CN102985574A

CN102985574A - 钢轨及其制造方法

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Publication number: CN102985574A
Application number: CN2011800273198A
Authority: CN
Inventors: 上田正治; 高桥淳; 小林玲; 棚桥拓也
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-06-07
Filing date: 2011-06-07
Publication date: 2013-03-20
Anticipated expiration: 2031-06-07
Also published as: US20130065079A1; WO2011155481A1; CA2800022A1; US8980019B2; JPWO2011155481A1; CN102985574B; EP2578716B1; EP2578716A4; EP3604600A1; ES2749882T3; CA2800022C; KR20130021397A; RU2519180C1; AU2011262876B2; BR112012030798A2; AU2011262876A1; KR101421368B1; PL2578716T3; JP4938158B2; EP2578716A1

Abstract

本发明提供一种钢轨，该钢轨以质量%计含有：C：大于0.85且为1.20%以下、Si：0.05~2.00%、Mn：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.60%、P≤0.0150%，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成，其中，由以头部拐角部及头顶部的表面作为起点到深度10mm的范围构成的头表部的97%以上为珠光体组织；所述珠光体组织的维氏硬度为Hv320~500；所述珠光体组织中的渗碳体相的Mn浓度CMn[at.%]除以铁素体的Mn浓度FMn[at.%]而算出的值CMn/FMn值为1.0以上且5.0以下。

Description

钢轨及其制造方法

技术领域

本发明涉及货运铁路上使用的钢轨，其目的在于同时提高头部的耐磨性和韧性。

本申请基于2010年06月07日在日本提出申请的特愿2010-130164号主张的优先权，在此引用其内容。

背景技术

伴随着经济的发展，促进了迄今为止尚未开发的自然环境严酷的地域内煤等天然资源的开采。与此相应的是，对于运输资源的货运铁路而言，轨道环境明显变得严酷，对轨道而言，要求具有比迄今为止更好的耐磨性和在寒冷地区的韧性等。在这样的背景下，要求开发一种具有现在使用的高强度轨道以上的耐磨性和高韧性的轨道。

为了改善轨道钢的耐磨性，开发出如下所示的轨道。这些轨道的主要特征在于，为了提高耐磨性而增加钢的含碳量、增加珠光体片(ラメラ)中渗碳体相的体积比，进而控制硬度(例如：参照专利文献1、2)。

专利文献1中公开的技术，可以提供一种轨道，其使用了过共析钢(C：大于0.85且为1.20%以下)，珠光体组织中的片中渗碳体体积比例得以增加，且耐磨性优异。

另外，专利文献2中公开的技术，可以提供一种轨道，其使用了过共析钢(C：大于0.85且为1.20%以下)，珠光体组织中的片中渗碳体体积比例得到增加，同时控制了硬度、且耐磨性优异。

对于专利文献1~2中公开的技术而言，通过增加钢的含碳量、珠光体组织中的渗碳体相的体积比例来谋求提高具有一定水平的耐磨性。但是，这种情况下，珠光体组织本身的韧性显著下降，存在容易发生轨道损伤的问题。

在这样的背景下，期望提供一种可以提高珠光体组织的耐磨性，同时韧性也可以得以提高的耐磨性及韧性优异的钢轨。

一般来说，为了提高珠光体钢的韧性，可以说使珠光体组织细微化是有效的，具体而言，使珠光体相变前的奥氏体组织细粒化、以及使珠光体块(フロツク)大小的细微化是有效的。为了实现奥氏体组织的细粒化，通过降低热轧时的轧制温度、增加压下量、在轨道轧制后通过低温再加热进行热处理。另外，为了谋求珠光体组织的细微化，进行了利用相变核的奥氏体粒子内的珠光体相变的促进等。

但是，在轨道的制造中，从确保热轧时的成型性的观点考虑，降低轧制温度及增加压下量是有限的，不能实现充分的奥氏体粒的细微化。另外，关于利用相变核，使奥氏体粒子内的珠光体相变，会有相变核的量的控制困难及由粒子内的珠光体相变不稳定等问题，从而不能实现充分的珠光体组织的细微化。

鉴于这些问题，在彻底地改善珠光体组织的轨道的韧性时，可以使用下述方法：在轨道轧制后进行低温再加热，其后，通过加速冷却使珠光体相变，将珠光体组织细微化。但是，近年来，在为了改善耐磨性轨道进行高碳化的情况下，在上述的低温再加热热处理时，奥氏体粒子内溶解剩余的粗大的碳化物，会有所谓的加速冷却后的珠光体组织的延展性及韧性下降的问题。另外，为了进行再加热，还会有制造成本高、生产性也低等经济性问题。

因此，要求开发一种可以确保轧制时的成型性，将轧制后的珠光体组织进行细微化的高碳钢轨的制造方法。为了解决该问题，开发有如下所示的高碳钢轨制造方法。这些轨道的主要特征在于，为了将珠光体组织细微化，可以利用所谓的高碳钢的奥氏体粒在较低温度下且小的压下量下容易再结晶的性质。由此，通过小压下的连续轧制得到整粒的细微粒，提高珠光体钢的延展性及韧性(例如：参照专利文献3、4、5)。

专利文献3公开的技术是通过在高碳钢的钢轨的精轧时，采用在规定的轧制道次间的时间内进行连续3道次以上的轧制，由此来提供高延展性、高韧性的轨道。

另外，对于专利文献4公开的技术而言，其通过在高碳钢的钢轨的精轧中，采用在规定的轧制道次间的时间内进行连续2道次以上的轧制，再进行连续轧制，轧制后，进行加速冷却，由此得到高耐磨性、高韧性的轨道。

另外，对于专利文献5公开的技术而言，其在高碳钢的钢轨的精轧中，通过在轧制道次间实施冷却，进行连续轧制后，进行轧制后的加速冷却，由此得到高耐磨性、高韧性的轨道。

可以认为，专利文献3~5公开的技术，通过连续热轧时的温度、轧制道次数及道次间时间的组合，可以谋求具有一定水平的奥氏体组织的细微化，获得若干韧性的提高。但是，对于起点于钢中存在的夹杂物的破坏及不起点于夹杂物而起点于珠光体组织的破坏，不能确认其效果，不能彻底地提高韧性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-144016号公报

专利文献2：日本特开平8-246100号公报

专利文献3：日本特开平7-173530号公报

专利文献4：日本特开2001-234238号公报

专利文献5：日本特开2002-226915号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明正是鉴于上述问题而提出的，目的在于，提供一种在轨道环境严酷的货运铁路的轨道上使用所要求的、同时提高头部耐磨性和韧性的钢轨。解决问题的方法

