本發(fā)明涉及一種鋼軌，其是貨運(yùn)鐵道所使用的高強(qiáng)度鋼軌，而且是耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性優(yōu)良的鋼軌。

本申請(qǐng)基于2015年1月23日提出的日本專利申請(qǐng)?zhí)卦?015-011006號(hào)并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。

背景技術(shù)：

伴隨著經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，正在進(jìn)行煤炭等天然資源的新的開發(fā)。具體地說，正在迄今為止未開發(fā)的自然環(huán)境嚴(yán)酷的地域進(jìn)行天然資源的開采。與之相伴隨，在輸送資源的貨運(yùn)鐵道中，軌道環(huán)境變得明顯苛刻。其結(jié)果是，對(duì)于鋼軌，也逐漸要求在迄今為止以上的耐磨性了。

另外，近年來，貨運(yùn)鐵道正在進(jìn)行鐵道運(yùn)輸?shù)倪M(jìn)一步過密化，從鋼軌頭部?jī)?nèi)部(以未使用鋼軌的形狀進(jìn)行換算，距頭部外廓表面深度為20～30mm的位置)產(chǎn)生的疲勞損傷逐漸變得令人擔(dān)心了。

從這樣的背景出發(fā)，逐漸要求對(duì)提高耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的高強(qiáng)度鋼軌進(jìn)行開發(fā)了。

為了改善鋼軌的耐磨性，例如開發(fā)出了專利文獻(xiàn)1～2所示的高強(qiáng)度鋼軌。這些鋼軌的主要特征在于：為了提高耐磨性，通過熱處理而使珠光體組織中的片晶間隔微細(xì)化，從而增加鋼的硬度；或者增加鋼的碳含量，從而增加珠光體組織中的片晶中的滲碳體相的體積比率。

具體地說，專利文獻(xiàn)1公開了如下內(nèi)容：通過從奧氏體區(qū)域溫度開始在850～500℃間以1～4℃/sec對(duì)軋制結(jié)束后或者再加熱過的鋼軌頭部進(jìn)行加速冷卻，從而可以提供一種耐磨性優(yōu)良的鋼軌。

另外，專利文獻(xiàn)2公開了如下內(nèi)容：通過使用過共析鋼(c：超過0.85％～1.20％)，增加珠光體組織中的片晶中的滲碳體體積比率，從而可以提供一種耐磨性優(yōu)良的鋼軌。

根據(jù)專利文獻(xiàn)1或者2所公開的技術(shù)，通過由珠光體組織中的片晶間隔的微細(xì)化帶來的高硬度化、或者珠光體組織中的片晶中的滲碳體相的體積比率的增加，可以謀求一定范圍的耐磨性的提高。

然而，在專利文獻(xiàn)1以及2所公開的高強(qiáng)度鋼軌中，不能抑制內(nèi)部疲勞損傷的發(fā)生。

針對(duì)上述課題，例如提出了專利文獻(xiàn)3或4所示的高強(qiáng)度鋼軌。這些鋼軌的主要特征在于：為了提高耐磨性、而且提高耐內(nèi)部疲勞損傷性，添加微量的合金而控制珠光體相變，或者使微量的合金在珠光體組織中析出，從而使頭部?jī)?nèi)部的硬度得以提高。

具體地說，專利文獻(xiàn)3公開了如下內(nèi)容：通過在過共析鋼(c：超過0.85％～1.20％)中添加b，由此對(duì)頭部?jī)?nèi)部的珠光體的相變溫度進(jìn)行控制，從而使頭部?jī)?nèi)部的硬度得以提高。另外，專利文獻(xiàn)4公開了如下內(nèi)容：通過在過共析鋼(c：超過0.85％～1.20％)中添加v和n，從而在珠光體組織中析出v的碳氮化物，由此使頭部?jī)?nèi)部的硬度得以提高。

根據(jù)專利文獻(xiàn)3或者4的技術(shù)，可以通過增加珠光體組織中的片晶中的滲碳體相的體積比率而謀求耐磨性的提高，同時(shí)可以通過頭部?jī)?nèi)部的珠光體相變溫度的控制和珠光體組織的析出強(qiáng)化而提高頭部?jī)?nèi)部的硬度，從而在某一一定范圍內(nèi)謀求耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。然而，在專利文獻(xiàn)3以及4的技術(shù)中，由于是以碳含量較多的過共析鋼(c：超過0.85％～1.20％)為基的成分體系，因而珠光體組織自身的韌性較低，從而在頭部?jī)?nèi)部有可能發(fā)生脆性的開裂。因此，對(duì)于近年來要求的在苛刻軌道環(huán)境下的使用，不能得到充分的特性，從而成為課題的是耐內(nèi)部疲勞損傷性的進(jìn)一步提高。另外，在專利文獻(xiàn)3以及4的技術(shù)中，因制造條件的變動(dòng)等而不會(huì)充分提高硬度，從而也存在耐內(nèi)部疲勞損傷性有可能降低的課題。

針對(duì)這樣的課題，例如專利文獻(xiàn)5提出了使作為鋼軌所需要的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的新的高強(qiáng)度鋼軌。該鋼軌的主要特征在于：為提高珠光體組織的韌性而降低碳含量，進(jìn)而為提高耐內(nèi)部疲勞損傷性而添加微量的合金，通過析出硬化而使頭部?jī)?nèi)部的硬度得以提高。具體地說，在專利文獻(xiàn)5中，通過以珠光體組織的韌性優(yōu)良的共析鋼(c：0.73～0.85％)為基，對(duì)mn和cr的含量加以控制，進(jìn)而添加v、n，從而使頭部?jī)?nèi)部的硬度得以提高。

然而，在專利文獻(xiàn)5所公開的技術(shù)中，即使進(jìn)行mn和cr的含量的控制，也根據(jù)制造條件的不同，生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織和馬氏體組織等異常組織。再者，即使添加v以及n，并對(duì)v和n之比進(jìn)行控制，v的氮化物的粒徑及其分布的控制也是不充分的，頭部?jī)?nèi)部的硬度的上升變得過剩，不能獲得頭部?jī)?nèi)部的硬度的充分上升，從而發(fā)生內(nèi)部疲勞損傷。因此，成為課題的是防止異常組織的生成以及耐磨性的提高，進(jìn)而是v系析出物的穩(wěn)定生成以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。

如上所述，對(duì)于能夠用于軌道環(huán)境苛刻的貨運(yùn)鐵道的、耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼軌，目前尚未提供。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特公昭63-023244號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開平8-144016號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本專利第3445619號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)4：日本專利第3513427號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)5：日本特開2009-108396號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

本發(fā)明是鑒于上述的問題點(diǎn)而研究出來的，特別地，其課題在于提供一種軌道環(huán)境苛刻的貨運(yùn)鐵道的鋼軌所要求的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的鋼軌。

用于解決課題的手段

(1)本發(fā)明的一方式涉及一種鋼軌，其以質(zhì)量％計(jì)，含有c：0.75～0.85％、si：0.10～1.00％、mn：0.30～1.20％、cr：0.20～0.80％、v：0.01～0.20％、n：0.0040～0.0200％、mo：0～0.50％、co：0～1.00％、b：0～0.0050％、cu：0～1.00％、ni：0～1.00％、nb：0～0.0500％、ti：0～0.0500％、mg：0～0.0200％、ca：0～0.0200％、rem：0～0.0500％、zr：0～0.0200％、al：0～1.00％、p≤0.0250％、s≤0.0250％，剩余部分包括fe和雜質(zhì)，且滿足下述式a以及式b；其中，以頭部外廓表面為起點(diǎn)至深度25mm的范圍的組織含有95％以上的珠光體組織，而且所述組織的硬度在hv350～480的范圍，在處于以所述頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為25mm的位置的橫斷面，平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物是每1.0μm²被檢測(cè)面積存在50～500個(gè)，由處于以所述頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為2mm的位置的硬度減去處于以所述頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為25mm的位置的硬度所得到的值是hv0～hv40；

1.00＜mn/cr≤4.00式a

0.30≤0.25×mn+cr≤1.00式b

其中，式a、式b中記載的元素符號(hào)為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。

(2)根據(jù)上述(1)所述的鋼軌，其中，在所述v的碳-氮化物中，當(dāng)將碳的原子數(shù)設(shè)定為ca、氮的原子數(shù)設(shè)定為na時(shí)，所述ca相對(duì)于所述na之比即ca/na也可以進(jìn)一步為0.70以下。

(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的鋼軌，其中，也能夠以質(zhì)量％計(jì)，含有選自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％、nb：0.0010～0.0500％、ti：0.0030～0.0500％、mg：0.0005～0.0200％、ca：0.0005～0.0200％、rem：0.0005～0.0500％、zr：0.0001～0.0200％以及al：0.0100～1.00％之中的1種或2種以上。

發(fā)明的效果

根據(jù)本發(fā)明的上述方式，通過對(duì)鋼軌鋼(成為鋼軌的原材料的鋼)的合金成分、組織、v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)加以控制，對(duì)頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差進(jìn)行控制，進(jìn)而對(duì)v的碳-氮化物的組成加以控制，從而可以使鋼軌的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高。另外，這樣的鋼軌可以在貨運(yùn)鐵道使用時(shí)，大大提高鋼軌的使用壽命。

附圖說明

圖1是表示等溫相變(isothermaltransformation)溫度與硬度以及金屬組織之間的關(guān)系的圖。

圖2是表示式1中規(guī)定的mn/cr的值和金屬組織之間的關(guān)系的圖。

圖3是表示式2中規(guī)定的0.25×mn+cr的值和鋼軌頭部硬度之間的關(guān)系的圖。

圖4是表示粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的每單位面積(1.0μm²)的個(gè)數(shù)(個(gè)/μm²)和鋼軌頭部硬度之間的關(guān)系的圖。

圖5是表示碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)、與轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)下的v的碳-氮化物周圍的微小開裂的有無(wú)之間的關(guān)系的圖。

圖6是表示本實(shí)施方式的鋼軌在頭部斷面表面位置的名稱以及需要珠光體組織的區(qū)域的圖。

圖7是表示磨損試驗(yàn)片的采集位置的圖。

圖8是表示磨損試驗(yàn)的概要的圖。

圖9是表示轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)的概要的圖。

具體實(shí)施方式

下面就本發(fā)明的一實(shí)施方式的耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性優(yōu)良的鋼軌(有時(shí)稱為本實(shí)施方式的鋼軌)進(jìn)行詳細(xì)的說明。下面，組成中的質(zhì)量％僅記載為％。

