CN102203311B

CN102203311B - 珠光体系钢轨

Info

Publication number: CN102203311B
Application number: CN2010800030933A
Authority: CN
Inventors: 上田正治; 圆山恭平; 棚桥拓也; 宫崎照久; 岩野克也
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-08-18
Filing date: 2010-08-13
Publication date: 2013-07-24
Anticipated expiration: 2030-08-13
Also published as: US8361246B2; RU2476617C1; CA2744992C; CN102203311A; ES2731660T3; BRPI1006017A2; AU2010285725A1; WO2011021582A1; BRPI1006017B1; AU2010285725B2; KR20110060962A; JPWO2011021582A1; CA2744992A1; EP2361995A4; KR101314338B1; US20110226389A1; JP4805414B2; PL2361995T3; EP2361995A1; EP2361995B1

Abstract

本发明提供一种珠光体系钢轨，其以质量％计，含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％和Mn：0.05～2.00％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；头部的至少一部分及底部的至少一部分为珠光体组织；作为所述珠光体组织的部位的表面硬度在Hv320～500的范围，且最大表面粗糙度为180μm以下。

Description

珠光体系钢轨

技术领域

本发明涉及提高钢轨的头部及底部的耐疲劳损伤性的珠光体系钢轨。特别是本发明涉及国内的急弯线及海外货运铁路中使用的珠光体系钢轨。

本申请基于2009年08月18日在日本提出申请的特愿2009-189508号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

在海外的货运铁路中，为谋求铁路运输的高效率化而推进货物的高装载化。特别是在通过的列车列数多的区间及急弯线的钢轨中，钢轨的头顶部及头部角部(与车轮凸缘部的接触严密的钢轨头部的角部附近)的磨损显著进行，磨损量的增加造成的使用寿命下降成为问题。

此外，在国内的客运铁路中，特别是在急弯线的钢轨中，与海外的货运铁路同样磨损也显著进行，因此磨损量的增加造成的使用寿命下降成为问题。

从此背景出发，要求开发具有高耐磨性的钢轨。为了解决上述问题，开发了专利文献1中所示的钢轨。该钢轨的主要特征在于，为了使珠光体组织高硬度化而进行热处理，使珠光体组织(片层间隔)微细化。

在专利文献1中，公开了对含有高碳钢的钢轨实施热处理，使金属组织形成索氏体组织或微细珠光体组织的技术。由此，能够谋求钢轨的高强度化，提供耐磨性优良的钢轨。

可是，近年来，在海外的货运铁路及国内的客运铁路中，由于谋求铁路运输的进一步高效率化，因此推进货物的更进一步的高装载化及列车的高速化。在专利文献1所述的钢轨中，难以确保钢轨头部的耐磨性，存在钢轨使用寿命大大下降的问题。

因此，为了解决此问题，研究了高碳化的钢的钢轨。该钢轨的特征在于：使珠光体组织的片层中的渗碳体体积比例增加，提高耐磨性(例如参照专利文献2)。

在专利文献2中，公开了使钢轨的碳量提高到过共析区、使金属组织形成珠光体组织的钢轨。由此，能够提高珠光体片层中的渗碳体相的体积比例，提高耐磨性，提供更高寿命的钢轨。通过专利文献2所述的钢轨，钢轨的耐磨性提高，谋求了一定的使用寿命的提高。可是，近年来，铁路运输进一步向过密化发展，来自钢轨头部及底部的疲劳损伤的发生变得显著。其结果是，即使具有专利文献2所述的钢轨，也存在钢轨使用寿命不足的问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭51-002616号公报

专利文献2：日本特开平08-144016号公报

专利文献3：日本特开平08-246100号公报

专利文献4：日本特开平09-111352号公报

发明内容

发明所要解决的问题

从此背景出发，在呈现含有高碳的珠光体组织的钢轨中，希望提供从钢轨头部及底部提高了耐疲劳损伤性的钢轨。

本发明是鉴于上述问题点而提出的，其目的在于提供一种提高了海外货运铁路及国内客运铁路的钢轨的耐疲劳损伤性的珠光体系钢轨。

用于解决问题的手段

(1)本发明的一形态的珠光体系钢轨，以质量％计，含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％和Mn：0.05～2.00％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；头部的至少一部分及底部的至少一部分为珠光体组织；作为所述珠光体组织的部位的表面硬度在Hv320～500的范围，且最大表面粗糙度为180μm以下。

(2)在上述(1)所述的珠光体系钢轨中，优选表面硬度相对于最大表面粗糙度的比值为3.5以上。

(3)在上述(1)或(2)所述的珠光体系钢轨中，在测定了最大表面粗糙度的部位中，相对于从底部朝向头部的钢轨垂直方向(高度方向)的粗糙度的平均值，超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸的数量在头部及底部的表面的钢轨长度方向的每5mm长度中为40个以下。

(4)～(14)在上述(1)或(2)所述的珠光体系钢轨中，以质量％计，优选进一步选择性地含有下述(a)～(k)的成分，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。

(a)Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种

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

(c)Co：0.01～1.00％的1种

(d)B：0.0001～0.0050％的1种

(e)Cu：0.01～1.00％的1种

(f)Ni：0.01～1.00％的1种

(g)Ti：0.0050～0.0500％的1种

(h)Ca：0.0005～0.0200％、Mg：0.0005～0.0200％中的1种或2种

(i)Zr：0.0001～0.0100％的1种

(j)Al：0.0100～1.00％的1种

(k)N：0.0060～0.0200％的1种

(15)根据上述(1)或(2)所述的珠光体系钢轨，以质量％计，优选进一步含有Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种；V：0.005～0.50％、Nb：0.002～0.050％中的1种或2种；Co：0.01～1.00％；B：0.0001～0.0050％；Cu：0.01～1.00％；含有Ni：0.01～1.00％；含有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％和N：0.0060～0.0200％。

发明的效果

根据上述(1)所述的珠光体系钢轨，由于含有C量：0.65～1.20％、Si量：0.05～2.00％、Mn量：0.05～2.00％，因此能够维持珠光体组织的硬度(强度)，提高耐疲劳损伤性。另外，难以生成对疲劳特性有害的马氏体组织，能够抑制疲劳极限应力范围的降低，因此可提高疲劳强度。

此外，根据该珠光体系钢轨，由于头部的至少一部分及底部的至少一部分为珠光体组织，头部的至少一部分及底部的至少一部分的表面硬度为Hv320～500的范围，最大表面粗糙度为180μm以下，因此可提高海外货运铁路及国内客运铁路的钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(2)所述的珠光体系钢轨时，由于表面硬度相对于最大表面粗糙度的的比值为3.5以上，因此可提高疲劳极限应力范围，提高疲劳强度。另外可进一步提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(3)所述的珠光体系钢轨时，由于凹凸数为40个以下，因此疲劳极限应力范围上升，疲劳强度大幅度提高。

在上述(4)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种，因此珠光体组织的片层间隔微细化，珠光体组织的硬度(强度)提高，可抑制对疲劳特性有害的马氏体组织的生成。其结果是，可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(5)所述的珠光体系钢轨时，由于含有V：0.005～0.50％、Nb：0.002～0.050％中的1种或2种，因此奥氏体晶粒微细化，珠光体组织的韧性提高。另外，V及Nb能够防止焊接接头热影响部的软化，因此可提高珠光体组织的韧性及硬度(强度)。

在上述(6)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Co：0.01～1.00％，因此铁素体组织进一步微细化，耐磨特性提高。

