CN102137947A

CN102137947A - 耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨

Info

Publication number: CN102137947A
Application number: CN2009801337274A
Authority: CN
Inventors: 上田正治; 关和典; 佐藤琢也; 山本刚士
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-10-31
Filing date: 2009-10-30
Publication date: 2011-07-27
Anticipated expiration: 2029-10-30
Also published as: EP2343390A4; US20110155821A1; EP2343390A1; CA2734980C; PL2343390T3; WO2010050238A1; JP4757957B2; BRPI0918859B1; ES2550793T3; KR20110036758A; RU2461639C1; KR101263102B1; EP2343390B1; BRPI0918859A2; AU2009308639B2; CA2734980A1; CN102137947B; AU2009308639A1; JPWO2010050238A1

Abstract

本发明提供一种珠光体系钢轨，其由钢构成，所述钢以质量％计含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％、P≤0.0150％、S≤0.0100％及Ca：0.0005～0.0200％，所述钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；钢轨头部的由以头部角部及头顶部的表面为起点到深度为10mm的范围构成的头表面部为珠光体组织；且所述珠光体组织的硬度为Hv320～500；在珠光体组织中的长度方向的任意截面，长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物以每单位面积为10～200个/mm²的量存在。

Description

耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨

技术领域

本发明涉及海外货运铁路使用的钢轨中以同时提高头部的耐磨性和韧性为目的的珠光体系钢轨。

本申请基于2008年10月31日在日本提出申请的特愿2008-281847号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

随着经济的发展一直在进行煤炭等天然资源的新的开发。具体而言，对以前未开发的自然环境严酷的地区的开采一直在进行。随之，在运送资源的海外货运铁路中，轨道环境非常严酷。对于钢轨，以前除了以上的耐磨性，还要求在寒冷地区的韧性等。从这样的背景出发，要求开发具有现用的高强度钢轨以上的耐磨性和高韧性的钢轨。

一般认为对于提高珠光体钢的韧性，珠光体组织的微细化，具体而言珠光体相变前的奥氏体组织的细粒化、或珠光体块尺寸的微细化是有效的。为实现奥氏体组织的细粒化，在热轧时减低轧制温度、增加压下量、以及在钢轨轧制后利用低温再加热进行热处理。此外，为了谋求珠光体组织的微细化，进行了利用相变核从奥氏体晶粒内促进珠光体相变等。

可是，在钢轨的制造中，从确保热轧时的成形性的观点出发，轧制温度的降低、压下量的增加具有界限，不能实现奥氏体晶粒的充分的微细化。此外，关于利用相变核的从奥氏体晶粒内的珠光体相变，存在相变核的量难以控制及从晶粒内的珠光体相变不稳定等问题，不能实现珠光体组织的充分的微细化。

从上述诸问题出发，为了从根本上改善珠光体组织的钢轨的韧性，采用在钢轨轧制后进行低温再加热，然后通过加速冷却使珠光体相变，使珠光体组织微细化的方法。可是，近年来，为了改善耐磨性而进行钢轨的高碳化，在上述低温再加热热处理时，在奥氏体晶粒内熔化残留粗大的碳化物，存在加速冷却后的珠光体组织的延展性及韧性降低的问题。此外，由于进行再加热，因此还存在制造成本高、生产率也低等经济性的问题。

因而，要求开发可确保轧制时的成形性、使轧制后的珠光体组织微细化的高碳钢钢轨的制造方法。为了解决此问题，开发出如下述所示的高碳钢钢轨的制造方法。这些钢轨的主要特征是，为了使珠光体组织微细化，利用高碳钢的奥氏体晶粒即使在比较低的温度且较小的压下量下也容易再结晶的性质。由此，通过小压下的连续轧制得到经整粒的微细粒，从而提高珠光体钢的延展性及韧性(例如参照专利文献1、2、3)。

在专利文献1中，公开了在含有高碳的钢轨的精轧中，通过在规定的轧制道次间时间内进行连续3道次以上的轧制，能够提供高延展性的钢轨。

此外在专利文献2中，公开了在含有高碳的钢轨的精轧中，通过在规定的道次间时间内进行连续2道次以上的轧制，并且在进行了连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，能够提供高耐磨性、高韧性的钢轨。

另外在专利文献3中，公开了在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过在道次间实施冷却，在进行了连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，能够提供高耐磨性、高韧性的钢轨。

可是，在专利文献1～3中的公开技术中，通过连续热轧时的温度、轧制道次数及道次间时间的组合，谋求某一水平的奥氏体组织的微细化，虽然发现韧性有少许提高，但是对于以存在于钢中的夹杂物为起点的破坏没有发现其效果，存在不能根本上提高韧性的问题。

另外，在高碳钢中奥氏体组织的晶粒生长快。因此，通过轧制而微细化的奥氏体组织在轧制后晶粒生长，存在即使进行加速冷却，也不能提高热处理后的钢轨的韧性的问题。

因而，为了抑制钢轨的代表性的夹杂物即MnS及Al₂O₃的生成，研究了添加Ca、降低氧及降低Al。这些制造方法的特征在于，在铁水的预处理中，通过添加Ca使MnS成为CaS而无害化，进而应用添加脱氧元素及真空处理，使氧尽量降低，从而减少钢水中的夹杂物，对这些技术进行了研究(例如参照专利文献4、5、6)。

在专利文献4的技术中，提出了通过使Ca添加量适当化、以CaS固定S的方法，从而降低MnS系伸长夹杂物的高碳硅镇静高净化钢水的制造方法。该技术是将凝固过程中偏析浓化的S与同样偏析浓化的Ca或钢水中生成的硅酸钙反应，逐次将S作为CaS固定，因此抑制MnS伸长夹杂物的生成。

在专利文献5的技术中，提出了降低MnO夹杂物，从而降低由MnO析出的MnS伸长夹杂物的高碳高净化钢水的制造方法。在该技术中，在用大气精炼炉熔炼后，在以未脱氧或弱脱氧状态出钢后，通过真空度为1Torr以下的真空处理使溶解氧在30ppm以下。接着，添加Al、Si，然后添加Mn。通过以上工序使成为在最终凝固部结晶析出的MnS的晶核的2次脱氧生成物的数量减少，且使氧化物中的MnO浓度降低。由此，抑制MnS的结晶析出。

在专利文献6的技术中，提出了降低了钢中的氧量、Al量的高碳高净化钢水的制造方法。在该技术中，通过基于氧化物系夹杂物的总氧值和损伤性的关系限定总氧量，能够制造耐损伤性优良的钢轨。另外，通过将固溶Al量或夹杂物的组成限定在优选的范围，更加提高钢轨的耐损伤性。

上述专利文献4～6的公开技术是对钢坯阶段生成的MnS或Al系夹杂物的形态及量进行控制的技术。可是，在钢轨轧制中，在热轧中夹杂物的形态发生变化。特别是，在轧制中沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物成为钢轨的破坏起点，因此存在只控制钢坯阶段的夹杂物不能稳定地提高钢轨的耐损伤性及韧性的问题。

此外，为了抑制轧制后的奥氏体组织的晶粒生长，研究了析出物的应用。这些制造方法的特征在于，通过添加合金、使碳氮化物析出、钉扎奥氏体组织来抑制晶粒生长，其结果是，热处理后的组织被微细化，并使韧性提高(例如专利文献7)。

