JP7070697B2 - レールおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、レールおよびその製造方法に関する。

貨物輸送や鉱山鉄道で使用される貨車では、載積重量が客車と比較して大きい。そのため、貨物輸送や鉱山鉄道で使用される貨車の車軸にかかる荷重は高く、レールと車輪との間の接触環境は非常に苛酷である。こうした環境に用いられるレールには、耐摩耗性が求められており、パーライトおよび／またはベイナイトを主相とする鋼が用いられている。

このようなレールとして、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ ：０．８５超～１．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｖ ：０．０１～０．２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐摩耗性、耐内部疲労損傷性に優れたパーライト系レール。」
が開示されている。

また、特許文献２には、
「質量％で、Ｃ：０．６０～０．８６％、Ｓｉ：０．１０～１．２０％、Ｍｎ：０．４０～１．５０％、Ｃｒ：０．０５～２．００％を含有し、下記式（１）で定義されるＣeqが１．００以上、下記式（２）で定義されるＱＰが７．０以下をそれぞれ満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼よりなり、レール頭部全面がパーライトの金属組織を呈し、レール頭頂表面を起点として２０ｍｍ内部に入った点までの硬度がＨＢ３７０以上であり、レール頭頂表面と該表面を起点として少なくとも２０ｍｍ内部に入った点の硬度差がＨＢ３０以下であり、かつ、レール頭部とレール柱部の境界領域がパーライト金属組織であることを特徴とする高内部硬度レール。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／４．７５＋Ｃｒ／５．０ ・・・ 式（１）
ＱＰ＝（０．０６＋０．４×Ｃ）×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１×Ｍｎ）×（１＋２．３３×Ｃｒ） ・・・ 式（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、各元素の含有量の質量％の値である。」
が開示されている。

さらに、特許文献３には、
「レールであって、
前記レールの延伸方向に沿ってレール頭部の頂部に延在する平坦な領域である頭頂部と、前記レールの前記延伸方向に沿って前記レール頭部の側部に延在する平坦な領域である側頭部と、前記頭頂部と前記側頭部との間に延在する丸められた角部および前記側頭部の上半分を併せた領域である頭部コーナー部とを有する前記レール頭部を備え、
質量％で、Ｃ ：０．７０～１．００％、Ｓｉ：０．２０～１．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．００％、Ｃｒ：０．４０～１．２０％、Ｐ：０．０２５０％以下、Ｓ：０．０２５０％以下、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０２００％、ＲＥＭ：０～０．０５００％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．０２００％、およびＮ：０～０．０２００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、
前記頭頂部の表面と前記頭部コーナー部の表面とから構成される頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの領域において、パーライト組織とベイナイト組織との合計量が９５面積％以上であり、且つ前記ベイナイト組織の量が２０面積％以上５０面積％未満であり、
前記頭部外郭表面から深さ１０ｍｍまでの前記領域の平均硬さがＨｖ４００～５００の範囲内であることを特徴とするレール。」
が開示されている。

特開２０００－３４５２９６号公報 特開２００９－２６３７５３号公報 国際公開２０１５／１８２７５９号公報

ところで、貨物輸送や鉱山鉄道で使用されるレールでは、累積摩耗量が交換基準に採用される。例えば、累積摩耗量が交換基準値（１５．０～１６．０ｍｍ程度）に達すると、当該レールを交換するというような運用が為されている。

しかし、特許文献１～３に開示されるレールでは、レールの供用開始当初は摩耗量が少ないものの、累積摩耗量が上記の交換基準値に近づくにつれ、摩耗が急激に進行するという問題がある。そのため、レールの交換前に累積摩耗量が交換基準値を超える場合があるなど、安全性の面で課題を残していた。

本発明は、上記の問題を解決するために開発されたものであって、貨物輸送や鉱山鉄道などの高軸重環境に敷設される場合に、耐久性はもとより、安全性の面でも極めて有利になるレールを、提供することを目的とする。
また、本発明は、上記のレールの有利な製造方法を提供することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、種々検討を重ねた。
まず、発明者らは、特許文献１～３に開示されるレールにおいて、累積摩耗量が交換基準値に近づくにつれ、摩耗が急激に進行する理由について、調査・検討を重ねた。
その結果、以下の知見を得た。
（１）特許文献１～３に開示されるレールは、通常、連続鋳造法によって鋳造された鋼素材（ブルーム）を１１００℃～１２５０℃程度の温度域に加熱した後、熱間圧延を施して、レールとし、ついで、空気、水またはミスト等の冷却媒体を当該レールに噴射して、当該レールを冷却することにより、製造される。
（２）しかし、上記の冷却媒体の噴射による冷却では、レールの表面から熱を奪うことになるため、レールの内部では表面ほどの冷却速度が得られない。そのため、レールの頭部表面から内部に向かって硬度が徐々に低下する。
（３）すなわち、パーライトの硬度は、パーライト変態中の温度に大きく影響を受ける。特に、パーライト変態開始から終了までの温度が全体的に低くなるほど、パーライトの硬度は高くなる。
しかし、上述したように、上記の冷却媒体の噴射による冷却では、レールの表面から熱を奪うことになるため、レールの内部では表面ほどの冷却速度が得られない（図４参照）。
また、パーライト変態開始温度およびパーライト変態終了温度は、図１のＴＴＴ図に示すように、同じ成分組成であっても、鋼を加熱してからの時間によって変化する。
そのため、熱間圧延後に、単に冷却媒体の噴射による冷却を行うと、レールの頭部表面近傍では、比較的低い温度でパーライト変態が起こるものの、レールの内部、特に、レールの頭部表面から深くなるにつれ、パーライト変態中の温度が高くなる。
その結果、レールの頭部表面から内部に向かって硬度が徐々に低下することになって、累積摩耗量が交換基準値に近づくにつれ、摩耗が急激に進行する。

