CN102803536B - 延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨，其以质量％计，含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.001～0.01％、V：0.005～0.20％以及N＜0.0040％，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；Ti和V的含量满足下式(1)的范围，而且钢轨头部为珠光体组织。5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20 式(1)

Description

延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨及其制造方法
技术领域
本发明涉及在使用于重载荷铁道的钢轨中，以提高延展性为目的的珠光体系高碳钢钢轨及其制造方法。 
本申请基于2009年6月26日提出的日本专利申请特愿2009-151774号并主张其优先权，这里引用其内容。 
背景技术
含高碳的珠光体钢是具有优良的耐磨性的钢，因而一直作为铁道用钢轨材料而使用。然而，由于碳含量非常高，因而存在延展性和韧性低的问题。 
例如，在非专利文献1所示的碳量为0.6～0.7质量％的普通碳钢钢轨中，JIS3号U型缺口夏氏冲击试验在常温下的冲击值为12～18J/cm2左右，在将这样的钢轨于寒冷地区等的低温区域使用的情况下，存在的问题是由微小的初期缺陷或疲劳开裂引起脆性破坏。 
另外，近年来，为了改善钢轨钢的耐磨性，正在进行更进一步的高碳化，随之存在的问题是延展性和韧性进一步降低。 
一般地说，为了提高珠光体钢的延展性和韧性，珠光体组织(珠光体块尺寸)的微细化、具体地说是珠光体相变前的奥氏体晶粒的微细化或者珠光体相变时的珠光体组织的微细化是有效的。 
作为奥氏体晶粒的微细化方法，有钢轨轧制用钢坯再加热时的再加热温度的低温化、热轧时的轧制温度的低温化、热轧时的断面积减少率的增加之类的方法。 
但是，在钢轨的制造中，采用这些方法即使能够实现刚轧制后的奥氏体晶粒的微细化，也存在在热处理开始前晶粒生长，结果延展性降低的问题。 
另外，为了谋求珠光体相变时的珠光体组织的微细化，进行了利用相变核的源于奥氏体晶粒内的相变的促进等(例如专利文献1)。 
但是，对于利用相变核的源于奥氏体晶粒内的珠光体相变，所存在的问题有相变核的量难以控制、以及源于晶粒内的珠光体相变不稳定等，从而不能实现充分的珠光体组织的微细化。 
面对上述的各种问题，在珠光体组织的钢轨中，为了根本地改善延展性和韧性，可以利用的方法有：在钢轨轧制后进行低温再加热，通过之后的加速冷却而使其产生珠光体相变，从而使珠光体组织微细化(例如专利文献2)。 
然而，近年来，为了改善耐磨性，正在进行钢轨的高碳化，在上述的低温再加热处理时，存在的问题是在奥氏体晶粒内熔化残留有粗大的碳化物，从而使加速冷却后的珠光体组织的延展性和韧性降低。另外，由于是再加热，所以还存在制造成本高、生产率也低等经济性的问题。 
于是，人们开发了利用由析出物产生的钉扎作用，以抑制奥氏体晶粒的生长，使珠光体块微细化，由此提高延展性的珠光体系钢轨及其制造方法(专利文献3、专利文献4)。 
然而，在上述专利文献3、专利文献4的珠光体系钢轨及其制造方法的情况下，为了使AlN微细分散，存在的问题是必须在低温下进行再加热，而且因轧制造型性的确保以及头部内部的初析渗碳体的生成而导致延展性降低。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开平6-279928号公报 
专利文献2：日本特开昭63-128123号公报 
专利文献3：日本特开2002-302737号公报 
专利文献4：日本特开2004-76112号公报 
非专利文献 
非专利文献1：JIS E 1101-1990 
发明内容
发明所要解决的课题 
本发明的目的在于：为了解决高碳钢钢轨的延展性低下的问题，提 供一种如下的珠光体系高碳钢钢轨：在热轧时，使Ti系析出物(TiC、TiN、Ti(C，N))、V系析出物(VC、VN、V(C，N))或者Ti-V复合析出物在奥氏体中微细析出，以抑制直至热处理的轧制后的奥氏体晶粒的生长，使珠光体块尺寸微细化，从而提高延展性。 
用于解决课题的手段 
本发明实现了上述的目的，其要旨如下所示： 
(1)一种延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨，其特征在于：其以质量％计，含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.001～0.01％、V：0.005～0.20％以及N＜0.0040％，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；Ti和V的含量满足下式(1)的范围，而且钢轨头部为珠光体组织。 
5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20        式(1) 
(2)一种延展性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于：具有对钢轨轧制用钢坯进行热轧的工序，所述钢坯以质量％计，含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.001～0.01％、V：0.005～0.20％以及N＜0.0040％，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；Ti和V的含量满足下式(1)的范围，而且进行所述热轧的精轧，以便对于所述钢坯的由包含碳量([C]、质量％)、V量([V]、质量％)以及Ti量([Ti]、质量％)的下式(2)表示的值(TC)，精轧温度(FT、℃)在下式(3)所表示的范围内。 
5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20        式(1) 
TC＝850+35×[C]+1.35×104×[Ti]+180×[V]    式(2) 