本實(shí)施方式的鋼軌具有以下的特征。

(i)具有規(guī)定的化學(xué)組成，且滿足1.00＜mn/cr≤4.00、以及0.30≤0.25×mn+cr≤1.00。

(ii)以頭部外廓表面為起點(diǎn)至深度25mm的范圍的組織含有95％以上的珠光體組織，而且所述組織的以維氏硬度計(jì)的硬度在hv350～480的范圍。

(iii)在處于以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為25mm的位置的橫斷面，平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物是每1.0μm²被檢測(cè)面積存在50～500個(gè)。

(iv)由處于以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為2mm的位置的硬度減去處于以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為25mm的位置的硬度所得到的值是hv0～hv40。

(v)優(yōu)選在所述v的碳-氮化物中，當(dāng)將碳的原子數(shù)設(shè)定為ca、氮的原子數(shù)設(shè)定為na時(shí)，所述ca相對(duì)于所述na之比即ca/na進(jìn)一步為0.70以下。

＜金屬組織以及珠光體組織的必要范圍的限定理由＞

在本實(shí)施方式的鋼軌中，在以頭部外廓表面為起點(diǎn)的至少25mm深度的范圍內(nèi)，需要將95％(面積率)以上設(shè)定為珠光體組織。

首先，就將珠光體組織以面積率計(jì)設(shè)定為95％以上的理由進(jìn)行說明。

在與車輪接觸的鋼軌頭部，耐磨性的確保是最重要的。本發(fā)明人對(duì)金屬組織和耐磨性之間的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查，結(jié)果確認(rèn)珠光體組織的耐磨性最為優(yōu)良。另外，珠光體組織即使合金元素的含量較少，也容易得到硬度(強(qiáng)度)，而且耐內(nèi)部疲勞損傷性也優(yōu)良。于是，出于使耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的目的，將珠光體組織的面積率限定為95％以上。在珠光體面積率低于95％時(shí)，耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性不會(huì)充分提高。

接著，就將珠光體組織以95面積％以上的比例含有的金屬組織(包含珠光體的組織)的必要范圍限定為從頭部外廓表面(頭部角落部以及頭頂部的表面)至以頭部外廓表面為起點(diǎn)的至少25mm深度的范圍的理由進(jìn)行說明。

含有所述珠光體組織的組織的范圍如果以頭部外廓表面為起點(diǎn)而低于25mm，則考慮到使用時(shí)的磨損，作為鋼軌頭部的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性所要求的區(qū)域是不充分的，不能充分提高耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性，其結(jié)果是，充分的鋼軌使用壽命的提高變得困難。為了進(jìn)一步提高耐磨性、耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將以頭部外廓表面為起點(diǎn)而至深度為30mm左右設(shè)定為含有珠光體組織的組織。

在此，圖6示出了本實(shí)施方式的鋼軌在頭部斷面表面位置的名稱、以及需要含有珠光體組織的組織的區(qū)域。首先，所謂鋼軌頭部，如圖6的符號(hào)3所示，是指在從斷面觀察鋼軌時(shí)，比在鋼軌的高度方向中央變細(xì)的部分更靠上側(cè)的部分。另外，鋼軌頭部3具有頭頂部1、和處在所述頭頂部1的兩端位置的頭部角落部2。頭部角落部2的一方為主要與車輪接觸的軌距角(g.c.：gagecorner)部。而且所謂頭部外廓表面，是指在鋼軌頭部3中，將使鋼軌直立時(shí)面向上側(cè)的頭頂部1的表面、和頭部角落部2的表面合在一起的面。頭頂部1和頭部角落部2的位置關(guān)系處于頭頂部1位于鋼軌頭部的寬度方向大致中央、頭部角落部2位于頭頂部1的兩側(cè)的關(guān)系。

將以頭部角落部2以及頭頂部1的表面(頭部外廓表面)為起點(diǎn)至深度25mm處的范圍稱為頭表部(3a、斜線部)。如圖6所示，如果在以頭部角落部2以及頭頂部1的表面(頭部外廓表面)為起點(diǎn)至深度25mm處的頭表部3a配置含有規(guī)定硬度的珠光體組織的組織(珠光體組織以95面積％以上的比例含有的金屬組織)，則可以謀求鋼軌的耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。

因此，含有珠光體組織的組織優(yōu)選配置在鋼軌主要與車輪接觸、且要求耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性的頭表部3a，對(duì)于不需要這些特性的頭表部以外的部分，珠光體組織的面積率也可以為95％以上，但也可以不為95％以上。

另外，本實(shí)施方式的鋼軌的頭表部3a的金屬組織如果珠光體組織的面積率為95％以上，則除珠光體組織以外，也可以混入以面積率計(jì)為5％以下的微量的初析鐵素體組織、初析滲碳體組織、貝氏體組織和馬氏體組織等。即使混入這些組織，只要在5％以下，就不會(huì)對(duì)頭部表面的耐磨性、頭部?jī)?nèi)部的耐內(nèi)部疲勞損傷性產(chǎn)生大的不良影響。換句話說，本實(shí)施方式的鋼軌的鋼軌頭部的金屬組織以面積率計(jì)，只要頭表部的95％以上為珠光體組織即可，為了充分提高耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將鋼軌頭部的頭表部的金屬組織的98％以上設(shè)定為珠光體組織。珠光體的面積率也可以為100％。

以頭部外廓表面為起點(diǎn)至25mm的深度范圍的珠光體面積率可以采用以下的方法求出。也就是說，在200倍的光學(xué)顯微鏡的視場(chǎng)下對(duì)金屬組織進(jìn)行觀察，決定各金屬組織的面積后，可以決定珠光體組織的面積率。另外，作為所述光學(xué)顯微鏡的視場(chǎng)，使用10個(gè)視場(chǎng)(10個(gè)部位)以上，可以將面積率的平均值用作觀察部位的面積率。

金屬組織的評(píng)價(jià)方法如下所示。

事前處理：對(duì)樣品進(jìn)行金剛石研磨后，實(shí)施3％硝酸乙醇侵蝕處理

組織觀察：光學(xué)顯微鏡(200倍)

視場(chǎng)：10個(gè)以上

組織判斷：采用金屬組織學(xué)的教科書(例如《入門·金屬材料の組織と性質(zhì)材料を生かす熱処理と組織制御”：日本熱處理技術(shù)協(xié)會(huì))等進(jìn)行判斷，不清楚時(shí)進(jìn)行sem觀察

比率判斷：測(cè)定各組織的面積，計(jì)算視場(chǎng)內(nèi)的面積率，將整個(gè)視場(chǎng)的平均值作為該部位的代表值。此外，組織的面積率的計(jì)算可以采用如下的方法求出：以上述的組織判斷為基礎(chǔ)，將規(guī)定的組織用連續(xù)的線包圍，通過圖像分析求出該線內(nèi)的區(qū)域的面積，進(jìn)而計(jì)算出該面積與整個(gè)觀察視場(chǎng)的面積之比率。

在本實(shí)施方式的鋼軌中，只要以頭部外廓表面為起點(diǎn)的2mm深度的位置、和以頭部外廓表面為起點(diǎn)的25mm深度的位置這兩者的珠光體組織的面積率為95％以上，就可以說以頭部外廓表面為起點(diǎn)的至少25mm深度的范圍的金屬組織的95％以上為珠光體組織。

＜含有珠光體組織的組織的硬度的限定理由＞

接著，就本實(shí)施方式的鋼軌中，將含有珠光體組織的組織的硬度限定為hv350～480的范圍的理由進(jìn)行說明。

本發(fā)明人就含有為確保鋼軌的耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性所需要的珠光體組織的金屬組織的硬度進(jìn)行了研究。具體地說，使用具有0.80％c-0.50％si-0.70％mn-0.50％cr-0.0150％p-0.0120％s的成分的鋼材(共析鋼)，通過軋制以及熱處理，試制出使鋼軌頭部的硬度發(fā)生變化的鋼軌。而且對(duì)于該試制鋼軌，進(jìn)行了基于從鋼軌頭部采集的試驗(yàn)片的磨損試驗(yàn)、和使用實(shí)際鋼軌的轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)，對(duì)鋼軌頭部的硬度與耐磨性以及耐表面損傷性之間的關(guān)系、進(jìn)而對(duì)硬度與耐內(nèi)部疲勞損傷性之間的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。結(jié)果確認(rèn)：在鋼軌頭部，為了確保耐磨性、耐表面損傷性，進(jìn)而確保耐內(nèi)部疲勞損傷性，需要將處于以頭部外廓表面為起點(diǎn)至深度25mm的范圍的含有珠光體組織的金屬組織的硬度控制在hv350～480的范圍。

含有珠光體組織的組織的硬度在低于hv350時(shí)，磨損得以發(fā)展，鋼軌頭部所要求的耐磨性的確保變得困難。另外，在頭部?jī)?nèi)部，疲勞開裂發(fā)生并傳播，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。另外，珠光體組織的硬度如果超過hv480，則由于含有珠光體組織的組織的脆化，在頭部表面的與車輪接觸的頭部外廓表面發(fā)生微小的開裂，從而耐表面損傷性的確保變得困難。因此，將含有珠光體組織的組織的硬度限定在hv350～480的范圍。

關(guān)于含有珠光體組織的組織的硬度的測(cè)定，在測(cè)定場(chǎng)所(例如以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為2mm的位置)測(cè)定10點(diǎn)(10個(gè)部位)以上，將其平均值采用作為該位置的硬度值。這是因?yàn)樵诒緦?shí)施方式的鋼軌中，珠光體組織以面積率計(jì)占有95％以上，但在5％以下的范圍存在其它組織(初析滲碳體、初析鐵素體、馬氏體、貝氏體等)，因而可能有時(shí)1點(diǎn)的測(cè)定不能代表含有珠光體組織的組織的硬度。

硬度的測(cè)定條件如下所示。

裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

測(cè)定用試驗(yàn)片采集：從鋼軌頭部的橫斷面切出

事前處理：采用平均粒徑為1μm的金剛石磨粒對(duì)橫斷面進(jìn)行研磨

測(cè)定方法：按照jisz2244進(jìn)行測(cè)定

測(cè)定：10點(diǎn)以上

硬度：將測(cè)定點(diǎn)的平均值設(shè)定為在其深度位置的代表值

在本實(shí)施方式的鋼軌中，只要以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置、和以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置這兩者的硬度是hv350～480，就可以說以頭部外廓表面為起點(diǎn)的至少25mm深度的范圍的硬度是hv350～480。

＜頭部表面(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置)的硬度和頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)的硬度之差的限定理由＞以及＜平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)的限定理由＞

接著，就將頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差(由以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置的硬度減去以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置的硬度所得到的值)限定為hv0～hv40的理由、以及在處于以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度為25mm的位置的橫斷面，將平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物限定為每1.0μm²被檢測(cè)面積50～500個(gè)的理由進(jìn)行說明。