発明者らは、上記の知見を基に検討を重ね、
（４）レール頭部表面の硬度、および、レール頭部表面からレールの交換基準置に相当する深さ位置（以下、レールの交換基準位置ともいう）までの硬度を担保し、かつ、
レール頭部表面からレールの交換基準位置までの領域における硬度分布を調整する、具体的には、レールの交換基準位置近傍の頭部表面側の領域（以下、第２の内部領域ともいう）、特には、レール頭部表面からの深さで１０．０～１６．０ｍｍの領域の硬度を、当該第２の内部領域よりもさらに頭部表面側の深さ：４．０～８．０ｍｍの領域（以下、第１の内部領域ともいう）の硬度よりも高める、
ことにより、上記の課題を有利に解決できるのではないかと考えるに至った。

そこで、発明者らは、上記の考えに基づき、さらに検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（５）第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めるには、熱間圧延後のレールの冷却に際し、レールの頭部表面の温度を、図２のように制御する、
すなわち、熱間圧延後の冷却において、レール頭部表面の温度を、パーライト変態開始温度の下限近傍、具体的には、図１のＴＴＴ図におけるパーライト変態開始曲線とベイナイト変態開始曲線の交点の温度近傍まで急冷したのち、冷却を一旦停止または弱めて、復熱および変態発熱により、レール頭部表面の温度を上昇させ、その後、再度、レールを冷却する（または冷却を強める）
ことが有効である。
（６）これにより、図３に示すように、レールの内部、特に、第２の内部領域におけるパーライト変態中の温度（特には、変態開始から変態終了までの中間温度）を、第１の内部領域におけるパーライト変態中の温度（特には、変態開始から変態終了までの中間温度）よりも低下させつつ、第２の内部領域におけるパーライト変態中の冷却速度を速めることが可能となる。
その結果、レール頭部表面の硬度、および、レール頭部表面からレールの交換基準位置までの硬度を担保しつつ、第２の内部領域、特には、レール頭部表面からの深さで１０．０ｍｍ～１６．０ｍｍの位置の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることが可能となる。これにより、累積摩耗量が交換基準値に近づいた際の摩耗の急激な進行を防止できる。
なお、図３は、相変態による発熱を考慮した２次元の差分伝熱計算を用いて、図２の冷却条件でレールを冷却したときのレール各部の温度変化を計算（シミュレーション）し、その計算結果（温度変化）のうち幅方向対称面位置の頭頂表面から特定の深さ方向位置をプロットしたものである。また、図中、レール各部の変態開始温度は、部位ごとの潜伏期（所定温度に到達してから変態開始までの時間）を考慮して算出したものである。ここで、潜伏期は、ＴＴＴ（Ｔｉｍｅ－Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）図の変態開始時間よりＳｃｈｅｉｌの式に則り、算出した。さらに、レール各部の変態終了温度は、パーライト変態が９８％終了した時点での温度である。ここで、パーライト変態が９８％終了した時点での温度は、ＴＴＴ図の変態開始時間および変態終了時間からＪＭＡＫ（Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ－Ａｖｒａｍｉ－Ｋｏｌｍｏｇｏｒｏｖ）の式より計算した変態速度を用いて、算出した。また、図４も、図３と同様、上記計算フローによってレール各部の温度変化を計算（シミュレーション）し、その計算結果（温度変化）をプロットしたものである。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．６０～１．００％、
Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
Ｐ ：０．０３５％以下、
Ｓ ：０．０３５％以下および
Ｃｒ：０．２０～２．００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度分布において、
深さ：４．０～８．０ｍｍの第１の内部領域における硬度の最小値をＶ１としたとき、該第１の内部領域よりも深い位置の第２の内部領域に、該Ｖ１よりも硬度の高い位置が存在し、かつ、
前記レール頭部表面の硬度がＨＢＷ４００～５２０であり、前記レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度の平均値がＨＢＷ３５０以上である、
レール。

２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ａｌ：０．０７％以下、
Ｗ ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下および
Ｓｂ：０．５％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記１に記載のレール。

３．前記第２の内部領域の硬度の平均値をＶ２としたとき、該Ｖ２と前記Ｖ１の差がＨＢＷ５以上である、前記１または２に記載のレール。

４．前記Ｖ１よりも硬度の高い位置が、前記第２の内部領域にわたり存在する、前記１～３のいずれかに記載のレール。

５．前記第２の内部領域における硬度が、前記レール頭部表面から深さ方向に向かって連続的に増加する、前記１～４のいずれかに記載のレール。

６．前記１～５のいずれかに記載のレールを製造するための方法であって、
前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施してレールとし、
ついで、該レールを、平均冷却速度：１～２０℃／ｓで、オーステナイト温度以上の温度から、Ａ－２５℃～Ａ＋２５℃の第１冷却温度まで冷却し、
ついで、該レールの温度が、Ａ＋３０℃～Ａ＋２００℃の中間温度に到達するまで保持し、
ついで、該レールを、平均冷却速度：０．５～２０℃／ｓで１０秒以上冷却する、
レールの製造方法。
ここで、Ａは、上記成分組成の鋼のＴＴＴ図におけるパーライト変態開始曲線とベイナイト変態開始曲線の交点の温度である。また、レールの温度および平均冷却速度はそれぞれ、レール頭部表面における温度および平均冷却速度である。

