CN107208217A

CN107208217A - 钢轨

Info

Publication number: CN107208217A
Application number: CN201680006514.5A
Authority: CN
Inventors: 上田正治; 棚桥拓也; 宫崎照久
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-01-23
Filing date: 2016-01-22
Publication date: 2017-09-26
Anticipated expiration: 2036-01-22
Also published as: ES2796328T3; BR112017015008A2; CA2973678C; EP3249069A4; AU2016210107B2; US20170369975A1; EP3249069B1; CN107208217B; RU2666811C1; CA2973678A1; WO2016117689A1; AU2016210107A1; US10494704B2; JP6341298B2; EP3249069A1; JPWO2016117689A1

Abstract

本发明涉及一种钢轨，其具有规定的化学成分，且满足1.00＜Mn/Cr≤4.00以及0.30≤0.25×Mn+Cr≤1.00；其中，以头部外廓表面为起点至深度25mm的范围的组织含有95％以上的珠光体组织，而且所述组织的硬度在Hv350～480的范围，在处于以所述头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的横断面，平均粒径为5～20nm的V的碳‑氮化物是每1.0μm²被检测面积存在50～500个，由处于以所述头部外廓表面为起点的深度为2mm的位置的硬度减去处于以所述头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的硬度所得到的值是Hv0～Hv40。

Description

钢轨

技术领域

本发明涉及一种钢轨，其是货运铁道所使用的高强度钢轨，而且是耐磨性以及耐内部疲劳损伤性优良的钢轨。

本申请基于2015年1月23日提出的日本专利申请特愿2015-011006号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

伴随着经济的发展，正在进行煤炭等天然资源的新的开发。具体地说，正在迄今为止未开发的自然环境严酷的地域进行天然资源的开采。与之相伴随，在输送资源的货运铁道中，轨道环境变得明显苛刻。其结果是，对于钢轨，也逐渐要求在迄今为止以上的耐磨性了。

另外，近年来，货运铁道正在进行铁道运输的进一步过密化，从钢轨头部内部(以未使用钢轨的形状进行换算，距头部外廓表面深度为20～30mm的位置)产生的疲劳损伤逐渐变得令人担心了。

从这样的背景出发，逐渐要求对提高耐磨性以及耐内部疲劳损伤性的高强度钢轨进行开发了。

为了改善钢轨的耐磨性，例如开发出了专利文献1～2所示的高强度钢轨。这些钢轨的主要特征在于：为了提高耐磨性，通过热处理而使珠光体组织中的片晶间隔微细化，从而增加钢的硬度；或者增加钢的碳含量，从而增加珠光体组织中的片晶中的渗碳体相的体积比率。

具体地说，专利文献1公开了如下内容：通过从奥氏体区域温度开始在850～500℃间以1～4℃/sec对轧制结束后或者再加热过的钢轨头部进行加速冷却，从而可以提供一种耐磨性优良的钢轨。

另外，专利文献2公开了如下内容：通过使用过共析钢(C：超过0.85％～1.20％)，增加珠光体组织中的片晶中的渗碳体体积比率，从而可以提供一种耐磨性优良的钢轨。

根据专利文献1或者2所公开的技术，通过由珠光体组织中的片晶间隔的微细化带来的高硬度化、或者珠光体组织中的片晶中的渗碳体相的体积比率的增加，可以谋求一定范围的耐磨性的提高。

然而，在专利文献1以及2所公开的高强度钢轨中，不能抑制内部疲劳损伤的发生。

针对上述课题，例如提出了专利文献3或4所示的高强度钢轨。这些钢轨的主要特征在于：为了提高耐磨性、而且提高耐内部疲劳损伤性，添加微量的合金而控制珠光体相变，或者使微量的合金在珠光体组织中析出，从而使头部内部的硬度得以提高。

具体地说，专利文献3公开了如下内容：通过在过共析钢(C：超过0.85％～1.20％)中添加B，由此对头部内部的珠光体的相变温度进行控制，从而使头部内部的硬度得以提高。另外，专利文献4公开了如下内容：通过在过共析钢(C：超过0.85％～1.20％)中添加V和N，从而在珠光体组织中析出V的碳氮化物，由此使头部内部的硬度得以提高。