TC-25≤FT≤TC+25    式(3) 
(3)根据(2)所述的延展性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于：进行所述精轧，以便对于所述钢坯的由包含碳量([C]、质量％)、V量([V]、质量％)以及Ti量([Ti]、质量％)的下式(4)表示的值(RC)，最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR、％)在下式(5)所表示的范围内。 
RC＝35-13×[C]-600×[Ti]-20×[V]    式(4) 
RC-5≤FR≤RC+5    式(5) 
发明的效果 
根据本发明，对于在重载荷铁道中使用的高碳含量的珠光体组织的钢轨，通过将Ti量、V量、N量控制在适当的范围，使微细的Ti系析出物(TiC、TiN、Ti(C，N))、V系析出物(VC、VN、V(C，N))或者Ti-V复合析出物在热轧中微细析出，从而抑制最终精轧工序中的道次之间以及最终精轧后的奥氏体的晶粒生长，由此可以得到微细的珠光体组织，改善高碳含量的钢轨的延展性，从而谋求使用寿命的提高。 
附图说明
图1是在使用以质量％计，将C：0.96％、Si：0.40％、Mn：0.50％、Ti：0.004％、N：0.0035％固定，使V量在0.005～0.12％的范围变化而制作的钢坯所得到的热轧材料的拉伸试验结果中，表示V/Ti和总延伸率之间的关系的图示。 
图2是在使用以质量％计，将C：1.10％、Si：0.64％、Mn：0.82％、V：0.04％、N：0.0036％固定，使Ti量在0.0015～0.01％的范围变化而制作的钢坯所得到的热轧材料的拉伸试验结果中，表示V/Ti和总延伸率之间的关系的图示。 
图3是在对于以质量％计含有C：1.2％、Si：0.50％、Mn：0.60％、Ti：0.005％、V：0.04％、N：0.0036％的钢坯，于精轧温度为900～1,040℃的范围、最终2个道次的合计断面积减少率为8％的条件下进行轧制所得到的热轧板(钢轨)的拉伸试验结果中，表示轧制温度和总延伸率之间的关系的图示。 
图4是在对于以质量％计含有C：1.2％、Si：0.90％、Mn：0.50％、Ti：0.007％、V：0.055％、N：0.0028％的钢坯，于精轧温度为900～1,040℃的范围、最终2个道次的合计断面积减少率为8％的条件下进行轧制所得到的热轧板(钢轨)的拉伸试验结果中，表示轧制温度和总延伸率之间的关系的图示。 
图5是在对于以质量％计含有C：0.9％、Si：0.40％、Mn：0.80％、Ti：0.005％C、V：0.04％、N：0.0030％的钢坯，于精轧温度为900～1,040℃的范围、最终2个道次的合计断面积减少率为8％的条件下进行轧制所 得到的热轧板(钢轨)的拉伸试验结果中，表示轧制温度和总延伸率之间的关系的图示。 
图6是在对于以质量％计含有C：1.0％、Si：0.50％、Mn：0.50％、Ti：0.006％、V：0.08％、N：0.0029％的钢坯，于精轧温度为960℃、最终2个道次的断面积减少率的合计值为各种值的条件下进行热轧所得到的钢轨的拉伸试验结果中，表示最终2个道次的断面积减少率的合计值和总延伸率之间的关系的图示。 
图7是在对于以质量％计含有C：1.3％、Si：0.40％、Mn：0.30％、Ti：0.008％、V：0.15％、N：0.0023％的钢坯，于精轧温度为1030℃、最终2个道次的断面积减少率的合计值为各种值的条件下进行热轧所得到的钢轨的拉伸试验结果中，表示最终2个道次的断面积减少率的合计值和总延伸率之间的关系的图示。 
图8是在本发明钢轨和比较钢轨1的拉伸试验结果中，表示碳量和总延伸率之间的关系的图示。 
图9是在本发明钢轨和比较钢轨2的拉伸试验结果中，表示碳量和总延伸率之间的关系的图示。 
图10是表示头部拉伸试验片的采集位置的图示。 
具体实施方式
下面就本发明进行详细的说明。 
(1)钢轨钢以及热轧用钢坯的化学成分的限定理由： 
首先，就将钢轨钢的化学成分限定在上述范围内的理由进行详细的说明。在以下的说明中，组成的浓度为质量％，以下仅记载为％。 
C是促进珠光体相变、而且确保耐磨性的有效的元素。当C量在0.85％以下时，不能确保珠光体组织中的渗碳体相的体积比率，在重载荷铁道中不能维持耐磨性。另外，当C量超过1.40％时，即使适用本发明的制造方法，也不能抑制晶粒生长，而且初析渗碳体的生成变得显著，进而形成粗大的Ti碳化物，因而延展性降低。因此，将C量限定为超过0.85～1.40％。此外，如果使碳量在0.95％以上，则耐磨性得到更进一步的提高，从而钢轨的使用寿命的改善效果较大。 
Si是作为脱氧材料的必须成分。另外，Si还是通过对珠光体组织中铁素体相的固溶强化而使钢轨头部的硬度(强度)得以提高、而且在过共析钢中抑制初析渗碳体组织的生成，从而抑制延展性的降低的元素。但是，在低于0.10％时，不能充分期待该效果。另外，在超过2.00％时，铁素体相的延展性降低，钢轨的延展性不会提高。因此，将Si量限定为0.10～2.00％。此外，如果Si量在0.3％以上，则初析渗碳体的抑制效果得到进一步提高。 
Mn是提高淬透性、降低珠光体相变温度、从而使珠光体片晶间隔微细化的元素。由此，可以实现钢轨头部的高硬度化，同时抑制初析渗碳体组织的生成。但是，在低于0.10％时，这些效果较小，而且当超过2.00％时，淬透性显著增加，容易生成对延展性有害的马氏体组织，或者助长偏析，容易在偏析部生成对钢轨的延展性有害的初析渗碳体，从而使延展性降低。因此，将Mn量限定为0.10～2.00％。此外，如果Mn量在0.3％以上，则珠光体的片晶间隔的微细化效果进一步提高。 
Ti通过在钢中微量添加，便在热轧中导入至奥氏体中的位错和奥氏体晶界处，以微细的TiC、TiN、Ti(C，N)的形式析出、或与V复合析出。因此，Ti可抑制再结晶后的奥氏体晶粒的晶粒生长，从而谋求奥氏体组织的微细化，是在提高钢轨钢的延展性方面有效的元素。但是，在低于0.001％时，不能充分期待该效果，不能看到由奥氏体微细化产生的延展性的改善。另外，在Ti量超过0.01％时，析出物的生成温度变得比V系析出物的生成温度区域更高，从而不能发生复合析出。因此，将Ti量限定为0.001～0.01％。 