本発明によれば、レールの累積摩耗量が交換基準値に近づいた際にも摩耗の急激な進行を防止できるので、貨物輸送や鉱山鉄道などの高軸重環境に敷設される場合であっても、高い耐久性を担保しつつ、高い安全性の下、貨車を運行することが可能となる。

ＴＴＴ図の１例を示すものである。 本発明の一実施形態に従う熱間圧延後の冷却における、レール頭部表面の温度変化の一例を示す図である。 本発明の一実施形態に従う熱間圧延後の冷却における、レールの表面、第１の内部領域の代表位置および第２の内部領域の代表位置の温度変化の一例を示す図である。 従来の熱間圧延後の冷却における、レールの表面、第１の内部領域の代表位置および第２の内部領域の代表位置の温度変化の一例を示す図である。

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、本発明の一実施形態に係るレールの成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：０．６０％以上１．００％以下
Ｃ（炭素）は、パーライト系レールにおいて、セメンタイトを形成して硬さや強度を高め、耐摩耗性を向上させる重要な元素である。このような効果を十分に得るため、Ｃ含有量の下限は０．６０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．７０％以上である。一方、Ｃを過剰に含有させると、セメンタイト量の増加を招く。そのため、硬さや強度については上昇するものの、延性が低下する。また、Ｃ含有量の増加は、γ＋θ域の温度範囲を拡大させ、溶接熱影響部の軟化を助長する。そのため、Ｃ含有量の上限は１．００％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．９７％以下である。

Ｓｉ：０．１０％以上１．５０％以下
Ｓｉ（シリコン）は、脱酸材として、及び、パーライト組織強化のために、添加する。このような効果を十分に得るため、Ｓｉ含有量の下限は０．１０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、脱炭が助長され、また、レールの表面疵の生成を招く。そのため、Ｓｉ含有量の上限は１．５０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．３０％以下である。

Ｍｎ：０．２０％以上１．５０％以下
Ｍｎ（マンガン）は、パーライト平衡変態温度（ＴＥ）を低下させ、パーライトラメラー間隔を緻密にする効果がある。そのため、Ｍｎは、レールの内部において高い硬度を得るうえで、有用な元素である。このような効果を十分に得るため、Ｍｎ含有量の下限は０．２０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、パーライト平衡変態温度（ＴＥ）が過度に低下し、マルテンサイト変態しやすくなる。そのため、Ｍｎ含有量の上限は１．５０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．３０％以下である。

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐ（リン）は、靭性や延性を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は、０．０３５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下である。
なお、Ｐ含有量は極力低減した方が好ましいが、そのために特殊な精錬などを行うと、溶製時のコスト上昇を招く。よって、Ｐ含有量の下限は、０．００１％とすることが好ましい。

Ｓ：０．０３５％以下
Ｓ（硫黄）は、圧延方向に伸展し、延性や靭性を低下させる粗大なＭｎＳを形成する。そのため、Ｓ含有量は０．０３５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
なお、Ｓ含有量は極力低減した方が好ましいが、そのためには、溶製処理時間や媒溶材の増大などが必要であり、溶製時のコスト上昇を招く。よって、Ｓ含有量の下限は、０．０００５％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．２０％以上２．００％以下
Ｃｒ（クロム）は、平衡変態温度（ＴＥ）を上昇させ、パーライトラメラー間隔の微細化に寄与して、高度や強度を上昇させる。また、Ｃｒに加え、後述するＳｂを同時に含有させることで、脱炭層の生成抑制に有効に寄与する。このような効果を十分に得るため、Ｃｒ含有量の下限は０．２０％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、溶接欠陥が発生する可能性が増加する。また、焼き入れ性が増加し、マルテンサイトの生成が助長される。そのため、Ｃｒ含有量の上限は２．００％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５０％以下である。

なお、ＳｉとＣｒの合計含有量は、３．００％以下とすることが好ましい。ＳｉおよびＣｒの合計含有量が３．００％超になると、スケールの密着性が過度に増加するため、スケールの剥離が阻害され、脱炭が助長される。

以上、基本成分について説明したが、さらに、Ｖ ：０．３０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｗ ：１．０％以下、Ｂ ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．０５％以下およびＳｂ：０．５％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有してもよい。

Ｖ：０．３０％以下
Ｖ（バナジウム）は、ＶＣあるいはＶＮなどを形成してフェライト中へ微細に析出し、フェライトの析出強化を通して高強度化に寄与する元素である。また、Ｖは、水素のトラップサイトとしても機能し、遅れ破壊を抑制する効果も期待できる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、上記の効果は飽和する。また、合金コストの過度の上昇を招く。従って、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．３０％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１２％以下である。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕ（銅）は、固溶強化により高硬度化に寄与する元素である。また、Ｃｕは脱炭を抑制する効果もある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、連続鋳造時や圧延時に脆化による表面割れが生じやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉ（ニッケル）は、靭性や延性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させた場合に懸念される表面割れ（連続鋳造時や圧延時に発生する、脆化による表面割れ）を抑制するのにも有効な元素である。そのため、Ｃｕを含有させる場合には、Ｎｉも同時に含有させることが好ましい。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、焼き入れ性が過度に高まり、マルテンサイトの生成が促進される。そのため、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂ（ニオブ）は、延性および靭性の向上に有効な元素である。すなわち、Ｎｂは、オーステナイト未再結晶温度域を高温側に上昇させて、圧延時に、オーステナイト組織に対して加工ひずみを導入することを促進する。そのため、パーライトコロニーやブロックサイズが微細化され、延性および靭性が向上する。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、ブルーム等のレール鋼素材の鋳造時における凝固工程において、Ｎｂ炭窒化物が晶出し、清浄性が低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏ（モリブデン）は、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると、焼き入れ性が過度に高まる。その結果、多量のマルテンサイトが生成して、靭性や延性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．５％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．３％以下である。

Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸材として有効な元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、粗大な酸化物や窒化物が生成して、耐疲労損傷性の低下を招く。そのため、Ａｌを含有させる場合、その含有量は０．０７％以下とする。

Ｗ：１．０％以下
Ｗ（タングステン）は、炭化物を形成し、鋼中に微細分散および析出し、耐摩耗性の向上に寄与する。また、Ｗは、耐疲労損傷性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．０％を超えると、耐摩耗性および耐疲労損傷性の向上効果は飽和する。そのため、Ｗを含有させる場合、その含有量は１．０％以下とする。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂ（ホウ素）は、圧延中および／または圧延後に窒化物として析出し、析出強化によって０．２％耐力の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高まり、マルテンサイトが生成して、結果的に耐疲労損傷性の低下を招く。そのため、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．００５％以下とする。

Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉ（チタン）は、圧延中および／または圧延後に炭化物、窒化物および／または炭窒化物として析出し、析出強化によって０．２％耐力の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、析出する炭化物、窒化物および／または炭窒化物が粗大化して、耐疲労損傷性の低下を招く。そのため、Ｔｉを含有させる場合、その含有量は０．０５％以下とする。

Ｓｂ：０．５％以下
Ｓｂ（アンチモン）は、レール鋼素材を加熱炉で加熱する際に、その加熱中の脱炭を防止するという効果を有する。特に、Ｓｂを、前述したＣｒと同時に含有させることで、脱炭層の生成抑制に有効に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｓｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０１％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．５％を超えると、その効果が飽和する。そのため、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．５％以下とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．３％以下である。

上記の成分以外の残部は、Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である。不可避的不純物として、例えば、Ｎ（窒素）やＯ（酸素）、Ｈ（水素）が挙げられ、Ｎについては０．０１５％まで、Ｏについては０．００４％まで、Ｈについては０．０００３％までであれば許容できる。

以上、本発明の一実施形態に係るレールの成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に係るレールでは、レール頭部表面からレールの交換基準位置近傍までの領域における硬度分布を適切に調整することが極めて重要である。

第１の内部領域における硬度の最小値をＶ１としたとき、該第１の内部領域よりも深い位置の第２の内部領域に、該Ｖ１よりも硬度の高い位置が存在
上述したように、レールの頭部表面から内部に向かって硬度が徐々に低下すると、レールの累積摩耗量が交換基準値に近づくにつれ、摩耗が急激に進行して、安全性の面で問題となるおそれがある。この点、レール頭部表面からレールの交換基準位置近傍までの領域における硬度分布を調整して、レールの交換基準位置近傍の頭部表面側の領域である第２の内部領域（特には、レール頭部表面からの深さで１０．０～１６．０ｍｍの領域）において、第１の内部領域（当該第２の内部領域よりも頭部表面側に位置する、レール頭部表面からの深さで４．０～８．０ｍｍの領域）の硬度の最小値Ｖ１よりも、硬度の高い位置を設ければ、レールの累積摩耗量が交換基準値に近づいた際の摩耗の急激な進行を防止することができる。そのため、第２の内部領域において、第１の内部領域の硬度の最小値Ｖ１よりも、硬度の高い位置を設けるものとする。

上記の硬度分布の測定は以下のようにして行う。
すなわち、ＪＩＳ Ｚ ２２４３（２００８）に準拠して、レール断面（長手方向（圧延方向）に対して垂直な断面）において、レール頭頂部（幅方向中心位置）表面から深さ２．０ｍｍの位置を始点として、深さ（高さ）方向に、２．０ｍｍ間隔で、深さ１６．０ｍｍの位置まで、ブリネル硬さを測定する。
なお、使用する圧子の直径は１０ｍｍ、試験力は２９４００Ｎ、試験力の保持時間は１５秒とする。
また、Ｖ１は、レール頭頂部表面から深さ４．０ｍｍ、６．０ｍｍおよび８．０ｍｍの位置で測定した硬度のうちの最小値である。

Ｖ２（第２の内部領域の硬度の平均値）とＶ１の差：ＨＢＷ５以上
レールの累積摩耗量が交換基準値に近づいた際の摩耗の急激な進行を防止する観点から、Ｖ２（第２の内部領域の硬度の平均値）とＶ１の差（Ｖ２－Ｖ１）をＨＢＷ５以上とすることが好ましい。Ｖ２とＶ１の差は、より好ましくはＨＢＷ１０以上、さらに好ましくはＨＢＷ２０以上である。また、Ｖ２とＶ１の差は、好ましくはＨＢＷ６０以下である。
ここで、Ｖ２（第２の内部領域の硬度の平均値）は、レール頭頂部表面から深さ１０．０ｍｍ、１２．０ｍｍ、１４．０ｍｍおよび１６．０ｍｍの位置における硬度の算術平均値とする。

Ｖ１よりも硬度の高い位置が、第２の内部領域にわたり存在
レールの累積摩耗量が交換基準値に近づいた際の摩耗の急激な進行を防止する観点からは、Ｖ１よりも硬度の高い位置が、第２の内部領域にわたり存在することが好ましい。ここで、Ｖ１よりも硬度の高い位置が、第２の内部領域にわたり存在するとは、レール頭頂部表面から深さ１０．０ｍｍ、１２．０ｍｍ、１４．０ｍｍおよび１６．０ｍｍの位置における硬度がいずれも、Ｖ１よりも高いことを意味する。