为了实现解决所述问题的目的，本发明采用以下的方法。即：

(1)本发明一实施方式涉及的钢轨，以质量%计，含有C：大于0.85且为1.20%以下、Si：0.05~2.00%、Mn：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.60%、P≤0.0150%，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成，将头部拐角部及头顶部的表面作为起点到深度10mm的范围构成的头表部的97%以上为珠光体组织；所述珠光体组织的维氏硬度为Hv320~500；所述珠光体组织中的渗碳体相的Mn浓度CMn[at.%]除以铁素体相的Mn浓度FMn[at.%]而算出的值CMn/FMn值为1.0以上5.0以下。

在此，所谓Hv是指在JIS Z2244中规定的维氏硬度。另外，at.%表示原子组成百分率。

(2)另外，在上述(1)所述的实施方式涉及的钢轨中，以质量%计，也可以进一步选择性地含有下述成分中的1种或2种以上：

Mo：0.01~0.50%、V：0.005~0.50%、Nb：0.001~0.050%、Co：0.01~1.00%、B：0.0001~0.0050%、Cu：0.01~1.00%、Ni：0.01~1.00%、Ti：0.0050~0.0500%、Ca：0.0005~0.0200%、Mg：0.0005~0.0200%、Zr：0.0001~0.0100%、Al：0.0040~1.00%、N：0.0060~0.0200%。

(3)本发明一实施方式涉及的钢轨的制造方法，其为制造上述(1)或(2)记载的钢轨的方法，该方法包括：将刚热轧后的Ar1点以上温度的所述钢轨的头部或在以热处理为目的的Ac1点＋30℃以上温度再进行加热的所述钢轨的头部，由750℃以上的温度区域以4~15℃/sec的冷却速度实施第1加速冷却；在所述钢轨头部的温度达到600~450℃时刻时，停止所述第1加速冷却；将含有相变热及交换热的最大温度上升量，控制在比加速冷却停止温度低50℃以下；其后，以0.5~2.0℃/sec的冷却速度，实施第2加速冷却；在所述钢轨的头部的温度达到400℃以下的时刻，停止所述第2加速冷却。

发明的效果

依照上述(1)~(3)记载的实施方式，通过呈现高含碳的珠光体组织的钢轨头部的组织及硬度，并且将CMn/FMn值控制在规定的范围，可以同时提高货运铁路用轨道的耐磨性和韧性。

附图说明

图1是示出含碳量1.00%的珠光体钢中的Mn添加量和冲击值的关系的曲线图。

图2是示出含碳量1.00%的珠光体钢中的CMn/FMn值和冲击值的关系的曲线图。

图3(A)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的热轧后或再加热后的加速冷却速度(第1加速冷却的冷却速度)和CMn/FMn值的关系曲线图。图3(B)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的热轧后或再加热后的加速冷却速度和冲击值的关系的曲线图。

图4(A)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的热轧后或再加热后的加速冷却后的最大温度上升量和CMn/FMn值的关系的曲线图。图4(B)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的热轧后或再加热后的加速冷却后的最大温度上升量和冲击值的关系的曲线图。

图5(A)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的温度上升后的加速冷却速度(第2次的加速冷却的冷却速度)和CMn/FMn值的关系的曲线图。图5(B)是示出含碳量1.00%的珠光体钢的温度上升后的加速冷却速度和冲击值的关系的曲线图。

图6是使用本发明的一实施方式的钢轨的制造方法制造的钢轨的头部的说明图。

图7是示出同钢轨的同头部图，是示出表1-1~表3-2所示的耐磨性试验中的试验片采取位置的说明图。

图8是示出表1-1~表3-2所示的耐磨性试验概要的侧视图。

图9是示出所述钢轨的同头部的图，是示出表1-1~表3-2所示的耐撞击性试验中的试验片采取位置的说明图。

图10是示出表1-1~表2所示的本发明轨道钢(符号A1~A47)及比较轨道钢(符号a1、a3、a4、a5、a7、a8、a12)的含碳量和磨损量的关系的曲线图。

图11是示出表1-1~表2所示的本发明轨道钢(符号A1~A47)及比较轨道钢(符号a2、a4、a6、a9~a12)的含碳量和冲击值的关系的曲线图。

图12是示出表3-1、表3-2所示的使用本实施方式的钢轨的制造方法制造的轨道钢(符号B1~B25)及使用比较制造方法制造的轨道钢(符号b1、b3、b5~b8、b12、b13)的含碳量和磨损量的关系的曲线图。

图13是示出表3-1、表3-2所示的使用本实施方式的钢轨制造方法制造的轨道钢(符号B1~B25)及用比较制造方法制造的轨道钢(符号b2~b6、b9~b12)的含碳量和冲击值的关系曲线图。

符号说明：

1：头顶部

2：头部拐角部

3：轨道头部

3a：头表部(以头部拐角部及头顶部的表面作为起点到深度10mm的范围)

3b：以头部拐角部及头顶部的表面作为起点到深度20mm的范围

4：轨道试验片

5：对象物(相手)材料

6：冷却用喷嘴

具体实施方式

下面，对本发明的一实施方式的耐磨性及韧性优异的钢轨进行详细说明。但是，本发明不限定于以下的说明，所谓的在不脱离本发明的宗旨及其范围，可以将其方式及内容进行各种变更，只要是本领域技术人员容易理解即可。因而，可以解释为：本发明不只限定于以下所示的实施方式中记载的内容。以下，表示组成的质量%简记为%。

首先，本发明人等探讨了对轨道的韧性带来不良影响的钢的成分体系。采用将碳量1.00%C的钢作为基础、改变P含量的钢，模拟相当于轨道的热轧条件，进行了热轧及热处理实验。而且，进行冲击试验，对于给冲击值带来影响的P含量进行了研究。

其结果可以确认，Hv320~500的珠光体组织的轨道钢的P含量低于0.0150%以下时，冲击值提高。

其次，本发明人等为了进一步提高轨道的冲击值，即提高韧性，开展了支配冲击值的因素的探讨。为了调查铁素体相和渗碳体相形成的层状结构的珠光体组织的轨道钢中的破坏起点，详细地观察了进行摆锤式冲击试验的试验片，结果发现，多数情况下在破坏起点部看不到夹杂物等，起点为珠光体组织。