在专利文献7的技术中，添加V、Nb，使V、Nb的碳氮化物析出。另外，进行与V、Nb的添加量相符的加速冷却，抑制轧制后的奥氏体组织的晶粒生长，使奥氏体组织微细化，从而提高钢轨的韧性。

此外，专利文献7的公开技术是通过添加合金、使碳氮化物析出、钉扎奥氏体组织来抑制晶粒生长。可是，合金的碳氮化物的生成量因轧制温度及压下量而发生较大变化。其结果是，晶粒生长的抑制中发生大的不均匀，部分地发生晶粒的粗大化，存在只通过合金的碳氮化物不能稳定地提高钢轨的耐损伤性及韧性的问题。

此外，专利文献7的公开技术只是实现奥氏体组织的微细化。对于来自轧制时沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物的损伤完全没有效果，存在不能稳定地提高钢轨的耐损伤性及韧性的问题。

另外，在专利文献4～7的公开技术中存在的问题是，因钢成分的变动、特别是作为杂质混入的成分的变动而发生组织脆化，只通过利用添加合金或降低氧来控制夹杂物、及应用析出物使奥氏体组织微细化，不能稳定地提高钢轨的耐损伤性及韧性。

从上述背景出发，希望提供一种提高了珠光体组织的耐磨性、同时提高了耐损伤性而得到的耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7-173530号公报

专利文献2：日本特开2001-234238号公报

专利文献3：日本特开2002-226915号公报

专利文献4：日本特开平5-171247号公报

专利文献5：日本特开平5-263121号公报

专利文献6：日本特开2001-220651号公报

专利文献7：日本特开2007-291413号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述问题点而完成的，其目的是提供一种特别是海外货运铁路的钢轨所要求的、同时提高头部的耐磨性和韧性的珠光体系钢轨。

解决问题所采用的手段

本发明将以下构成作为要旨。

本发明珠光体系钢轨由钢构成，所述钢以质量％计含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％、P≤0.0150％、S≤0.0100％及Ca：0.0005～0.0200％，所述钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。在所述钢轨头部，由以头部角部及头顶部的表面为起点到深度为10mm的范围构成的头表面部为珠光体组织；且所述珠光体组织的硬度为Hv320～500。在所述珠光体组织中的长度方向的任意截面(与钢轨的长度方向平行的截面)，长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物以每单位面积为10～200个/mm²的量存在。

这里，所谓Hv指的是JIS B7774中规定的维氏硬度。

在本发明的珠光体系钢轨中，所述钢以质量％计可以进一步含有Mg：0.0005～0.0200％、Zr：0.0005～0.0100％中的1种或2种；在所述珠光体组织中的任意横截面(与钢轨的宽度方向平行的截面)，粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物可以以每单位面积为500～50000个/mm²的量存在。

所述钢以质量％计可以进一步选择性地含有下述(1)～(9)中记载的钢成分中的任1种或2种以上。

(1)Co：0.01～1.00％

(2)Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种

(3)V：0.005～0.50％、Nb：0.002～0.050％中的1种或2种

(4)B：0.0001～0.0050％

(5)Cu：0.01～1.00％

(6)Ni：0.01～1.00％

(7)Ti：0.0050～0.0500％

(8)Al：超过0.0100％且小于等于1.00％

(9)N：0.0060～0.0200％

发明的效果

根据本发明，可控制钢轨钢的成分、组织、硬度，除此以外，通过降低P、S、添加Ca，可控制Mn硫化物系夹杂物的数量。由此，可提高珠光体组织的耐磨性和韧性，特别是海外货运铁路用轨道的使用寿命。另外，通过添加Mg、Zr，控制微细的Mn硫化物系夹杂物、Mg、Zr系氧化物的数量，能够进一步提高珠光体组织的韧性，进一步增加使用寿命。

附图说明

图1是表示称为本发明钢轨钢的横截面(与长度方向垂直的截面)的图。

图2是采用将P量规定为0.0150％以下的碳量为1.00％的钢，熔化使S量变化、进而添加了Ca、Mg、Zr的钢，进行模拟相当于钢轨的轧制条件的实验室熔化轧制实验，并进行冲击试验的结果，是表示Ca添加、Mg、Zr添加对S量和冲击值的关系的影响的图。

图3是表示权利要求1中的钢轨钢的Mn硫化物系夹杂物的观察位置的图。

图4是表示权利要求2中的钢轨钢的Mn硫化物系夹杂物、Mg系氧化物及Zr氧化物的观察位置的图。

图5是表示磨损试验中的试验片的选取位置的图。

图6是表示磨损试验的概要的图。

图7是表示冲击试验中的试验片的选取的图。

图8是表示本发明钢轨钢和比较钢轨钢(钢No.48、50、51、52、53、64、66、67)的磨损试验结果中的碳量和磨损量的关系的图。

图9是表示本发明钢轨钢和比较钢轨钢(钢No.49、51、53、65、66、68)的冲击试验结果中的碳量和冲击值的关系的图。

图10是表示本发明钢轨钢和比较钢轨钢(钢No.54～63、P、S、Ca的添加量在本发明的限定范围外的钢轨)的冲击试验结果中的碳量和冲击值的关系的图。

图11是表示本发明钢轨钢(钢No.11～13、18～20、24～26、29～31、33～35、36～38、45～47)的冲击试验结果中的碳量和冲击值的关系的图。

具体实施方式

以下，作为实施本发明的方式，对耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨进行详细说明。再有，合金元素的含有单位为质量％，以下只记载为％。

图1中示出本发明的耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨的与长度方向垂直的截面。钢轨头部3具有头顶部1和位于上述头顶部1的两端的头部角部2。头部角部2的一方是主要与车轮接触的轨距角(G.C.)部。

将以所述头部角部2及所述头顶部1的表面为起点到深度为10mm的范围称为头表面部3a(实线的斜线部)。此外，用符号3b(虚线的斜线部)表示以所述头部角部2及所述头顶部1的表面为起点到深度为20mm的范围。

首先，本发明人等研究了对钢轨的韧性产生不良影响的钢成分系。以使碳量变化的钢为基础，采用使P或S含量变化了的钢，进行了模拟相当于钢轨的热轧条件的试验熔化及热轧实验，制作了钢轨的试制品。然后，通过冲击试验测定试制品的冲击值，研究了P、S含量对冲击值的影响。

其结果是，确认在Hv为320～500水平的珠光体组织的钢中，如果将P、S含量都降低到某一定水平以下，则冲击值提高。

另外，通过P、S的组合研究了最佳含量，结果确认：如果所有元素都同时使添加量降低到某一定水平以下，则冲击值大幅度提高。

接着，本发明人等为了进一步提高钢轨的冲击值，对支配冲击值的因子进行阐明。其结果是，确认在冲击值低的钢轨中，在热轧时存在多个沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物，成为破坏的起点。

因而，本发明人等阐明了沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物的生成机理。在钢轨制造中，暂且将钢坯再加热到1200～1300℃，然后进行热轧。调查了该热轧条件和MnS的形态的关系。其结果是，确认在轧制温度高时、及轧制时的压下量大时，软质的Mn硫化物系夹杂物容易产生塑性变形，容易沿钢轨长度方向延伸。