如果Ti量在0.003％以上，则在热轧工序中可以使析出物在奥氏体中的生成稳定化。另外，如果Ti量超过0.008％，则析出物在奥氏体中的生成数量增加，但由于伴随着Ti量的增加，生成温度向高温侧移动，因而析出物在奥氏体中粗大化，从而钉扎效应达到饱和。因此，Ti量的优选范围是0.003～0.008％。 
V在热轧中导入至奥氏体中的位错和奥氏体晶界处，以微细的VC、VN、V(C，N)的形式析出、或与Ti复合析出。因此，V可抑制再结晶后的奥氏体晶粒的晶粒生长，从而谋求奥氏体组织的微细化，是在提高 钢轨钢的延展性方面有效的元素。但是，在低于0.005％时，不能期待该效果，不能看到珠光体组织的延展性的改善。另外，当添加超过0.20％时，则可以生成粗大的V碳化物和V氮化物，从而抑制奥氏体晶粒的晶粒生长，因此，钢轨钢的延展性得以降低。因此，将V量限定为0.005～0.20％。 
如果V量在0.02％以上，则在热轧工序中可以使向奥氏体中的析出物的生成稳定化。另外，如果V量超过0.15％，则析出物的总数增加，但由于生成温度向高温侧移动，因而析出物在奥氏体中粗大化，从而钉扎效应达到饱和。因此，V量的优选范围是0.02～0.15％。 
N并不是特意添加的元素，但含有0.0040％以上时，在钢水中的几乎所有的Ti，其总量以TiN的形式在钢水中变得粗大，从而在热轧时的再加热阶段不会在奥氏体中固溶。因此，在热轧中、在刚热轧后，无法生成用于抑制奥氏体的晶粒生长的微细Ti系析出物(TiC、TiN、Ti(C，N))或者Ti与V的复合析出物。因此，将N量限定为低于0.0040％。再者，N量越高，Ti系析出物的生成温度越是显著提高，因而为了在V系析出物的生成温度范围析出，优选将N量控制为低于0.0030％。 
(2)Ti与V的添加量比(V/Ti)的范围的限定理由： 
下面就本发明中，将钢中的Ti与V的含量之比设定为下式(1)所示的范围的理由进行说明。 
5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20    式(1) 
<实验1> 
首先，本发明人制作了钢轨轧制用钢坯，其以质量％计，含有C：0.96％、Si：0.40％、Mn：0.50％、Ti：0.004％、N：0.0035％，进而以0.005～0.12％的范围的各种量含有V，剩余部分包括铁和不可避免的杂质。将这些钢坯在1250℃下再加热并保持60min后，在最终精轧温度为1000℃、最终2个道次的断面积减少率的合计值为10％的条件下进行热轧。接着，在热轧结束后，从780℃的奥氏体区域到570℃以10℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而制作出热轧材料。由热轧材料制作出试验片，并进行了拉伸试验。所得到的结果如图1所示。如图1所示，如果以Ti量和V量之比V/Ti与总延伸率的关系进行整理，则可知在特定 范围的V/Ti比下总延伸率得以提高。 
<实验2> 
其次，制作了一种钢轨轧制用钢坯，其含有C：1.10％、Si：0.64％、Mn：0.82％、V：0.04％、N：0.0036％，进而以0.0015～0.01％的范围的各种量含有Ti，剩余部分包括铁和不可避免的杂质。将这些钢坯在1280℃下再加热并保持70min后，在最终精轧温度为870℃、最终2个道次的断面积减少率的合计值为7％的条件下进行热轧。接着，在热轧结束后，从770℃的奥氏体区域到580℃以8℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而制作出热轧材料。由热轧材料制作出拉伸试验片，并进行了拉伸试验。所得到的结果如图2所示。如图2所示，如果以Ti量和V量之比V/Ti与总延伸率的关系进行整理，则可知在特定范围的V/Ti比下总延伸率得以提高。 
从上述的结果发现：V/Ti的值在5～20的范围内时的总延伸率比在范围外时的总延伸率更加提高。具体地说，通过将V/Ti的值控制在5～20的范围内，总延伸率提高5％以上。 
对热轧材料的析出物分散状况进行了详细的调查，结果V/Ti的值在5～20的范围内的热轧材料与在范围外的热轧材料相比，存在较多数量的Ti系析出物和V系析出物。对热轧材料的Ti系析出物和V系析出物的生成行为进行了调查，结果对于V/Ti的值在5～20的范围内的热轧材料，其Ti系析出物和V系析出物的生成温度处于大致同等的温度区域。根据该结果，可以认为Ti系析出物和V系析出物两者以最终精轧时导入至奥氏体中的位错作为析出位点，微细且大量地分散开来。可以认为对于V/Ti在5～20的范围外的热轧材料，其Ti系析出物和V系析出物的生成温度产生差别，从而Ti系析出物和V系析出物的任一方不能以最终精轧时导入至奥氏体中的位错作为析出位点，微细且大量地分散开来。当V/Ti的值在9～15的范围内时，与处在范围外的情况相比，Ti系析出物和V系析出物的生成温度接近，从而使Ti系析出物、V系析出物、而且Ti-V复合析出物的生成稳定化。 
此外，在本发明中，关于热轧用钢坯的化学成分，C、Si、Mn、Ti、V、N以外的成分并没有特别的限制，进而根据需要，可以含有Nb、 Cr、Mo、B、Co、Cu、Ni、Mg、Ca、Al、Zr之中的1种或2种以上。下面就限定上述成分范围的理由进行叙述。 
Nb通过在热轧中析出的Nb碳化物、Nb碳氮化物，抑制再结晶后的奥氏体晶粒的晶粒生长。另外，Nb还是在热轧后的热处理工序中，在通过由析出于珠光体组织的铁素体相中的Nb碳化物、Nb碳氮化物所产生的析出强化而使珠光体组织的延展性得以提高、同时提高强度方面有效的元素。另外，Nb还是再加热时稳定地生成碳化物和碳氮化物、从而防止焊接接头热影响区的软化的元素。但是，在低于0.002％时，不能期待该效果，不能看到珠光体组织的硬度的提高和延展性的改善。另外，当添加超过0.050％时，则生成粗大的Nb碳化物或Nb氮化物，从而使钢轨钢的延展性降低。因此，Nb含量优选设定为0.002～0.050％。 
Cr是使珠光体的平衡相变点上升、结果使珠光体组织变得微细、从而有助于高硬度(强度)化，同时通过强化渗碳体相而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高、由此提高耐磨性的元素。但是，低于0.05％时，其效果较小。如果超过2.00％而过剩添加，则淬透性显著增加，大量生成马氏体组织，从而使钢轨钢的延展性降低。因此，Cr含量优选设定为0.05～2.00％。 