进而，本发明人等详细地调查了成为破坏起点的珠光体组织。其结果可以确认，在起点部的珠光体组织的渗碳体相产生了裂痕。

因此，本发明人等调查了渗碳体相的裂痕的发生和成分的关系。将P的含量为0.0150%以下的含碳量1.00%的钢作为基础、并改变Mn添加量的珠光体组织的钢进行试验溶解，模拟了相当于轨道制造时的热轧条件，进行了试验轧制和热处理实验。而且，进行冲击试验，对于给冲击值带来影响的Mn添加量进行了研究。

图1是示出Mn添加量和冲击值的关系的曲线图。可以确认，Mn添加量下降时，冲击值提高，Mn添加量达到0.50%以下时，冲击值大幅提高。另外，观察起点部的珠光体组织，结果确认，Mn添加量达到0.50%以下时，渗碳体相中的裂痕数减少。

其次，本发明人等还调查了珠光体组织中的铁素体相和渗碳体相中的Mn含量。其结果可以确认，珠光体组织中的Mn添加量降低时，特别是渗碳体相中的Mn含量降低。

由这些结果可以判定，珠光体组织的韧性和Mn添加量有关，Mn添加量降低时，渗碳体相中的Mn含量降低，从而抑制起点部的渗碳体相的裂痕，结果提高了珠光体组织的韧性。

珠光体组织中的Mn固溶在渗碳体相和铁素体相中。当抑制形成破坏起点的渗碳体相的Mn浓度时，铁素体相的Mn浓度增加。因此，本发明人等在降低了Mn添加量的情况下，基础性地调查了两相的Mn浓度的平衡和韧性的关系。

将P含量为0.0150%以下、Mn添加量为0.30%的含碳量1.00%的珠光体组织的钢，在实验室熔制，模拟相当于轨道制造时的热轧条件，进行了试验轧制和变换各种条件的热处理实验。然后，进行铁素体相及渗碳体相中的Mn含量的调查和冲击试验，调查冲击值和铁素体相及渗碳体相中的Mn含量的关系。

图2是示出CMn/FMn值和冲击值的关系的曲线图。可以确认，在Mn添加量相同的珠光体组织的情况下，CMn/FMn值降低时，冲击值提高，另外，当CMn/FMn值达到5.0以下时，冲击值大幅提高。

由以上的结果可以判定，通过将珠光体组织的Mn添加量控制在0.50%以下且将CMn/FMn值控制在5.0以下，受冲击的起点部的渗碳体相的裂痕大幅度减少，其结果，提高了珠光体组织的韧性。

另外，本发明人等还探讨了在将珠光体组织的Mn添加量控制在0.50%以下情况下，抑制CMn/FMn值的方法。在实验室熔制P含量设定为0.0150%以下、Mn添加量设定为0.30%的含碳量1.00%的珠光体组织的钢，并进行了模拟轨道热轧的试验轧制、以及变换各种条件的热处理实验。而且，进行了CMn/FMn值的调查和冲击试验，并对涉及CMn/FMn值和冲击值之间关系带来影响的热处理条件进行了调查。

图3(A)是示出热轧后或再加热后的加速冷却速度和CMn/FMn值的关系的曲线图。图3(B)是示出热轧后或再加热后的加速冷却速度和冲击值的关系的曲线图。

图4(A)是示出加速冷却后的最大温度上升量和CMn/FMn值的关系的曲线图。图4(B)是示出加速冷却后的最大温度上升量和冲击值的关系的曲线图。

图5(A)是示出温度上升后的加速冷却速度和CMn/FMn值的关系的曲线图。图5(B)是示出温度上升后的加速冷却速度和冲击值的关系的曲线图。需要说明的是，图3~图5所示的轨道钢的基础制造条件为下述所示，相对于基础制造条件，只改变评价条件进行制造。

[热轧·再加热后的冷却条件]

冷却起始温度：800℃、冷却速度：7℃/sec、

冷却停止温度：500℃、最大温度上升量：30℃

[温度上升后的冷却条件]

冷却起始温度：530℃、冷却速度：1.0℃/sec、

冷却停止温度：350℃

例如，关于图3所示的热轧后或再加热后的加速冷却速度和CMn/FMn值的关系，对于上述的基础制造条件而言，是在只改变热轧后或再加热后的加速冷却速度的条件下进行制造的事例。

由这些结果可以判定，通过(1)热轧后或再加热后的加速冷却速度、(2)加速冷却后的最大温度上升量、(3)温度上升后的加速冷却速度可以大幅改变CMn/FMn值。而且，通过将这些冷却速度及温度上升量控制在一定范围内，可以抑制渗碳体相的Mn的稠化，从而导致CMn/FMn值降低，其结果发现，可以抑制起点部的珠光体组织中的渗碳体相的裂痕，结果使冲击值大幅提高。

即，依照本实施方式，通过将呈现高含碳的珠光体组织的钢轨头部的组织及硬度、Mn添加量、CMn/FMn值控制在规定范围，且对轨道头部实施适宜地热处理，可以同时提高货运铁路用轨道的耐磨性和韧性。

下面，就本发明的限定理由进行详细地说明。

(1)钢的化学成分的限定理由

对于在本实施方式的钢轨中将钢的化学成分限定在上述数值范围内的理由进行详细说明。

C为促进珠光体相变且确保耐磨性的有效的元素。C量低于0.85%时，本成分体系不能维持轨道所要求的最低限的强度及耐磨性。另外，C量超过1.20%时，大量生成粗大的初析渗碳体组织，耐磨性及韧性降低。因此，将C添加量限定在超过0.85且1.20%以下。需要说明的是，为了提高耐磨性和韧性，更希望将C量设定为0.90~1.10%。

Si是作为脱氧材料的必须成分。另外还是通过对珠光体组织中的铁素体相的固溶强化来提高轨道头部的硬度(强度)、提高耐磨性的元素。另外，在过共析钢中，还是抑制初析渗碳体组织的生成、抑制韧性降低的元素。但是，在Si量低于0.05%时，不能充分地期待这些效果。另外，当Si量超过2.00%时，由于热轧时在表面产生大量瑕疵及生成氧化物，因此焊接性降低。进而淬透性显著增加，容易生成对轨道的耐磨性及韧性有害的马氏体组织。因此，将Si添加量限定在0.05~2.00%。需要说明的是，为了提高轨道头部的硬度(强度)、抑制对耐磨性及韧性有害的马氏体组织的生成，更希望将Si量设定为0.10~1.30%。

