥）を繰り返した。試験時において、車輪２を用いた荷重印可の繰り返し回数を最大で５００万回とし、累積通過トン数は最大で１億５千万トンとした。
［転動疲労試験］
転動疲労試験を次のとおり実施した。
転動疲労試験では、図３に示す転動疲労試験機を用いた。ＡＡＲタイプであって、直径が９２０ｍｍの車輪２を準備した。試験時のラジアル荷重を３００ｋＮとし、スラスト荷重を１００ｋＮとした。試験時の潤滑方法として、水供給及び乾燥の繰り返し潤滑を採用した。具体的には、試験時においてレール１に一定時間水を供給し、その後、水の供給を停止して一定時間乾燥するサイクル（水供給及び乾燥）を繰り返した。試験時において、車輪２を用いた荷重印可の繰り返し回数を最大で５００万回とし、累積通過トン数は最大で１億５千万トンとした。
【0173】
［ころがり面の耐損傷性の評価方法］
転動疲労試験後のレールのころがり面のき裂損傷の発生本数評価方法は、次のとおりとした。
レール１の頭部コーナー部１２のうち、レール１の長手方向に３００ｍｍの範囲を、評価部位とした。試験後のレール１の評価部位の長手方向に平行であって、頭部コーナー部１２の頭部外郭表面１０Ｓの法線を含む断面を観察面とする試験片を採取した。レール１の長手方向の観察面長さを３００ｍｍとした。
観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨後の観察面を目視にて観察し、頭部外郭表面１０Ｓからレール１の深さ方向に進展するき裂の有無を確認した。き裂が発生していた場合、当該き裂の接触面（頭部外郭表面１０Ｓ）からの深さ方向の長さＤ（図２Ａ～図２Ｃ参照）を測定した。
長さＤが５００μｍ以上のき裂の数をカウントした。得られた数を、き裂損傷の発生本数とした。発生本数を表３に示す。き裂損傷の発生本数が５本以下であれば、優れた耐損傷性が得られたと判断した。
転動疲労試験後のレールのころがり面のき裂損傷の発生本数評価方法は、次のとおりとした。
レール１の頭部コーナー部１２のうち、レール１の長手方向に３００ｍｍの範囲を、評価部位とした。試験後のレール１の評価部位の長手方向に平行であって、頭部コーナー部１２の頭部外郭表面１０Ｓの法線を含む断面を観察面とする試験片を採取した。レール１の長手方向の観察面長さを３００ｍｍとした。
観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨後の観察面を目視にて観察し、頭部外郭表面１０Ｓからレール１の深さ方向に進展するき裂の有無を確認した。き裂が発生していた場合、当該き裂の接触面（頭部外郭表面１０Ｓ）からの深さ方向の長さＤ（図２Ａ～図２Ｃ参照）を測定した。
長さＤが５００μｍ以上のき裂の数をカウントした。得られた数を、き裂損傷の発生本数とした。発生本数を表３に示す。き裂損傷の発生本数が５本以下であれば、優れた耐損傷性が得られたと判断した。
【0174】
［レール頭部の摩耗量の評価方法］
転動疲労試験後のレール１の長手方向に長さ１０００ｍｍの範囲を、評価部位とした。評価部位を１００ｍｍピッチでレール１の長手方向に垂直な断面で切断して、当該断面（合計１１個の断面）の形状を記録した。また、転動疲労試験前のレール１の試験片の長手方向に垂直な断面形状も予め記録した。転動疲労試験前のレール１の断面形状と、転動疲労試験後の各断面形状とを比較して、転動疲労試験後の１１個の各断面形状における、レール頭部１０のレール１の幅中央位置での摩耗深さ（ｍｍ）を測定した。得られた摩耗深さの最大値を、摩耗量（ｍｍ）とした。摩耗量を表３に示す。摩耗量が５．００ｍｍ未満であれば、優れた耐摩耗性が得られたと判断した。
転動疲労試験後のレール１の長手方向に長さ１０００ｍｍの範囲を、評価部位とした。評価部位を１００ｍｍピッチでレール１の長手方向に垂直な断面で切断して、当該断面（合計１１個の断面）の形状を記録した。また、転動疲労試験前のレール１の試験片の長手方向に垂直な断面形状も予め記録した。転動疲労試験前のレール１の断面形状と、転動疲労試験後の各断面形状とを比較して、転動疲労試験後の１１個の各断面形状における、レール頭部１０のレール１の幅中央位置での摩耗深さ（ｍｍ）を測定した。得られた摩耗深さの最大値を、摩耗量（ｍｍ）とした。摩耗量を表３に示す。摩耗量が５．００ｍｍ未満であれば、優れた耐摩耗性が得られたと判断した。
【0175】
［評価結果］
表１～表３を参照して、試験番号１～５４のレールは、特徴１～特徴４を満たした。そのため、き裂損傷の発生本数が５本未満であり、優れた耐損傷性が得られた。さらに、摩耗量は５．００ｍｍ未満であり、優れた耐摩耗性が得られた。
表１～表３を参照して、試験番号１～５４のレールは、特徴１～特徴４を満たした。そのため、き裂損傷の発生本数が５本未満であり、優れた耐損傷性が得られた。さらに、摩耗量は５．００ｍｍ未満であり、優れた耐摩耗性が得られた。
【0176】
一方、試験番号５５～５８では、連続鋳造において、軽圧下開始時のブルームの中心固相率が高すぎた。そのため、Ｓｉ正偏析度が高すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0177】
試験番号５９及び６０では、連続鋳造において、軽圧下終了時のブルームの中心固相率が低すぎた。そのため、Ｓｉ正偏析度が高すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0178】