在上述(7)所述的珠光体系钢轨时，由于含有B：0.0001～0.0050％，因此可减低珠光体相变温度的冷却速度依赖性，对珠光体系钢轨赋予更均匀的硬度分布。其结果是，可谋求珠光体系钢轨的高寿命化。

在上述(8)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Cu：0.01～1.00％，因此珠光体组织的硬度(强度)提高，可抑制对疲劳特性有害的马氏体组织的生成。其结果是，可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(9)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Ni：0.01～1.00％，因此珠光体组织的韧性提高，可抑制对疲劳特性有害的马氏体组织的生成。其结果是，可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(10)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Ti：0.0050～0.0500％，因此奥氏体晶粒微细化，珠光体组织的韧性提高。另外，能够防止焊接接头部的脆化，因此可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(11)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Mg：0.0005～0.0200％、Ca：0.0005～0.0200％中的1种或2种，因此奥氏体晶粒微细化，珠光体组织的韧性提高。其结果是，可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(12)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Zr：0.0001～0.2000％，因此可抑制马氏体及初析渗碳体组织在珠光体系钢轨的偏析部的生成。由此，可提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(13)所述的珠光体系钢轨时，由于含有Al：0.0040～1.00％，因此能够使共析相变温度向高温侧移动。由此，珠光体组织可达到高硬度(强度)，可提高耐疲劳损伤性。

在上述(14)所述的珠光体系钢轨时，由于含有N：0.0060～0.0200％，因此可促进从奥氏体晶界的珠光体相变，使珠光体块尺寸微细化。由此，可提高韧性，提高珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。

在上述(15)所述的珠光体系钢轨时，通过添加Cr、Mo、V、Nb、Co、B、Cu、Ni、Ti、Ca、Mg、Zr、Al、N，可谋求耐疲劳损伤性的提高、以及耐磨性的提高、韧性的提高、焊接热影响部的软化的防止、珠光体系钢轨的头部内部的断面硬度分布的控制。

附图说明

图1是本发明的一实施方式的珠光体系钢轨的疲劳试验的结果，是表示该珠光体系钢轨的底部表面的金属组织或硬度与疲劳极限应力范围的关系的图。

图2是表示该珠光体系钢轨的底部表面的最大表面粗糙度(Rmax)与疲劳极限应力范围的关系的图。

图3是表示该珠光体系钢轨的底部表面的SVH/Rmax与疲劳极限应力范围的关系的图。

图4是表示该珠光体系钢轨的凹凸数与疲劳极限应力范围的关系的图。

图5是表示该珠光体系钢轨中的需要硬度为Hv320～500的珠光体组织的区域的纵向剖视图。

图6A是该珠光体系钢轨的头部表面的疲劳试验的概要的示意图。

图6B是该珠光体系钢轨的底部表面的疲劳试验的概要的示意图。

图7是表示在该珠光体系钢轨的表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的每个比值中，头部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系的图。

图8是表示在该珠光体系钢轨的表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的每个比值中，底部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系的图。

图9是以超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数来区别地表示该珠光体系钢轨的头部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系的图。

图10是以超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数来区别地表示该珠光体系钢轨的底部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系的图。

具体实施方式

以下，作为本发明的一实施方式，对耐磨性及耐疲劳损伤性优良的珠光体系钢轨进行详细说明。但是，本实施方式并不只限定于以下的说明，在不脱离本实施方式的主要内容及其范围的情况下，可对其形态及细节进行多种变更，这对于本领域技术人员来说是容易理解的。所以，本实施方式不能仅限定为以下所示的记载内容而解释。以下，组成中的“质量％”仅记载为“％”。此外，根据需要将本实施方式的珠光体系钢轨称为“钢轨”。

首先，本发明人等对实际轨道上的钢轨的疲劳损伤的发生状况进行了调查。其结果是，确认钢轨的头部的疲劳损伤不是从与车轮接触的滚动面发生，而是从其周围的非接触部的表面发生。此外，确认钢轨底部的疲劳损伤从应力比较高的底部的宽度方向的中央部附近的表面发生。所以，弄清楚了实际轨道上的疲劳损伤从制品钢轨的头部、底部的表面发生的事实。

另外，本发明人等基于该调查结果，弄清楚了钢轨的疲劳损伤的发生因素。已知钢的疲劳强度通常与钢的抗拉强度(硬度)相关。因而，采用C量：0.60～1.30％、Si量：0.05～2.00％、Mn量：0.05～2.00％的钢，进行钢轨轧制及热处理，从而制造钢轨，进行再现实际轨道的使用条件的疲劳试验。再有，试验条件如下所述。

(x1)钢轨形状：采用136磅的钢轨(67kg/m)。

(x2)疲劳试验

试验方法：采用实物的钢轨，进行利用3点弯曲(跨度长：1m、频率：5Hz)的试验。

载荷条件：进行应力范围控制(最大-最小、最小载荷为最大载荷的10％)。

(x3)试验姿势：对钢轨头部施加载荷负荷(对底部作用抗拉应力)

(x4)重复次数：200万次，将未断裂时的最大应力范围作为疲劳极限应力范围。

图1中示出实物的钢轨的利用3点弯曲的疲劳试验的结果。图1是表示钢轨的底部表面的金属组织或硬度与疲劳极限应力范围的关系的曲线图。这里，所谓钢轨的底部的表面，是图5所示的底心部3。所谓疲劳极限应力范围，如上述(x2)所示，在疲劳试验中在通过根据最大应力和最小应力使载荷变动而进行试验时，将最大应力和最小应力的差作为疲劳试验中的应力范围，其中，如上述(x4)所示，将未断裂时的最大应力范围作为疲劳极限应力范围。

由图1确认，决定钢的疲劳特性的疲劳极限应力范围与钢的金属组织相关。弄清楚了对于珠光体组织中混合存在有微量的铁素体组织的图1的箭头A所示的区域(底部表面硬度：Hv250～300)的钢轨、及混合存在有微量的马氏体组织及初析渗碳体组织的图1的箭头C所示的区域(底部表面硬度：Hv530～580)的钢轨，疲劳极限应力范围大大降低，而且疲劳强度也大大降低。

此外，在珠光体单相组织即图1的箭头B所示的区域(底部表面硬度：Hv300～530)，显示出随着表面硬度上升疲劳极限应力范围增加的倾向。但是，如果底部表面硬度超过Hv500，则疲劳极限应力范围大大降低。所以，为了可靠地确保规定的疲劳强度，需要使表面硬度在一定的范围内。

另外，本发明人等为了可靠地提高钢轨的疲劳强度，验证了相同硬度的钢轨的疲劳极限应力范围较大波动的主要原因。如图1所示，即使在硬度相同的珠光体组织中，疲劳极限应力范围也均在200～250MPa左右变动。因而，在疲劳试验中调查了断裂的钢轨的起点。其结果是，确认起点处具有凹凸，从该凹凸发生疲劳损伤。

因而，本发明人等对钢轨的疲劳强度与表面的凹凸的关系进行了详细调查。其结果示于图2。图2是用粗糙度计对C量：0.65～1.20％、Si量：0.50％、Mn量：0.80％、硬度为Hv320～500的钢轨的底部表面的粗糙度进行测定，表示最大表面粗糙度(Rmax)与疲劳极限应力范围的关系的图。这里，所谓最大表面粗糙度，是以在测定基准长度中从底部朝向头部的钢轨垂直方向(高度方向)的平均值作为基准、最大的谷深度和最大的峰高度的和，具体表示JIS B 0601中记载的粗糙度曲线的最大高度(Rz)。再有，在表面粗糙度的测定中事先通过酸洗或喷砂除去钢轨表面的氧化皮(氧化膜)。