Mn为提高淬透性、和通过将珠光体片间隔细微化来提高珠光体组织的硬度及提高耐磨性的元素。但是，Mn量低于0.05%时，其效果小，难以确保轨道所必要的耐磨性。另外，Mn量超过0.50%时，珠光体组织中的渗碳体相的Mn浓度增加，助长了破坏起点部的渗碳体相的裂痕，珠光体组织的韧性大幅降低。因此，将Mn添加量限定在0.05~0.50%。需要说明的是，为了抑制渗碳体相的裂痕、提高珠光体组织的硬度，更希望将Mn量设定为0.10~0.45%。

Cr为提高平衡相变温度、作为结果将珠光体组织的片间隔细微化、有助于高硬度(强度)化、同时强化渗碳体相、提高珠光体组织的硬度(强度)及提高珠光体组织的耐磨性的元素。但是，Cr量低于0.05%时，其效果小，完全不能看到提高轨道钢硬度的效果。另外，进行Cr量超过0.60%的过量添加时，容易生成对轨道的耐磨性有害的贝氏体组织。另外，淬透性增加，容易生成对轨道的耐磨性及韧性有害的马氏体组织。因此，将Cr添加量限定在0.05~0.60%。需要说明的是，为了提高轨道钢的硬度、抑制对耐磨性及韧性有害的贝氏体组织及马氏体组织的生成，更希望将Cr量设定为0.10~0.40%。

P为钢中不可避免地含有的元素。P量和韧性有关，P量增加时，由于铁素体相的脆化而使珠光体组织脆化，容易发生脆性破坏即轨道损伤。因此，为了提高韧性，希望P量低。在实验室确认冲击值和P量的关系，结果确认，将P量降低到0.0150%以下时，可以抑制作为破坏起点的铁素体相的脆化，冲击值大幅提高。其结果是：将P量限定在0.0150%以下。需要说明的是，对于P量的下限值没有限定，但是考虑精炼工序的脱磷能力时，P量为0.0020%左右被认为是实际制造时的限度。

需要说明的是，低P化(P量的降低)处理，不但会带来精炼成本的增大，还会使生产性恶化。因此，在鉴于经济性且稳定地提高冲击值时，希望将P量设定为0.0030~0.0100%。

另外，对于由上述的成分组成制造的轨道而言，为了谋求提高珠光体组织的硬度(强度)、即，提高耐磨性、进而提高韧性、防止焊接热影响区的软化、控制轨道头部内部的剖面硬度分布，根据需要，可以添加Mo、V、Nb、Co、B、Cu、Ni、Ti、Ca、Mg、Zr、Al、N元素。

在此，Mo可以使珠光体的平衡相变点上升，主要是通过将珠光体片间隔细微化来提高珠光体组织的硬度。V、Nb通过在热轧及其后的冷却过程中生成的碳化物及氮化物，抑制奥氏体粒子的成长，另外，通过析出硬化，提高珠光体组织的韧性和硬度。另外，再加热时稳定地生成碳化物及氮化物，防止焊接点热影响区的软化。Co将磨损面的片结构及铁素体粒径细微化，使珠光体组织的耐磨性提高。B降低珠光体相变温度的冷却速度依存性，将轨道头部的硬度分布变得均匀。Cu固溶在珠光体组织中的铁素体中，使珠光体组织的硬度提高。Ni可以提高珠光体组织的韧性和硬度，同时还可以防止焊接点热影响区的软化。Ti谋求热影响区组织的细微化，防止焊接点区的脆化。Ca、Mg在轨道轧制时谋求奥氏体粒子的细微化，同时还可促进珠光体相变，提高珠光体组织的韧性。Zr通过提高凝固组织的等轴晶化率，抑制铸片中心部的偏析带的形成，降低初析渗碳体组织的厚度，提高珠光体组织的韧性。Al将共析相变温度向高温侧移动，使珠光体组织的硬度提高。N通过偏析在奥氏体晶粒边界来促进珠光体相变，通过将珠光体片尺寸大小细微化来提高韧性。以上为各元素的效果，为主要的添加目的。

下面，就这些成分的限定理由进行详细说明。

和Cr同样，Mo也是提高平衡相变温度、作为结果将珠光体组织的片间隔细微化、提高珠光体组织的硬度及轨道的耐磨性的元素。但是，Mo量低于0.01%时，其效果小，完全不能看到提高轨道钢硬度的效果。另外，进行Mo量超过0.50%的多余添加时，使相变速度显著降低，容易生成对轨道的耐磨性有害的贝氏体组织。另外，还生成珠光体组织中的对轨道的韧性有害的马氏体组织。因此，将Mo添加量限定在0.01~0.50%。

V是在进行通常的热轧及加热至高温进行热处理的情况下，作为V碳化物及V氮化物析出，通过阻塞(ピンニング)效果将奥氏体粒子细微化、提高珠光体组织韧性的有效的元素。另外，是利用热轧后的冷却工序中生成的碳化V、氮化V的析出硬化、提高珠光体组织的硬度(强度)及提高珠光体组织的耐磨性的元素。另外，V在再加热至Ac1点以下的温度区域的热影响区，在较高温度区域生成碳化V、氮化V，防止焊接点热影响区的软化方面，也是有效的元素。但是，V量低于0.005%时，不能充分地期待这些效果，不能确认提高了珠光体组织的韧性及硬度(强度)。另外，V量超过0.50%时，V的碳化物及氮化物的析出硬化变得过剩，从而珠光体组织脆化、轨道的韧性降低。因此，将V添加量限定在0.005~0.50%。

Nb和V相同，在进行通常的热轧及加热成高温度的热处理的情况下，通过碳化Nb及氮化Nb的阻塞(ピンニング)效果，将奥氏体粒子细微化，提高珠光体组织韧性的有效的元素。另外，还是利用热轧后的冷却过程中生成碳化Nb、氮化Nb的析出硬化，提高珠光体组织的硬度(强度)及珠光体组织耐磨性的元素。另外，在再加热至Ac1点以下的温度区域的热影响区，由低温度区域到高温度区域稳定地生成碳化Nb及氮化Nb，和在防止焊接点热影响区的软化方面，Nb为有效的元素。但是，其效果在Nb量低于0.001%时，不能期待这些效果，不能确认提高了珠光体组织的韧性及硬度(强度)。另外，Nb量超过0.050%时，碳化Nb及氮化物的析出硬化变得过剩，从而使珠光体组织脆化，轨道的韧性降低。因此，将Nb添加量限定在0.001~0.050%。