第２の内部領域における硬度が、レール頭部表面から深さ方向に向かって連続的に増加
加えて、レールの累積摩耗量が交換基準値に近づいた際の摩耗の急激な進行を防止する観点からは、第２の内部領域における硬度が、レール頭部表面から深さ方向に向かって連続的に増加することが好ましい。ここで、第２の内部領域における硬度が、レール頭部表面から深さ方向に向かって連続的に増加するとは、レール頭頂部表面から深さ１０．０ｍｍ、１２．０ｍｍ、１４．０ｍｍおよび１６．０ｍｍの位置における硬度（以下、深さ１０．０ｍｍの硬度などともいう）が、
［深さ１０．０ｍｍの硬度］≦［深さ１２．０ｍｍの硬度］≦［深さ１４．０ｍｍの硬度］≦［深さ１６．０ｍｍの硬度］
となることを意味する。

レール頭部表面の硬度：ＨＢＷ４００～５２０
レール頭部表面の硬度がＨＢＷ４００未満になると、貨物輸送や鉱山鉄道などの高軸重環境に敷設される場合に、十分な耐摩耗性を確保することが困難となる。一方、レール頭部表面の硬度がＨＢＷ５２０を超えると、レール頭部表面と車輪のなじみ性が低下し、レールの表面損傷を招くおそれがある。そのため、レール頭部表面の硬度は、ＨＢＷ４００～５２０の範囲とする。

なお、レール頭部表面の硬度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３（２００８）に準拠して、レール頭部表面のレール頭頂部（幅方向中心位置）において、ブリネル硬さを測定することにより行う。
なお、使用する圧子の直径は１０ｍｍ、試験力は２９４００Ｎ、試験力の保持時間は１５秒とする。

レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度の平均値（以下、平均内部硬度１ともいう）：ＨＢＷ３５０以上
平均内部硬度１がＨＢＷ３５０未満になると、貨物輸送や鉱山鉄道などの高軸重環境に敷設される場合に、十分な耐摩耗性を確保することが困難となる。そのため、平均内部硬度１は、ＨＢＷ３５０以上とする。
なお、平均内部硬度１は、レール頭頂部（幅方向中心位置）表面から深さ２．０ｍｍの位置を始点として、深さ（高さ）方向に、２．０ｍｍ間隔で、深さ１６．０ｍｍの位置まで、ブリネル硬さを測定して得られた硬度の算術平均値とする。

また、レールは、累積摩耗量が２５．０ｍｍ程度付近まで使用される場合もあるので、レール頭部表面から深さ：２４．０ｍｍまでの領域における硬度（以下、平均内部硬度２ともいう）を高めることが安全性の面からはより有利である。そのため、平均内部硬度２をＨＢＷ３５０以上とすることがより好ましい。
なお、平均内部硬度２は、レール頭頂部（幅方向中心位置）表面から深さ２．０ｍｍの位置を始点として、深さ（高さ）方向に、２．０ｍｍ間隔で、深さ２４．０ｍｍの位置まで、ブリネル硬さを測定して得られた硬度の算術平均値とする。なお、各位置での硬度は、上記した硬度分布の測定と同様にして測定すればよい。

また、石炭や鉄鉱石などの天然資源採掘場などで使用されるレールでは、高い耐摩耗性と高い靭性が求められる。特にカーブでは列車が遠心力を受けるため、レールに対して大きな力が加わり、摩耗しやすい。
そのため、本発明の一実施形態に係るレールの鋼組織は、高い耐摩耗性と高い靭性を得る観点から、レール頭部表面から深さ：２４．０ｍｍまでの領域において、パーライトを面積率で９８％以上含む組織とすることが好ましい。また、パーライト以外の残部組織としては、マルテンサイトやベイナイトが挙げられるが、残部組織は面積率で２％以下とすることが好ましい。より好ましくはパーライトの面積率が１００％である。

なお、レール頭部表面から深さ：２４．０ｍｍまでの領域におけるパーライトの面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、レールから、鋼組織観察用の試験片を採取する。試験片は、レール頭部表面から深さ０．５ｍｍ、５．０ｍｍ、１０．０ｍｍ、１５．０ｍｍ、２０．０ｍｍおよび２４．０ｍｍの各位置が観察位置となるように、レール１つにつき６カ所から採取する。ついで、採取した試験片の表面を研磨し、ナイタールで腐食する。ついで、光学顕微鏡を用いて、各試験片を、倍率２００倍で１視野観察して組織の種類を同定し、画像解析によりパーライトの面積率を求める。そして、各深さにおけるパーライトの面積率の算術平均値を、レール頭部表面から深さ：２４．０ｍｍまでの領域におけるパーライトの面積率とする。
なお、残部組織の面積率は、１００％から上記のようにして求めたパーライトの面積率を減じることにより、求める。

つぎに、本発明の一実施形態に係るレールの製造方法について、説明する。
まず、鋼素材には、鋳片、例えば、高炉、溶銑予備処理、転炉、ＲＨ脱ガスなどの溶製法プロセスにて上記した成分組成に調整された溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して得た、鋳片（ブルーム）を、用いることが好ましい。

ついで、鋼素材を、例えば、再加熱炉に搬入して、好ましくは、１１００℃以上に加熱する。ここでは、十分に変形抵抗を下げ圧延負荷の低減を図ることが主目的であるが、そのほか、均質化を図る目的もある。これらの効果を十分に得るには、加熱温度を１１００℃以上にすることが好ましい。なお、上限は特に設定する必要はないが、加熱温度が過度に高くなると、スケールロスや脱炭といった材質上のデメリットや加熱に費やす燃料原単位が上昇する。そのため、加熱温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。