因而，本发明人等研究了抑制Mn硫化物系夹杂物本身的延伸的方法。进行了试验熔化及热轧实验，结果确认：Mn硫化物系夹杂物以多种氧化物为核而生成。另外，调查了氧化物的硬度和Mn硫化物系夹杂物的形态，结果确认：通过使成为Mn硫化物系夹杂物的核的夹杂物硬质化，能够抑制该延伸。

另外，本发明人等研究了成为Mn硫化物系夹杂物的核的硬质的夹杂物。采用熔点高的氧化物进行了实验室实验，结果发现：熔点比较高的Ca除了氧化物以外还形成硫化物，形成CaO-CaS的集合体。此外，搞清楚CaS因与Mn硫化物系夹杂物的匹配性高，因此在该Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)中有效地生成Mn硫化物系夹杂物。

再有，所谓匹配性，表示在两个金属的晶体结构中，某一晶面上的晶格常数(原子间的距离)的差。该差越小匹配性越高，即认为两个金属容易结合。

接着，本发明人等为了进行上述验证，采用添加有Ca的钢进行了试验熔化及热轧实验。其结果是，确认：以Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)为核而生成的Mn硫化物系夹杂物几乎没有热轧后的延伸，从结果上看沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物减少。

另外，采用此钢进行了冲击试验，结果确认：在添加有Ca、且延伸的Mn硫化物系夹杂物少的钢中，来自延伸的Mn硫化物系夹杂物的破坏减少，冲击值提高。

此外，本发明人等为了进一步抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸，通过试验熔化及热轧实验，研究了氧化物和硫化物形成集合体的Ca添加量和S添加量的关系。其结果是，通过控制S和Ca的添加量的比例，Ca的硫化物适度生成而微细地分散，由此，从结果看确认能够进一步抑制轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸。

另外，除了对韧性产生不良影响的延伸的Mn硫化物系夹杂物的抑制以外，本发明人等还研究了利用Mn硫化物系夹杂物或氧化物来抑制热轧后的奥氏体组织的晶粒生长的方法。试验熔化及热轧实验的结果发现，要稳定地抑制奥氏体组织的晶粒生长，需要取代以前的合金，在奥氏体组织中作为钉扎元素使纳米尺寸的氧化物或Mn硫化物系夹杂物微细地分散。

因而本发明人等研究了使氧化物或Mn硫化物系夹杂物微细地分散的方法。其结果是，确认：Mg、Zr的氧化物不凝聚，微细地均匀分散。另外，确认：Mg系的氧化物及Zr的氧化物与Mn硫化物系夹杂物的匹配性都好，以该微细的氧化物为核，Mn硫化物系夹杂物也微细地分散。

接着，本发明人等采用添加有Mg、Zr的钢进行了热轧实验。其结果是，确认：通过使纳米尺寸的氧化物或Mn硫化物系夹杂物微细地分散，能够抑制热轧后的奥氏体组织的晶粒生长。另外，采用此钢进行了冲击试验，结果确认：在添加有Mg、Zr的钢中，通过珠光体组织的微细化，冲击值提高。

本发明人等采用将P量规定为0.0150％以下的碳量为1.00％的钢，通过使S量变化，进而添加Ca、Mg、Zr，试验熔化了实验用的钢。接着，进行模拟相当于钢轨的热轧条件的实验室轧制实验，制作了钢轨试制品。然后，通过冲击试验测定试制品的冲击值，调查了影响冲击值的S量、及添加Ca、Mg、Zr的影响。再有，通过控制热处理条件使坯材的硬度与Hv400水平一致。

图2中示出S量(ppm)与冲击值的关系。在C量为1.00％的钢(●标记)中，确认：在将P量规定为0.0150％以下时，如果将S量降低到0.0100％以下，则冲击值提高。此外，由添加Ca的钢(■标记)的结果，确认：通过添加Ca，可控制延伸的Mn硫化物系夹杂物，提高冲击值。另外，由添加Ca、Mg、Zr的钢(△标记)的结果，确认：通过除了添加Ca以外还添加Mg、Zr，纳米尺寸的氧化物及Mn硫化物系夹杂物微细地分散，由此，冲击值显著提高。

基于以上的研究结果完成了具有上述技术特征的本发明。以下，对本发明的技术特征进行说明。

(1)钢的化学成分的限定理由

对本发明的珠光体系钢轨中将钢的化学成分限定在上述数值范围的理由进行详细说明。

C是促进珠光体相变、且确保耐磨性的有效的元素。如果C量低于0.65％，则在本成分系，不能维持钢轨所要求的最低限的强度及耐磨性。此外，如果C量超过1.20％，则大量生成粗大的初析渗碳体组织，使耐磨性及韧性降低。因此，将C添加量限定在0.65～1.20％。再有，为了充分确保耐磨性，优选将C量规定为0.90％以上。

Si作为脱氧材料是必需的成分。此外，Si是通过向珠光体组织中的铁素体相的固溶强化，使钢轨头部的硬度(强度)上升的元素。另外，在过共析钢中，Si是抑制初析渗碳体组织的生成、抑制韧性降低的元素。可是，在Si量低于0.05％时，不能充分期待这些效果。此外如果Si量超过2.00％，则因热轧时大量生成表面缺陷、或因氧化物的生成而使焊接性降低。另外，淬火性显著增加，生成对钢轨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％。再有，为了确保淬火性、抑制对耐磨性及韧性有害的马氏体组织的生成，优选将Si量规定为0.20～1.30％。

Mn是通过提高淬火性、使珠光体片层间隔微细化，来确保珠光体组织的硬度、提高耐磨性的元素。可是，在Mn量低于0.05％时其效果低，难以确保钢轨所必需的耐磨性。此外，如果Mn量超过2.00％，则淬火性显著增加，容易生成对耐磨性及韧性有害的马氏体组织。因此将Mn添加量限定在0.05～2.00％。再有，为了确保淬火性、抑制对耐磨性及韧性有害的马氏体组织的生成，优选将Mn量规定为0.40～1.30％。

P是钢中不可避免地含有的元素。P量和韧性相关，如果P量增加，则因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钢轨损伤。因此，为了提高韧性，优选P量低。实验室确认了冲击值和P量的相关性，结果确认：如果将P量降低到0.0150％以下，则P的偏析显著降低，破坏的起点即珠光体组织的脆化被抑制，冲击值大大提高。从该结果得出，将P量限定在0.0150％以下。对于P量的下限值没有限定，但如果考虑到精炼工序中的脱磷能力，认为P量为0.0020％左右为实际制造时的界限。

再有，低P化(P量的降低化)的处理不仅带来精炼成本的增大，而且使生产率恶化。因此，鉴于经济性，为了稳定地提高冲击值，优选将P量规定为0.0030～0.0100％。

S是钢中不可避免地含有的元素。S量和韧性相关，如果S量增加，则因MnS的粗大化或密度的增加而发生应力集中，容易发生脆性破坏即钢轨损伤。因此，为了提高韧性，优选S量低。实验室确认了冲击值和S量的相关性，结果确认：如果将S量降低到0.0100％以下，则破坏的起点即Mn硫化物系夹杂物的生成量降低，另外，通过添加Ca或Zr、Mg引起Mn硫化物系夹杂物的延伸抑制或微细化，珠光体组织的脆化被抑制，冲击值大大提高。从该结果得出，将S量限定在0.0100％以下。对于S量的下限值没有限定，但如果考虑到精炼工序中的脱硫能力，认为S量为0.0010％左右为实际制造时的界限。