Co固溶在珠光体组织中的铁素体相中，轨道头部的磨损面上将细微的铁素体组织更进一步细微化，故成为提高耐磨性的元素。但是，Co量低于0.01%时，不能谋求铁素体组织的细微化，不能期待耐磨性的提高效果。另外，Co量超过1.00%时，上述的效果饱和，不能根据添加量谋求铁素体组织的细微化。另外，由于合金添加成本的增大，经济性降低。因此，将Co添加量限定在0.01~1.00%。

B为通过在奥氏体晶粒边界形成碳硼化铁(Fe₂₃(CB)₆)，促进珠光体相变，降低珠光体相变温度的对冷却速度依存性，通过赋予轨道从头部表面到内部更均一的硬度分布，从而是使轨道高寿命化的元素。但是，B量低于0.0001%时，其效果不充分，不能确认改善了轨道头部的硬度分布。另外，B量超过0.0050%时，粗大的碳硼化铁生成，助长了脆性破坏，因此轨道的韧性降低。因此，将B添加量限定在0.0001~0.0050%。

Cu是固溶在珠光体组织中的铁素体中、并通过固溶强化提高珠光体组织的硬度(强度)及提高珠光体组织耐磨性的元素。但是，低于0.01%时，不能期待其效果。另外，Cu量超过1.00%时，通过显著的淬透性提高，珠光体组织中的对韧性有害的马氏体组织生成，轨道的韧性降低。因此，将Cu量限定在0.01~1.00%。

Ni为提高珠光体组织的韧性同时通过固溶强化而高硬度(强度)化、且提高珠光体组织的耐磨性的元素。另外，在焊接热影响区，作为与Ti复合的Ni₃Ti的金属间化合物细微地析出，成为通过析出强化而抑制软化的元素。另外，在添加Cu的钢中，还是抑制晶粒边界脆化的元素。但是，Ni量低于0.01%时，这些效果显著小。另外，Ni量超过1.00%时，通过显著的淬透性提高，珠光体组织中的马氏体组织生成，轨道的韧性降低。因此，将Ni添加量限定在0.01~1.00%。

Ti在进行通常的热轧及加热成高温度的热处理的情况下，作为碳化Ti及氮化Ti析出，通过阻塞效果将奥氏体粒子细微化，在提高珠光体组织韧性上为有效的元素。另外，为利用热轧后的冷却过程中生成的碳化Ti、氮化Ti的析出硬化，提高珠光体组织的硬度(强度)及提高珠光体组织的耐磨性的元素。另外，利用在焊接时的再加热中析出的碳化Ti及氮化Ti不溶解的性质，谋求加热到奥氏体区域的热影响区的组织的细微化，和在防止焊接点区的脆化方面为有效的成分。但是，Ti量低于0.0050%时，这些效果小。另外，Ti量超过0.0500%时，粗大的碳化Ti及氮化Ti生成，助长了脆性破坏，因此，轨道的韧性降低。因此，将Ti添加量限定在0.0050~0.0500%。

Mg与O、或S及Al等键合，形成细微的氧化物，抑制轨道轧制时的再加热中的结晶粒子的晶粒成长，将奥氏体粒子细微化，在提高珠光体组织的韧性上为有效的元素。另外，MgS将MnS细微地分散，在MnS的周围形成铁素体及渗碳体的核，有助于珠光体相变的生成。其结果是，珠光体片大小细微化，珠光体组织的韧性提高。但是，低于0.0005%时，其效果弱，超过0.0200%添加时，Mg的粗大氧化物生成，助长了脆性破坏，因此，轨道的韧性降低。因此，将Mg量限定在0.0005~0.0200%。

Ca和S的键合力强，形成作为CaS的硫化物。CaS将MnS细微地分散，在MnS的周围形成Mn的稀薄帯，有助于珠光体相变的生成。其结果是，珠光体片大小细微化，珠光体组织的韧性提高。但是，低于0.0005%时，其效果弱，超过0.0200%的添加时，Ca的粗大氧化物生成，助长了脆性破坏，因此，轨道的韧性降低。因此，将Ca量限定在0.0005~0.0200%。

Zr由于ZrO₂夹杂物和γ-Fe的晶格整合性良好，因此ZrO₂夹杂物成为作为γ相凝固的高碳轨道钢的凝固核，使凝固组织的等轴晶化率提高。其结果是：抑制了铸片中心部的偏析帯的形成，并抑制了在轨道偏析部生成的马氏体及初析渗碳体组织的生成。但是，Zr量低于0.0001%时，ZrO₂系夹杂物的数量少，作为凝固核，不能发挥充分的作用。其结果是，在偏析部马氏体及初析渗碳体组织生成，轨道的韧性降低。另外，Zr量超过0.2000%时，粗大的Zr系夹杂物大量地生成，助长了脆性破坏，因此，轨道的韧性降低。因此，将Zr量限定在0.0001~0.2000%。

Al作为脱氧材料是有效的成分。另外，也为将共析相变温度向高温侧移动的元素，还是有助于珠光体组织的高硬度(强度)化、提高珠光体组织的耐磨性的元素。但是，Al量低于0.0040%时，其效果弱。另外，Al量超过1.00%时，难以固溶在钢中，生成粗大的铝系夹杂物。而且，该粗大的析出物成为疲劳损伤的起点，助长了脆性破坏，因此轨道的韧性降低。另外，在焊接时生成氧化物，焊接性显著降低。因此，将Al添加量限定在0.0040~1.00%。

N通过偏析在奥氏体晶粒边界，则促进了来自奥氏体晶粒边界的珠光体相变。而且，主要通过将珠光体片大小细微化而提高韧性。另外，通过同时添加V及Al，促进VN及AlN的析出，在进行通常的热轧及加热成高温进行热处理的情况下，通过VN及AlN的阻塞(ピンニング)效果，将奥氏体粒子细微化，提高珠光体组织的韧性。但是，N量低于0.0050%时，这些效果弱。N量超过0.0200%时，在钢中固溶变得困难，形成作为疲劳损伤起点的气泡，助长了脆性破坏，因此，轨道的韧性降低。因此，将N添加量限定在0.0050~0.0200%。使用如上所述的成分组成构成的轨道钢，可以用如下的方法制造：使用炼钢转炉、电炉等通常使用的溶解炉进行熔制，将该熔制钢通过造块-分块法或连续铸造法，进一步经过热轧而制成轨道。

(2)金属组织的限定理由

就本发明的钢轨中将轨道头表部的金属组织限定成珠光体的理由进行详细说明。

在珠光体组织中，当初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织混合存在时，在韧性较低的初析渗碳体组织、马氏体组织中有微小的脆性的裂痕发生，使轨道的韧性降低。另外，在珠光体组织中含有较低硬度的初析铁素体组织及贝氏体组织时，促进磨损，轨道的耐磨性降低。因此，轨道头表部的金属组织，以提供耐磨性及韧性为目的时优选珠光体组织。因此，将轨道头表部的金属组织限定为珠光体组织。