Mo与Cr同样，是使珠光体的平衡相变点上升、结果使珠光体组织变得微细、从而有助于高硬度(强度)化，并使珠光体组织的硬度(强度)得以提高的元素。但是，低于0.01％时，其效果较小，完全不能看到使钢轨钢的硬度得以提高的效果。另外，如果超过0.50％而过剩添加，则珠光体组织的相变速度显著降低，容易生成对钢轨钢的延展性有害的马氏体组织。因此，Mo含量优选设定为0.01～0.50％。 
B在原奥氏体晶界形成铁碳硼化物，从而使初析渗碳体组织的生成微细化。同时，B也是通过降低珠光体相变温度对冷却速度的依赖性，使头部的硬度分布均匀化，由此防止钢轨的延展性降低，从而谋求高寿命化的元素。但是，在低于0.0001％时，其效果并不充分，不能看到在初析渗碳体组织的生成和钢轨头部的硬度分布方面得到改善。另外，如果添加超过0.0050％，则在原奥氏体晶界生成粗大的铁的碳硼化物，钢轨钢的延展性和韧性大大降低。因此，B的含量优选设定为0.0001～0.0050％。 
Co是固溶于珠光体组织中的铁素体中，通过固溶强化而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高的元素。再者，Co还是增加珠光体的相变能、使珠光体组织变得微细，由此使延展性得以提高的元素。但是，在低于0.10％时，不能期待该效果。另外，如果添加超过2.00％，则珠光体组织中的铁素体相的延展性显著降低，从而钢轨钢的延展性显著降低。因此，Co含量优选设定为0.10～2.00％。 
Cu是固溶于珠光体组织中的铁素体中，通过固溶强化而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高的元素。但是，在低于0.05％时，不能期待该效果。另外，如果添加超过1.00％，则由于淬透性显著提高，因而容易生成对钢轨头部的耐磨性和钢轨钢的延展性有害的马氏体组织。再者，珠光体组织中的铁素体相的延展性显著降低，从而钢轨钢的延展性降低。因此，Cu含量优选设定为0.05～1.00％。 
Ni是防止因Cu的添加所引起的热轧时的脆化、同时通过对铁素体的固溶强化而谋求珠光体钢的高硬度(强度)化的元素。但是，在低于0.01％时，其效果明显地小。另外，如果添加超过1.00％，则珠光体组织中的铁素体相的延展性显著降低，从而钢轨钢的延展性降低。因此，Ni含量优选设定为0.01～1.00％。 
Mg在与O或者S、Al等结合而形成微细的氧化物或硫化物，在热轧的再加热工序中抑制晶粒的晶粒生长，谋求奥氏体晶粒的微细化，从而使珠光体组织的延展性得以提高方面有效的元素。再者，MgO、MgS使MnS微细分散，在MnS的周围形成Mn的希薄带，有助于珠光体相变的生成。其结果是，Mg也是在通过使珠光体块尺寸微细化，从而提高珠光体组织的延展性方面有效的元素。但是，低于0.0005％时，其效果较小。另外，当添加超过0.0200％时，则生成Mg的粗大氧化物，从而使钢轨钢的延展性降低。因此，Mg含量优选设定为0.0005～0.0200％。 
Ca与S的结合力较强，以CaS的形式形成硫化物，而且CaS使MnS微细分散，在MnS的周围形成Mn的希薄带，有助于珠光体相变的生成。其结果是，Ca也是在通过使珠光体块尺寸微细化，从而提高珠光体组织的延展性方面有效的元素。但是，低于0.0005％时，其效果较小。当添加超过0.0150％时，则生成Ca的粗大氧化物，从而使钢轨钢的延展性降低。 因此，Ca含量优选设定为0.0005～0.0150％。 
Al是作为脱氧剂有用的成分。另外，还是使共析相变温度向高温侧移动，使共析碳量向高碳侧移动的元素，也是在珠光体组织的高强度化和初析渗碳体组织的生成抑制方面有效的元素。但是，低于0.0050％时，其效果较小。当添加超过1.00％时，在钢中固溶变得困难，生成成为疲劳损伤的起点的粗大的氧化铝系夹杂物，使钢轨钢的延展性降低，同时在焊接时生成氧化物，使焊接性显著降低。因此，Al含量优选设定为0.0050～1.00％。 
Zr的作为夹杂物的ZrO2与奥氏体的点阵匹配性良好，因而奥氏体成为作为凝固初晶的高碳钢轨钢的凝固核。因此，Zr是通过提高凝固组织的等轴晶化率，抑制铸坯中心部的偏析带的形成，并抑制在钢轨偏析部生成的初析渗碳体组织的生成的元素。然而，在Zr量低于0.0001％时，ZrO2系夹杂物的数量较少，从而作为凝固核不能表现出充分的作用。其结果是，在偏析部生成初析渗碳体组织，从而使钢轨钢的延展性降低。另外，当Zr量超过0.2000％时，则大量生成粗大的Zr系夹杂物，从而使钢轨钢的延展性降低。因此，Zr含量优选设定为0.0001～0.2000％。 
另外，除上述成分以外，作为在钢轨钢中以杂质的形式含有的元素，有P和S。 
P是使钢轨钢的延展性劣化的元素，当含有超过0.035％时，则其影响变得不能忽视。因此，P的含量优选设定为0.035％以下。优选为0.020％以下。 
S是主要以夹杂物(MnS等)的形态在钢中存在，引起钢的脆化(延展性的降低)的元素。特别地，当S含量超过0.035％时，则不能忽视对脆性的不良影响。因此，S的含量优选设定为0.035％以下。优选为0.020％以下。 
由上述的成分组成构成的热轧用钢坯采用以下的方法进行制造。在转炉、电炉等通常使用的熔化炉中进行熔炼，从而制作出钢水。采用铸锭-开坯法或者连续铸造法对该钢水进行铸造，从而得到热轧用钢坯。 
(2)制造条件 
下面就制造本发明钢轨时的制造条件进行说明。 
本发明钢轨的制造方法具有热轧钢坯以进行钢轨成形的工序、以及接着实施热处理(加热、冷却)的工序。热轧的工序具有对钢坯进行再加热的工序、和对钢坯进行精轧的工序。 
(a)加热温度 
在热轧时的钢轨轧制用钢坯的再加热工序中，对于再加热温度并没有特别的限定，但再加热温度如果低于1200℃，则在铸造后的冷却中析出的粗大的Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物未固溶，从而轧制时不能在奥氏体中微细析出。结果，不能实现奥氏体晶粒生长的抑制。因此，所述加热温度优选为1200℃以上，进而为了使粗大的Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物在钢中充分地固溶，更优选的是1200℃以上的保持时间在40分钟以上。 