再有，低S化(S量的降低化)的处理不仅带来精炼成本的增大，而且使生产率恶化。因此，鉴于经济性，为了抑制延伸的Mn硫化物系夹杂物的生成，稳定地提高冲击值，优选将S量规定为0.0060％以下。

此外，为了进一步提高冲击值，稳定地生成使奥氏体组织钉扎的微细的Mn硫化物系夹杂物，抑制延伸的Mn硫化物系夹杂物的生成，因此优选将S量规定为0.0020～0.0035％。

Ca是脱氧、脱硫元素，通过添加Ca，Ca的氧化物和硫化物生成集合体(CaO-CaS)。该集合体成为Mn硫化物系夹杂物的生成核，轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸被抑制。另外，以此为核形成纳米尺寸的Mn硫化物系夹杂物。Ca是具有这样的作用效果的元素。在Ca量低于0.0005％时，其效果低，作为Mn硫化物系夹杂物的生成核不充分。此外，如果Ca量超过0.0200％，则根据钢中的氧量，不成为Mn硫化物系夹杂物的核的单独的硬质CaO的数量增加。其结果是，钢轨钢的韧性大大降低。因此，将Ca添加量限定在0.0005～0.0200％。

再有，为了确实抑制延伸的Mn硫化物系夹杂物的生成，且预先抑制不成为Mn硫化物系夹杂物的核的对韧性有害的硬质CaO的生成，提高冲击值，优选将Ca添加量规定在0.0015～0.0150％的范围。此外，为了进一步提高冲击值，需要稳定地生成使奥氏体组织钉扎的微细的Mn硫化物系夹杂物，抑制Mn硫化物系夹杂物的粗大化，优选将Ca量规定为0.0020～0.0080％。

如上所述，S和Ca生成氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)。该集合体成为Mn硫化物系夹杂物的核，对Mn硫化物系夹杂物的延伸产生大的影响。所以，S添加量和Ca添加量的控制是重要的。因而，试验熔炼了使S添加量和Ca添加量变化的钢，并进行了热轧实验。其结果是，Ca添加量相对于S添加量的比(S/Ca)的值在特定的范围内时，Ca的氧化物或硫化物适度生成而微细地分散，由此，从结果上看能够进一步抑制轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸。

具体而言，如果S/Ca的值低于0.45，则不成为Mn硫化物系夹杂物的核的单独的硬质CaO的数量有少许增加。其结果是，有时钢轨钢的韧性降低。此外，如果S/Ca的值超过3.00，则成为Mn硫化物系夹杂物的核的硫化物的集合体(CaO-CaS)的数量降低，助长Mn硫化物系夹杂物的延伸。其结果是，有时钢轨钢的韧性降低。因此，更优选将S/Ca的值规定为0.45～3.00的范围。

在本发明中，优选含有Mg、Zr中的1种或2种。

Mg是脱氧元素，是主要通过与O结合而形成微细的纳米尺寸的氧化物(MgO)或硫化物(MgS)的复合体的元素。以该复合体为核，形成纳米尺寸的Mn硫化物系夹杂物。其结果是，能够抑制轧制后的奥氏体组织的晶粒生长，使钢轨钢的组织微细化，提高珠光体组织的韧性。可是，在Mg量低于0.0005％时，微细的氧化物(MgO)和硫化物(MgS)的复合体的生成量小，不能充分得到轧制后的奥氏体组织的晶粒生长的抑制效果。如果Mg量超过0.0200％，则生成Mg的粗大氧化物，在降低钢轨的韧性的同时，还因粗大的氧化物而发生疲劳损伤。因此，将Mg添加量限定在0.0005～0.0200％。

再有，为了充分确保使奥氏体组织钉扎的微细的氧化物(MgO)、及形成纳米尺寸的Mn硫化物系夹杂物的氧化物(MgO)和硫化物(MgS)的复合体的生成量，充分抑制对疲劳损伤有害的粗大的氧化物的生成，提高冲击值，优选将Mg添加量规定在0.0010～0.0050％的范围。

Zr是脱氧元素，是主要通过与O结合而形成微细的纳米尺寸的氧化物(ZrO₂)的元素。该氧化物微细地均匀分散，而且以该氧化物为核，形成纳米尺寸的Mn硫化物系夹杂物。其结果是，能够抑制轧制后的奥氏体组织的晶粒生长，使钢轨钢的组织微细化，提高珠光体组织的韧性。可是，在Zr量低于0.0005％时，微细的氧化物(ZrO₂)的生成量小，不能充分得到轧制后的奥氏体组织的晶粒生长的抑制效果。如果Zr量超过0.0100％，则生成Zr的粗大氧化物，在降低钢轨的韧性的同时，还因粗大的析出物而发生疲劳损伤。因此，将Zr添加量限定在0.0005～0.0100％。

再有，为了充分确保使奥氏体组织钉扎的微细的氧化物(ZrO₂)、及形成纳米尺寸的Mn硫化物系夹杂物的氧化物(ZrO₂)的生成量，且充分抑制对疲劳损伤有害的粗大的氧化物的生成，提高冲击值，优选将Mg添加量规定在0.0010～0.0050％的范围。

此外，对于按上述成分组成制造的钢轨，为了谋求珠光体组织或初析渗碳体组织的硬度(强化)的提高、韧性的提高、焊接热影响部的软化的防止、及钢轨头部内部的截面硬度分布的控制，优选根据需要添加选自Co、Cr、Mo、V、Nb、B、Cu、Ni、Ti、Al及N之中的1种或2种以上的元素。

上述元素的主要添加目的和作用效果如下所示。

Co使磨损面的片层结构及铁素体粒径微细化，提高珠光体组织的耐磨性。Cr、Mo使珠光体的平衡相变点上升，主要通过使珠光体片层间隔微细化来确保珠光体组织的硬度。V、Nb在热轧或其后的冷却过程中生成碳化物或氮化物，由此抑制奥氏体晶粒的生长。另外，通过在铁素体组织或珠光体组织中析出硬化，使珠光体组织的韧性和硬度提高。此外，稳定地生成碳化物或氮化物，防止焊接接头热影响部的软化。

B使珠光体相变温度对冷却速度的依赖性降低，使钢轨头部的硬度分布均匀。Cu在铁素体组织或珠光体组织中的铁素体中固溶，提高珠光体组织的硬度。Ni提高铁素体组织或珠光体组织的韧性和硬度，同时防止焊接接头热影响部的软化。Ti谋求焊接热影响部的组织的微细化，防止焊接接头部的脆化。Al使共析相变温度向高温侧移动，提高珠光体组织的硬度。N通过在奥氏体晶界偏析而促进珠光体相变。另外，通过使珠光体块尺寸微细化而提高韧性。

以下，对这些成分的限定理由进行详细说明。

Co在珠光体组织中的铁素体相中固溶。由此，在钢轨头部的磨损面，使通过与车轮接触而形成的微细的铁素体组织更进一步微细化，使耐磨性提高。在Co量低于0.01％时，不能谋求铁素体组织的微细化，不能期待耐磨性的提高效果。此外，即使添加Co量超过1.00％，上述效果也饱和，不能谋求与添加量相应的铁素体组织的微细化。此外，因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％。