钢的疲劳强度与最大表面粗糙度(Rmax)相关，由图2得知，如果最大表面粗糙度(Rmax)在180μm以下，则疲劳极限应力范围大幅度上升。由此表明，可确保钢轨所需要的最低限度的疲劳强度(≥300MPa)。此外，在硬度为Hv320的钢轨中，如果最大表面粗糙度(Rmax)在90μm以下，则疲劳极限应力范围进一步上升；在硬度为Hv400的钢轨中，如果最大表面粗糙度(Rmax)在120μm以下，则疲劳极限应力范围进一步上升；在硬度为Hv500的钢轨中，如果最大表面粗糙度(Rmax)在150μm以下，则疲劳极限应力范围进一步上升。

从这些结果新发现，要提高含有高碳的钢轨的疲劳强度，需要形成金属组织样的珠光体单相组织，使钢轨的表面硬度在Hv320～500的范围，另外使最大表面粗糙度(Rmax)在180μm以下。

这里，即使在珠光体组织中混合存在微量的铁素体、马氏体、初析渗碳体，也不会使疲劳强度大幅度降低。但是，要最大地提高疲劳强度，优选珠光体组织为单相组织。

另外，本发明人等详细调查了钢轨的疲劳极限应力范围与表面硬度(SVH：Surface Vickers Hardness)、最大表面粗糙度(Rmax)的关系。其结果是，查明钢轨的表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的的比即SVH/Rmax与疲劳极限应力范围之间相关。图3是表示C量：0.65～1.20％、Si量：0.50％、Mn量：0.80％，硬度为Hv320～500的钢轨的SVH/Rmax与疲劳极限应力范围的关系的图。新得知：即使在Hv320、Hv400、Hv500的任一硬度的钢轨中，SVH/Rmax的值为3.5以上的钢轨的疲劳极限应力范围上升到380MPa以上，疲劳强度大大提高。

除了上述实施方式，本发明人等为了提高钢轨的疲劳强度，对钢轨的表面的粗糙度与疲劳强度的相关性进行了研究。图4是C量：1.00％、Si量：0.50％、Mn量：0.80％，硬度为Hv400时的最大表面粗糙度(Rmax)为150μm和50μm的钢轨进行疲劳试验后的结果。为了详细研究底部表面的粗糙度与疲劳极限应力范围的关系，调查了相对于从底部朝向头部的钢轨垂直方向(高度方向)的平均值，超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数与疲劳极限应力范围的相关性。再有，凹凸数是底部的钢轨长度方向的5mm长度中的个数。即使在最大表面粗糙度(Rmax)为150μm和50μm的任一硬度的钢轨中，通过采用凹凸数为40个以下、优选为10个以下的钢轨，疲劳极限应力范围进一步上升，疲劳强度大大提高。

即，本实施方式通过采用将钢轨头部及底部的表面硬度(SVH)规定在Hv320～500的范围、将最大表面粗糙度(Rmax)规定为180μm以下的呈现含有高碳的珠光体组织的钢轨，能够提高海外货运铁路及国内客运铁路中使用的珠光体系钢轨的耐疲劳损伤性。另外，通过采用表面硬度(SVH/Rmax)相对于最大表面粗糙度的比为3.5以上的呈现含有高碳的珠光体组织的珠光体系钢轨、或凹凸数为40个以下的呈现含有高碳的珠光体组织的珠光体系钢轨，可使疲劳极限应力范围上升，疲劳强度也可大大提高。

在本实施方式中，珠光体系钢轨的底部表面的结果示于图1～图4，但关于珠光体系钢轨的头部表面，也得到了与图1～图4相同的结果。

此外，C量、Si量、Mn量并不只限定于上述的值，只要是C量为0.65～1.20％的范围、Si量为0.05～2.00％的范围、Mn量为0.05～2.00％的范围，就可得到同样的结果。

另外，作为珠光体组织的部分、表面硬度(SVH)为Hv320～500的范围的部分、最大表面粗糙度(Rmax)为180μm以下的部分，只要是珠光体系钢轨的头部的至少一部分及底部的至少一部分即可。

此外，表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比(SVH/Rmax)也不一定在3.5以上，凹凸数也不一定在40个以下，但通过使(SVH/Rmax)在3.5以上，使凹凸数在40个以下，如上所述能够谋求疲劳强度的进一步提高。

接着，对本实施方式的限定理由进行详细说明。以下，将钢组成中的“质量％”仅记载为“％”。

(1)化学成分的限定理由

对将珠光体系钢轨的化学成分限定在C量为0.65～1.20％的范围、Si量为0.05～2.00％的范围、Mn量为0.05～2.00％的范围的理由进行详细说明。

C促进珠光体相变，且能够确保耐磨性。在珠光体系钢轨中所含的C量低于0.65％时，容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的初析渗碳体，而且难以维持珠光体组织的硬度(强度)。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。此外，如果珠光体系钢轨中所含的C量超过1.20％，则容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的初析渗碳体。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的C添加量限定在0.65～1.20％。

Si是作为脱氧材料必需的成分。此外，Si通过向珠光体组织中的铁素体相的固溶强化，能够使珠光体组织的硬度(强度)上升，提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。另外，Si在过共析钢中，能够抑制初析渗碳体组织的生成，抑制疲劳特性的降低。可是，在珠光体系钢轨中所含的Si量低于0.05％时，不能充分期待这些效果。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Si量超过2.00％，则淬火性显著增加，容易生成对疲劳特性有害的马氏体组织。因此，将珠光体系钢轨中的Si添加量限定在0.05～2.00％。

Mn通过提高淬火性、使珠光体组织的片层间隔微细化，可确保珠光体组织的硬度(强度)，提高耐疲劳损伤性。可是，在珠光体系钢轨中所含的Mn量低于0.05％时，其效果低，难以确保钢轨所要求的耐疲劳损伤性。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Mn量超过2.00％，则淬火性显著增加，容易生成对疲劳特性有害的马氏体组织。因此，将珠光体系钢轨中的Mn添加量限定在0.05～2.00％。

此外，在采用上述成分组成制造的珠光体系钢轨中，为了谋求珠光体组织的硬度(强度)的提高即耐疲劳损伤性的提高、以及耐磨性的提高、韧性的提高、焊接热影响部的软化的防止、钢轨头部内部的断面硬度分布的控制，根据需要添加Cr、Mo、V、Nb、Co、B、Cu、Ni、Ti、Ca、Mg、Zr、Al、N元素。

这里，Cr、Mo通过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，确保珠光体组织的硬度。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，抑制奥氏体晶粒的生长，另外通过析出硬化，提高珠光体组织的韧性和硬度。此外，在再加热时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。Co可使磨损面的片层结构或铁素体粒径微细化，提高珠光体组织的耐磨性。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提高铁素体组织及珠光体组织的韧性和硬度，同时可防止焊接接头热影响部的软化。Ti可谋求热影响部的组织微细化，防止焊接接头部的脆化。Ca、Mg在钢轨轧制时可谋求奥氏体晶粒的微细化，同时促进珠光体相变，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，可抑制铸坯中心部的偏析带的形成，使初析渗碳体组织的厚度微细化。Al使共析相变温度向高温侧移动，提高珠光体组织的硬度。添加N的主要目的是通过向奥氏体晶界偏析来促进珠光体相变，通过使珠光体块尺寸微细化来提高韧性。