試験番号６１及び６２では、熱間圧延工程において、平均昇温速度ＨＲ１が遅すぎた。そのため、Ｓｉ負偏析度が低すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0179】
試験番号６３～６５では、熱間圧延工程において、平均昇温速度ＨＲ１が速すぎた。そのため、Ｓｉ負偏析度が低すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0180】
試験番号６６及び６７では、熱間圧延工程において、平均昇温速度ＨＲ２が遅すぎた。そのため、Ｓｉ負偏析度が低すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0181】
試験番号６８及び６９では、熱間圧延工程において、平均昇温速度ＨＲ２が速すぎた。そのため、Ｓｉ負偏析度が低すぎた。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、耐損傷性が低かった。
【0182】
試験番号７０及び７１では、熱処理工程での加速冷却の冷却開始温度ＴＳが低すぎた。そのため、頭表部１０Ａにおいて十分な硬さが得られなかった。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、十分な耐損傷性が得られなかった。さらに、摩耗量が５．００ｍｍ以上となり、十分な耐摩耗性が得られなかった。
【0183】
試験番号７２及び７３では、熱処理工程での加速冷却の平均冷却速度ＣＲが遅すぎた。そのため、頭表部１０Ａにおいて十分な硬さが得られなかった。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、十分な耐損傷性が得られなかった。さらに、摩耗量が５．００ｍｍ以上となり、十分な耐摩耗性が得られなかった。
【0184】
試験番号７４及び７５では、熱処理工程での加速冷却の平均冷却速度ＣＲが速すぎた。そのため、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率が９５％未満となり、残部がベイナイトであった。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、十分な耐損傷性が得られなかった。さらに、摩耗量が５．００ｍｍ以上となり、十分な耐摩耗性が得られなかった。
【0185】
試験番号７６及び７７では、冷却停止温度ＴＥが低すぎた。そのため、頭表部１０Ａの金属組織において、パーライト面積率が９５％未満となり、残部がベイナイト及びマルテンサイトであった。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、十分な耐損傷性が得られなかった。さらに、摩耗量が５．００ｍｍ以上となり、十分な耐摩耗性が得られなかった。
【0186】
試験番号７８及び７９では、冷却停止温度ＴＥが高すぎた。そのため、頭表部１０Ａにおいて十分な硬さが得られなかった。その結果、き裂損傷の発生本数が５本以上となり、十分な耐損傷性が得られなかった。さらに、摩耗量が５．００ｍｍ以上となり、十分な耐摩耗性が得られなかった。
【0187】
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【符号の説明】
【0188】
１ レール
１０Ａ 頭表部
１０Ｓ 頭部外郭表面
１０Ａ 頭表部
１０Ｓ 頭部外郭表面
【要約】
優れた耐摩耗性及び耐損傷性が得られるレールを提供する。
本実施形態のレール（１）は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、及び、Ｓ：０．０２５０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、頭表部（１０Ａ）の金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上であり、頭表部（１０Ａ）において、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が１．００超～１．３５であり、Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が０．９０～１．００未満である。
本実施形態のレール（１）は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．８０～２．５０％、Ｍｎ：０．１０～２．００％、Ｐ：０．０２５０％以下、及び、Ｓ：０．０２５０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、頭表部（１０Ａ）の金属組織において、パーライト面積率が９５％以上であり、ビッカース硬さが４００ＨＶ以上であり、頭表部（１０Ａ）において、Ｓｉ正偏析帯でのＳｉ濃度の最大値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ正偏析度が１．００超～１．３５であり、Ｓｉ負偏析帯でのＳｉ濃度の最小値の、バルク領域でのＳｉ濃度に対する比であるＳｉ負偏析度が０．９０～１．００未満である。
【図1A】
【図1B】
【図1C】
【図1D】
【図1E】
【図1F】
【図2A】
【図2B】
【図2C】
【図3】
【図4A】
【図4B】
【図4C】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】