Cr使平衡相变温度上升，结果通过使铁素体组织或珠光体组织微细，有助于高硬度(强度)化。同时，通过强化渗碳体相，使珠光体组织的硬度(强度)提高。可是，在Cr量低于0.01％时，其效果低，完全没有看到提高钢轨钢的硬度的效果。此外，如果进行Cr量超过2.00％的过剩的Cr添加，则淬火性增加，生成马氏体组织。由此在头部角部或头顶部发生以马氏体组织为起点的散裂性(スポ一リグ)损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Cr添加量限定在0.01～2.00％。

Mo与Cr同样，使平衡相变温度上升，结果通过使铁素体组织或珠光体组织微细，有助于高硬度(强度)化。这样，Mo是提高硬度(强度)的元素，但在Mo量低于0.01％时，其效果低，完全没有看到提高钢轨钢的硬度的效果。此外，如果进行Mo量超过0.50％的过剩的Mo添加，则相变速度显著降低。由此在头部角部或头顶部发生以马氏体组织为起点的散裂性损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Mo添加量限定在0.01～0.50％。

V在进行加热到高温的热处理时，通过V碳化物或V氮化物的钉扎效应，使奥氏体晶粒微细化。另外，通过在热轧后的冷却过程中生成的V碳化物、V氮化物形成的析出硬化，在提高铁素体组织及珠光体组织的硬度(强度)的同时，还提高韧性。V对于得到这样的作用效果是有效的元素。此外，在Ac1点以下的温度区被再加热的热影响部，V对于在比较高的高温区生成V碳化物或V氮化物、防止焊接接头热影响部的软化是有效的元素。可是，在V量低于0.005％时，不能充分期待其效果，没有发现铁素体组织或珠光体组织的硬度提高及韧性的改善。此外，如果V量超过0.50％，则V的碳化物或氮化物的析出硬化过剩，铁素体组织及珠光体组织的韧性降低。由此在头部角部或头顶部发生散裂性损伤，耐表面损伤性降低。因此，将V添加量限定在0.005～0.50％。

Nb与V同样，在进行加热到高温的热处理时，通过Nb碳化物或Nb氮化物的钉扎效应，使奥氏体晶粒微细化。另外，通过在热轧后的冷却过程中生成的Nb碳化物、Nb氮化物的析出硬化，在提高铁素体组织及珠光体组织的硬度(强度)的同时，还提高韧性。Nb对于得到这样的作用效果是有效的元素。此外，在被再加热到Ac1点以下的温度区的热影响部，Nb对于从低温区到高温区稳定地生成Nb的碳化物或Nb氮化物、防止焊接接头热影响部的软化是有效的元素。可是，在Nb量低于0.002％时，不能期待其效果，没有发现铁素体组织或珠光体组织的硬度提高及韧性的改善。此外，如果Nb量超过0.050％，则Nb的碳化物或氮化物的析出硬化过剩，铁素体组织及珠光体组织的韧性降低。由此在头部角部或头顶部发生散裂性损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Nb添加量限定在0.002～0.050％。

B在奥氏体晶界形成铁碳硼化物(Fe₂₃(CB)₆)，促进珠光体相变。通过该珠光体相变的促进效果，珠光体相变温度对冷却速度的依赖性降低，从钢轨的头表面到内部，可得到更均匀的硬度分布。因此，能够使钢轨高寿命化。在B量低于0.0001％时，其效果不充分，没有发现钢轨头部的硬度分布有改善。此外，如果B量超过0.0050％，则生成粗大的铁碳硼化物，导致韧性降低。因此，将B添加量限定在0.0001～0.0050％。

Cu是在铁素体组织或珠光体组织中的铁素体相中固溶，通过固溶强化来提高珠光体组织的硬度(强度)的元素。在Cu量低于0.01％时，不能期待其效果。此外如果Cu量超过1.00％，则因淬火性的显著提高而生成对韧性有害的马氏体组织。由此在头部角部或头顶部发生散裂性损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Cu量限定在0.01～1.00％。

Ni是使铁素体组织及珠光体组织的韧性提高，同时通过固溶强化谋求高硬度(强度)化的元素。另外，在焊接热影响部，与Ti的复合化合物即Ni₃Ti的金属间化合物微细地析出，通过析出强化抑制软化。在Ni量低于0.01％时，其效果非常低，此外如果Ni量超过1.00％，则铁素体组织及珠光体组织的韧性显著降低。由此在头部角部或头顶部发生散裂性损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Ni添加量限定在0.01～1.00％。

Ti对于利用在焊接时的再加热中析出的Ti的碳化物或Ti的氮化物不熔化的性质、谋求加热到奥氏体区的热影响部的组织的微细化、防止焊接接头的脆化是有效的成分。可是，在Ti量低于0.0050％时，其效果低，如果Ti量超过0.0500％，则生成粗大的Ti的碳化物或Ti的氮化物，使钢轨的韧性降低。同时，因粗大的析出物而发生疲劳损伤。因此，将Ti添加量限定在0.0050～0.050％。

Al作为脱氧材料是必需的成分。此外，是使共析相变温度向高温侧移动的元素，是有助于珠光体组织的高硬度(强度)化的元素。在Al量在0.0100％以下时，其效果弱。此外，如果Al量超过1.00％，则难以使其在钢中固溶，生成粗大的氧化铝系夹杂物。因而在钢轨的韧性降低的同时，因粗大的析出物而发生疲劳损伤。另外，在焊接时生成氧化物，使焊接性显著降低，因此将Al添加量限定在超过0.0100且小于等于1.00％。

N通过在奥氏体晶界偏析而促进来自奥氏体晶界的铁素体或珠光体相变。由此通过主要使珠光体块尺寸微细化，能提高韧性。可是，在N量低于0.0060％时，其效果弱。如果N量超过0.0200％，则难以使其在钢中固溶，生成成为疲劳损伤的起点的气泡，在钢轨头部内部发生疲劳损伤。因此，将N添加量限定在0.0060～0.0200％。

(2)钢轨头表面部3a的珠光体组织的区域及硬度的限定理由

接着，对钢轨头表面部3a为珠光体组织，且将其硬度限定在Hv320～500的范围的理由进行说明。

首先，对将珠光体组织的硬度限定在Hv320～500的范围的理由进行说明。

在本成分系中，如果珠光体组织的硬度低于Hv320，则难以确保钢轨的头表面部3a的耐磨性，钢轨的使用寿命降低。此外，在滚动面发生起因于塑性变形的剥落损伤，钢轨头表面部3a的耐表面损伤性大大降低。此外，如果珠光体组织的硬度超过Hv500，则珠光体组织的韧性显著降低，钢轨头表面部3a的耐损伤性降低。因此将珠光体组织的硬度限定在Hv320～500的范围。

接着，对将硬度为Hv320～500的珠光体组织的必要范围限定在钢轨钢的头表面部3a的理由进行说明。

这里，所谓钢轨的头表面部3a，如图1中所示，表示以头部角部2及头顶部1的表面为起点到深度为10mm的范围(实线的斜线部)。只要将上述成分范围的珠光体组织配置在该部位，就可抑制与车轮接触造成的磨损，谋求钢轨耐磨性的提高。