ついで、鋼素材に熱間圧延を施してレールとする。例えば、鋼素材を、ブレイクダウン圧延機、粗圧延機および仕上げ圧延機といったいずれか１つ以上の圧延機で１パス以上圧延して、最終形状のレールとする。また、熱間圧延では、カリバー圧延やユニバーサル圧延のいずれの方法を用いてもよい。
なお、熱間圧延における仕上げ圧延温度は特に限定する必要はないが、レール頭部表面の温度で８００℃以上とすることが好ましい。これは、レールが高温であるほど、変形抵抗が低下し、圧延負荷が低減するからである。

なお、熱間圧延後のレールの（長手方向の）長さは、通常、５０ｍ～２００ｍ程度となる。必要があれば、熱間鋸断して、例えば、２５ｍ程度の長さとしてもよい。

ついで、熱間圧延後または熱間鋸断後のレールを、搬入テーブルにより熱処理装置まで搬送して、当該熱処理装置により冷却する。そして、この際の冷却条件を適切に制御することが極めて重要である。
なお、以下の第１冷却工程、中間保持工程および第２冷却工程でいうレールの温度および平均冷却速度はそれぞれ、レール頭部表面における温度および平均冷却速度である。

平均冷却速度：１～２０℃／ｓで、オーステナイト温度以上の温度から、Ａ－２５℃～Ａ＋２５℃の第１冷却温度まで冷却（以下、第１冷却工程ともいう）
・第１冷却工程における冷却開始温度：オーステナイト温度以上
第１冷却工程における冷却開始温度は、レール頭部表面の温度でオーステナイト温度以上とする。ラメラー間隔が微細な高硬度のパーライト主体の組織（以下、高硬度のパーライト組織ともいう）を得るためには、加速冷却を行う必要がある。しかし、加速冷却を行う前に、自然放冷によりレール頭部表面の温度が低下すると、上記の高硬度のパーライトが得られなくなる。そのため、第１冷却工程における冷却開始温度は、レール頭部表面の温度でオーステナイト温度以上とする。
ここで、オーステナイト温度は次のようにして求める。
[オーステナイト温度]＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ―１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ―２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ
ここで、式中の元素記号は、レールの成分組成における各元素の含有量（質量％）である。また、レールの成分組成に含有されない元素については、「０」として計算すればよい。
なお、熱処理装置への搬送の際に、レールの温度が低下した場合には、再加熱を行えばよい。

・第１冷却工程における平均冷却速度：１～２０℃／ｓ
レール頭部表面で所望の硬度を得るには、レール頭部表面近傍の組織を、高硬度のパーライト組織とする必要がある。そのため、第１冷却工程における平均冷却速度は、１℃／ｓ以上とする。第１冷却工程における平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、第１冷却工程における平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、レール頭部表面近傍でベイナイトやマルテンサイトが多量に生成して、耐摩耗性や耐疲労損傷性が低下する。そのため、第１冷却工程における平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とする。第１冷却工程における平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以下である。

・第１冷却温度：Ａ－２５℃～Ａ＋２５℃
第１冷却温度（第１冷却工程での到達温度）は、Ａ－２５℃～Ａ＋２５℃とする。
上述したように、レール頭部表面からレールの交換基準位置近傍までの領域において、所望の硬度分布を得るには、図１のＴＴＴ図におけるパーライト変態開始曲線とベイナイト変態開始曲線の交点の温度であるＡ近傍まで急冷したのち、冷却を一旦停止または弱めて、復熱および変態発熱により、レール頭部表面の温度を上昇させることが重要である。これによって、図３に示すように、第２の内部領域におけるパーライト変態中の温度（変態開始から変態終了までの中間温度）を、第１の内部領域におけるパーライト変態中の温度（変態開始から変態終了までの中間温度）よりも低下させつつ、第２の内部領域におけるパーライト変態中の冷却速度を速める（具体的には、当該冷却速度を、通常の冷却（図４のような従来の熱間圧延後の冷却）を行った場合における、第２の内部領域での第２の冷却工程に相当する温度域での冷却速度よりも速める）ことが可能となる。その結果、第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることが可能となる。また、レール頭部表面近傍（具体的には、表面から深さ：５ｍｍ程度までの位置）のパーライト変態が早期に終了して、後述の第２冷却工程において、当該位置での変態発熱が発生しなくなる。そのため、レール内部、特には、第２の内部領域に相当する位置で、十分な冷却速度が得られるようになり、高硬度のパーライト組織が得られる。
ここで、第１冷却温度がＡ－２５℃未満になると、上記のような制御ができず、第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることができなくなる。一方、第１冷却温度がＡ＋２５℃を超えても、やはり上記のような制御ができず、第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることができなくなる。
そのため、第１冷却温度はＡ－２５℃～Ａ＋２５℃の範囲とする。第１冷却温度は、好ましくはＡ－１５℃～Ａ＋１５℃の範囲である。