本發(fā)明人使用圖9所示的轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)機(jī)，對(duì)于以前的鋼軌，將試驗(yàn)片形狀設(shè)定成全長(zhǎng)為2m的141磅鋼軌8，將車輪9設(shè)定為直徑920mm的aar型，將載荷設(shè)定為徑向：50～300kn、軸向力：20kn，潤(rùn)滑設(shè)定為(干+油(間歇給油))，在將循環(huán)次數(shù)設(shè)定為最大200萬(wàn)次的條件下進(jìn)行鋼軌的轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)，在試驗(yàn)后對(duì)頭部?jī)?nèi)部的疲勞損傷的生成狀況進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查。

結(jié)果確認(rèn)：頭部?jī)?nèi)部發(fā)生了開裂。頭部?jī)?nèi)部的開裂由于對(duì)鋼軌的基本性能產(chǎn)生很大的影響，因而為確保安全性，需要對(duì)其加以防止。本發(fā)明人對(duì)消除該開裂的方法進(jìn)行了研究。

本發(fā)明人為了降低因與車輪的接觸而產(chǎn)生的頭部?jī)?nèi)部的應(yīng)變的集中，對(duì)進(jìn)一步提高頭部?jī)?nèi)部的硬度、降低頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差、在頭部的斷面內(nèi)盡可能使材料強(qiáng)度均勻化進(jìn)行了研究。另外，為了進(jìn)一步提高頭部?jī)?nèi)部的硬度，可以認(rèn)為生成在珠光體組織中的鐵素體相中析出的v的碳-氮化物是有效的，從而對(duì)在珠光體組織的鐵素體相中容易析出的v的碳-氮化物的控制進(jìn)行了研究。

對(duì)于以具有0.80％c-0.50％si-0.50％mn-0.40％cr-0.0150％p-0.0120％s的成分的鋼材(共析鋼)為基、使v含量在0.01～0.20％、n含量在0.0040～0.0200％的范圍發(fā)生變化的鋼材，進(jìn)行鋼軌軋制以及用于促進(jìn)v的碳-氮化物的生成的熱處理，從而對(duì)頭部?jī)?nèi)部的析出物以及頭部的硬度進(jìn)行了調(diào)查。熱處理在軋制結(jié)束后，進(jìn)行加速冷卻和控制冷卻。試驗(yàn)條件如下所示。

[實(shí)際鋼軌軋制、熱處理試驗(yàn)]

●鋼成分

0.80％c-0.50％si-0.50％mn-0.40％cr-0.0150％p-0.0120％s-0.01～0.20％v-0.0040～0.0200％n(剩余部分：fe和雜質(zhì))

●鋼軌形狀

141磅(重量：70kg/m)。

●軋制-熱處理?xiàng)l件

最終軋制溫度(頭部外廓表面)：950℃。

熱處理?xiàng)l件：軋制→自然放冷→加速冷卻+控制冷卻

加速冷卻條件(頭部外廓表面)：以3℃/sec的冷卻速度冷卻至800～590℃

控制冷卻條件(頭部外廓表面)：加速冷卻停止后，在580～640℃的溫度區(qū)域保持100～200sec，然后放冷

控制冷卻時(shí)的溫度保持：反復(fù)進(jìn)行加速冷卻的執(zhí)行、停止，根據(jù)來自鋼軌內(nèi)部的回流換熱而進(jìn)行加速冷卻，從而控制溫度

[v的碳-氮化物的調(diào)查方法]

●事前處理：鋼軌切斷從橫斷面采集樣品，實(shí)施薄膜加工或者萃取復(fù)型采集(通過電解浸蝕或者化學(xué)浸蝕而使析出物露出，然后用薄膜進(jìn)行剝?nèi)〉姆椒?

●采集位置：頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)

●測(cè)定方法

裝置：透射型電子顯微鏡

放大倍數(shù)：5萬(wàn)～50萬(wàn)

觀察視場(chǎng)數(shù)：20個(gè)視場(chǎng)

析出物的選定：使用薄膜或者萃取復(fù)型試樣，采用透射電子顯微鏡(tem)確定生成于珠光體組織中的鐵素體相中的析出物。采用基于能量分散型x射線光譜法裝置(edx)的組成分析、或者基于tem的電子衍射圖像的晶體結(jié)構(gòu)解析，對(duì)該析出物進(jìn)行成分分析，并進(jìn)行v碳-氮化物的判定。在判定時(shí)，對(duì)于各析出物，將除v以外還同時(shí)檢測(cè)出碳或氮的析出物作為評(píng)價(jià)對(duì)象。評(píng)價(jià)對(duì)象的析出物至少含有v和碳、v和氮、v和碳與氮，也可以含有其它的合金元素。

析出物的粒徑測(cè)定：求出上述評(píng)價(jià)對(duì)象的析出物的面積，以與面積相當(dāng)?shù)膱A的直徑計(jì)算平均粒徑。

評(píng)價(jià)：根據(jù)上述計(jì)算的結(jié)果，選定粒徑為5～20nm的析出物，對(duì)規(guī)定直徑的v碳-氮化物數(shù)進(jìn)行計(jì)數(shù)，將其換算為每單位面積的數(shù)量，求出其平均值。

[鋼軌頭部的硬度的測(cè)定方法以及測(cè)定條件]

●硬度的測(cè)定

裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

測(cè)定用試驗(yàn)片采集：從鋼軌頭部的橫斷面切出樣品。

事前處理：采用平均粒徑為1μm的金剛石磨粒對(duì)橫斷面進(jìn)行研磨。

測(cè)定方法：按照jisz2244進(jìn)行測(cè)定。

●硬度的計(jì)算

頭部表面：在距頭部外廓表面深度為2mm的任意位置進(jìn)行20點(diǎn)的測(cè)定，將其平均值設(shè)定為頭部表面的硬度。

頭部?jī)?nèi)部：在距頭部外廓表面深度為25mm的任意位置進(jìn)行20點(diǎn)的測(cè)定，將其平均值設(shè)定為頭部?jī)?nèi)部的硬度。

就在進(jìn)行過軋制以及熱處理的鋼軌的頭部?jī)?nèi)部生成的析出物與頭部的硬度之間的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查，結(jié)果可知：通過v以及n的含有、進(jìn)而通過軋制后的熱處理?xiàng)l件的控制，可以在珠光體組織中生成某一一定量的v的碳-氮化物。另外，如圖4所示，已經(jīng)確認(rèn)通過對(duì)平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)加以控制，頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)的硬度得以大大提高。再者，已經(jīng)確認(rèn)在頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)，通過將平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)控制為50～500個(gè)(/μm²)，可以將頭部?jī)?nèi)部的硬度控制在低于頭部表面的水平，而且可以將頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度差降低至hv40以下。

接著，為了驗(yàn)證該硬度差的效果，使用圖9所示的轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)機(jī)，將試驗(yàn)片形狀設(shè)定成全長(zhǎng)為2m的141磅鋼軌8，將車輪9設(shè)定為直徑920mm的aar型，將載荷設(shè)定為徑向：50～300kn、軸向力：20kn，潤(rùn)滑設(shè)定為(干+油(間歇給油))，在將循環(huán)次數(shù)設(shè)定為最大200萬(wàn)次的條件下進(jìn)行鋼軌的轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)，對(duì)試驗(yàn)后的頭部?jī)?nèi)部的疲勞損傷的生成狀況進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查。

其結(jié)果是，已經(jīng)確認(rèn)在將硬度差控制為hv40以下的鋼軌的頭部?jī)?nèi)部，沒有上述開裂的殘存而使鋼軌的內(nèi)部疲勞損傷性得以大大提高。

如上所述，在頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)，通過將平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)控制為50～500個(gè)/μm²，可以將頭部?jī)?nèi)部的硬度控制在低于頭部表面的水平，而且可以將頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度差降低至hv40以下。另外，在將硬度差控制為hv40以下的鋼軌的頭部?jī)?nèi)部，沒有上述開裂的殘存而使鋼軌的內(nèi)部疲勞損傷性得以大大提高。

因此，在以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置的橫斷面中，將平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)密度設(shè)定成每1.0μm²被檢測(cè)面積為50～500個(gè)(即50～500個(gè)/μm²)，將頭部表面的硬度和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差(頭部表面的硬度-頭部?jī)?nèi)部的硬度)設(shè)定成hv40以下。

平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的生成量如果每1.0μm²被檢測(cè)面積低于50個(gè)，則頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)的硬度的上升并不充分，不能看到耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。另一方面，v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)密度如果每1.0μm²被檢測(cè)面積超過500個(gè)，則頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)的硬度的上升變得過剩，頭部?jī)?nèi)部的硬度比頭部表面更為增加，由車輪接觸等外力產(chǎn)生的鋼軌的應(yīng)變?cè)陬^部表面的低硬度的區(qū)域集中。其結(jié)果是，在頭部表面產(chǎn)生微小的開裂，從而耐表面損傷性降低。因此，將在以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置存在的平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物限定為每1.0μm²被檢測(cè)面積50～500個(gè)(即50～500個(gè)/μm²)。

另外，在鋼軌頭部，冷卻速度因斷面的各部位的不同而不同。一般地說，硬度顯示出隨著從頭部表面進(jìn)入頭部?jī)?nèi)部而降低的分布。如果頭部表面的硬度和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差超過hv40，則在鋼軌頭部的斷面內(nèi)，材料強(qiáng)度的變化明顯增大，與之相伴隨，由車輪接觸等外力產(chǎn)生的鋼軌的應(yīng)變?cè)陬^部?jī)?nèi)部的低硬度的區(qū)域集中。其結(jié)果是，在頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生并殘留微小的開裂，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性的更進(jìn)一步提高變得困難。

此外，上述的硬度之差表示頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差。一般地說，如上述那樣，隨著從頭部表面進(jìn)入頭部?jī)?nèi)部，硬度得以降低。因此，頭部表面的硬度和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差取正的值。但是，如果因熱處理?xiàng)l件的控制不良等而在頭部表面生成貝氏體組織，則頭部?jī)?nèi)部的硬度有時(shí)比頭部表面的硬度更加上升。其結(jié)果是，頭部表面的硬度和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差有時(shí)取負(fù)的值。即使在此情況下，也與v的碳-氮化物過剩生成的情況同樣，由車輪接觸等外力產(chǎn)生的鋼軌的應(yīng)變?cè)陬^部表面的低硬度的區(qū)域集中。其結(jié)果是，在頭部表面產(chǎn)生微小的開裂，從而耐表面損傷性降低。