此外，优选将硬度为Hv320～500的珠光体组织配置在以头部角部2及头顶部1的表面为起点到深度为20mm的范围3b，即至少配置在图1中的虚线的斜线部内，由此可更进一步确保因与车轮的接触进一步磨损到钢轨头部的内部时的耐磨性，谋求钢轨的使用寿命的提高。所以，优选将硬度为Hv320～500的珠光体组织配置在车轮和钢轨主要相接的钢轨头部3的表面附近，其以外的部分也可以是珠光体组织以外的金属组织。

再有，作为在钢轨头部3的表面附近得到硬度为Hv320～500的珠光体组织的方法，如后所述，优选对轧制后或再加热后的奥氏体区域的某高温的钢轨头部3进行加速冷却。

本发明中的钢轨头部3中的所述头表面部3a、或直到包含头表面部3a的深度为20mm的范围3b的金属组织优选只由上述限定的珠光体组织构成。可是，根据钢轨的成分系或热处理制造方法，有时在珠光体组织中按面积率混入5％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织或马氏体组织。可是，即使以5％以下的含量混入这些组织，由于对钢轨头部5的耐磨性及韧性没有大的不良影响，所以作为上述限定的珠光体组织，也包含以5％以下的含量混合微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织等的混合组织。

换言之，本发明中的钢轨头部5中的所述头表面部3a、或直到包含头表面部3a的深度为20mm的范围3b的金属组织只要95％以上是珠光体组织即可，为了充分确保耐磨性或韧性，优选将头部金属组织的98％以上规定为珠光体组织。

再有，后述的表1及表2中的显微组织一栏中记载为微量的表示5％以下的含量，在珠光体组织以外的组织中没有记载为微量的意味着超过5％的量(本发明范围外)。

(3)长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量的限定理由

对在本发明中将作为评价对象的长度方向的任意截面的Mn硫化物系夹杂物的长边长度限定在10～100μm的范围的理由进行详细说明。

在本成分系中，对Mn硫化物系夹杂物的长边长度和实际钢轨的损伤实际情况(实际使用钢轨时的损伤状况)进行了调查，结果确认：钢轨的破坏从产生应力集中的Mn硫化物系夹杂物的端部发生。因而，试验熔化了使Mn硫化物系夹杂物的长度变化的钢，并进行了热轧实验，结果确认：长边长度为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的数量和钢轨耐损伤性具有密切的相关关系。所以，将Mn硫化物系夹杂物的数量的评价对象限定在长边长度为10～100μm的范围。

再有，对于耐损伤性，应力集中显著的长边的长度较长的Mn硫化物系夹杂物的影响大，长边的长度较短的Mn硫化物系夹杂物的影响小。可是，由于本发明钢中长度超过100μm的Mn硫化物系夹杂物少，对于把握该钢的特性不适当，且长度低于10μm的Mn硫化物系夹杂物对耐损伤性的影响小，所以将记载的尺寸的Mn硫化物系夹杂物作为评价对象。

接着，对在本发明中，在长度方向的任意截面(与钢轨的长度方向平行的截面)，将长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量限定在10～200个/mm²的理由进行详细说明。

如果长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的合计个数超过每单位面积200个/mm²，则在本成分系中Mn硫化物系夹杂物的数量过剩，因夹杂物周围发生应力集中，钢轨损伤的可能性增大。在钢的机械特性方面也不期望提高冲击值。此外，如果长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的合计个数低于每单位面积10个/mm²，则在本成分系中吸附残存于钢中的不可避免的氢的捕集点显著减少。由此诱发氢性缺陷(氢脆化)的可能性增大，有损害钢轨的耐损伤性的可能性。因而，将长边长度为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的合计个数限定在每单位面积为10～200个/mm²。

再有，在本限定中，所谓Mn硫化物系夹杂物，将以Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)为核而生成的Mn硫化物系夹杂物、和其以外的Mn硫化物系夹杂物的双方为评价对象。

此外，关于Mn硫化物系夹杂物的数量，如图3所示，从钢轨的损伤明显的钢轨头部3的长度方向的截面切下试样，测定硫化物系夹杂物。对切下的各试样的钢轨长度方向截面进行镜面研磨，在任意截面用光学显微镜调查Mn硫化物系夹杂物。然后，计数上述限定尺寸的夹杂物数目，将其以每单位截面的数目算出。各钢轨钢的代表值为上述20个视野的每单位截面的数目的平均值。Mn硫化物系夹杂物的测定部位没有特别限定，但优选测定从成为损伤的起点的钢轨头部5的表面到深度为3～10mm的范围。

此外，为了进一步减小成为破坏的起点的Mn硫化物系夹杂物的影响，预先抑制氢性缺陷，稳定地提高钢轨的耐折损性，优选将长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的合计个数控制在每单位面积为20～180个/mm²的范围。

(4)粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量的限定理由

在本发明中，优选在任意的截面，粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物以每单位面积为500～50000个/mm²的量存在。

对将成为评价对象的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的粒径限定在5～100nm的范围的理由进行详细说明。

只要Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的粒径在5～100nm的范围，在奥氏体组织中生成时，在晶界显示充分的钉扎效应。由此，确认：不会对钢轨的耐损伤产生不良影响，从结果上看珠光体组织被微细化，确实提高韧性。所以，将Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的评价对象限定在粒径为5～100nm的范围。

再有，对于钉扎效应，粒径微细的夹杂物存在越多越有效果，但对于粒径低于5nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物，其测定是非常困难的。此外，对于粒径超过100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物，如上所述不能得到钉扎效应。基于以上情况，将上述尺寸的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物作为评价对象。

接着，对在优选的方式中，将长度方向的任意截面的粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的每单位mm²的量(个数)限定在500～50000个的理由进行详细说明。

如果粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的合计个数低于每单位面积500个/mm²，则不能充分显现轧制后的奥氏体组织中的钉扎效应。因此，珠光体组织粗大化，钢轨的韧性没有提高。此外，如果粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的合计个数超过每单位面积50000个/mm²，则析出过剩，珠光体组织本身脆化，钢轨的韧性降低。因而，将粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的合计个数限定在每单位面积为500～50000个/mm²。

再有，在本限定中，所谓Mg系氧化物、Zr氧化物，是部分含有Mn硫化物等复合氧化物的，此外，所谓Mn硫化物系夹杂物，是指以Mg氧化物、Zr氧化物、Ca氧化物等微细的氧化物为核而生成的。

对Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物按以下步骤进行观察，测定粒径、个数。首先，从图4所示的任意的截面选取薄膜，采用透射型电子显微镜，以50000～500000的倍率观察。关于析出物的粒径，通过观察求出各个析出物的面积，并以相当于该面积的圆的直径求出析出物的粒径。

对析出物进行20个视野的观察，计数相当于规定直径为5～100nm的析出物的数量，将其换算成每单位面积的数量。钢轨钢的代表值为上述20个视野的平均值。再有，Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的测定部位没有特别限定，但优选对需要韧性的从钢轨头表面部3a的表层到深度为3～10mm的范围进行测定。

(5)本发明的钢轨钢的制造方法

具有上述成分组成及显微组织的本发明的钢轨钢没有特别限定，但通常可用以下的方法制造。首先，用转炉、电炉等通常使用的熔化炉进行熔炼，得到钢水。然后，采用该钢水，利用铸锭、开坯法或连续铸造法，制造轧制用的钢坯(钢锭)。进而，将钢坯再加热到1200℃以上，然后进行几道次的热轧，进行钢轨成形。然后，通过实施热处理(再加热、冷却)来制造钢轨。