另外，本实施方式涉及的轨道的金属组织，如上述限定所示，优选为珠光体单相组织。但是，通过轨道的成分体系及热处理制造方法，在珠光体组织中会混入以面积率计低于3%的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织及马氏体组织。但是，即使混入了这些组织，只要是低于3%，轨道头部的耐磨性及韧性就不会受到太大的坏影响。因此，作为耐磨性及韧性优异的钢轨组织，可以混入低于3%的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织及马氏体组织等珠光体以外的组织。

换言之，本实施方式涉及的轨道头表部的金属组织，只要是97%以上为珠光体组织即可。需要说明的是，为了充分地确保轨道所必要的耐磨性及韧性，更优选头表部的金属组织的99%以上为珠光体组织。需要说明的是，表1-1~表3-2中的微组织栏中记成微量时的含义是低于3%。

金属组织的比率，具体的是，对于从轨道头表部的表面到4mm深度的位置进行研磨，使用显微镜观察时的面积比率值。测定方法按如下所示内容进行。

·事前处理：切断轨道后研磨横截面。

·腐蚀：3%硝酸乙醇腐蚀液

·观察仪：光学显微镜。

·观察位置：从轨道头表部的表面到4mm深度的位置。

※轨道头表部的具体位置依照图6所示。

·观察数：10点以上。

·组织判定方法：通过组织的摄影图片详细观察，判定珠光体、贝氏体、马氏体、初析铁素体、初析渗碳体的各组织。

·比率算定：通过图像解析计算面积比率

(3)珠光体组织的必要范围

下面，就将本发明的钢轨中轨道头部的珠光体组织的必要范围限定成轨道钢的头表部的理由进行说明。

图6为示出对本实施方式涉及的耐磨性及韧性优异的钢轨，在其长度方向垂直的剖面上进行观察时的结果图。轨道头部3具有头顶部1、位于所述头顶部1两端的头部拐角部2。头部拐角部2中的一个为主要与车轮进行接触的轨道(ゲ-ジ)拐角(G.C.)部。

将所述头部拐角部2及所述头顶部1的表面作为起点到深度10mm的范围，称为头表部(符号：3a、实线部分)。另外，将所述头部拐角部2及所述头顶部1的表面作为起点到深度20mm的范围，用符号3b(虚线部分)表示。

如图6所示，若在以所述头部拐角部2及所述头顶部1的表面作为起点到深度10mm的头表部(符号：3a)中配置珠光体组织，可以抑制因与车轮接触的磨损，谋求提高轨道的耐磨性。另一方面，当珠光体组织的配置低于10mm时，不能谋求充分地抑制因与车轮接触的磨损，轨道使用寿命降低。因此，将珠光体组织的必要深度，以头部拐角部2及头顶部1的表面作为起点，限定在10mm的头表部。

需要说明的是，珠光体组织更优选配置在以头部拐角部2及头顶部1的表面作为起点到深度20mm的范围3b，即配置在至少图1中的虚线部内。由此通过和车轮的接触，可以更进一步地提高磨损达到轨道头部内部时的耐磨性，谋求轨道使用寿命的提高。

珠光体组织优选配置在车轮和轨道主要接触的轨道头部3的表面附近，从耐磨性的观点考虑，其以外的部分也可以为珠光体组织以外的金属组织。

(4)头表部珠光体组织的硬度的限定理由

下面，就本实施方式的钢轨中轨道头表部的珠光体组织的硬度限定在Hv320~500范围的理由进行说明。

当本成分体系的珠光体组织的硬度低于Hv320时，轨道头表部的耐磨性降低，轨道的使用寿命降低。另外，当珠光体组织的硬度超过Hv500时，珠光体组织上容易发生微小的脆性裂痕，轨道的韧性降低。因此，将珠光体组织的硬度限定在Hv320~500的范围。

需要说明的是，作为在轨道头部得到硬度Hv320~500的珠光体组织的方法，优选按如下所示的方式，对热轧后或再加热后的750℃以上的轨道头部进行加速冷却。

本实施方式的轨道头部的硬度，具体地说，为使用维氏硬度计从轨道头表部的表面到4mm深度的位置测定时的值。测定方法如下述内容所示。

·事前处理：切断轨道后研磨横截面。

·测定方法：依照JlS Z 2244基准测定。

·测定仪：维氏硬度计(载荷98N)。

·测定位置：从轨道头表部的表面到4mm深度的位置。

※轨道头表部的具体位置依照图6所示。

·测定数：测定5点以上，优选将平均值作为钢轨的代表值。

(5)珠光体组织中的CMn/FMn值的限定理由

下面，就本发明的钢轨中的珠光体组织中的CMn/FMn值限定在5.0以下的理由进行说明。

珠光体组织中的CMn/FMn值降低时，渗碳体相中的Mn浓度降低。其结果是：渗碳体相的韧性提高，受到冲击的起点部的渗碳体相的裂痕减少。进行详细的实验室试验结果确认：将CMn/FMn值控制在5.0以下时，受到冲击的起点部的渗碳体相的裂痕大幅度地减少，冲击值大大提高。因此，将CMn/FMn值限定在5.0以下。需要说明的是，当考虑确保以珠光体组织作为前提的热处理条件的范围时，把CMn/FMn值为1.0左右作为实际制造轨道时的限度。

本实施方式的轨道的珠光体组织中的渗碳体相的Mn浓度(CMn)、铁素体相的Mn浓度(FMn)的测定，采用三维原子探针(3DAP)法。测定方法为下述内容所示。

·试样采取位置：从轨道头表部的表面到4mm深度的位置

·事前处理：采用FlB(集束离子束)法，加工针试样(10μm×10μm×100μm)

·测定仪：三维原子探针(3DAP)法

·测定方法：将通过附加电压放出的金属离子，使用坐标检测仪进行成分分析，离子飞行时间：元素种类、坐标：三维的位置，电压：DC、脉冲(脉冲比20%以上)，试样温度：40K以下

·测定数：测定5点以上，将平均值作为代表值。

(6)热处理条件

首先，对将开始加速冷却的轨道头部温度限定在750℃以上的理由进行说明。

头部温度低于750℃时，在加速冷却前生成珠光体组织，通过热处理不能控制头表部的硬度，从而不能得到规定的硬度。另外，含碳量高的钢中，生成初析渗碳体组织，珠光体组织脆化，因此，轨道的韧性降低。因此，将开始加速冷却的钢轨头部温度限定在750℃以上。