選擇以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置作為頭部表面、選擇以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置作為頭部?jī)?nèi)部的原因在于：它們是作為產(chǎn)品鋼軌的最明顯地顯示出耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性的位置。通過對(duì)上述位置的硬度和這些位置的硬度之差進(jìn)行控制，便可以提高本實(shí)施方式的鋼軌的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性。硬度的測(cè)定方法如上所示。硬度的測(cè)定位置可以任意地進(jìn)行選擇，以便在滿足條件的限度內(nèi)，可以得到代表從鋼軌的頭頂部延續(xù)到頭部角落部的整個(gè)范圍的數(shù)值。

＜v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)的限定理由＞

本發(fā)明人從進(jìn)一步提高安全性的角度考慮，就長(zhǎng)期使用時(shí)的特性的提高對(duì)策進(jìn)行了研究。就進(jìn)行過疲勞試驗(yàn)的鋼軌進(jìn)行了詳細(xì)的觀察，結(jié)果確認(rèn)：在v的碳-氮化物的周圍有時(shí)產(chǎn)生微小的開裂。本發(fā)明人對(duì)消除該微小的開裂的方法進(jìn)行了研究。

于是，本發(fā)明人就v的碳-氮化物的組成和在其周圍產(chǎn)生的微小開裂之間的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查。調(diào)查方法如下所示。

[微小開裂的調(diào)查方法]

●樣品制作

將鋼軌切斷，從頭部?jī)?nèi)部的以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置進(jìn)行樣品制作。

●事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨。

●觀察方法

裝置：掃描型電子顯微鏡

放大倍數(shù)：1萬(wàn)～10萬(wàn)

觀察位置：對(duì)平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的周圍進(jìn)行詳細(xì)觀察

(平均粒徑的測(cè)定方法設(shè)定為與上述同樣。)

[v的碳-氮化物的組成調(diào)查方法]

●試樣采集位置：頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)

●事前處理：采用fib(聚焦離子束)法加工針試樣(10μm×10μm×100μm)

●測(cè)定機(jī)：3維原子探針(3dap)法

●測(cè)定方法

對(duì)針試樣施加電壓，從而從其頂端釋放出金屬離子，采用坐標(biāo)檢測(cè)機(jī)對(duì)該金屬離子進(jìn)行檢測(cè)。通過離子飛行時(shí)間確定元素的種類，通過檢測(cè)的坐標(biāo)確定3維的元素位置和原子數(shù)。

電壓：dc、脈沖(脈沖比20％以上)

試樣溫度：40k以下

●v的碳-氮化物的碳和氮的原子數(shù)之比的計(jì)算

使用上述的元素位置和量的信息而計(jì)算v的碳-氮化物的碳含量和氮含量。由3dap的結(jié)果對(duì)v的碳-氮化物中含有的碳、氮各自的原子數(shù)進(jìn)行計(jì)數(shù)。由該結(jié)果計(jì)算碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)。

●測(cè)定數(shù)量：設(shè)定為5點(diǎn)以上，將它們的平均值設(shè)定為代表值。

調(diào)查的結(jié)果，確認(rèn)通過v的碳-氮化物的碳含量和氮含量的組合，使開裂的發(fā)生狀況大大地發(fā)生變化。進(jìn)一步詳細(xì)調(diào)查的結(jié)果，發(fā)現(xiàn)微小開裂的生成與v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)相關(guān)，并具有隨著碳化物的增加，v的碳-氮化物的硬度增加，周圍母相的裂紋生成量增多的傾向。進(jìn)行進(jìn)一步調(diào)查的結(jié)果，如圖5所示，確認(rèn)通過將碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)控制為0.70以下，微小開裂的生成便得以消除。

根據(jù)這些結(jié)果，發(fā)現(xiàn)為了抑制并防止頭部?jī)?nèi)部的開裂以及微小開裂的生成，從而進(jìn)一步提高鋼軌的基本性能，除了控制v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)以外，還優(yōu)選對(duì)成為開裂起點(diǎn)部的v的碳-氮化物的組成加以控制。

＜鋼軌的化學(xué)成分的限定理由＞

在本實(shí)施方式的鋼軌中，就鋼軌鋼(成為鋼軌的原材料的鋼材)的化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行詳細(xì)的說明。

c：0.75～0.85％

c是對(duì)促進(jìn)珠光體相變、而且確保耐磨性有效的元素。如果c含量低于0.75％，則在本成分體系中，不能維持鋼軌所要求的最低限度的強(qiáng)度和耐磨性。另外，生成初析鐵素體組織而使耐磨性大幅度降低。再者，生成容易在頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生疲勞開裂的軟質(zhì)的初析鐵素體組織，從而容易發(fā)生內(nèi)部疲勞損傷。另一方面，如果c含量超過0.85％，則珠光體組織自身的韌性降低，在頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生脆性的開裂，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。另外，在頭部?jī)?nèi)部容易生成初析滲碳體組織，從珠光體組織和初析滲碳體組織的界面產(chǎn)生疲勞開裂，從而容易發(fā)生內(nèi)部疲勞損傷。因此，將c含量設(shè)定為0.75～0.85％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將c含量設(shè)定為0.80～0.85％。

si：0.10～1.00％

si是在珠光體組織中的鐵素體相內(nèi)固溶，使鋼軌頭部的硬度(強(qiáng)度)上升，從而提高耐磨性的元素。然而，在si含量低于0.10％時(shí)，則不能充分地得到這些效果。另一方面，如果si含量超過1.00％，則熱軋時(shí)大量生成表面缺陷。再者，淬透性顯著增加，在鋼軌頭部生成馬氏體組織，從而使耐磨性降低。因此，將si含量設(shè)定為0.10～1.00％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將si含量設(shè)定為0.20～0.80％。

mn：0.30～1.20％

mn是提高淬透性，使珠光體相變穩(wěn)定化，同時(shí)使珠光體組織的片晶間隔微細(xì)化，確保珠光體組織的硬度，從而使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得到更進(jìn)一步提高的元素。然而，在mn含量低于0.30％時(shí)，不能看到耐磨性的改善。另外，生成容易在頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生疲勞開裂的軟質(zhì)的初析鐵素體組織，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性的確保變得困難。另一方面，如果mn含量超過1.20％，則淬透性顯著增加，在鋼軌頭部生成馬氏體組織，從而使耐磨性和耐表面損傷性降低。因此，將mn含量設(shè)定為0.30～1.20％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將mn含量設(shè)定為0.40～1.00％。

cr：0.20～0.80％

cr是使平衡相變溫度上升，增加過冷度而使珠光體組織的片晶間隔微細(xì)化，從而使珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)得以提高的元素。片晶間隔的微細(xì)化以及珠光體組織硬度的提高有助于耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。然而，在cr含量低于0.20％時(shí)，其效果較小，不能得到提高鋼軌鋼硬度的效果。另一方面，如果cr含量超過0.80％，則淬透性顯著增加，在鋼軌頭部生成貝氏體組織和馬氏體組織，從而使耐磨性和耐表面損傷性降低。因此，將cr含量設(shè)定為0.20～0.80％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將cr含量設(shè)定為0.40～0.75％。

v：0.01～0.20％

v是在熱軋后的冷卻過程中以v碳-氮化物的形式析出，通過析出硬化而提高珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)，從而在頭部?jī)?nèi)部使耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。然而，在v含量低于0.01％時(shí)，在珠光體組織的鐵素體相中析出的微細(xì)的碳-氮化物的個(gè)數(shù)較少，從而不能看到頭部?jī)?nèi)部的硬度(強(qiáng)度)的提高。另一方面，如果v含量超過0.20％，則微細(xì)的v的碳-氮化物的數(shù)量變得過剩，頭部?jī)?nèi)部的硬度比頭部表面更加增加，由車輪接觸等外力產(chǎn)生的鋼軌的應(yīng)變?cè)陬^部表面的低硬度的區(qū)域集中。其結(jié)果是，在頭部表面產(chǎn)生微小的開裂，從而耐表面損傷性降低。因此，將v含量設(shè)定為0.01～0.20％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將v含量設(shè)定為0.03～0.10％。

n：0.0040～0.0200％

n是通過與v同時(shí)含有而在熱軋后的冷卻過程中促進(jìn)v碳-氮化物析出的元素。如果v碳-氮化物析出，則珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)提高，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高。然而，在n含量低于0.0040％時(shí)，在珠光體組織的鐵素體相中析出的微細(xì)的碳-氮化物的個(gè)數(shù)較少，從而不能看到頭部?jī)?nèi)部的硬度(強(qiáng)度)的提高。另一方面，如果n含量超過0.0200％，則難以使n固溶于鋼中。在此情況下，生成成為疲勞損傷起點(diǎn)的氣泡，從而容易產(chǎn)生內(nèi)部疲勞損傷。因此，將n含量設(shè)定為0.0040～0.0200％。為了使珠光體組織的生成穩(wěn)定化，從而提高耐內(nèi)部疲勞損傷性，優(yōu)選將n含量設(shè)定為0.0060～0.0150％。

p：0.0250％以下

p是在鋼中不可避免地含有的元素(雜質(zhì))，可以通過在轉(zhuǎn)爐中進(jìn)行的精煉而控制其含量。p含量越低越優(yōu)選，但如果p含量超過0.0250％，則珠光體組織脆化，在頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生脆性的開裂，從而耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，將p含量限制為0.0250％以下。p含量的下限并沒有進(jìn)行限定，但考慮到在精煉工序中的脫磷能力，可以認(rèn)為p含量在0.0050％左右實(shí)際上成為制造時(shí)的界限。

s：0.0250％以下

s是在鋼中不可避免地含有的元素(雜質(zhì))，可以通過在鐵液鍋中進(jìn)行的脫硫而控制其含量。s含量越少越優(yōu)選，但如果s含量超過0.0250％，則容易生成粗大的mns系硫化物的夾雜物，在頭部?jī)?nèi)部因夾雜物的周圍的應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，將s含量限制為0.0250％以下。s含量的下限并沒有進(jìn)行限定，但考慮到在精煉工序中的脫硫能力，可以認(rèn)為s含量在0.0050％左右實(shí)際上成為制造時(shí)的界限。