关于上述成分在珠光体系钢轨中的各添加量的限定理由，以下进行详细说明。

Cr使平衡相变温度上升，结果使珠光体组织的片层间隔微细化，有助于高硬度(强度)化。与此同时，通过强化渗碳体相可提高珠光体组织的硬度(强度)，提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。但是，在珠光体系钢轨中所含的Cr量低于0.01％时，其效果低，完全没有见到提高珠光体系钢轨的硬度的效果。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Cr量超过2.00％，则淬火性增加，容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的马氏体组织。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的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，结果使珠光体组织的片层间隔微细化，有助于高硬度(强度)化，提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。但是，在珠光体系钢轨中所含的Mo量低于0.01％时，其效果低，完全没有见到提高珠光体系钢轨的硬度的效果。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Mo量超过0.50％地过剩添加，则相变速度显著降低，容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的马氏体组织。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Mo添加量限定在0.01～0.50％。

V在进行通常的热轧或加热到高温的热处理时，V碳化物及V氮化物析出，通过钉扎效果使奥氏体晶粒微细化。由此，能够提高珠光体组织的韧性。另外，V通过在热轧后的冷却过程中生成的V碳化物、V氮化物的析出硬化，能够提高珠光体组织的硬度(强度)，并提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。此外，V在Ac1点以下的温度区在被再加热的热影响部，在相对较高的温度区生成V碳化物及V氮化物，对于防止焊接接头热影响部的软化是有效的。可是，在V量低于0.005％时不能充分期待上述效果，未发现珠光体组织的韧性及硬度(强度)的提高。此外，如果V量超过0.50％，则V的碳化物及氮化物的析出硬化过剩，珠光体组织的韧性降低，钢轨的韧性降低。因此，将珠光体系钢轨中的V添加量限定在0.005～0.50％。

Nb与V同样，在进行通常的热轧或加热到高温的热处理时，通过Nb碳化物及Nb氮化物的钉扎效果使奥氏体晶粒微细化，提高珠光体组织的韧性。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，能够提高珠光体组织的硬度(强度)，并提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。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，可提高珠光体组织的硬度(强度)。此外，Nb在Ac1点以下的温度区在被再加热的热影响部，从低温区到高温区稳定地生成Nb碳化物及Nb氮化物，可防止焊接接头热影响部的软化。可是，在珠光体系钢轨中所含的Nb量低于0.002％时不能充分期待上述效果，未发现珠光体组织的韧性及硬度(强度)的提高。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Nb量超过0.050％，则Nb的碳化物及氮化物的析出硬化过剩，珠光体组织的韧性降低，钢轨的韧性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Nb添加量限定在0.002～0.050％。

Co在珠光体组织中的铁素体相中固溶，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进一步微细化，从而提高耐磨性。在珠光体系钢轨中所含的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，如果珠光体系钢轨中所含的Co量超过1.00％，则上述效果饱和，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而使经济性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Co添加量限定在0.01～1.00％。

B在奥氏体晶界形成铁碳硼化物(Fe₂₃(CB)₆)，通过珠光体相变的促进效果，使珠光体相变温度对冷却速度的依赖性降低。由此，对钢轨赋予从头表面到内部更均匀的硬度分布，可谋求钢轨的高寿命化。但是，在珠光体系钢轨中所含的B量低于0.0001％时，其效果不充分，在钢轨头部的硬度分布中未发现改善。此外，如果珠光体系钢轨中所含的B量超过0.0050％，则生成粗大的铁碳硼化合物，导致韧性降低。因此，将珠光体系钢轨中的B添加量限定在0.0001～0.0050％。

Cu在珠光体组织中的铁素体中固溶，通过固溶强化提高珠光体组织的硬度(强度)，提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。可是，在珠光体系钢轨中所含的Cu量低于0.01％时，不能期待其效果。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Cu量超过1.00％，则因显著的淬火性提高，而容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的马氏体组织。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Cu量限定在0.01～1.00％。

Ni提高珠光体组织的韧性，同时通过固溶强化进行高硬度(强度)化，提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。另外，在焊接热影响部，Ni通过与Ti复合使Ni₃Ti的金属间化合物微细地析出，通过析出强化而抑制软化。此外，Ni在添加Cu时抑制晶界的脆化。可是，在珠光体系钢轨中所含的Ni量低于0.01％时，上述效果明显低，此外，如果珠光体系钢轨中所含的Ni量超过1.00％，则因显著的淬火性提高，而容易在珠光体组织中生成对疲劳特性有害的马氏体组织。其结果是，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Ni添加量限定在0.01～1.00％。

Ti在进行通常的热轧或加热到高温的热处理时，Ti碳化物及Ti氮化物析出，通过钉扎效果使奥氏体晶粒微细化，提高珠光体组织的韧性。另外，Ti通过在热轧后的冷却过程中生成的Ti碳化物、Ti氮化物引起的析出硬化，能够提高珠光体组织的硬度(强度)，并提高珠光体组织的耐疲劳损伤性。此外，Ti通过利用焊接时的再加热中析出的Ti碳化物、Ti氮化物不溶解这一点，可谋求被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。可是，在珠光体系钢轨中所含的Ti量低于0.0050％时上述效果低。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Ti量超过0.0500％，则生成粗大的Ti的碳化物及Ti的氮化物，从粗大的析出物发生疲劳损伤，使钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Ti添加量限定在0.0050～0.0500％。

Mg通过与O或S及Al等结合而形成微细的氧化物及硫化物，在钢轨轧制时的再加热中，抑制晶粒的粒生长，可谋求奥氏体晶粒的微细化，提高珠光体组织的韧性。另外，对于Mg，MgS通过使MnS微细地分散，在MnS的周围形成铁素体或渗碳体的核，有助于生成珠光体相变。其结果是，通过使珠光体块尺寸微细化，可提高珠光体组织的韧性。可是，在珠光体系钢轨中所含的Mg量低于0.0005％时其效果低，如果珠光体系钢轨中所含的Mg量超过0.0200％，则生成Mg的粗大氧化物，从粗大的氧化物发生疲劳损伤，使钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Mg量限定在0.0005～0.0200％。

Ca与S的结合力强，以CaS的形式形成硫化物，另外，CaS使MnS微细地分散，在MnS的周围形成Mn的稀薄带，有助于生成珠光体相变。其结果是，通过使珠光体块尺寸微细化，可提高珠光体组织的韧性。可是，在珠光体系钢轨中所含的Ca量低于0.0005％时其效果低，如果珠光体系钢轨中所含的Ca量超过0.0200％，则生成Ca的粗大氧化物，从粗大的氧化物发生疲劳损伤，使钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Ca量限定在0.0005～0.0200％。

Zr由于ZrO₂夹杂物与γ-Fe的晶格匹配性好，因此成为γ-Fe为凝固初晶即高碳的珠光体系钢轨的凝固核，通过提高凝固组织的等轴晶化率，可抑制铸坯中心部的偏析带的形成，抑制生成于钢轨偏析部的马氏体或初析渗碳体组织的生成。可是，在珠光体系钢轨中所含的Zr量低于0.0001％时，ZrO₂系夹杂物的数量少，作为凝固核未显示出充分的作用。其结果是，在偏析部生成马氏体或初析渗碳体组织，钢轨的耐疲劳损伤性降低。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Zr量超过0.2000％，则大量生成粗大的Zr系夹杂物，发生以该粗大的Zr系夹杂物为起点的疲劳损伤，使钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的Zr量限定在0.0001～0.2000％。

Al作为脱氧材料是必需的成分。此外，使共析相变温度向高温侧移动，有助于珠光体组织的高硬度(强度)化，使珠光体组织的耐疲劳损伤性提高。但是，在珠光体系钢轨中所含的Al量低于0.0040％时，其效果弱。此外，如果珠光体系钢轨中所含的Al量超过1.00％，则难使其在钢中固溶，生成粗大的氧化铝系夹杂物，从该粗大的析出物发生疲劳损伤，使钢轨的耐疲劳损伤性降低。另外，焊接时生成氧化物，使焊接性显著降低。因此，将珠光体系钢轨中的Al添加量限定在0.0040～1.00％。