ここで、Ａは、ＴＴＴ図におけるパーライト変態開始曲線とベイナイト変態開始曲線の交点の温度である。
また、ＴＴＴ図は、所定の試験片を、オーステナイト温度以上に加熱し、ついで、圧延を模擬するため圧縮し、ついで、種々の試験温度まで急冷後、それぞれの試験温度で保持したときの、試験片の膨張・収縮（変位量）を測定することにより、作成することができる。
例えば、鋳造後、熱間圧延前の鋼素材の所定位置（熱間圧延後のレール頭部に相当する位置）から、Φ８ｍｍ×長さ１２ｍｍの円柱型の試験片を採取する。採取した試験片を、窒素雰囲気の熱処理炉にて、上記した鋼素材の加熱温度まで、加熱速度：１０℃／秒で加熱し、５分間保持する。ついで、当該試験片を冷却速度：１℃／秒で冷却し、試験片の温度が１１００℃で長さ１２ｍｍ→１０ｍｍ、１０００℃で長さ１０ｍｍ→８ｍｍ、９００℃で長さ８ｍｍ→６ｍｍにそれぞれ圧下する。ついで、試験片を、９００℃から各試験温度まで３０℃／秒で冷却し、各試験温度で３６００秒保持して、試験を終了する。なお、試験中は、連続的に試験片の長さ方向の変位を測定する。
ついで、横軸を試験温度に到達してからの時間：ｔ（秒）、縦軸を試験片の長さ（ｍｍ）として、ＤＩＬＡＴと呼ばれる試験片の長さ方向の変化曲線を作成する。そして、変態開始前の試験片の長さをＸ１、変態終了後の試験片の長さをＸ２として、ＤＩＬＡＴを次式により近似する。

なお、変態開始前と変態終了後はいずれも、試験片の長さが変化しないので、試験中に、連続的に試験片の長さ方向の変位を測定することで、Ｘ１およびＸ２を特定することができる。また、近似には最小二乗法を用いて、係数aとbを決定する。
そして、上掲式により、時刻tにおけるfの値（変態率ｆ）を導出する。ここで、変態率ｆが０．０２となる時点を変態開始時点と、変態率ｆが０．９８となる時点を変態終了時点と定義し、各試験温度における変態開始時点の時刻（横軸を試験温度に到達してからの時間）と、変態終了時点の時刻（横軸を試験温度に到達してからの時間）を特定する。また、上記の試験後、各試験片をナイタールなどでエッチングし、光学顕微鏡で組織撮影をすることによって、変態の種類（パーライト変態、ベイナイト変態、または、マルテンサイト変態）を確認する。
ついで、横軸を試験温度に到達してからの時間をｔ（秒）、縦軸を温度（℃）として、各試験温度で得られた変態開始時点の時刻と変態終了時点の時刻を、プロットすることにより、図１に示すようなパーライト変態開始曲線（Ｐｓ）およびベイナイト変態開始曲線（Ｂｓ）（必要であれば、パーライト変態終了曲線（Ｐｆ））を作成する。そして、パーライト変態開始曲線（Ｐｓ）とベイナイト変態開始曲線（Ｂｓ）の交点の温度を、Ａとする。

なお、第１冷却工程における冷却時間は、通常、１０～６０秒程度である。

上記の第１冷却工程の後、レールの温度がＡ＋３０℃～Ａ＋２００℃の中間温度となるまで保持（以下、中間保持工程ともいう）
・中間温度：Ａ＋３０℃～Ａ＋２００℃
上述したように、レール頭部表面からレールの交換基準位置近傍までの領域において、所望の硬度分布を得るには、上記の第１冷却工程においてＡ近傍まで急冷したのち、冷却を一旦停止または弱めて、復熱および変態発熱により、レール頭部表面の温度を上昇させることが重要である。
特に、中間温度がＡ＋３０℃未満になると、レール頭部表面近傍のパーライト変態を早期に終了させることができない。そのため、変態発熱により、後述の第２冷却工程において、第２の内部領域に相当する位置で十分な冷却速度が得られず、第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることができなくなる。一方、中間温度がＡ＋２００℃を超えると、当該中間保持工程で第２の内部領域に相当する位置においても、パーライト変態が過度に進行して、第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めることができなくなる。
そのため、中間保持温度はＡ＋３０℃～Ａ＋２００℃の範囲とする。中間保持温度は、好ましくはＡ＋４０℃～Ａ＋１００℃の範囲である。

なお、中間保持工程における保持時間（第１冷却温度から中間保持温度に到達するまでの時間）は、通常、１０～１５０秒程度である。

上記の中間保持工程の後、レールを、平均冷却速度：０．５～２０℃／ｓで１０秒以上冷却（以下、第２冷却工程ともいう）
・第２冷却工程における平均冷却速度：０．５～２０℃／ｓ
第２の内部領域の硬度を、第１の内部領域の硬度よりも高めるには、上記の中間保持後、急冷を行って、第２の内部領域で高硬度のパーライト組織を形成することが重要である。そのため、第２冷却工程における平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上とする。第２冷却工程における平均冷却速度は、好ましくは、１．０℃／ｓ以上である。一方、第２冷却工程における平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、第１の内部領域や第２の内部領域でベイナイトやマルテンサイトが多量に生成して、耐摩耗性や耐疲労損傷性が低下する。そのため、第２冷却工程における平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とする。第２冷却工程における平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以下である。

・第２冷却工程における冷却時間：１０秒以上
第２の内部領域で十分な量の高硬度のパーライト組織を形成する観点から、第２冷却工程における冷却時間は１０秒以上とする。第２冷却工程における冷却時間は、好ましくは１５０秒以上である。なお、第２冷却工程における冷却時間の上限は特に限定されるものではないが、３００秒とすることが好ましい。

なお、パーライト中のセメンタイトの球状化による硬度低下を回避する観点から、第２冷却工程における冷却停止温度（以下、第２冷却停止温度ともいう）は、レール頭部表面の温度で６５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは５００℃以下である。特に、（レールのサイズによって異なるものの、）冷却中、レール内部と、レール頭部表面とでは、最大で５０℃程度の温度差が生じるため、この温度差を考慮すると、第２冷却停止温度は、レール頭部表面の温度で４５０℃未満とすることがさらに好ましい。
なお、第２冷却停止温度の下限は特に限定されるものではないが、３００℃以下まで冷却を行っても２５ｍｍ深さ位置は既に変態しているため、硬度に与える実質的な影響はない。よって、リードタイムや冷却媒体噴射コストなどを考慮すると、第２冷却停止温度の下限は３００℃程度とすることが好ましい。