特别是在铁水阶段，进行通常的脱S、脱P(脱P、脱S处理)，而且用转炉、电炉等通常使用的熔化炉进行充分的脱S、脱P(脱P、脱S处理)。接着，通过添加Ca控制Mn硫化物系夹杂物。另外，根据需要通过添加Mg、Zr，使纳米尺寸的氧化物及Mn硫化物系夹杂物微细地分散。

以下示出制造条件的详细内容。

在铁水阶段，为了谋求低P化、低S化，优选仔细进行通常的脱P处理和脱S处理。

关于脱S，优选在铁水锅(转炉精炼的前阶段)中，花时间充分添加CaO，排出作为熔渣的CaS。

再有，这里的CaO的添加是从S量非常高的铁水降低S时采用的方法。与为了生成后述的Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)而添加的CaO-Si合金的添加不同，不施加任何影响。

关于脱P，为了在用转炉的精炼中，防止P从含有通过脱P而分离的P(P₂O₅等)的熔渣再熔化，优选在精炼途中将熔渣排出。

接着，通过添加Ca控制Mn硫化物系夹杂物。

关于Ca，优选在铸造前的精炼工序中添加。作为Ca的添加方法，优选在铁水包中添加Ca合金(Ca-Si合金等)丝或Ca合金锭，或吹入Ca合金粉末。

作为Ca合金，可采用Ca-Si合金(50Ca-50Si等)、或Fe-Si-Ca合金(Fe-30Si-30Ca等)、Ni-Ca合金(90Ni-10Ca等)。由于Ca的蒸气压高，因此如果添加纯Ca，则发生钢水的飞溅，或因卷入熔浴面上的熔渣而使钢水净化性恶化。此外，成品率也低。因而，广泛添加Ca合金例如Ca-Si合金。通过合金化，与Ca单质时相比Ca的活性降低，因此添加时的蒸气相对稳定，成品率也提高。

合金中的Ca浓度低的一方在成品率提高、添加时的飞溅的发生也被抑制这点上是优选的。但是，也需要留意同时添加Ca以外的其它元素(Si等)，选择Ca合金组成。

为了防止Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)的凝聚或偏析，优选在添加后通过铁水包内的Ar鼓泡等搅拌钢水，在使Ca浓度均匀化的同时，使大型夹杂物上浮。在钢水量为200t以上时，优选搅拌5分钟至10分钟左右。过剩的搅拌使夹杂物的凝聚体发展，夹杂物粗大化，因此是不优选的。

从确保Ca的成品率的观点出发，在精炼工序的最后添加Ca是有利的。也可以不在精炼工序而在铸造工序中将Ca添加到中间包内。需要根据铸造时的生产能力(单位时间的铸造量)，调整Ca合金的添加速度。在这种情况下，添加Ca后的钢水搅拌局限于中间包内及铸模内，因此Ca浓度的均匀性与铁水包添加时相比稍差。因而，为了防止铸造阶段中的Ca的氧化物和硫化物的集合体(CaO-CaS)的凝聚或偏析，优选利用电磁力等来搅拌凝固途中的钢水。此外，为了控制铸造时的钢水的流动，优选使铸造喷嘴的形状最佳化。

此外，为了有效地生成与Mn硫化物系夹杂物的匹配性高的CaS，优选以抑制生成过剩的CaO的方式调整钢水的氧量。在事前调整氧量时，优选通过Al、Si等事前脱氧。

此外，为了使微细的纳米尺寸的氧化物或Mn硫化物系夹杂物微细地分散，优选在通常的精炼后，在高温的钢水包或铸造时的中间包等中，添加纯金属Mg、Mg合金(Fe-Si-Mg、Fe-Mn-Mg、Fe-Si-Mn-Mg、Si-Mg)、或Zr合金(Fe-Si-Zr、Fe-Mn-Mg-Zr、Fe-Si-Mn-Mg-Zr)。另外，为了防止在铸造阶段的凝聚及偏析，优选利用电磁力等来搅拌凝固途中的钢水。此外，为了控制铸造时的钢水的流动，优选使铸造喷嘴的形状最佳化。

再有，关于添加Ca、Mg或Zr的顺序没有明示，但在氧量低的高碳钢中，为了高效率地生成Ca、Mg或Zr的氧化物，优选先添加氧化力比较弱的Ca，然后添加氧化力强的Mg或Zr。

在热轧中，关于进行最终成形的温度，从确保形状和材质的观点出发，优选为900～1000℃的范围。

此外，关于热轧后的热处理，为了在钢轨头部3得到硬度为Hv320～500的珠光体组织，优选对轧制后或再加热后的奥氏体区域的某高温的钢轨头部3进行加速冷却。作为加速冷却的方法，通过按专利文献8(日本特开平8-246100号公报)、专利文献9(日本特开平9-111352号公报)等中记载的方法进行热处理(及冷却)，能够得到规定的组织和硬度。

再有，在钢轨轧制后通过再加热进行热处理时，优选用火焰或高频对钢轨头部或钢轨整体进行加热。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。

表1～6中示出供试钢轨钢的化学成分。再有，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。用以下的方法制造了具有表1～6所示成分组成的钢轨钢。

在铁水阶段进行脱P、脱S，另外用转炉、电炉等通常使用的熔化炉进行充分的脱P、脱S，得到钢水。通过在该钢水中添加Ca，控制Mn硫化物系夹杂物，或者另外通过添加Mg、Zr，使纳米尺寸的氧化物及Mn硫化物系夹杂物微细地分散。然后，利用连续铸造法制造钢锭，并对钢锭进行热轧。然后，通过实施热处理制成钢轨。

(a)Mn硫化物系夹杂物的个数测定

图3中示出权利要求1中限定的钢轨钢的Mn硫化物系夹杂物的观察位置。

如图3所示，所得到的钢轨钢的长度方向的截面中，由从包含头表面部3a的钢轨头表面到3～10mm深的区域切下试样。然后，利用上述方法，求出长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的个数(个/mm²)。

(b)Mn硫化物系夹杂物、Mg系氧化物及Zr氧化物的个数测定

图4中示出权利要求2中限定的钢轨钢的Mn硫化物系夹杂物、Mg系氧化物及Zr氧化物的观察位置。

如图4所示，所得到的钢轨钢的截面中，由从包含头表面部3a的钢轨头表面到3～10mm深的区域切下试样。然后，利用上述方法，求出粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的个数(个/mm²)。

(c)头表面部3a的显微组织的观察及硬度的测定

由从头表面部3a的表面到深度为4mm的位置切下试样。然后，在将观察面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。按照JIS G0551，通过光学显微镜观察观察面的显微组织。

此外，按照JIS B7774，测定切下的试样的维氏硬度Hv。再有，维氏硬度通过以载荷98N(10kgf)将金刚石压头载置在试样上来测定。表中记载为(Hv，98N)。