N通过在奥氏体晶界发生偏析，促进来自奥氏体晶界的珠光体相变，主要通过使珠光体块尺寸微细化来提高韧性。此外，N通过与V或Al同时添加促进VN或AlN的析出，在进行通常的热轧或加热到高温的热处理时，通过VN或AlN的钉扎效果使奥氏体晶粒微细化，从而提高珠光体组织的韧性。可是，在珠光体系钢轨中所含的N量低于0.0060％时，上述效果弱。如果珠光体系钢轨中所含的N量超过0.0200％，则难使其固溶在钢中，生成成为疲劳损伤起点的气泡，钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，将珠光体系钢轨中的N添加量限定在0.0060～0.0200％。

由上述的成分组成构成的珠光体系钢轨可采用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉来进行熔炼。然后，利用铸锭、开坯法或连续铸造法，从用熔炼炉熔炼的钢水制作钢坯，再经过热轧制成珠光体系钢轨。

(2)金属组织的限定理由

对将珠光体系钢轨的头部表面、底部表面的金属组织限定为珠光体组织的理由进行说明。

如果在珠光体组织中混合存在铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织，则变形集中在硬度(强度)比较低的铁素体组织中，诱发疲劳裂纹的发生。此外，在韧性比较低的初析渗碳体组织、马氏体组织中，发生微小的脆性裂纹，诱发疲劳裂纹的发生。另外，在珠光体系钢轨的头部，为需要确保耐磨性，因而优选为珠光体组织。因此，将头部的至少一部分及底部的至少一部分的金属组织限定为珠光体组织。

此外，本实施方式的珠光体系钢轨的金属组织优选是没有混合存在铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织的珠光体单相组织。可是，根据珠光体系钢轨的成分系或热处理制造方法，在珠光体组织中有时以面积率计混入有3％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织或马氏体组织。即使混入这些组织，也不对钢轨头部的耐疲劳损伤性或耐磨性产生大的不良影响。所以，在珠光体系钢轨中，即使混合存在3％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织或马氏体组织，也可提供耐疲劳损伤性优良的珠光体系钢轨。

换句话讲，本实施方式的珠光体系钢轨的头部的金属组织只要97％以上是珠光体组织就可以。为了充分确保耐疲劳损伤性或耐磨性，优选头部的金属组织的99％以上为珠光体组织。再有，在表1-1、表1-2、表1-3、表1-4、表2-1、表2-2、表3-1及表3-2中的显微组织一栏，记载为“珠光体”的钢轨(珠光体系钢轨)意味着珠光体组织为97％以上。

(3)表面硬度的限定理由

接着，对将珠光体系钢轨的钢轨头部、底部的珠光体组织的表面硬度(SVH)限定在Hv320～500的范围的理由进行说明。

在本实施方式中，如果珠光体组织的表面硬度(SVH)低于Hv320，则珠光体系钢轨的头部表面、底部表面的疲劳强度降低，钢轨的耐疲劳损伤性降低。此外，如果珠光体组织的表面硬度(SVH)超过Hv500，则珠光体组织的韧性显著降低，容易发生微小的脆性的裂纹。其结果是，诱发疲劳裂纹的发生。因此，将珠光体组织的表面硬度(SVH)限定在Hv320～500的范围。

再有，SVH(表面维氏硬度，Surface Vickers Hardness)表示本实施方式的钢轨的头部、底部的珠光体组织的表面硬度，具体而言是用维氏硬度计测定距钢轨表面1mm深度的位置时的值。测定方法如以下所示。

(y1)事前处理：在将珠光体系钢轨切断后，研磨横截面。

(y2)测定方法：按照JIS Z 2244测定SVH。

(y3)测定仪器：利用维氏硬度计(载荷98N)测定SVH。

(y4)测定部位：距钢轨头部表面、底部表面1mm深度的位置。

※钢轨头部表面、底部表面的具体的位置按照图5的表示。

(y5)测定数：测定5个点以上，优选将平均值作为珠光体系钢轨的代表值。

接着，对将表面硬度(SVH)为Hv320～500的珠光体组织的必要范围限定在珠光体系钢轨的头部表面、底部表面的至少一部分的理由进行说明。

这里，图5中示出本实施方式的耐疲劳损伤性优良的珠光体系钢轨的头部断面表面位置的名称及表面硬度(SVH)为Hv320～500的珠光体组织必要的区域。

在珠光体系钢轨10的头部11，图5的包含从用点划线表示的中央线L朝着宽度方向的左右侧面直到角部1A的区域为头顶部1，包含从该头顶部1的两侧的角部1A直到侧面的区域为头部角部2。头部角部2的一方是主要与车轮接触的轨距角(G.C.)部。本实施方式中的所谓“钢轨的头部的表面”是头顶部1的表面1S。

此外，在珠光体系钢轨10的底部12，距中央线L在宽度方向的左右包含底宽(宽度)尺寸W的1/4的区域的部分为底心部3。在本实施方式中，所谓“钢轨底部的表面”是底心部3的表面3S。

在珠光体系钢轨10的头部11，只要在头部11的至少一部分，即在以头顶部1的表面1S作为起点到深度为5mm的区域R1，配置表面硬度(SVH)为Hv320～500范围的珠光体组织，就能够确保头部11的耐疲劳损伤性。此外，深度为5mm只不过是一个例子，只要是从5mm到15mm的范围，就能够确保珠光体系钢轨10的头部11的耐疲劳损伤性。

此外，在珠光体系钢轨10的底部12，只要在底部12的至少一部分，即在以底心部3的表面3S作为起点到深度为5mm的区域R3，配置表面硬度(SVH)为Hv320～500范围的珠光体组织，就能够确保底部12的耐疲劳损伤性。此外，深度为5mm只不过是一个例子，只要是从5mm到15mm的范围，就能够确保珠光体系钢轨10的底部12的耐疲劳损伤性。

所以，优选将表面硬度(SVH)为Hv320～500的珠光体组织配置在钢轨头顶部1的表面1S、底心部3的表面3S，其以外的部分也可以是珠光体组织以外的金属组织。

此外，将头部11的头顶部1规定为珠光体组织，但以整个头部11的表面为起点的区域也可以是珠光体组织。另外，将底部12的底心部3规定为珠光体组织，但以整个底部12为起点的区域也可以是珠光体组织。

特别是，钢轨头部因与车轮的接触而磨损，因此优选包含头顶部1、角部2，为确保耐磨性而配置上述珠光体组织。从耐磨性的观点出发，优选将上述珠光体组织配置在以表面为起点的深度为20mm的范围。

作为得到表面硬度(SVH)为Hv320～500的珠光体组织的方法，优选在轧制后进行自然冷却，在轧制后或根据需要再加热后的奥氏体区域的某高温的钢轨头部表面及底部表面进行加速冷却。作为加速冷却的方法，通过采用专利文献3、专利文献4等中记载的方法进行热处理，能够得到规定的组织和硬度。

(4)最大表面粗糙度的限定理由

接着，对将珠光体系钢轨10的头部的表面、底部的表面的最大表面粗糙度(Rmax)限定在180μm以下的理由进行说明。

在本实施方式中，如果珠光体系钢轨的头部的表面、底部的表面的最大表面粗糙度(Rmax)超过180μm，则钢轨表面的应力集中出现过剩，诱发从钢轨表面发生疲劳裂纹。因此，将珠光体系钢轨的头部表面、底部表面的最大表面粗糙度(Rmax)限定在180μm以下。