本實(shí)施方式的鋼軌以含有上述的化學(xué)成分、剩余部分包括fe和雜質(zhì)作為根本。然而，以謀求因珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)的增加而引起的耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高、韌性的提高、焊接熱影響區(qū)的軟化的防止、頭部?jī)?nèi)部的斷面硬度分布的控制為目的，也可以根據(jù)需要在后述的范圍內(nèi)進(jìn)一步含有選自mo、co、b、cu、ni、nb、ti、mg、ca、rem、zr、al元素之中的1種或2種以上以代替剩余部分的fe的一部分。具體地說，mo使平衡相變點(diǎn)上升，使珠光體組織的片晶間隔微細(xì)化，從而使硬度得以提高。co使磨損面的片晶組織微細(xì)化，從而使磨損面的硬度得以提高。b使珠光體相變溫度對(duì)冷卻速度的依存性降低，從而使鋼軌頭部的硬度分布變得均勻。cu固溶于珠光體組織中的鐵素體中，使硬度得以提高。ni使珠光體組織的韌性和硬度得以提高，同時(shí)防止焊接接頭熱影響區(qū)的軟化。nb、ti通過在熱軋和熱軋后的冷卻過程中生成的碳化物或氮化物的析出硬化來提高珠光體組織的疲勞強(qiáng)度。另外，再加熱時(shí)穩(wěn)定地生成碳化物和氮化物，從而防止焊接接頭熱影響區(qū)的軟化。mg、ca、rem使mns系硫化物微細(xì)分散，從而使由夾雜物生成的內(nèi)部疲勞損傷降低。zr通過提高凝固組織的等軸晶化率而抑制鑄坯中心部的偏析帶的形成，從而抑制初析滲碳體組織和馬氏體組織的生成。因此，為了獲得上述的效果，也可以含有這些元素。這些元素即使在后述的范圍以下含有，也不會(huì)損害本實(shí)施方式的鋼軌的特性。這些元素由于未必需要含有，因而其下限為0％。

mo：0.01～0.50％

mo是使平衡相變溫度上升，增加過冷度而使珠光體組織的片晶間隔微細(xì)化，從而使珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)得以提高，作為其結(jié)果，使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。然而，在mo含量低于0.01％時(shí)，其效果較小，不能得到提高鋼軌鋼硬度的效果。另一方面，如果mo含量超過0.50％，則相變速度顯著降低，在鋼軌頭部生成馬氏體組織，從而使耐磨性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將mo含量設(shè)定為0.01～0.50％。

co：0.01～1.00％

co是固溶于珠光體組織的鐵素體相中，使與車輪接觸的滾動(dòng)面正下方的珠光體組織的片晶組織微細(xì)化，從而使珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)得以提高，作為其結(jié)果，使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。然而，在co含量低于0.01％時(shí)，不會(huì)促進(jìn)片晶組織的微細(xì)化，從而不能獲得耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高效果。另一方面，如果co含量超過1.00％，則上述的效果達(dá)到飽和，從而不能謀求與含量相對(duì)應(yīng)的片晶組織的微細(xì)化。另外，因合金添加成本的增大而使經(jīng)濟(jì)性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將co含量設(shè)定為0.01～1.00％。

b：0.0001～0.0050％

b是在奧氏體晶界形成鐵碳硼化物(fe23(cb)6)，通過珠光體相變的促進(jìn)效果而使珠光體相變溫度對(duì)冷卻速度的依存性降低的元素。另外，b是通過上述的效果而賦予鋼軌從頭部外廓表面至內(nèi)部更加均勻的硬度分布，從而使鋼軌高壽命化的元素。然而，在b含量低于0.0001％時(shí)，其效果并不充分，從而不能看到鋼軌頭部在硬度分布上的改善。另一方面，如果b含量超過0.0050％，則生成粗大的鐵碳硼化物，使脆性破壞變得冗長(zhǎng)，從而使鋼軌的韌性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將b含量設(shè)定為0.0001～0.0050％。

cu：0.01～1.00％

cu是固溶于珠光體組織的鐵素體相中，通過固溶強(qiáng)化而使硬度(強(qiáng)度)得以提高，從而提高耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性的元素。但是，在cu含量低于0.01％時(shí)，不能獲得其效果。另一方面，如果cu含量超過1.00％，則因淬透性的顯著提高而在鋼軌頭部生成馬氏體組織，從而使耐磨性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將cu含量設(shè)定為0.01～1.00％。

ni：0.01～1.00％

ni是提高珠光體組織的韌性，同時(shí)通過固溶強(qiáng)化而提高硬度(強(qiáng)度)，從而使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。再者，還是在焊接熱影響區(qū)，與ti復(fù)合而使ni3ti的金屬間化合物微細(xì)析出，從而通過析出強(qiáng)化而使軟化受到抑制的元素。另外，ni是在含cu鋼中抑制晶界脆化的元素。然而，在ni含量低于0.01％時(shí)，這些效果明顯地小。另一方面，如果ni含量超過1.00％，則因淬透性的顯著提高而在鋼軌頭部生成馬氏體組織，從而使耐磨性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將ni含量設(shè)定為0.01～1.00％。

nb：0.0010～0.0500％

nb是在熱軋后的冷卻過程中以nb碳化物和/或nb氮化物的形式析出，通過析出硬化而提高珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)，從而使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。另外，在再加熱至ac1點(diǎn)以下的溫度區(qū)域的熱影響區(qū)，使nb的碳化物和nb氮化物從低溫度區(qū)域至高溫度區(qū)域穩(wěn)定地生成，從而是對(duì)防止焊接接頭的熱影響區(qū)的軟化有效的元素。然而，在nb含量低于0.0010％時(shí)，不能獲得這些效果，從而不能看到珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)的提高。另一方面，如果nb含量超過0.0500％，則nb的碳化物和氮化物的析出硬化變得過剩，珠光體組織自身發(fā)生脆化，從而鋼軌的耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將nb含量設(shè)定為0.0010～0.0500％。

ti：0.0030～0.0500％

ti是在熱軋后的冷卻過程中以ti碳化物和/或ti氮化物的形式析出，通過析出硬化而提高珠光體組織的硬度(強(qiáng)度)，從而使耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高的元素。另外，在焊接時(shí)的再加熱中，利用析出的ti碳化物、ti氮化物不會(huì)發(fā)生熔化，使加熱至奧氏體區(qū)域的熱影響區(qū)的組織微細(xì)化，從而是對(duì)防止焊接接頭部的脆化有效的成分。然而，在ti含量低于0.0030％時(shí)，這些效果較少。另一方面，如果ti含量超過0.0500％，則生成粗大的ti碳化物和ti氮化物，通過應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將ti含量設(shè)定為0.0030～0.0500％。

mg：0.0005～0.0200％

mg是與s鍵合而形成微細(xì)的硫化物，mgs使mns微細(xì)分散，緩和應(yīng)力集中，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高度的元素。但是，在低于0.0005％時(shí)，其效果較弱，如果添加超過0.0200％，則生成mg的粗大氧化物，通過應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將mg含量設(shè)定為0.0005～0.0200％。

ca：0.0005～0.0200％

ca是與s的鍵合力較強(qiáng)，從而形成cas(硫化物)的元素。該cas使mns微細(xì)分散，緩和應(yīng)力集中，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高。然而，在ca含量低于0.0005％時(shí)，其效果較弱。另一方面，如果ca含量超過0.0200％，則生成ca的粗大氧化物，通過應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將ca含量設(shè)定為0.0005～0.0200％。

rem：0.0005～0.0500％

rem是脫氧-脫硫元素，如果含有，則生成成為mn硫化物系夾雜物的生成核的rem硫氧化物(rem2o2s)。該硫氧化物(rem2o2s)由于熔點(diǎn)較高，因而使軋制后的mn硫化物系夾雜物的延伸受到抑制。其結(jié)果是，因rem的含有而使mns微細(xì)分散，應(yīng)力集中得以緩和，從而提高耐內(nèi)部疲勞損傷性。然而，在rem含量低于0.0005％時(shí)，作為mns系硫化物的生成核并不充分，從而其效果較小。另一方面，如果rem含量超過0.0500％，則生成硬質(zhì)的rem硫氧化物(rem2o2s)，通過應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將rem含量設(shè)定為0.0005～0.0500％。

此外，所謂rem，為ce、la、pr或者nd等稀土類金屬。上述含量規(guī)定為這些所有的rem的含量的合計(jì)。只要所有含量的總和在上述范圍內(nèi)，則無(wú)論單獨(dú)、復(fù)合(2種類以上)的哪一種形態(tài)，都可以得到同樣的效果。

zr：0.0001～0.0200％

zr與o鍵合而形成zro2夾雜物。該zro2夾雜物和γ-fe的點(diǎn)陣匹配性良好，因而zro2夾雜物成為γ-fe是凝固初晶的高碳鋼軌鋼的凝固核，通過提高凝固組織的等軸晶化率，使鑄坯中心部的偏析帶的形成受到抑制。另外，由此，還是抑制產(chǎn)生于鋼軌偏析部的馬氏體組織的生成的元素。然而，在zr含量低于0.0001％時(shí)，生成的zro2系夾雜物的數(shù)量較少，從而顯示不出作為凝固核的充分的作用。在此情況下，在偏析部容易生成馬氏體組織，不能期待鋼軌的耐內(nèi)部疲勞損傷性的提高。另一方面，如果zr含量超過0.0200％，則粗大的zr系夾雜物大量生成，通過應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞開裂，從而使耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將zr含量設(shè)定為0.0001～0.0200％。

al：0.0100～1.00％

al是作為脫氧材料發(fā)揮作用的元素。另外，al是使共析相變溫度向高溫側(cè)移動(dòng)的元素，有助于珠光體組織的高硬度(強(qiáng)度)化，作為其結(jié)果，是提高珠光體組織的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性的元素。然而，在al含量低于0.0100％時(shí)，其效果較弱。另一方面，如果al含量超過1.00％，則難以使al固溶于鋼中，從而生成粗大的氧化鋁系夾雜物。該粗大的al系夾雜物由于成為疲勞開裂的起點(diǎn)，因而耐內(nèi)部疲勞損傷性降低。再者，焊接時(shí)生成氧化物，使焊接性顯著降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選將al含量設(shè)定為0.0100～1.00％。

＜mn/cr值的限定理由＞

在本實(shí)施方式的鋼軌中，除了各元素的含量以外，需要將mn含量(mn)和cr含量(cr)之比(式1)的值設(shè)定為超過1.00～4.00的范圍。下面就其理由進(jìn)行說明。

本發(fā)明人就穩(wěn)定地生成硬度高的珠光體組織，從而防止馬氏體和貝氏體等異常組織的生成的方法進(jìn)行了研究。具體地說，對(duì)基本的合金元素即mn和cr的含量對(duì)異常組織的生成所產(chǎn)生的影響進(jìn)行了研究。

首先，制造以具有0.80％c-0.50％si-mn·cr-0.0150％p-0.0120％s的組成的鋼材(共析鋼)為基、mn含量為1.0％的鋼(mn鋼)和cr含量為1.0％的鋼(cr鋼)這2種鋼的試驗(yàn)片，進(jìn)行等溫相變熱處理，對(duì)相變溫度、硬度以及金屬組織的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。試驗(yàn)條件如下所示。

[等溫相變熱處理實(shí)驗(yàn)]