下面，将轨道头部由750℃以上的温度区域，以4~15℃/sec的冷却速度加速冷却，上述钢轨的头部温度达到600~450℃时刻时停止加速冷却的方法中，将加速冷却停止温度范围、加速冷却速度限定在上述那样温度的理由进行说明。

在超过600℃的温度下停止加速冷却时，在刚冷却后的高温区域中珠光体开始相变，生成许多硬度低的粗大的珠光体组织。其结果是：头表部的硬度变得低于Hv320，难以确保作为轨道所必要的耐磨性。另外，进行加速冷却至低于450℃时，本成分体系在加速冷却途中奥氏体组织不能完全地相变，在头表部生成贝氏体组织及马氏体组织，轨道的耐磨性及韧性降低。因此，将加速冷却停止温度范围限定在600~4500C的范围。

其次，头部的加速冷却速度低于4℃/sec时，在加速冷却过程中的高温区域珠光体相变开始。其结果是：头表部的硬度变得低于Hv320，难以确保作为轨道所必需的耐磨性。另外，珠光体相变时Mn的扩散加剧，渗碳体相的Mn浓度变高，CMn/FMn值超过5.0。其结果是：起点部的渗碳体裂痕的发生加剧，轨道的韧性降低。另外，加速冷却速度超过15C/sec时，本成分体系中的贝氏体组织及马氏体组织在头表部生成。另外，当加速冷却速度较高时，加速冷却后发生大量的交换热。其结果是：相变时的Mn的扩散加剧，渗碳体相的Mn浓度变高，CMn/FMn值超过5.0。这些结果导致轨道的耐磨性及韧性降低。因此，将加速冷却速度限定在4~15℃/sec的范围。

需要说明的是，为了稳定地生成耐磨性及韧性优异的珠光体组织，加速冷却速度优选5~12℃/sec的范围。

下面，对含有加速冷却后发生的相变热及交换热的最大温度上升量限定在比加速冷却停止温度低50℃以下的理由进行说明。

本成分体系中，将轨道头部由750℃以上的温度区域实施加速冷却，在600~450℃的范围内停止加速冷却时，加速冷却后发生含有相变热及交换热的温度上升。该温度上升量，通过选择加速冷却速度及停止温度有大的变化，在轨道头部的表面，有时最大上升达到150℃左右。其温度上升量，不但表现在轨道头部的表面，而且还会表现出头表部的珠光体相变的举动，对轨道头表部的珠光体组织的特性，即，韧性(渗碳体相中的Mn量)有大的影响。含有相变热及交换热的最大温度上升量超过50℃时，通过升温促进了珠光体相变时Mn向渗碳体相的扩散，渗碳体相的Mn浓度变高，CMn/FMn值超过5.0。其结果是：促进了起点部的渗碳体相的裂痕的发生，轨道的韧性降低。因此，将最大温度上升量限定在比加速冷却停止温度低50℃以下。需要说明的是，最大温度上升量的下限值没有限定，但是，为使着实地终止珠光体相变、CMn/FMn值确实达到5.0以下时，优选下限为0℃。

下面，对经过含有相变热及交换热的温度上升后，以0.5~2.0℃/sec的冷却速度进行加速冷却，所述钢轨的头部温度达到400℃以下的时刻时，停止加速冷却的方法中，将加速冷却停止温度范围、加速冷却速度限定在上述那样的理由进行说明。

在超过400℃的温度下停止加速冷却时，相变后的珠光体组织中发生回火。其结果是：珠光体组织的硬度降低，轨道的耐磨性降低。因此，将加速冷却停止温度限定在400℃以下的范围。需要说明的是，加速冷却的停止温度的下限值没有限定，但是在抑制珠光体组织的回火、偏析部的马氏体组织的生成方面，优选100℃以上。

需要说明的是，在此所谓的上述珠光体组织的回火，意指珠光体组织的渗碳体相达到断开的状态。渗碳体相断开时，珠光体组织的硬度降低，耐磨性降低。

其次，当头部的加速冷却速度低于0.5℃/sec时，促进了Mn的扩散，Mn向渗碳体相的稠化部分地发生，CMn/FMn值超过5.0。其结果是：促进了起点部的渗碳体相的裂痕的发生，轨道的韧性降低。另外，加速冷却速度超过2.0℃/sec时，由于助长了在偏析部马氏体组织的生成，因此，轨道的韧性大大降低。因此，将加速冷却速度限定在0.5~2.0℃/sec的范围。需要说明的是，从抑制Mn在渗碳体中的稠化的观点考虑，上述加速冷却优选在温度上升终止后，尽可能在可以实际操作下立即进行。

热处理时的轨道头部的温度控制，通过测定图6所示的头顶部(符号：1)及头部拐角部(符号：2)的头部表面温度，可以代表轨道头表部(符号：3a)的整体温度。

实施例

下面，对本发明的实施例进行说明。

将本发明轨道钢的化学成分和诸特性示于表1-1及表1-2。表1-1及表1-2中示出化学成分值、轨道头部的微组织、硬度、CMn/FMn值。另外，将从图7所示的位置采取试验片，用图8所示的方法进行耐磨性试验的结果和从图9所示的位置采取试验片进行冲击试验的结果也一并列入。

需要说明的是，表1-1及表1-2所示的本发明轨道钢的制造条件为下述所示的内容。

[热轧·再加热后的冷却条件]

冷却起始温度：800℃、

冷却速度：7℃/sec、

冷却停止温度：500℃、

最大温度上升量：30C

[温度上升后的冷却条件]

冷却起始温度：530℃、

冷却速度：1.0℃/sec、

冷却停止温度：350℃

将比较轨道钢的化学成分和诸特性示于表2。表2示出化学成分值、轨道头部的微组织、硬度、CMn/FMn值。另外，将从图7所示的位置采取试验片用图8所示的方法进行耐磨性试验的结果和从图9所示的位置采取试验片进行冲击试验的结果也一并列入。

需要说明的是，表2所示的本发明轨道钢的制造条件为下述所示的内容。

[热轧·再加热后的冷却条件]

冷却起始温度：800℃、冷却速度：7℃/sec、

冷却停止温度：500℃、最大温度上升量：30℃

[温度上升后的冷却条件]