再有，最大表面粗糙度(Rmax)的下限没有特别的限定，但如果以热轧来制造钢轨为前提，则工业制造上20μm左右为下限。此外，关于最大表面粗糙度为20μm～180μm的范围的区域，如图5所示，为钢轨10的头顶部1的表面1S、底心部3的表面3S，只要其最大表面粗糙度在180μm以下，就能够确保钢轨的耐疲劳损伤性。

最大表面粗糙度(Rmax)的测定，优选按下述要领进行。

(z1)事前处理：通过酸洗或喷砂除去钢轨表面的氧化皮。

(z2)粗糙度测定：按照JIS B 0601测定最大表面粗糙度(Rmax)。

(z3)测定仪器：利用2维或3维的普通的粗糙度测定仪器来测定最大表面粗糙度(Rmax)。

(z4)测定部位：图5所示的钢轨头部11的头顶部1的表面1S、底部12的底心部3的表面3S的任意的3处。

(z5)测定数：各处测定3次，优选将平均值(测定数：9)作为珠光体系钢轨的代表值。

(z6)测定长度(每测定1次)：测定面的钢轨长度方向5mm。

(z7)测定条件：扫描速度为0.5mm/秒。

此外，最大表面粗糙度(Rmax)的定义如下述所示。

(z8)最大表面粗糙度(Rmax)：在测定基准长度中，基于从底部朝向头部的钢轨垂直方向(高度方向)的平均值，最大的谷深度和峰高度的和，在JIS 2001年中将“Rmax”更名为“Rz”。

(5)表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比(SVH/Rmax)为3.5以上的限定理由

接着，对将表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比(SVH/Rmax)限定为3.5以上的理由进行说明。

本发明人等对珠光体系钢轨的疲劳极限应力范围与表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)的关系进行了详细调查。结果查明，珠光体系钢轨的表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比即SVH/Rmax与疲劳极限应力范围相关。

进一步进行了实验，结果得知：如图3所示，与钢轨的头部表面及底部表面的硬度无关，如果表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比即SVH/Rmax的值为3.5以上，则疲劳极限应力范围上升，疲劳强度进一步提高。

基于上述实验的事实，将表面硬度(SVH)与最大表面粗糙度(Rmax)的比即SVH/Rmax的值限定在3.5以上。

(6)将相对于粗糙度的钢轨垂直方向(高度方向)的平均值超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸的数量限定在每5mm长为40个以下的限定理由

接着，对相对于粗糙度的高度方向的平均值超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数限定在头部11及底部12的钢轨长度方向的每5mm长为40个以下的限定理由进行说明。这里所说的凹凸数，是基于从头部11朝向底部12的钢轨垂直方向(高度方向)的粗糙度的平均值直至沿上下方向(高度方向)的最大表面粗糙度的0.30倍的范围，超过该范围的峰和谷的数目。

本发明人等为了提高珠光体系钢轨的疲劳强度，详细地调查了珠光体系钢轨的表面的粗糙度。其结果是，弄清楚了相对于粗糙度的高度方向的平均值超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数与疲劳极限应力范围相关。进一步进行实验，结果得知：如图4所示，即使在最大表面粗糙度(Rmax)为150μm和50μm的任一硬度的珠光体系钢轨中，如果凹凸数超过40个，则因疲劳极限应力降低而使疲劳强度大大降低，如果为40个以下，则因疲劳极限应力范围上升而使疲劳强度大大提高。此外，如果凹凸数达到10个以下，则因疲劳极限应力范围进一步上升而使疲劳强度大大提高。所以，基于上述实验的事实，相对于粗糙度的高度方向的平均值超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数优选在头部及底部的延伸方向的每5mm长为40个以下，更优选为10个以下。

超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数的测定方法按照最大表面粗糙度(Rmax)的测定方法。超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数可通过详细解析粗糙度数据来求出。优选将各处3次测定的凹凸数的平均值(测定数：9)作为珠光体系钢轨的代表值。

(7)关于控制最大表面粗糙度的制造方法

钢轨表面的凹凸因热轧时的轧辊使氧化皮向原材料侧压入而发生，其结果是，确认表面的粗糙度增大。

因而，为了降低表面粗糙度，减轻、除去在加热炉内生成的钢坯的一次氧化皮的生成。此外，除去轧制中生成的钢坯的二次氧化皮是有效的方法。

关于减轻加热炉内生成的钢坯的一次氧化皮，降低加热炉的加热温度、缩短保持时间、控制加热炉气氛、对从加热炉抽出的钢坯进行机械除氧化皮、在轧制前用高压水或空气进行除氧化皮是有效的。

关于降低钢坯的加热温度、缩短保持时间，从确保轧制造形性的观点出发，如果以均匀加热到钢坯中心部为前提，则制约大。因此，作为实用的方法，优选控制加热炉的气氛、对从加热炉抽出的钢坯进行机械除氧化皮、在轧制前用高压水或空气进行除氧化皮。

关于轧制中生成的钢坯的二次氧化皮的除去，在各轧制前用高压水或空气除氧化皮是有效的。

(8)关于控制超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数的制造方法

钢轨的头部表面及底部表面的大的凹凸数根据上述的用于减轻一次氧化皮的对钢坯的机械除氧化皮、轧制前的高压水的应用、用于除去二次氧化皮的各轧制前的用高压的水或空气的除氧化皮而变化。

因而，从使表面的氧化皮均匀地剥离、抑制因过剩的除氧化皮而生成的新的表面凹凸的目的出发，优选通过机械除氧化皮、喷射高压水或空气时的喷雾介质的尺寸或投射速度或喷射压力的控制或投射、喷射时的摇动，将凹凸数限定在规定数以下。

以下，对各个条件进行详细说明，以下的条件是优选的条件，但并不只限定于这些条件。

(A)加热炉的气氛控制

关于加热炉的气氛控制，尽量将钢坯周围的氧排除，作为不影响钢材的特性且廉价的气氛，优选氮气氛。作为氮在加热炉中的添加量，以体积比例计优选为30～80％左右。如果加热炉中的氮的体积比例低于30％，则加热炉内的一次氧化皮的生成量增加，即使之后进行除氧化皮，一次氧化皮的除去也不充分，表面粗糙度增加。此外，即使进行氮的体积比例超过80％的添加，效果也饱和，而且经济性降低。因此，氮的添加量以体积比例计优选为30～80％左右。

(B)机械除氧化皮

关于对钢坯的机械除氧化皮，优选在生成有一次氧化皮的钢轨用钢坯的再加热后立即进行喷丸。作为喷丸的条件，优选下述所示的方法。

(a)弹丸材料：硬球

直径：0.05～1.0mm、投射速度：50～100m/秒、投射密度：5～10kg/m²以上

(b)弹丸材料：铁制的多边形碎片(粒料)

长片尺寸：0.1～2.0mm、投射速度：50～100m/秒、投射密度：5～10kg/m²

(c)弹丸材料：含有氧化铝及碳化硅的多边形碎片(粒料)

通过进行上述范围的加热炉的气氛控制、机械除氧化皮、继而后述的用高压水或空气的除氧化皮，可使表面的粗糙度降低，可将最大表面粗糙度(Rmax)控制在180以下。

再有，加热炉的气氛控制、机械除氧化皮以用高压水或空气除氧化皮为基本，在以提高耐疲劳损伤性为目标使表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)在3.5以上，即进一步提高耐疲劳损伤性时，优选附加地进行用高压水或空气的除氧化皮。