在钢轨轧制用钢坯的再加热工序中，溶解于钢中的Ti和V在热轧时的精轧工序的最终精轧中，压下时导入至奥氏体中的应变可以成为核生成位点，从而使其微细且大量地析出。但是，如果最终精轧温度超过1100℃，则Ti系析出物的生成也缓慢，即便使其利用热轧所产生的应变而析出，析出物也粗大化，从而奥氏体晶粒的生长抑制效果消失。另外，如果在低于850℃的温度下进行轧制，则容易生成非常微细的析出物，从而不能获得钉扎效应。因此，并不是抑制奥氏体晶粒生长，而是产生再结晶抑制效果，从而不能得到均匀的组织。因此，优选在850～1100℃之间实施最终精轧。另外，即使在该温度区域，也是精轧温度越低，Ti系析出物越微细地析出。 
(b)精轧温度的限定理由 
就在本发明中，对于由式(2)算出的值TC，将精轧温度限定为TC-25≤FT≤TC+25(式(3))的理由进行说明。 
对于在钢轨轧制用钢坯于热轧前的加热工序中溶解于钢中的Ti、V，在热轧时于奥氏体中以Ti系析出物(TiC、TiN、Ti(C，N))、V系析出物(VC、VN、V(C，N))或者Ti-V複合析出物的形式析出，从而抑制奥氏体晶粒生长。再者，通过将精轧工序的轧制温度控制在析出物容易生成的温度范围内，便能够使微细的析出物析出，从而进一步抑制奥氏体晶粒生长。这是因为热轧时导入至奥氏体中的应变成为核生成位点(析 出物容易生成的部位)。 
但是，析出物容易生成的温度范围不仅因作为析出物形成元素的Ti、V的添加量而变化，而且也受到为使钢轨具有耐磨性而添加的C量所左右。 
<实验3> 
于是，本发明人利用实验，就C量、Ti量、V量和析出物容易生成的温度范围之间的关系进行了详细的研究。首先，制作出了C量1.2％、Si量0.50％、Mn量0.60％、Ti量0.005％、V量0.04％(V/Ti＝8.0)、N量0.0036％的钢轨轧制用钢坯。将该钢坯在1280℃、保温60min的条件下进行再加热。接着，在热轧的精轧工序中，在精轧温度为900～1040℃范围内的各种值、最终2个道次的断面积减少率的合计值为8％的条件下实施轧制。然后，从800℃的奥氏体区域到600℃以6℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而得到钢轨。冷却后，进行了拉伸试验。图3在钢轨钢的拉伸试验结果中，表示了精轧温度和总延伸率之间的关系。如图3所示，钢的总延伸率值在某一一定的温度范围上升。对各自的精轧温度条件下的奥氏体晶粒组织进行了观察，结果总延伸率上升的钢与其它钢相比较，奥氏体晶粒组织变细。可以认为其原因在于：总延伸率上升的精轧温度是Ti系析出物、V系析出物或者Ti和V的复合析出物容易生成的温度区域，因而以最终精轧时导入的位错为析出位点而微细地析出，从而奥氏体晶粒生长的抑制效果増大。 
<实验4> 
接着，制作出了C量1.2％、Si量0.90％、Mn量0.50％、Ti量0.007％、V量0.055％(V/Ti＝7.9)、N量0.0028％的钢轨轧制用钢坯。将该钢坯在1280℃、保温60min的条件下进行再加热。接着，在热轧的精轧工序中，在精轧温度为900～1040℃范围内的各种值、最终2个道次的断面积减少率的合计值为8％的条件下实施轧制。然后，从790℃的奥氏体区域到580℃以7℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而得到钢轨。冷却后，进行了拉伸试验。图4在钢轨钢的拉伸试验结果中，表示了精轧温度和总延伸率之间的关系。如图4所示，钢的总延伸率值在某一一定的温度范围上升。然而，峰值温度与图3相比向高温侧移动。可以认为其原因在 于：与实验3所使用的钢坯相比，Ti量和V量较高，因而Ti系析出物、V系析出物或者Ti和V的复合析出物容易生成的温度区域向高温侧移动。 
<实验5> 
进而制作出了C量0.9％、Si量0.40％、Mn量0.80％、Ti量0.005％、V量0.04％(V/Ti＝8.0)、N量0.0030％的钢轨轧制用钢坯。将该钢坯在1280℃、保温60min的条件下进行再加热。接着，在热轧的精轧工序中，在精轧温度为900～1040℃范围内的各种值、最终2个道次的断面积减少率的合计值为8％的条件下实施轧制。然后，从780℃的奥氏体区域到630℃以5℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而得到钢轨。冷却后，进行了拉伸试验。图5在钢轨钢的拉伸试验结果中，表示了精轧温度和总延伸率之间的关系。如图5所示，钢的总延伸率值在某一一定的温度范围上升。然而，Ti量和V量虽然与实验1的例子同量，但总延伸率值表现出峰值的轧制温度与实验3的例子相比位于低温度侧。可以认为其原因在于：即使Ti量和V量与实验3的例子相同，但由于C量较低，因而析出物的生成温度向低温度侧移动。 
从以上的结果发现：在制造含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.001～0.01％、V：0.005～0.20％以及N＜0.0040％，将V量和Ti量之比V/Ti设定为5～20的钢轨时，为了抑制热轧后的奥氏体晶粒生长，从而提高延展性，有必要根据C量、Ti量、V量的不同而将精轧工序中的精轧温度控制在某一范围内。 
于是，本发明人以实验数据为基础，解析了C量、Ti量、V量和精轧工序中优选的精轧温度之间的关系。其结果是，对于由包含C量、Ti量、V量的式(2)所算出的值(TC)，如果精轧工序中的精轧温度(FT)在TC-25≤FT≤TC+25(式(3))的范围内，则以在精轧工序的最终轧制时所导入的位错为核生成位点，使Ti系析出物、V系析出物或者Ti和V的复合析出物微细地析出。因此，与FT在规定的范围外的情况相比较，可以更加抑制奥氏体晶粒生长。在FT超过TC+25的情况下，析出物的生成非常缓慢，即便使其利用轧制所产生的应变而析出，析出物也粗大化，从而使奥氏体晶粒的生长效果消失。另外，如果在低于850℃的 温度下进行轧制，则容易生成非常微细的析出物，从而不能获得钉扎效应。另外，并不是抑制奥氏体晶粒生长，而是产生再结晶抑制效果，从而不能得到均匀的组织。因此，优选在850～1100℃的范围实施精轧。此外，进一步优选将精轧工序中的精轧温度(FT)控制为TC-15≤FT≤TC+15。 