冷却起始温度：530℃、冷却速度：1.0℃/sec、

冷却停止温度：350℃

表3-1及表3-2示出，采用表1-1及表1-2中记载的轨道钢，用本发明的轨道制造方法制造的结果和用比较制造方法制造的结果。表3-1及表3-2示出，作为热轧·再加热后的冷却条件的冷却起始温度、冷却速度、冷却停止温度，作为冷却停止后的最大温度上升量和温度上升后的冷却条件的冷却起始温度、冷却速度、冷却停止温度。

另外，还表示轨道头部的微组织、硬度、CMn/FMn值。另外，将从图7所示的位置采取试验片用图8所示的方法进行耐磨性试验结果和从图9所示的位置采取试验片进行冲击试验的结果也一并列入。

另外，各种试验条件如下所述。

[1]头部磨损试验

试验仪：西原式磨损试验仪(参照图8)

试验片形状：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)

试验片采取位置：轨道头部表面下2mm(参照图7)

试验载荷：686N(接触面压640MPa)

滑动系数：20%

对象物材料：珠光体钢(维氏硬度：Hv380)

氛围气：大气中

冷却：通过压缩空气强制冷却(流量：100L/min)

重复次数：70万次

需要说明是，压缩空气的流量，换算成常温(20C)、大气压(101.3kPa)下体积时的流量。

[2]头部冲击试验

试验仪：冲击试验仪

试验方法：依照JlS Z 2242基准进行实施

试验片形状：JlS3号2mmU切口

试验片采取位置：轨道头部表面下2mm(参照图9、切口位置4mm下)

试验温度：常温(20℃)

另外，各轨道的诸条件如下。

(1)本发明轨道(47根)

符号A1~A47：化学成分值、轨道头部的微组织、硬度、CMn/FMn值在本申请发明范围内的轨道。

(2)比较轨道(12根)

符号a1~a12：化学成分值、轨道头部的微组织、硬度、CMn/FMn值在本申请发明范围外的轨道。

(3)用本发明制造方法制造的轨道(25根)

符号B1~B25：热轧·再加热后的冷却起始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上升量、另外，温度上升后的冷却速度、冷却停止温度在本申请发明范围内的轨道。

(4)用比较制造方法制造的轨道(13根)

符号b1~b13：热轧·再加热后的冷却起始温度、冷却速度、冷却停止温度、最大温度上升量、另外，温度上升后的冷却速度、冷却停止温度的任一种都在本申请发明范围外的轨道。

如表1-1、表1-2及表2所示，本发明轨道钢(符号A1~A47)与比较轨道钢(符号a1~a12)相比，通过将钢的C、Si、Mn、Cr、P的化学成分限定在限定范围内，抑制了对耐磨性及韧性有坏影响的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织的生成，可以得到最适范围的硬度的珠光体组织。另外，通过将CMn/FMn值限定在一定值以下，轨道的耐磨性及韧性提高。

图10示出本发明轨道钢(符号A1~A47)和比较轨道钢(符号a1、a3、a4、a5、a7、a8、a12)的含碳量和磨损量的关系。图11示出本发明轨道钢(符号A1~A47)和比较轨道钢(符号a2、a4、a6、a9~a12)的含碳量和冲击值的关系。

如图10、图11所示，本发明轨道钢(符号A1~A47)与比较轨道钢(符号a1~a12)相比，在同一含碳量下进行比较时，磨损量少、冲击值提高。即在任一含碳量下，轨道的耐磨性及韧性均提高。

另外，如表3-1及表3-2所示，本发明轨道钢(符号B1~B25)与比较轨道钢(符号b1~b13)相比，通过将热轧·再加热后的冷却起始温度、冷却速度、冷却停止温度、冷却停止后的最大温度上升量、另外，温度上升后的冷却速度、冷却停止温度限定在限定范围内，对耐磨性及韧性有坏影响的初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织、珠光体组织的回火被抑制，可以得到最优范围硬度的珠光体组织。另外，通过将CMn/FMn值限定在一定值以下，轨道的耐磨性及韧性提高。

图12示出用本发明制造方法制造的轨道钢(符号B1~B25)和用比较制造方法制造的轨道钢(符号b1、b3、b5~b8、b12、b13)的含碳量和磨损量的关系。图13示出用本发明制造方法制造的轨道钢(符号B1~B25)和用比较制造方法制造的轨道钢(符号b2~b6、b9~b12)的含碳量和冲击值的关系。

如图12、图13所示，用本发明制造方法制造的轨道钢(符号B1~A25)与用比较制造方法制造的轨道钢(符号b1~b13)相比，在同一含碳量下进行比较时，磨损量少，冲击值提高。即在任一含碳量下轨道的耐磨性及韧性提高。

Claims

1.一种钢轨，其特征在于，以质量%计，含有：

C：大于0.85且为1.20%以下、

Si：0.05~2.00%、

Mn：0.05~0.50%、

Cr：0.05~0.60%

P≤0.0150%，

其余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

由以头部拐角部及头顶部的表面作为起点到深度10mm的范围构成的头表部的97%以上为珠光体组织；

所述珠光体组织的维氏硬度为Hv320~500；

所述珠光体组织中的渗碳体相的Mn浓度CMn[at.%]除以铁素体相的Mn浓度FMn[at.%]而算出的值CMn/FMn值为1.0以上且5.0以下。

2.如权利要求1所述的钢轨，其中，以质量%计，进一步含有选自下述中的1种或2种以上：

Mo：0.01~0.50%、

V：0.005~0.50%、

Nb：0.001~0.050%、

Co：0.01~1.00%、

B：0.0001~0.0050%、

Cu：0.01~1.00%、

Ni：0.01~1.00%、

Ti：0.0050~0.0500%、

Mg：0.0005~0.0200%、

Ca：0.0005~0.0200%、

Zr：0.0001~0.2000%、

Al：0.0040~1.00%、

N：0.0050~0.0200%。

3.一种钢轨的制造方法，其为制造权利要求1或2所述钢轨的方法，其特征在于，包括：

将刚热轧后的Ar1点以上温度的所述钢轨的头部、或者以热处理为目的再加热至Ac1点＋30℃以上温度的所述钢轨的头部从750℃以上的温度区间以4~15℃/sec的冷却速度实施第1加速冷却；

在所述钢轨头部的温度达到600~450℃时刻，停止所述第1加速冷却；

将含相变热及交换热的最大温度上升量，控制在比加速冷却停止温度低50℃以下；

然后，以0.5~2.0℃/sec的冷却速度实施第2加速冷却；以及

在所述钢轨的头部温度达到400℃以下的时刻，停止所述第2加速冷却。