上記した第２冷却工程の後、レールは、熱処理装置から搬出テーブルにて冷却床まで搬送され、そこで、室温～２００℃程度の温度に冷却される。そして、レールは、所定の検査（例えば、ブリネル硬さ試験またはビッカース硬さ試験）を受けた後、出荷される。

表１の成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を連続鋳造によって鋼素材（ブルーム）とした。
ついで、鋳造した鋼素材を、加熱炉にて１１００℃以上の温度に再加熱し、ついで、加熱炉より搬出して、断面形状が最終のレール形状（ＡＲＥＭＡ規格の１４１ポンドレール）となるように、ブレイクダウン圧延機、粗圧延機及び仕上げ圧延機により、熱間圧延して、レールとした。
ついで、得られたレールを、熱処理装置に搬送して、表２に示す条件で冷却した。なお、表１の鋼種ごとに、事前にＴＴＴ図を作成してＡ（℃）を求めた。鋼種ごとのＡを、表２に併記する。なお、ＴＴＴ図の作成に際しては、等温保持温度を１０℃ずつ変化させた。
ついで、レールを、熱処理装置から搬出テーブルへ取り出して、冷却床へと搬送し、冷却床で５０℃となるまで冷却した。ついで、レールを、ローラー矯正した。

かくして製造したレールから、上述した方法により、レール頭部表面の硬度、および、レール頭部（頭頂部）表面から深さ２．０～２４．０ｍｍの位置における硬度を２．０ｍｍピッチで測定した。測定結果を表３に示す。
なお、製造したレールから、所定の試験片を作成し、上述した方法により鋼組織の観察を行ったところ、発明例ではいずれも、レール頭部表面から深さ：２４．０ｍｍまでの領域において、パーライトを面積率で９８％以上含む組織が得られていた。

表３に示すように、発明例ではいずれも、レール頭部表面およびレールの内部で十分な硬度が得られ、かつ、第２の内部領域に、第１の内部領域の硬度の最小値よりも、硬度の高い位置が存在していた。そのため、発明例はいずれも、耐久性はもとより、安全性の面でも極めて有利になる。
一方、比較例では、レール頭部表面およびレールの内部で十分な硬度が得られないか、または、第２の内部領域において、第１の内部領域から連続的に硬度が低下していた。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．６０～１．００％、
   Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
   Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
   Ｐ ：０．０３５％以下、
   Ｓ ：０．０３５％以下および
   Ｃｒ：０．２０～２．００％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度分布において、
   深さ：４．０～８．０ｍｍの第１の内部領域における硬度の最小値をＶ１としたとき、該第１の内部領域よりも深い位置の第２の内部領域に、該Ｖ１よりも硬度の高い位置が存在し、かつ、
   前記レール頭部表面の硬度がＨＢＷ４００～５２０であり、前記レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度の平均値がＨＢＷ３５０以上である、
   レール。
2. 質量％で、
   Ｃ ：０．６０～０．８５％、
   Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
   Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
   Ｐ ：０．０３５％以下、
   Ｓ ：０．０３５％以下および
   Ｃｒ：０．２０～２．００％
   を含有し、
   さらに、
   Ｖ ：０．３０％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｉ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｍｏ：０．５％以下、
   Ａｌ：０．０７％以下、
   Ｗ ：１．０％以下、
   Ｂ ：０．００５％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下および
   Ｓｂ：０．５％以下
   からなる群より選択される１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度分布において、
   深さ：４．０～８．０ｍｍの第１の内部領域における硬度の最小値をＶ１としたとき、該第１の内部領域よりも深い位置の第２の内部領域に、該Ｖ１よりも硬度の高い位置が存在し、かつ、
   前記レール頭部表面の硬度がＨＢＷ４００～５２０であり、前記レール頭部表面から深さ：１６．０ｍｍまでの領域における硬度の平均値がＨＢＷ３５０以上である、
   レール。
3. 前記第２の内部領域の硬度の平均値をＶ２としたとき、該Ｖ２と前記Ｖ１の差であるＶ２－Ｖ１がＨＢＷ５以上である、請求項１または２に記載のレール。
4. 前記Ｖ１よりも硬度の高い位置が、前記第２の内部領域にわたり存在する、請求項１～３のいずれかに記載のレール。
5. 前記第２の内部領域における硬度が、前記レール頭部表面から深さ方向に向かって連続的に増加する、請求項１～４のいずれかに記載のレール。
6. 請求項１～５のいずれかに記載のレールを製造するための方法であって、
   請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施してレールとし、
   ついで、該レールを、平均冷却速度：１～２０℃／ｓで、オーステナイト温度以上の温度から、Ａ－２５℃～Ａ＋２５℃の第１冷却温度まで冷却し、
   ついで、該レールの温度が、Ａ＋３０℃～Ａ＋２００℃の中間温度に到達するまで保持し、
   ついで、該レールを、平均冷却速度：０．５～２０℃／ｓで１０秒以上冷却する、
   レールの製造方法。
   ここで、Ａは、上記成分組成の鋼のＴＴＴ図におけるパーライト変態開始曲線とベイナイト変態開始曲線の交点の温度である。また、レールの温度および平均冷却速度はそれぞれ、レール頭部表面における温度および平均冷却速度である。

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