TC＝850+35×[C]+1.35×104×[Ti]+180×[V]    式(2) 
(c)精轧工序中最终2个道次的断面积减少率的限定理由 
对于由式(4)所算出的值RC，优选将精轧工序中的最终2个道次的断面积减少率的合计值控制为RC-5≤FR≤RC+5(式(5))。下面就其理由进行说明。 
如前所述，在钢轨轧制用钢坯的加热工序中溶解于钢中的Ti和V在精轧工序中的最终轧制时，能够以导入至奥氏体中的位错作为析出位点，使微细的Ti系析出物(TiC、TiN、Ti(C，N))、V系析出物(VC、VN、V(C，N))或者Ti-V复合析出物得以析出。但是，析出物的生成速度大大地受到C量、Ti量、V量的影响，因而本发明人认为精轧工序中的最终2个道次的断面积减少率的合计值存在最合适的范围。 
于是，本发明人就C量、Ti量、V量和析出物容易生成的精轧工序中的最终2个道次的断面积减少率的合计值的范围之间的关系进行了详细的研究。 
<实验6> 
首先，制作出了含有C量1.0％、Si量0.50％、Mn量0.50％、Ti量0.006％、V量0.08％(V/Ti＝13.3)、N量0.0029％的钢轨轧制用钢坯。将该钢坯在1280℃、保温60min的条件下进行再加热。接着，在精轧温度为960℃(在由式(2)决定的优选的轧制温度范围内)、最终2个道次的断面积减少率的合计值为各种值的条件下实施精轧。然后，从750℃的奥氏体区域到570℃以6℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而得到钢轨。图6在钢轨钢的拉伸试验的结果中，表示了最终2个道次的断面积减少率的合计值和总延伸率之间的关系。如图6所示，钢的总延伸率值在某一一定的最终2个道次的断面积减少率的合计值的范围内上升。对各自的轧制条件的奥氏体晶粒组织进行了观察，结果总延伸率上升的钢与其 它钢相比较，原奥氏体晶粒组织变细。可以认为其原因在于：在析出物容易生成的温度范围内，伴随着精轧工序的最终2个道次的断面积减少率的增加，导入至奥氏体中的位错的密度上升，析出得以促进，从而析出物更加微细且大量地生成。 
另一方面，关于总延伸率没有提高的钢，可以认为是因为在断面积减少率的合计值较低的情况下，不能得到用于更加促进析出、并微细且大量地生成析出物的位错密度的增加。再者，如果观察断面积减少率的合计值较高时的组织，则可以确认是一般认为受到了一部分加工的奥氏体没有再结晶而残存下来的组织。可以认为其原因在于：由于与断面积减少率的合计值的增加相伴的位错密度的上升，与总延伸率得以提高的钢相比，析出物微细且大量地生成，由此，再结晶受到抑制。 
<实验7> 
接着，制作出了含有C量1.3％、Si量0.40％、Mn量0.30％、Ti量0.008％、V量0.15％(V/Ti＝18.8)、N量0.0023％的钢轨轧制用钢坯。将该钢坯在1280℃、保温60min的条件下进行再加热。接着，在精轧温度为1030℃(在由式(2)决定的优选的轧制温度范围内)、最终2个道次的断面积减少率的合计值为各种值的条件下实施精轧。然后，从810℃的奥氏体区域到600℃以7℃/sec的冷却速度实施加速冷却，从而得到钢轨。图7在钢轨钢的拉伸试验的结果中，表示了最终2个道次的断面积减少率的合计值和总延伸率之间的关系。如图7所示，与实验6的例子同样，钢的总延伸率值在某一一定的最终2个道次的断面积减少率的合计值的范围内上升。但是，总延伸率得以提高的断面积减少率的合计值的范围与实验6的例子相比，向低值侧移动。可以认为其原因在于：由于C量、Ti量、V量的增加，析出物的生成得以促进，因而即使较低的断面积减少率也可以获得效果。 
由以上的结果发现：本发明人在制造含有C：超过0.85％～1.40％、Ti：0.001～0.01％、V：0.005～0.20％，且将V量和Ti量之比V/Ti设定为5～20的钢轨时，在精轧工序中，对于由包含C量、Ti量、V量的式(2)所算出的值(TC)，有必要将精轧温度(FT)控制在TC-25≤FT≤TC+25(式(3))的范围内，且将最终2个道次的断面积减少率的合计值 控制在由C量、Ti量、V量決定的某一范围内。 
于是，本发明人以实验数据为基础，解析了C量、Ti量、V量和精轧工序中优选的最终2个道次的断面积减少率的合计值之间的关系。其结果是，对于由包含C量、Ti量、V量的式(4)所算出的值(RC)，如果精轧工序中最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)在RC-5≤FR≤RC+5(式(5))的范围内，则在精轧工序中的最终轧制时，由于导入至奥氏体中的位错的密度上升，析出得以促进，从而析出物更加微细且大量地生成。由此，可以抑制奥氏体晶粒生长。如果FR超过RC+5，则与将FR控制在式(5)的范围内的情况相比，在最终2个道次的轧制中导入至奥氏体中的位错密度增加。由此，析出物更加微细且大量地生成，奥氏体的再结晶受到抑制，从而成为不均匀的组织。如果FR小于RC-5，则更加促进析出，从而不能得到用于微细且大量地生成析出物的位错密度。如果将最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)控制为RC-3≤FR≤RC+3，则是更优选的。 
RC＝35-13×[C]-600×[Ti]-20×[V]    式(4) 
(d)热轧后的冷却 
关于使用冷却设备从奥氏体温度区域进行加速冷却时的热处理开始温度，并没有特别的限定，但如果钢轨头部表面的加速冷却速度的开始温度低于700℃，则在加速冷却前开始珠光体相变，从而片晶间隔变得粗大。由此，不能谋求钢轨头部的高硬度化，从而不能确保耐磨性。另外，根据钢的碳含量和合金成分的不同，生成初析渗碳体组织，从而钢轨头部表面的延展性降低。因此，优选将钢轨头部表面的加速冷却速度的开始温度设定为700℃以上。 