(C)用高压水或空气除氧化皮

关于用高压水或空气除氧化皮，优选在生成一次氧化皮的钢轨用钢坯的再加热抽出之后及粗轧中、生成二次氧化皮的钢轨精轧中进行。作为用高压水或空气除氧化皮，优选下述所示的方法。

(a)高压水

喷射压力：10～50MPa

除氧化皮温度范围(喷射钢坯温度)

再加热抽出之后及粗轧中(一次氧化皮除去)：1250～1050℃

精轧中(二次氧化皮除去)：1050～950℃

(b)空气

喷射压力：0.01～0.10MPa

除氧化皮温度范围(喷射钢坯温度)

再加热抽出之后及粗轧中(一次氧化皮除去)：1250～1050℃

精轧中(二次氧化皮除去)：1050～950℃

(D)机械除氧化皮、用高压的水或空气除氧化皮的详细控制

为了均匀地剥离钢轨的头部表面及底部表面的氧化皮，此外抑制除氧化皮时生成的新的表面凹凸，使超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数在规定数以下，优选在下述的条件下进行。

在机械除氧化皮时，使弹丸材料即钢球、铁制的多边形碎片(粒料)、含有氧化铝及碳化硅的多边形碎片(粒料)的尺寸(直径、长度)微细化、不使投射速度过剩等对策是必要的。

此外，在喷射高压的水或空气时，需要采取使决定喷雾介质的尺寸的喷射孔微细化、不使喷射压力过剩等对策是必要的。

此外，关于投射、喷射的喷嘴的摇动，优选与钢坯或钢轨的移动速度一致地进行周期性的喷嘴摇动。摇动速度没有限定，但优选以使喷射介质均匀地喷到相当于钢轨头部表面、底部表面的部位的方式来控制摇动速度。

(E)除氧化皮温度范围

作为钢轨用钢坯的再加热抽出之后及粗轧中的除氧化皮温度范围，优选为1250～1050℃。由于除氧化皮在钢坯的再加热(1250～1300℃)抽出之后进行，因此除氧化皮温度实质上以1250℃为上限。此外，如果除氧化皮温度达到1050℃以下，则一次氧化皮变得坚固，难以除去。因此，作为除氧化皮温度范围，优选为1250～1050℃。

作为钢轨精轧中的除氧化皮温度范围，优选为1050～950℃。由于二次氧化皮在1050℃以下生成，因此实质上以1050℃为上限。此外，如果除氧化皮温度达到950℃以下，则钢轨本身的温度容易降低，不能确保专利文献3、专利文献4所示的热处理时的热处理开始温度。由此，钢轨的硬度降低，耐疲劳损伤性大大降低。因此，作为除氧化皮温度范围，优选为1050～950℃。

(F)除氧化皮次数

为了充分进行再加热抽出之后及粗轧中的一次氧化皮的除去，优选在将要轧制前将除氧化皮进行4～12次。如果除氧化皮次数低于4次，则不能充分除去一次氧化皮，氧化皮向原材料侧压入，从而在钢轨表面发生凹凸，表面的粗糙度增大。即，钢轨表面的最大表面粗糙度Rmax难以达到180以下。另一方面，如果除氧化皮次数超过12次，则钢轨表面的粗糙度减小，但钢轨本身的温度降低，不能确保专利文献3、专利文献4所示的热处理时的热处理开始温度。其结果是，钢轨的硬度降低，耐疲劳损伤性大大降低。因此，优选将再加热抽出之后及粗轧中的除氧化皮次数进行4～12次。

为了充分进行精轧中的二次氧化皮的除去，优选在将要轧制前将除氧化皮进行3～8次。如果除氧化皮次数低于3次，则不能充分除去二次氧化皮，发生氧化皮向原材料侧压入，表面的粗糙度增大。另一方面，如果除氧化皮次数超过8次，则钢轨表面的粗糙度减小，但钢轨本身的温度降低，不能确保专利文献3、专利文献4所示的热处理时的热处理开始温度。其结果是，钢轨的硬度降低，耐疲劳损伤性大大降低。因此，优选精轧中的除氧化皮次数进行3～8次。

以耐疲劳损伤性的进一步提高为目标，为了使珠光体系钢轨的表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)达到3.5以上，优选在1200～1050℃的粗轧温度下进行8～12次除氧化皮，在1050～950℃的精轧温度下进行5～8次除氧化皮。

作为进行除氧化皮的部位，在钢轨轧制用钢坯中，优选在相当于钢轨头部表面、底部表面的位置进行。对其以外的部位，即使进行积极的除氧化皮，也不能期待耐疲劳损伤性的提高，钢轨被过剩地冷却，反而有使钢轨的材质恶化的可能性。

在表3-1及表3-2中，示出了热轧时的加热炉气氛控制的有无、机械除氧化皮的有无、再加热抽出之后的粗轧中的除氧化皮及精轧中的除氧化皮的条件、高压水气及机械除氧化皮控制的有无、热处理开始温度、热处理的有无与钢轨(珠光体系钢轨)A8、A17的各特性的关系。

通过在一定的条件下进行气氛控制、机械除氧化皮及用高压水或空气除氧化皮，根据需要进行适当的热处理，能够确保钢轨头部表面、底部表面硬度(SVH)，另外，可减小最大表面粗糙度(Rmax)，能够使超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数在规定数以下。由此，能够加大表面硬度(SVH)相对于最大表面粗糙度(Rmax)的比，且能够使凹凸数在40个、优选为10个以下，因而能够大大提高钢轨的耐疲劳损伤性。

实施例

接着，对本实施方式的实施例进行说明。

表1-1～表1-4中示出本实施例的钢轨(珠光体系钢轨)的化学成分和各特性。在表1-1(钢轨A1～A19)、表1-2(钢轨A20～A38)、表1-3(钢轨A39～A52)、表1-4(钢轨A53～A65)中，示出化学成分值、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)、表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值、超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数(NCC：Number of Concavo-Convex)、疲劳极限应力范围(LSR：Fatigue Limit Stress Range)。另外，还一并记载了用图6A及图6B中所示的方法进行的疲劳试验的结果。

在表2-1(钢轨a1～a10)及表2-2(钢轨a11～a20)中，示出与本实施例的钢轨(A1～65)相比较的钢轨的化学成分和各特性。在表2-1及表2-2中，示出化学成分值、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)、表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值、超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数(NCC)的值、疲劳极限应力范围(FLSR)。另外，还一并记载了用图6A及图6B中所示的方法进行的疲劳试验的结果。

表1-1～表1-4、表2-1及表2-2中所述的钢轨，是选择性地实施了(A)加热炉的气氛控制、(B)机械除氧化皮、(C)用高压水或空气除氧化皮的钢轨。

用高压水或空气除氧化皮在1250～1050℃的粗轧温度下实施4～12次，在1050～950℃的精轧温度下实施3～8次。

关于轧制后的热处理，根据需要实施了专利文献3、专利文献4等中所述的加速冷却。

关于本实施例的钢轨A1～A6、比较钢轨a1～a6，未进行气氛控制、未进行机械除氧化皮，在1250～1050℃的粗轧温度下进行6次采用高压水或空气的除氧化皮，在1050～950℃的精轧温度下进行4次采用高压水或空气的除氧化皮，在轧制后进行专利文献3、专利文献4等中所述的加速冷却，在一定的条件下进行制造，调查了成分的影响。