●等溫相變熱處理?xiàng)l件

加熱溫度以及時(shí)間：1000℃×5min

冷卻條件：從加熱溫度開始以30℃/sec的冷卻速度冷卻至等溫相變溫度

等溫相變條件：等溫相變溫度500～600℃。保持時(shí)間：100～1000sec

等溫相變后：加速冷卻(以30℃/sec的冷卻速度冷卻至50℃)

●硬度以及金屬組織的評(píng)價(jià)條件

組織觀察

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨后，實(shí)施3％硝酸乙醇侵蝕處理

組織觀察：采用光學(xué)顯微鏡

硬度測(cè)定

裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨

圖1示出了等溫相變溫度與硬度以及金屬組織之間的關(guān)系。

mn鋼(1.0％mn)與cr鋼(1.0％cr)相比較，珠光體相變直至低溫溫度區(qū)域是穩(wěn)定的，確認(rèn)容易發(fā)生珠光體相變。也就是說，mn鋼(1.0％mn)與cr鋼(1.0％cr)相比較，確認(rèn)可以抑制對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織的生成。另一方面，cr鋼與mn鋼相比較，顯示出在同一相變溫度下，珠光體組織的硬度較高的傾向。

由這些結(jié)果可知：為了獲得高硬度的珠光體組織，重要的是mn含量和cr含量的平衡，雖然使讓珠光體組織的生成穩(wěn)定化的mn含量比cr含量更多，但為了確保硬度，優(yōu)選的是補(bǔ)充添加cr的成分設(shè)計(jì)。

接著，本發(fā)明人就mn含量和cr含量的最合適的平衡進(jìn)行了研究。制造以具有0.80％c-0.50％si-mn·cr-0.0150％p-0.0120％s的組成的鋼(共析鋼)為基，將mn含量和cr含量之和設(shè)定為1.4％，在此基礎(chǔ)上使mn含量和cr含量發(fā)生變化的鋼的試驗(yàn)片。另外，對(duì)該試驗(yàn)片進(jìn)行再現(xiàn)實(shí)際鋼軌的頭部表面(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置)的冷卻的連續(xù)冷卻熱處理，就mn、cr的平衡、硬度以及金屬組織的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。試驗(yàn)條件如下所示。

[連續(xù)冷卻熱處理實(shí)驗(yàn)]

●鋼成分

0.80％c-0.50％si-0.05～1.40％mn-0.05～1.40％cr-0.0150％p-0.0120％s(剩余部分：fe和雜質(zhì))

●連續(xù)冷卻熱處理?xiàng)l件

加熱溫度以及時(shí)間：1000℃×5min

冷卻條件：從加熱溫度開始以3℃/sec的冷卻速度冷卻至50℃(模擬頭部表面的冷卻條件)

●硬度以及金屬組織的評(píng)價(jià)條件

組織觀察

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨后，實(shí)施3％硝酸乙醇侵蝕處理

組織觀察：采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行的觀察

硬度測(cè)定

裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨

圖2示出了由mn、cr的含量構(gòu)成的mn/cr的值和金屬組織之間的關(guān)系。如圖2所示，在mn/cr的值為1.00以下時(shí)，cr含量變得過剩，生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織，進(jìn)而生成對(duì)耐磨性和耐表面損傷性有害的馬氏體組織。另一方面，在mn/cr的值超過4.00時(shí)，mn含量變得過剩，生成對(duì)耐磨性和耐表面損傷性有害的馬氏體組織。

由這些結(jié)果獲得了如下的見解：在頭部表面，為了抑制對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織、以及對(duì)耐磨性和耐表面損傷性有害的馬氏體組織的生成，從而穩(wěn)定地獲得高硬度的珠光體組織，需要將mn/cr的值控制為超過1.00且在4.00以下(即滿足1.00＜mn/cr≤4.00)。

＜0.25×mn+cr的值的限定理由＞

接著，就本實(shí)施方式的鋼軌中，將mn含量(mn)和cr含量(cr)之和的值限定為0.30～1.00(0.30≤0.25×mn+cr≤1.00)的范圍的理由進(jìn)行說明。

如上所述，mn以及cr對(duì)珠光體相變的容易程度以及珠光體組織的硬度產(chǎn)生影響。因此，本發(fā)明人以將mn/cr的值設(shè)定成超過1.00且在4.00以下的范圍為前提，就mn以及cr的含量和珠光體組織的硬度之間的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。具體地說，制造以具有0.80％c-0.50％si-mn·cr-0.0150％p-0.0120％s的鋼成分的鋼材(共析鋼)為基，使mn含量在0.20～1.20％的范圍、cr含量在0.20～0.80％的范圍發(fā)生變化的鋼的試驗(yàn)片。而且對(duì)這些試驗(yàn)片進(jìn)行再現(xiàn)頭部表面(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度2mm的位置)的冷卻以及頭部?jī)?nèi)部(以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置)的冷卻的連續(xù)冷卻熱處理，就mn、cr含量和各自的硬度之間的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。試驗(yàn)條件如下所示。

[連續(xù)冷卻熱處理實(shí)驗(yàn)]

●鋼成分

0.80％c-0.50％si-0.20～1.20％mn-0.20～0.80％cr-0.0150％p-0.0120％s(剩余部分：fe和雜質(zhì))

●連續(xù)冷卻熱處理?xiàng)l件

加熱溫度以及時(shí)間：1000℃×5min。

用于再現(xiàn)頭部表面的冷卻條件：從加熱溫度開始以3℃/sec的冷卻速度冷卻至50℃。

用于再現(xiàn)頭部?jī)?nèi)部的冷卻條件：從加熱溫度開始以1℃/sec的冷卻速度冷卻至50℃。

●硬度以及金屬組織的評(píng)價(jià)條件

組織觀察

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨后，實(shí)施3％硝酸乙醇侵蝕處理

組織觀察：采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行的觀察

硬度測(cè)定

裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

事前處理：對(duì)斷面進(jìn)行金剛石研磨

對(duì)進(jìn)行過連續(xù)冷卻熱處理實(shí)驗(yàn)的鋼的含有珠光體組織的組織的硬度和合金量之間的關(guān)系進(jìn)行了分析，結(jié)果確認(rèn)了頭部表面以及頭部?jī)?nèi)部的含有珠光體組織的組織的硬度都與由mn和cr的含量構(gòu)成的關(guān)系式強(qiáng)烈相關(guān)。圖3示出了由合金成分的mn、cr的含量構(gòu)成的0.25×mn+cr(式2)的值與硬度的關(guān)系。

如圖3所示，如果將(0.25×mn+cr)的值控制為1.00以下，則在頭部表面，可以將含有珠光體組織的組織的硬度設(shè)定為能夠確保耐表面損傷性的hv480以下。另一方面，如果將(0.25×mn+cr)的值控制為0.30以上，則在頭部?jī)?nèi)部，可以將含有珠光體組織的組織的硬度設(shè)定為確保耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性所需要的hv350以上。因此，通過控制鋼成分，以便使(0.25×mn+cr)的值為0.30～1.00(即滿足0.30≤0.25×mn+cr≤1.00)，則作為本實(shí)施方式的鋼軌頭部的含有珠光體組織的組織的硬度，可以確保滿足耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性的硬度。

如圖3所示，如果0.25×mn+cr的值低于0.30，則在頭部?jī)?nèi)部，難以確保用于保證耐內(nèi)部疲勞損傷性的珠光體組織的必要硬度(hv350以上)。另外，如果0.25×mn+cr的值超過1.00，則在頭部表面，珠光體組織的硬度變得過剩(超過hv480)，珠光體組織自身脆化，在與車輪接觸的頭部外廓表面產(chǎn)生微小的開裂，從而耐表面損傷性的確保變得困難。

本實(shí)施方式的鋼軌通過控制鋼軌鋼的合金成分、組織、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度、v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差，進(jìn)而控制v的碳-氮化物的組成，便可以提高在貨運(yùn)鐵道使用時(shí)的鋼軌的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性，從而可以大大提高使用壽命。

接著，就本實(shí)施方式的鋼軌優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說明。

本實(shí)施方式的鋼軌通過具有上述的成分、組織等，不管制造方法如何，都可以得到其效果。然而，根據(jù)包含以下所示的工序的制造方法，可以穩(wěn)定地得到本實(shí)施方式的鋼軌，因而是優(yōu)選的。

本實(shí)施方式的鋼軌采用如下的方法進(jìn)行制造：采用轉(zhuǎn)爐、電爐等通常使用的熔煉爐進(jìn)行熔煉而在上述的范圍內(nèi)進(jìn)行成分調(diào)整，對(duì)這樣得到的鋼水采用制錠-開坯法或者連續(xù)鑄造法等進(jìn)行鑄造而制成大方坯，對(duì)大方坯進(jìn)行熱軋而成形為鋼軌形狀，在熱軋后進(jìn)行熱處理。

在這樣的一系列工序中，為了控制鋼軌頭部的硬度，需要根據(jù)鋼軌頭部的必要硬度，對(duì)軋制條件、軋制后的熱處理?xiàng)l件加以控制。關(guān)于熱軋條件、軋制后的熱處理?xiàng)l件，為了維持珠光體組織，且控制鋼軌頭部的組織、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度，優(yōu)選在下述的條件范圍進(jìn)行。此外，頭部表面的溫度和頭部外廓表面的溫度大致相等。

●熱軋條件

頭部外廓表面的最終軋制溫度：900～1000℃

最終壓下量(斷面收縮率)：2～20％

●熱軋后的熱處理?xiàng)l件(頭部外廓表面)：在軋制后自然放冷60～180秒，然后進(jìn)行加速冷卻以及控制冷卻

加速冷卻(頭部外廓表面)

冷卻速度：2～8℃/sec

開始溫度：750℃以上、停止溫度：580～640℃

控制冷卻(頭部外廓表面)

在加速冷卻停止后，將頭部外廓表面的溫度在580～640℃的范圍保持100～200sec，然后進(jìn)行放冷

控制冷卻時(shí)的溫度保持：根據(jù)來自鋼軌內(nèi)部的回流換熱而反復(fù)進(jìn)行加速冷卻的執(zhí)行、停止，以達(dá)到規(guī)定的溫度范圍的方式進(jìn)行控制

在控制v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)，以防止在碳-氮化物的周圍生成的微小開裂的情況下，優(yōu)選將上述的加速冷卻條件以及控制冷卻條件變更為下述的條件。

●熱處理?xiàng)l件(頭部外廓表面)：在軋制后自然放冷60～180秒，然后進(jìn)行加速冷卻以及控制冷卻

加速冷卻(頭部外廓表面)

冷卻速度：2～8℃/sec

開始溫度：750℃以上、停止溫度：610～640℃

控制冷卻(頭部外廓表面)