关于精轧后的冷却，并没有特别的限定，但如果为低于0.5℃/sec的缓慢冷却，则在精轧中析出的Ti系析出物、V系析出物或者Ti和V的复合析出物发生粗大化，由此，有可能减弱析出物抑制奥氏体晶粒生长的效果。另外，如果冷却速度低于2℃/sec，则根据成分体系的不同，在加速冷却途中的高温区域生成初析渗碳体组织，从而钢轨的韧性和延展性降低。另外，在加速冷却途中的高温区域开始珠光体相变，生成硬度较低的珠光体组织，从而高强度化变得困难。另一方面，如果冷却速度 超过30℃/sec，则即便使用空气和喷雾等中的任一种冷却介质，其冷却速度也不会稳定，冷却停止温度的控制变得困难。因此，在过冷却的作用下，在达到实施加速冷却的装置之前，开始珠光体相变，从而成为低硬度的珠光体。因此，为了在精轧后将析出物的粗大化、奥氏体的晶粒生长抑制在最小限度的水平，冷却速度的范围优选为0.5～30℃/sec。此外，如果低于800℃，则奥氏体的晶粒生长几乎不会发生，因而从晶粒生长的角度考虑，上述精轧后的冷却可以直至800℃。 
再者，如果在超过650℃的温度区域停止加速冷却，则在此后的保温区域中，硬度低的珠光体组织大量生成，从而高强度化变得困难。另一方面，如果在低于550℃的温度区域停止加速冷却，则在此后的保温区域中，容易生成对钢轨的耐磨性有害的贝氏体组织。因此，加速冷却的停止温度优选在550～650℃的范围内。 
下面就本发明的钢轨的金属组织进行说明。 
本发明钢轨的头部的金属组织优选仅由珠光体组织构成。但是，根据成分体系、进而加速冷却条件的选择的不同，在钢轨柱部、头表面部、头部内部、底部的珠光体组织中，有时混入微量的初析铁素体组织、贝氏体组织和马氏体组织之中的1种或2种以上。但是，这些组织即使微量混入，也不会对钢轨的特性产生不良影响，因而作为延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨，以钢轨横断面的面积率计，即使含有直至5％左右的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织之中的1种或2种以上也没关系。 
另外，关于本发明钢轨的钢中的Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物的尺寸，并没有特别的限制，但在这些析出物的平均粒径超过100nm的情况下，或者在平均粒径低于10nm的情况下，不能实现因钉扎产生的充分的奥氏体晶粒生长的抑制。因此，将析出物的平均粒径优选设定为10～100nm的范围。 
再者，即使生成10nm～100nm的析出物，但在其密度低于每1mm250,000个的情况下，也没有奥氏体晶粒生长的抑制效果，因而延展性不会提高。另一方面，在超过每1mm2500,000个的情况下，珠光体组织的变形受到约束，因而延展性反而降低。因此，本发明钢轨的钢中的Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物优选在每1mm250,000～500,000个的范围内。
这里，就Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物的密度和尺寸的测定方法进行说明。 
析出物的密度采用以下的方法进行测定。由钢轨钢的任意场所制作萃取复型试样或者薄膜试样。使用透射型电子显微镜（TEM）对该试样进行观察，对于至少1000μm2以上的面积，测定10nm～100nm的析出物的个数。将该测定结果换算为每单位面积的个数。例如，在以2万倍的放大倍数将1个视场设定为100mm×80mm而进行观察的情况下，由于每1个视场的观察面积为20μm2，所以至少就50个视场进行观察。如果此时的100nm以下的析出物个数在50个视场（1000μm2）中为100个，则粒子密度可以换算为每1mm2100,000个。 
下面，析出物的尺寸采用以下的方法进行测定。采用上述的复型法等进行观察，可以测定求出Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物的平均粒径。在析出物接近圆球状的情况下，将与析出物相等的球的直径作为平均粒径。形状不是圆球状、而是椭圆体、长方体的析出物的平均粒径设定为长径（长边）和短径（短边）的平均值。 
另外，观察时，析出物是Ti系析出物、V系析出物或者Ti-V复合析出物之中的哪一种，通过采用附属于TEM的能量分散型X射线光谱分析装置（EDX）进行的组成分析、和采用TEM进行的电子射线衍射图像的晶体结构解析等加以判別。 
（实施例） 
以下，就本发明的实施例进行说明。 
表1表示了实施例所使用的钢轨或钢坯的成分表。此外，钢轨的构成如下。 
（1）本发明钢轨（17根）： 
符号A～M以及O～R：C、Si、Mn、Ti、N在上述成分范围内、且以质量%计V/Ti之比在5～20的范围内的钢轨。 
（2）比较钢轨（16根）： 
符号a～k：C、Si、Mn、Ti、V、N的添加量在上述请求保护的范围外的钢轨(比较钢轨1：11根)。 
符号l～q：C、Si、Mn、Ti、V、N在上述成分范围内，但以质量％计的V/Ti之比在5～20的范围外的钢轨(比较钢轨2：6根)。 
表1 
对于具有表1的成分的钢轨轧制用钢坯，在转炉中进行成分调整，然后采用连续铸造法进行铸造而制作。 
具有表1的成分的本发明钢轨、比较钢轨1、比较钢轨2采用以下的方法进行制造。将具有表1的成分的钢轨轧制用钢坯在1280℃的再加热温度下加热保持80分钟。接着，在热轧的最终精轧工序中，在最终精轧温度为870℃、最终2个道次的断面积减少率的合计值约为27％的条件下实施轧制。热轧后，从780℃开始以8℃/sec的冷却速度进行加速冷却，直至钢轨的表面温度达到560℃，从而制造出钢轨。 
对所制造的钢轨的头表面下2mm位置的显微组织进行了观察。另外，从头面下5mm的位置采集拉伸试验片，进行拉伸试验而测定了总延伸率值。所得到的结果如表2以及表3所示。另外，总延伸率值和碳量之间的关系图表示在图8和图9中。 
此外，拉伸试验条件如下。 
(1)头部拉伸试验 
试验：万能小型拉伸试验 
试验片形状：与JIS Z 22014号相 
试验片采集位置：头表面5mm下(图10) 
平行部长度：25mm，平行部直径：6mm，延伸率测定点间：21mm 
拉伸速度：10mm/min，试验温度：常温(20℃) 
表2 
表3 
如表2所示，本发明钢轨钢(符号A～K)与比较钢轨钢1(符号a～k)相比较，由于将C、Si、Mn、Ti、V、N的添加量控制在某一一定范围内，因而可以得到不会生成对钢轨的延展性产生不良影响的初析渗碳体组织、马氏体组织以及粗大的析出物等，而是现出延展性优良的珠光体组织的钢轨。在比较钢轨1的符号g、i中，由于Ti或者V的添加量低于本发明所规定的范围，因而抑制奥氏体晶粒生长的析出物的密度不足。因此，延展性的提高较弱。 