此外，在表3-1及表3-2中，示出了表1-1～表1-4中记载的钢的制造条件和各特性。在表3-1及表3-2中，示出了热轧时的加热炉气氛控制的有无、机械除氧化皮的有无、再加热抽出之后、粗轧、精轧中的用高压水或空气除氧化皮温度区及次数、高压水气及机械除氧化皮控制的有无、热处理开始温度、热处理的有无、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)、表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)、超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数(NCC)、疲劳极限应力范围(FLSR)的值。另外，还一并记载了用图6A及图6B中所示的方法进行的疲劳试验的结果。

此外，各种试验条件如下。

<疲劳试验>

钢轨形状：采用136磅的钢轨(67kg/m)。

疲劳试验(参照图6A及图6B)

试验姿势：(参照图6A及图6B)

头部表面的试验：对底部施加载荷负荷(对头部作用抗拉应力)

底部表面的试验：对头部施加载荷负荷(对底部作用抗拉应力)

重复次数：200万次，将未断裂时的最大应力范围作为疲劳极限应力范围。

(1)本实施例钢轨(65根)

钢轨A1～A65，是化学成分值、头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)的值在本实施例的范围内的钢轨。

钢轨A9、A27、A50、A58、A65是除了化学成分值、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)以外，超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数也为本实施例的最优选的条件即10个以下的钢轨。

钢轨A10、A11、A14、A15、A17、A19、A21、A23、A25、A28、A32、A34、A38、A40、A42、A45、A48、A51、A56、A59、A61是除了化学成分值、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)以外，表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值也在本实施例的范围内的钢轨。

钢轨A12、A18、A35、A52、A62是除了化学成分值、钢轨头部表面、底部表面的显微组织、表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)以外，表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值、超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数(NCC)也为本实施例的最优选的条件即10个以下的钢轨。

对表1-1～表1-4中记载的表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值为3.5以上的钢轨，选择性地实施了(A)加热炉的气氛控制、(B)机械除氧化皮、(C)用高压水或空气的在轧制中的除氧化皮。

特别是在用高压水或空气除氧化皮中，增加除氧化皮次数，在1250～1050℃的粗轧温度下进行8～12次除氧化皮，在1050～950℃的精轧温度下进行5～8次除氧化皮，然后实施专利文献3、专利文献4等中所述的轧制后加速冷却。

(2)比较钢轨(20根)

钢轨a1～a6是化学成分在本发明的范围外的钢轨。

钢轨a7～a20是钢轨头部表面、底部表面的表面硬度(SVH)、最大表面粗糙度(Rmax)的值在本发明的范围外的钢轨。

如表1-1、表1-2、表2-1及表2-2所示，在钢轨a1～a6中，由于钢的C、Si、Mn的化学成分在本发明的范围外，因此生成铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织。即，本实施例的钢轨A1～A65中所含的C为0.65～1.20％的范围，Si为0.05～2.00％的范围，Mn为0.05～2.00％的范围，因此与钢轨a1～a6相比，没有生成对耐疲劳损伤性产生不良影响的铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织。所以，能够稳定地在钢轨头部表面、底部表面得到一定硬度范围内的珠光体组织。由此，可确保钢轨所需的疲劳强度(疲劳极限应力范围为300MPa以上)，提高钢轨的耐疲劳损伤性。

此外，如表1-1～表1-4、表2-1及表2-2所示，钢轨a7～a20因头部表面及底部表面的硬度(SVH)或最大表面粗糙度(Rmax)在本发明的范围外，因而不能确保钢轨所需的疲劳强度(疲劳极限应力范围为300MPa以上)。即，本实施例的钢轨A1～A65由于头部表面及底部表面的表面硬度在Hv320～500的范围，最大表面粗糙度(Rmax)为180μm以下，因而能确保钢轨所需的疲劳强度(疲劳极限应力范围为300MPa以上)，可提高钢轨的耐疲劳损伤性。

图7中按表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值区别地示出本实施例的钢轨(表1-1及表1-2中所示的钢轨A8、A10～A11、A13～A17、A19～A26、A28、A31～A34、A37～A42、A44～A45、A47～A49、A51、A55～A57、A59～A61、A64)的头部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系。

图8中按表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值区别地示出本实施例的钢轨(表1-1～表1-4中所示的钢轨：A8、A10～A11、A13～A17、A19～A26、A28、A31～A34、A37～A42、A44～A45、A47～A49、A51、A55～A57、A59～A61、A64)的底部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系。

如图7、图8所示，本实施例的钢轨通过将表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值规定在一定的范围内，能够进一步提高呈现珠光体组织的钢轨的疲劳强度(疲劳极限应力范围)，大大提高耐疲劳损伤性。

此外，图9中按超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数区别地示出本实施例的钢轨(表1-1～表1-4中所示的钢轨：A8～A9、A11～A12、A17～A18、A26～A27、A34～A35、A49～A50、A51～A52、A57～A58、A61～A62、A64～A65)的头部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系。

图10中按超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数区别地示出本实施例的钢轨(表1-1～表1-4中所示的钢轨：A8～A9、A11～A12、A17～A18、A26～A27、A34～A35、A49～A50、A51～A52、A57～A58、A61～A62、A64～A65)的底部的表面硬度与疲劳极限应力范围的关系。

如图9、图10所示，本实施例的钢轨通过将超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数规定在一定的范围内，能够进一步提高呈现珠光体组织的钢轨的疲劳强度(疲劳极限应力范围)。其结果是，能够大大提高耐疲劳损伤性。

此外，如表3-1及表3-2所示，在某规定的条件下进行气氛控制、机械除氧化皮或采用高水压或空气的除氧化皮。然后，根据需要进行适当的热处理，由此确保头部表面、底部表面的硬度，减小最大表面粗糙度(Rmax)，通过将表面硬度(SVH)/最大表面粗糙度(Rmax)的值以及超过最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸数规定在一定范围内，能够进一步提高呈现珠光体组织的钢轨的疲劳强度(疲劳极限应力范围)。其结果是，能够大大提高耐疲劳损伤性。

符号说明

1 头顶部

2 头部角部

3 底心部

10 珠光体系钢轨

11 头部

12 底部

1S 头顶部的表面

3S 底心部的表面

R1 距1S为5mm的区域

R3 距3S为5mm的区域

1A 头部和角部的边界

Claims

1.一种珠光体系钢轨，其特征在于，

以质量%计，含有C：0.65～1.20%、Si：0.05～2.00%和Mn：0.05～2.00%，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

头部的至少一部分及底部的至少一部分为珠光体组织；

作为所述珠光体组织的部位的表面硬度在Hv320～500的范围，且最大表面粗糙度为20μm以上且180μm以下；

所述表面硬度相对于所述最大表面粗糙度的比值为3.5以上。

2.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，在测定了所述最大表面粗糙度的部位中，相对于从所述底部朝向所述头部的钢轨垂直方向的粗糙度的平均值，超过所述最大表面粗糙度的0.30倍的凹凸的数量在所述头部及所述底部的表面的钢轨长度方向的每5mm长度中为40个以下。

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

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

5.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Co：0.01～1.00%。

6.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有B：0.0001～0.0050%。

7.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Cu：0.01～1.00%。

8.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Ni：0.01～1.00%。

9.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Ti：0.0050～0.0500%。

10.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Mg：0.0005～0.0200%、Ca：0.0005～0.0200%中的1种或2种。

11.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Zr：0.0001～0.2000%。

12.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有Al：0.0040～1.00%。

13.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有N：0.0060～0.0200%。

14.根据权利要求1所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量%计，其进一步含有：

Cr：0.01～2.00%、Mo：0.01～0.50%中的1种或2种；

V：0.005～0.50%、Nb：0.002～0.050%中的1种或2种；

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%；和

N：0.0060～0.0200%。