在加速冷卻停止后，將頭部表面的溫度在610～640℃的范圍保持100～200sec，然后進(jìn)行放冷。

控制冷卻時(shí)的溫度保持：根據(jù)來自鋼軌內(nèi)部的回流換熱而反復(fù)進(jìn)行加速冷卻的執(zhí)行、停止，以達(dá)到規(guī)定的溫度范圍的方式進(jìn)行控制

首先，就將最終軋制溫度(頭部外廓表面)優(yōu)選設(shè)定為900～1000℃的范圍的理由進(jìn)行說明。

在最終軋制溫度(頭部外廓表面)低于900℃時(shí)，軋制后的奧氏體晶粒的微細(xì)化變得顯著。在此情況下，淬透性大幅度降低，從而有時(shí)難以確保鋼軌頭部的硬度。另外，如果最終軋制溫度(頭部外廓表面)超過1000℃，則軋制后的奧氏體晶粒粗大化，淬透性過剩增加，從而在鋼軌頭部容易生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織。因此，將最終軋制溫度(頭部外廓表面)優(yōu)選設(shè)定為900～1000℃的范圍。

接著，就將最終壓下量(斷面收縮率)優(yōu)選設(shè)定為2～20％的范圍的理由進(jìn)行說明。

在最終壓下量(斷面收縮率)低于2％時(shí)，軋制后的奧氏體晶粒粗大化，有時(shí)淬透性過剩增加，從而在鋼軌頭部容易生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織，或者珠光體組織自身的粒徑粗大化，有時(shí)不能確保作為鋼軌所需要的延展性和韌性。另一方面，如果最終壓下量(斷面收縮率)超過20％，則軋制后的奧氏體晶粒的微細(xì)化變得顯著，淬透性大幅度降低，從而鋼軌頭部的硬度的確保變得困難。因此，將最終壓下量(斷面收縮率)優(yōu)選設(shè)定為2～20％的范圍。

對(duì)于鋼軌頭部的軋制條件并沒有特別的限定。為了確保鋼軌頭部的硬度，通過采用通常的鋼軌的孔型軋制(caliberrolling)控制最終軋制溫度是充分的。軋制方法例如參考日本特開2002-226915號(hào)公報(bào)等中記載的方法，主要可以得到珠光體組織。也就是說，在對(duì)鋼坯進(jìn)行粗軋后，進(jìn)行多個(gè)道次的采用可逆式軋機(jī)的中間軋制，接著進(jìn)行2個(gè)道次以上的采用連續(xù)軋機(jī)的精軋。在精軋的最終軋制時(shí)，可以控制在上述的溫度范圍。

接著，對(duì)將加速冷卻(頭部外廓表面)的冷卻速度優(yōu)選設(shè)定為2～8℃/sec的理由進(jìn)行說明。

如果冷卻速度低于2℃/sec，則在加速冷卻途中的高溫度區(qū)域開始珠光體相變。其結(jié)果是，在本實(shí)施方式的鋼軌的成分體系中，在鋼軌頭部的頭表部產(chǎn)生硬度低于hv350的部位，從而有時(shí)難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性。另一方面，如果冷卻速度超過8℃/sec，則在本實(shí)施方式的鋼軌的成分體系中，在頭表部生成貝氏體組織和馬氏體組織，其結(jié)果是，令人擔(dān)心鋼軌的耐磨性和韌性的降低。因此，優(yōu)選將冷卻速度設(shè)定為2～8℃/sec。

接著，就將加速冷卻的開始溫度優(yōu)選設(shè)定為750℃以上、將停止溫度優(yōu)選設(shè)定為580～640℃的范圍的理由進(jìn)行說明。

如果頭部外廓表面的加速冷卻的開始溫度低于750℃，則在加速冷卻前的高溫度區(qū)域往往生成珠光體組織。在此情況下，不能得到規(guī)定的硬度，從而難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性和耐表面損傷性。另外，在碳含量比較多的鋼中生成初析滲碳體組織，珠光體組織發(fā)生脆化，從而令人擔(dān)心鋼軌韌性的降低。因此，將開始加速冷卻時(shí)的鋼軌的頭部外廓表面的溫度優(yōu)選設(shè)定為750℃以上。

另外，如果加速冷卻的停止溫度超過640℃，則在剛冷卻后的高溫度區(qū)域開始珠光體相變，大量生成硬度較低的珠光體組織。其結(jié)果是，不能確保頭部的硬度，從而有時(shí)難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性和耐表面損傷性。另外，如果將加速冷卻的停止溫度設(shè)定為低于580℃，則在剛冷卻后，有時(shí)大量生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織。在此情況下，確保作為鋼軌所需要的耐磨性變得困難。因此，將加速冷卻的停止溫度優(yōu)選設(shè)定為580～640℃的范圍。

接著，對(duì)于控制冷卻優(yōu)選的條件，就其限定理由進(jìn)行說明。該工序?qū)的碳-氮化物的個(gè)數(shù)、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差產(chǎn)生較大的影響。

首先，對(duì)將加速冷卻后的保持溫度優(yōu)選設(shè)定為580～640℃的范圍的理由進(jìn)行說明。

如果保持溫度超過640℃，則在本實(shí)施方式的鋼軌的成分體系中，在剛冷卻后的高溫度區(qū)域開始珠光體相變，從而大量生成硬度較低的珠光體組織。其結(jié)果是，不能確保頭部的硬度，從而難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性和耐表面損傷性。再者，生成于頭部?jī)?nèi)部的v的碳-氮化物粗大化，由于析出強(qiáng)化的量的降低，令人擔(dān)心不能獲得硬度的提高。另一方面，如果將保持溫度設(shè)定為低于580℃，則在剛冷卻后，大量生成對(duì)耐磨性有害的貝氏體組織，其結(jié)果是，令人擔(dān)心難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性。再者，v的碳-氮化物的生成受到抑制，從而有時(shí)不能確保微細(xì)的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)。在此情況下，頭部?jī)?nèi)部的硬度不會(huì)提高，從而難以提高耐內(nèi)部疲勞損傷性。因此，將加速冷卻后的保持溫度優(yōu)選設(shè)定為580～640℃的范圍。

接著，對(duì)將進(jìn)行保持的時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為100～200sec的范圍的理由進(jìn)行說明。

如果保持時(shí)間超過200sec，則珠光體組織的回火在保持中得以發(fā)展，從而使珠光體組織軟化。其結(jié)果是，不能確保頭部?jī)?nèi)部的硬度，從而難以確保作為鋼軌所需要的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性。再者，v的碳-氮化物的生成也不充分，從而不能期待頭部?jī)?nèi)部的硬度的提高。另一方面，在保持時(shí)間低于100sec時(shí)，v的碳-氮化物的生成并不充分，從而不能確保微細(xì)的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)。其結(jié)果是，頭部?jī)?nèi)部的硬度不會(huì)提高，從而難以提高耐內(nèi)部疲勞損傷性。因此，將加速冷卻后進(jìn)行溫度保持的時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為100～200sec。

關(guān)于控制冷卻時(shí)的溫度保持方法并沒有特別的限定。優(yōu)選使用空氣噴射冷卻、噴霧冷卻、水和空氣的混合噴射冷卻、或者這些組合的冷卻介質(zhì)，反復(fù)執(zhí)行鋼軌頭部外廓表面的冷卻以及停止，進(jìn)行對(duì)從鋼軌頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生的回流換熱加以控制的冷卻。具體地說，優(yōu)選在進(jìn)行溫度保持的溫度區(qū)域的低溫側(cè)使加速冷卻停止，看準(zhǔn)從鋼軌頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生的回流換熱而開始冷卻，在達(dá)到規(guī)定的溫度范圍的下限之前停止冷卻。另外，為了控制保持時(shí)間，優(yōu)選反復(fù)執(zhí)行該溫度控制。在回流換熱量較少的情況下，采用ih線圈等進(jìn)行加熱也是有效的。

為了對(duì)v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)、頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度之差加以控制，在對(duì)v碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)進(jìn)行控制的情況下，在上述的控制冷卻中，可以將冷卻停止溫度以及其后的保持溫度設(shè)定為610～640℃的范圍。

如果進(jìn)行加速冷卻直至低于610℃，則v的碳-氮化物中的碳化物的量增加，使v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)變得難以控制，從而難以防止在v的碳-氮化物的周圍產(chǎn)生的微小開裂。因此，在控制(ca/na)的情況下，將加速冷卻后的溫度保持優(yōu)選設(shè)定為610～640℃的范圍。

關(guān)于鋼軌頭部的熱處理冷卻介質(zhì)并沒有特別的限定。為了賦予耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性，對(duì)硬度加以控制，為此，優(yōu)選采用空氣噴射冷卻、噴霧冷卻、水和空氣的混合噴射冷卻、或者這些組合而對(duì)熱處理時(shí)的鋼軌頭部的冷卻速度進(jìn)行控制。

(實(shí)施例)

下面就本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。

表1～6示出了本發(fā)明鋼軌的化學(xué)成分和諸特性。表1～6示出了化學(xué)成分值、由其化學(xué)成分值(質(zhì)量％)計(jì)算得到的mn/cr值、0.25×mn+cr值。在表3以及表4的頭部的顯微組織中，所謂“珠光體”，表示珠光體組織的面積率為95％以上，也包含混入有以面積率計(jì)為5％以下的微量的初析鐵素體組織、初析滲碳體組織、貝氏體組織和馬氏體組織的組織。

表7～9示出了比較鋼軌的化學(xué)成分和諸特性。表7～9示出了化學(xué)成分值、由其化學(xué)成分值(質(zhì)量％)計(jì)算得到的mn/cr值、0.25×mn+cr值。在表8的頭部的顯微組織中，所謂“珠光體”，表示珠光體組織時(shí)面積率為95％以上，也包含混入有以面積率計(jì)為5％以下的微量的初析鐵素體組織、初析滲碳體組織、貝氏體組織和馬氏體組織的組織。另一方面，記載著珠光體組織以外的組織者，意味著超過5面積％而含有該組織。

表1～6以及表7～9所示的本發(fā)明例以及比較例的制造工序以及制造條件的概略如下所示。

●整個(gè)工序的概要

鋼水→成分調(diào)整→鑄造(大方坯)→再加熱(1250～1300℃)→熱軋→熱處理(加速冷卻以及控制冷卻)

另外，本發(fā)明例以及比較例的制造條件的概略如下所示。

●熱軋條件

最終軋制溫度(頭部外廓表面)：900～1000℃

最終壓下量(斷面收縮率)：2～20％

●熱處理?xiàng)l件(頭部外廓表面)：熱軋→自然放冷→加速冷卻+控制冷卻

加速冷卻(頭部外廓表面)

冷卻速度：2～8℃/sec

加速冷卻開始溫度：750℃以上。

加速冷卻停止溫度：580～640℃

控制冷卻(頭部外廓表面)