如表3所示，在比较钢轨钢2(符号l～q)中，C、Si、Mn、Ti、V、N在本发明的范围内。另外，符号l～q的钢轨钢分别具有与符号A、C、G、H、L、M的钢轨钢相同的C、Si、Mn、N量。但是，在符号l～q的钢轨钢中，V和Ti的添加量之比、V/Ti的值在本发明所规定的范围外。因此，V系析出物的生成温度与Ti系析出物的生成温度不同，即使利用在热轧的最终精轧时导入的应变，也不能得到与本发明钢同等的析出物的生成。由此，由于不能充分抑制奥氏体晶粒生长，因而不会提高延展性。V/Ti的值在5～20的范围内的钢轨与除Ti和V以外的成分相同、而 V/Ti的值在5～20的范围外的钢轨相比较，总延伸率提高5％以上。具体地说，当分别比较符号A和符号l、C和m、G和n、H和o、L和p、M和q时，总延伸率在延伸率的比率中提高5％以上。 
接着采用以下的方法，制造了表4的编号1～8的钢轨。 
在表4的精轧温度(FT)下，对表1所示的符号A、B、D、G、I、K、L、M的钢轨轧制用钢坯进行了热轧。此外，在所有的钢轨中，最终2个道次的断面积减少率的合计值设定为25％。 
在所有的钢轨中，精轧工序中的精轧温度(FT)对于由式(2)所算出的值TC，控制在TC-25≤FT≤TC+25的范围内。 
如表4所示，通过将FT的值控制在由式(3)所限定的范围内(TC-25≤FT≤TC+25)，与FT的值在本发明所限定的范围外的表1的钢轨相比，总延伸率得以提高。 
表4 
接着采用以下的方法，制造了表5的编号9～15的钢轨。 
以表5的精轧温度(FT)以及最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)对表1所示的符号C、E、F、H、J、L、M的钢轨轧制用钢坯进行了热轧。 
在所有的钢轨中，精轧工序中的精轧温度(FT)对于由式(2)所算 出的值TC，在TC-25≤FT≤TC+25的范围内。另外，最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)对于由式(4)所算出的值RC，控制在RC-5≤FT≤RC+5的范围内。 
如表5所示，通过将精轧温度(FT)控制在本发明所限定的范围内，而且将最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)控制在由式(5)所限定的范围内，总延伸率便得以进一步提高。 
根据本发明，通过将C、Si、Mn、Ti、V、N的含量控制在某一一定的范围内，进而将V和Ti的添加量之比控制在式(1)的范围内，便使奥氏体晶粒生长得到抑制(珠光体组织的微细化)。由此，可以提高延展性，从而可以稳定地制造现出延展性优良的珠光体组织的钢轨。再者，在对将V和Ti的添加量之比控制在式(1)的范围内的钢坯进行热轧时，对于由式(2)所算出的值TC，将精轧温度(FT)控制在TC-25≤FT≤TC+25的范围内，对于由式(4)所算出的值RC，将最终2个道次的断面积减少率的合计值(FR)控制在RC-5≤FR≤RC+5的范围内。由此，可以进一步稳定地制造现出延展性优良的珠光体组织的钢轨。 
产上的可利用性 
本发明的珠光体系高碳钢钢轨虽然为了改善耐磨性而含有较多的碳，但可以谋求延展性的改善、以及使用寿命的提高。因此，可以优选适用于重载荷铁道用钢轨。 

Claims (3)

1.一种延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨，其特征在于：其以质量％计，含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.003～0.01％、V：0.005～0.20％以及N：0.0024～0.0039％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
Ti和V的含量满足下式(1)的范围，
而且钢轨头部为珠光体组织；
Ti系析出物、V系析出物或Ti-V复合析出物的平均粒径为10nm～100nm，
Ti系析出物、V系析出物或Ti-V复合析出物的密度为每1mm250,000～500,000个，
5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20式(1)。
2.一种延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨的制造方法，其特征在于：
具有对钢轨轧制用钢坯进行热轧的工序，
所述钢坯以质量％计，含有C：超过0.85％～1.40％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.10～2.00％、Ti：0.003～0.01％、V：0.005～0.20％以及N：0.0024～0.0039％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，Ti和V的含量满足下式(1)的范围；
而且进行所述热轧的精轧，以便对于所述钢坯的由包含以质量％为单位的碳量[C]、以质量％为单位的V量[V]以及以质量％为单位的Ti量[Ti]的下式(2)表示的值TC，以℃为单位的精轧温度FT在下式(3)所表示的范围内，由此，制造Ti系析出物、V系析出物或Ti-V复合析出物的平均粒径为10nm～100nm、且Ti系析出物、V系析出物或Ti-V复合析出物的密度为每1mm250,000～500,000个的珠光体系高碳钢钢轨；
5≤[V(质量％)]/[Ti(质量％)]≤20式(1)，
TC＝850+35×[C]+1.35×104×[Ti]+180×[V]式(2)，
TC-25≤FT≤TC+25式(3)。
3.根据权利要求2所述的延展性优良的珠光体系高碳钢钢轨的制造方法，其特征在于：进行所述精轧，以便对于所述钢坯的由包含以质量％为单位的碳量[C]、以质量％为单位的V量[V]以及以质量％为单位的Ti量[Ti]的下式(4)表示的值RC，以％为单位的最终2个道次的断面积减少率的合计值FR在下式(5)所表示的范围内；
RC＝35-13×[C]-600×[Ti]-20×[V]式(4)
RC-5≤FR≤RC+5式(5)。
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