得到的结果示于表7～12。再有，表中，*1的头部材质表示从钢轨头部5的表面到深度为4mm的部位的材质。

表7

表8

表9

表10

表11

表12

(d)磨损试验

图5是表示磨损试验中的试验片的选取位置的图示，图中的数字表示尺寸(mm)。

如图5所示，从钢轨钢中的包含头表面部3a的区域切下圆盘状试验片。然后，如图6所示，在相对的2根旋转轴中，将圆盘状试验片(钢轨试验片4)配置在一方的旋转轴上，将配对材5配置在另一方的旋转轴上。在对钢轨试验片4施加规定的载荷的状态下，使钢轨试验片4与配对材5接触。在该状态下，从冷却用喷嘴6供给压缩空气，一边冷却一边以规定的旋转速度使2根旋转轴旋转。然后，在使其旋转70万次后，测定钢轨试验片4的重量的减少量(磨损量)。

磨损试验的条件如下所示。

试验机：西原式磨损试验机(参照图6)

试验片形状：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)

试验片选取位置：钢轨头部表面下2mm(参照图5)

试验载荷：686N(接触面压为640MPa)

滑移率：20％

配对材：珠光体钢(Hv380)

气氛：大气中

冷却：利用压缩空气的强制冷却(流量：100Nl/min)

重复次数：70万次

(e)头部冲击试验

图7是图示冲击试验中的试验片的选取位置的图。

如图7所示，以钢轨钢的横截面中的包含头表面部3a的区域形成缺口底的方式，从钢轨宽度(横截面)方向切下试验片。然后，对得到的试验片按以下的条件进行冲击试验，测定冲击值(J/cm²)。

试验机：冲击试验机

试验片形状：JIS3号2mmU缺口

试验片选取位置：钢轨头部表面下2mm(参照图7)

试验温度：常温(20℃)

得到的结果示于表13～15。再有，表中，*2的磨损试验结果是上述磨损试验的结果，钢轨试验片13的重量的减少量(g)表示为磨损量。*3的冲击试验结果是上述头部冲击试验的结果，表示冲击值(J/cm²)。再有，冲击值(J/cm²)越大，意味着韧性越优异。

在本评价中，在70万次的磨损量为1.5g以下时，评价为耐磨性优良。关于20℃的冲击值，其值因钢的碳量不同而有较大变动，因此不设定表示特性优劣的基准值，用相同的碳量的钢轨钢对冲击值的优劣进行比较。

表13

表14

表15

(1)本发明钢轨(47根)、钢号码1～47

钢No.3、4、7、8、11～14、17～19、21～25、29、30、32～34、36、37、43、45、46：化学成分在上述本发明的限定范围内，长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的数量、钢轨头部显微组织、硬度在本发明的限定范围内的耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨。

钢No.1、2、5、6、9、10、15、16、20、26～28、31、35、38～42、44、47：化学成分在上述本发明的限定范围内，长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物的数量、粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物的数量、钢轨头部显微组织、硬度在本发明的限定范围内的耐磨性及韧性优良的珠光体系钢轨。

(2)比较钢轨(21根)、钢号码48～68

钢No.48～53：C、Si、Mn的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.54～55：P、S的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.56～57：Ca的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.58～63：P、S、Ca的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.64～66：化学成分在本发明的范围内，但头部的显微组织在上述本发明的限定范围外的钢轨。

钢No.67～68：化学成分在本发明的范围内，但头部的硬度在上述本发明的限定范围外的钢轨。

如表1～15所示，在本发明钢轨钢(钢No.1～47)中，与比较钢轨钢(钢No.48～53)相比，钢的C、Si、Mn的化学成分在本发明的限定范围内。因此，不生成对耐磨性及韧性有不良影响的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织，可稳定地得到硬度在本发明的限定范围内的珠光体组织。

在本发明钢轨钢(钢No.1～47)中，与比较钢轨钢(钢No.64～68)相比，头部的显微组织包含珠光体组织，硬度在本发明的限定范围内。因此，能够提高钢轨的耐磨性及韧性。

图8中示出本发明钢轨钢(钢No.1～47)和比较钢轨钢(钢No.48、50、51、52、53、64、66、67)的磨损试验结果。

将钢的C、Si、Mn的化学成分规定为本发明的限定范围内，由此，防止生成对耐磨性有不良影响的初析铁素体组织、马氏体组织，将硬度规定为本发明的限定范围内。通过以上所述，在任何碳量时都能较大地提高耐磨性。

图9中示出本发明钢轨钢(钢No.1～47)和比较钢轨钢(钢No.49、51、53、65、66、68)的冲击试验结果。

将钢的C、Si、Mn的化学成分规定为本发明的限定范围内，由此，防止生成对韧性有不良影响的初析渗碳体组织、马氏体组织，将硬度规定为本发明的限定范围内。通过以上所述，在任何碳量时都能较大地提高韧性。

如图10所示，本发明钢轨钢(钢No.1～47)中，与比较钢轨钢(钢No.54～63)相比，P、S、Ca的添加量在本发明的限定范围内。因此，在任何碳量时都能较大地提高珠光体组织的钢轨的韧性。

另外，如图11所示，本发明钢轨钢(钢No.11～13、18～20、24～26、29～31、33～35、36～38、45～47)被添加Ca，而且进行了Ca添加量的最佳化。由此，控制了Mn硫化物系夹杂物，使其数在本发明的限定范围内。因此，能够提高珠光体组织的钢轨的韧性。除上述以外，在添加Mg、Zr时，使氧化物及Mn硫化物系夹杂物微细地分散，将Mg系氧化物、Zr氧化物、Mn硫化物系夹杂物的数量规定为500～50000个/mm²。由此，能够进一步提高珠光体组织的钢轨的韧性。

工业上的可利用性

本发明的珠光体系钢轨具有现用的高强度钢轨以上的优良的耐磨性及韧性。因此，作为如运送在自然环境严酷的地区开采的天然资源的货运铁路用的钢轨那样在非常严酷的铁路环境下使用的钢轨，本发明可以适合地应用。

符号说明

1 头顶部

2 头部角部

3 钢轨头部

3a 头表面部

3b 以头部角部及头顶部的表面为起点到深度为20mm的范围

4 钢轨试验片

5 配对材

6 冷却用喷嘴

Claims

1.一种珠光体系钢轨，其特征在于，

其由钢构成，所述钢以质量％计含有：

C：0.65～1.20％、

Si：0.05～2.00％、

Mn：0.05～2.00％、

P≤0.0150％、

S≤0.0100％、及

Ca：0.0005～0.0200％，

所述钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

在钢轨头部，由以头部角部及头顶部的表面为起点到深度为10mm的范围构成的头表面部为珠光体组织；

且所述珠光体组织的硬度为Hv320～500；

在所述珠光体组织中的长度方向的任意截面，长边为10～100μm的Mn硫化物系夹杂物以每单位面积为10～200个/mm²的量存在。

2.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，

所述钢以质量％计进一步含有Mg：0.0005～0.0200％、Zr：0.0005～0.0100％中的1种或2种；

在所述珠光体组织中的任意截面，粒径为5～100nm的Mg系氧化物、Zr氧化物及Mn硫化物系夹杂物以每单位面积为500～50000个/mm²的量存在。

3.根据权利要求1或2所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Co：0.01～1.00％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有V：0.005～0.50％、Nb：0.002～0.050％中的1种或2种。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有B：0.0001～0.0050％。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Cu：0.01～1.00％。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Ni：0.01～1.00％。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Ti：0.0050～0.0500％。

10.根据权利要求1～9中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Al：超过0.0100％且小于等于1.00％。

11.根据权利要求1～10中任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有N：0.0060～0.0200％。