在加速冷卻停止后，在580～640℃×100～200sec的條件下進(jìn)行保持，然后放冷

但是，對(duì)于表1～6的a20、a22、a24、a26等，為了控制v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)，以防止在碳-氮化物的周圍生成的微小開裂，將熱軋后的加速冷卻以及控制冷卻條件設(shè)定為下述的條件。

●熱處理?xiàng)l件(頭部外廓表面)：熱軋→自然放冷→加速冷卻+控制冷卻

加速冷卻(頭部外廓表面)

冷卻速度：2～8℃/sec

加速冷卻開始溫度：750℃以上

加速冷卻停止溫度：610～640℃

控制冷卻(頭部外廓表面)

在加速冷卻停止后，在610～640℃×100～200sec的條件下進(jìn)行溫度保持，然后放冷

根據(jù)上述的要領(lǐng)，制造出了表1～表9所示的鋼no.a1～a44(本發(fā)明例的鋼軌)以及鋼no.b1～b23、b62、b72(比較例的鋼軌)。

本發(fā)明的鋼軌a1～a44是化學(xué)成分值、由其化學(xué)成分值(質(zhì)量％)構(gòu)成的mn/cr值、0.25×mn+cr值、頭部的顯微組織、頭部的硬度在本發(fā)明范圍內(nèi)的鋼軌。另一方面，比較例的鋼軌b1～b15、b62、b72(17根)：是c、si、mn、cr、p、s、v、n的含量、進(jìn)而在頭部?jī)?nèi)部的平均粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)在本發(fā)明范圍外的鋼軌，比較例的鋼軌b16～b23是mn/cr、或者0.25×mn+cr的值在本發(fā)明范圍外的鋼軌。

再者，使用具有與本發(fā)明的鋼軌相同的化學(xué)成分的大方坯，對(duì)熱軋條件以及熱處理?xiàng)l件(加速冷卻條件、控制冷卻條件)進(jìn)行各種變更，制造出了表10～11所示的鋼軌(c1～c24)。

對(duì)于這些鋼軌a1～a44、b1～b23、c1～c24，采用以下所示的方法，進(jìn)行了頭部的顯微組織觀察、粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)、頭部的硬度、頭部的表面和內(nèi)部的硬度差的測(cè)定、ca/na、磨損試驗(yàn)以及轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)。結(jié)果一并表示在表1～11中。

[頭部的顯微組織觀察]

在200倍的光學(xué)顯微鏡的視場(chǎng)中觀察金屬組織，對(duì)于以頭部外廓表面為起點(diǎn)的2mm深度的位置、以頭部外廓表面為起點(diǎn)的25mm深度位置各自的10個(gè)視場(chǎng)以上，決定各金屬組織的面積率，并將面積率的平均值用作觀察部位的面積率。

[粒徑為5～20nm的v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)]

采集從橫斷面的以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置采集的樣品，進(jìn)行薄膜加工或者萃取復(fù)型采集，使用透射型電子顯微鏡在5萬(wàn)～50萬(wàn)倍的放大倍數(shù)下進(jìn)行了觀察。而且對(duì)觀察的各個(gè)析出物進(jìn)行分析，僅選擇v的碳-氮化物(至少含有v和碳、v和氮、或者v和碳以及氮)，求出其面積，以與面積相當(dāng)?shù)膱A的直徑計(jì)算平均粒徑。另外，進(jìn)行20個(gè)視場(chǎng)的觀察，對(duì)規(guī)定粒徑的v碳-氮化物數(shù)進(jìn)行計(jì)數(shù)，將其換算成每單位面積的數(shù)量，求出其平均值。

[ca/na的測(cè)定]

從以頭部外廓表面為起點(diǎn)的深度25mm的位置，采用fib(聚焦離子束)法加工針試樣(10μm×10μm×100μm)，利用3維原子探針(3dap)法，對(duì)v的碳-氮化物中含有的碳、氮各自的原子數(shù)進(jìn)行計(jì)數(shù)。由該結(jié)果計(jì)算碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)。測(cè)定5點(diǎn)以上的ca/na，將其平均值設(shè)定為代表值。此時(shí)，電壓設(shè)定為dc、脈沖(脈沖比20％以上)，將試樣溫度設(shè)定為40k以下。

[頭部的硬度、頭部的表面和內(nèi)部的硬度差的測(cè)定]

從鋼軌頭部的橫斷面切出樣品，采用平均粒徑為1μm的金剛石磨粒對(duì)橫斷面進(jìn)行研磨，使用維氏硬度計(jì)并以98n的載荷，按照jisz2244，在距頭部外廓表面深度為2mm的任意位置對(duì)20點(diǎn)、在距頭部外廓表面深度為25mm的任意位置對(duì)20點(diǎn)進(jìn)行了硬度的測(cè)定。另外，將各自的深度位置的20點(diǎn)的硬度的平均值設(shè)定為在該位置的硬度。

[磨損試驗(yàn)]

試驗(yàn)機(jī)：西原式磨損試驗(yàn)機(jī)(參照?qǐng)D8)

試驗(yàn)片形狀(鋼軌材4)：圓盤狀試驗(yàn)片(外徑：30mm、厚度：8mm)

試驗(yàn)片采集位置：與頭部外廓表面下2mm相當(dāng)?shù)奈恢?頭部表面(參照?qǐng)D7))

試驗(yàn)載荷：686n(接觸面壓力640mpa)

滑移率(slipratio)：20％

對(duì)應(yīng)材料(oppositematerial，車輪材5)：珠光體鋼(hv380)

氣氛：大氣中

冷卻：采用從冷卻用空氣噴嘴6噴射壓縮空氣的強(qiáng)制冷卻(流量：100nl/min)

循環(huán)次數(shù)：70萬(wàn)次

合格與否基準(zhǔn)：對(duì)磨損試驗(yàn)和實(shí)際軌道的耐磨性進(jìn)行了評(píng)價(jià)，結(jié)果對(duì)于磨損量超過1.30g者，確認(rèn)實(shí)際軌道的耐磨性較差。于是，對(duì)于磨損量超過1.30g者，判斷為耐磨性較差。

[轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)]

試驗(yàn)機(jī)：轉(zhuǎn)動(dòng)疲勞試驗(yàn)機(jī)(參照?qǐng)D9)

試驗(yàn)片形狀

鋼軌8：141磅鋼軌×2m

車輪9：aar型(直徑920mm)

載荷

徑向：50～300kn

軸向力：20kn

潤(rùn)滑：干+油(間歇給油)

循環(huán)次數(shù)：最大200萬(wàn)次

合格與否基準(zhǔn)：將鋼軌頭部外廓表面發(fā)生損傷、頭部?jī)?nèi)部產(chǎn)生開裂這一時(shí)點(diǎn)的循環(huán)次數(shù)判斷為該鋼軌的壽命。在200萬(wàn)次循環(huán)后，鋼軌頭部外廓表面未發(fā)生損傷、頭部?jī)?nèi)部未產(chǎn)生開裂的情況判斷為耐損傷性優(yōu)良。頭部?jī)?nèi)部的開裂在試驗(yàn)途中采用ust(超聲波探傷)進(jìn)行探傷，以確認(rèn)開裂的有無(wú)。但是，只要是開裂長(zhǎng)度直至2mm的微小開裂，就不會(huì)使耐損傷性大大劣化，因而允許微小開裂的存在。

[鋼軌頭部的斷面硬度的測(cè)定方法]

測(cè)定裝置：維氏硬度計(jì)(載荷98n)

測(cè)定用試驗(yàn)片采集：從鋼軌頭部的橫斷面切出樣品

事前處理：采用粒徑為1μm的金剛石磨粒對(duì)樣品進(jìn)行研磨

測(cè)定方法：按照jisz2244進(jìn)行測(cè)定

硬度的計(jì)算

頭部外廓表面下2mm：對(duì)圖6所示的鋼軌橫斷面的頭部表面(表面下2mm)的任意20點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，將其平均值設(shè)定為該部位的硬度

頭部外廓表面下25mm：對(duì)圖6所示的鋼軌橫斷面的頭部?jī)?nèi)部(表面下25mm)的任意20點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，將其平均值設(shè)定為該部位的硬度

如表1～9所示，本發(fā)明例的鋼軌(a1～a44)與比較例的鋼軌(b1～b15、b62、b72)相比，鋼的c、si、mn、cr、p、s、v、n的含量在限定范圍內(nèi)，初析鐵素體組織、初析滲碳體組織、貝氏體組織、馬氏體組織的生成受到抑制，頭部為珠光體組織。再者，本發(fā)明的鋼軌通過控制v的碳-氮化物的個(gè)數(shù)，使頭部?jī)?nèi)部的硬度比頭部表面更為降低，控制頭部表面和頭部?jī)?nèi)部的硬度差，抑制珠光體組織的脆化和氣泡的生成，從而使耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高。

另外，如表1～9所示，本發(fā)明例的鋼軌鋼(a1～a44)與比較鋼軌鋼(b16～b23)相比，通過除c、si、mn、p、s的含量以外，還對(duì)mn/cr、0.25×mn+cr的值加以控制，從而抑制貝氏體組織和馬氏體組織的生成，進(jìn)而控制珠光體組織的硬度，由此使珠光體的脆化受到抑制，從而耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性得以提高。

再者，如表1～6所示，在本發(fā)明例的鋼軌中，將v的碳-氮化物的碳的原子數(shù)(ca)和氮的原子數(shù)(na)之比(ca/na)控制為0.70以下的例子使v碳-氮化物的硬度的增加受到抑制，通過抑制、防止內(nèi)在的開裂的生成而使耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性得到進(jìn)一步提高。

另外，如表10～11所示，通過在某一一定的條件下進(jìn)行頭部的熱軋、熱處理，抑制貝氏體組織的生成而形成珠光體組織，可以促進(jìn)v碳-氮化物的生成，因而可以得到耐磨性以及耐內(nèi)部疲勞損傷性優(yōu)良的鋼軌。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

在本發(fā)明的鋼軌中，可以提高鋼軌的耐磨性和耐內(nèi)部疲勞損傷性。另外，這樣的鋼軌可以在貨運(yùn)鐵道使用時(shí)，大大提高鋼軌的使用壽命。

符號(hào)說明：

1：頭頂部

2：頭部角落部

3：鋼軌頭部

3a：頭表部(以頭部角落部以及頭頂部的表面為起點(diǎn)直至深度25mm的范圍、斜線部)

4：鋼軌材

5：車輪材

6：冷卻用空氣噴嘴

7：鋼軌移動(dòng)用滑塊

8：鋼軌

9：車輪

10：馬達(dá)

11：載荷控制裝置