根据专利文献3或者4的技术，可以通过增加珠光体组织中的片晶中的渗碳体相的体积比率而谋求耐磨性的提高，同时可以通过头部内部的珠光体相变温度的控制和珠光体组织的析出强化而提高头部内部的硬度，从而在某一一定范围内谋求耐内部疲劳损伤性的提高。然而，在专利文献3以及4的技术中，由于是以碳含量较多的过共析钢(C：超过0.85％～1.20％)为基的成分体系，因而珠光体组织自身的韧性较低，从而在头部内部有可能发生脆性的开裂。因此，对于近年来要求的在苛刻轨道环境下的使用，不能得到充分的特性，从而成为课题的是耐内部疲劳损伤性的进一步提高。另外，在专利文献3以及4的技术中，因制造条件的变动等而不会充分提高硬度，从而也存在耐内部疲劳损伤性有可能降低的课题。

针对这样的课题，例如专利文献5提出了使作为钢轨所需要的耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的新的高强度钢轨。该钢轨的主要特征在于：为提高珠光体组织的韧性而降低碳含量，进而为提高耐内部疲劳损伤性而添加微量的合金，通过析出硬化而使头部内部的硬度得以提高。具体地说，在专利文献5中，通过以珠光体组织的韧性优良的共析钢(C：0.73～0.85％)为基，对Mn和Cr的含量加以控制，进而添加V、N，从而使头部内部的硬度得以提高。

然而，在专利文献5所公开的技术中，即使进行Mn和Cr的含量的控制，也根据制造条件的不同，生成对耐磨性有害的贝氏体组织和马氏体组织等异常组织。再者，即使添加V以及N，并对V和N之比进行控制，V的氮化物的粒径及其分布的控制也是不充分的，头部内部的硬度的上升变得过剩，不能获得头部内部的硬度的充分上升，从而发生内部疲劳损伤。因此，成为课题的是防止异常组织的生成以及耐磨性的提高，进而是V系析出物的稳定生成以及耐内部疲劳损伤性的提高。

如上所述，对于能够用于轨道环境苛刻的货运铁道的、耐磨性以及耐内部疲劳损伤性优良的高强度钢轨，目前尚未提供。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭63-023244号公报

专利文献2：日本特开平8-144016号公报

专利文献3：日本专利第3445619号公报

专利文献4：日本专利第3513427号公报

专利文献5：日本特开2009-108396号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述的问题点而研究出来的，特别地，其课题在于提供一种轨道环境苛刻的货运铁道的钢轨所要求的耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的钢轨。

用于解决课题的手段

(1)本发明的一方式涉及一种钢轨，其以质量％计，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和杂质，且满足下述式a以及式b；其中，以头部外廓表面为起点至深度25mm的范围的组织含有95％以上的珠光体组织，而且所述组织的硬度在Hv350～480的范围，在处于以所述头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的横断面，平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物是每1.0μm²被检测面积存在50～500个，由处于以所述头部外廓表面为起点的深度为2mm的位置的硬度减去处于以所述头部外廓表面为起点的深度为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中记载的元素符号为各元素的以质量％计的含量。

(2)根据上述(1)所述的钢轨，其中，在所述V的碳-氮化物中，当将碳的原子数设定为CA、氮的原子数设定为NA时，所述CA相对于所述NA之比即CA/NA也可以进一步为0.70以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢轨，其中，也能够以质量％计，含有选自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种或2种以上。

发明的效果

根据本发明的上述方式，通过对钢轨钢(成为钢轨的原材料的钢)的合金成分、组织、V的碳-氮化物的个数加以控制，对头部表面和头部内部的硬度、头部表面和头部内部的硬度之差进行控制，进而对V的碳-氮化物的组成加以控制，从而可以使钢轨的耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高。另外，这样的钢轨可以在货运铁道使用时，大大提高钢轨的使用寿命。

附图说明

图1是表示等温相变(isothermal transformation)温度与硬度以及金属组织之间的关系的图。

图2是表示式1中规定的Mn/Cr的值和金属组织之间的关系的图。

图3是表示式2中规定的0.25×Mn+Cr的值和钢轨头部硬度之间的关系的图。

图4是表示粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的每单位面积(1.0μm²)的个数(个/μm²)和钢轨头部硬度之间的关系的图。

图5是表示碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)、与转动疲劳试验下的V的碳-氮化物周围的微小开裂的有无之间的关系的图。

图6是表示本实施方式的钢轨在头部断面表面位置的名称以及需要珠光体组织的区域的图。

图7是表示磨损试验片的采集位置的图。

图8是表示磨损试验的概要的图。

图9是表示转动疲劳试验的概要的图。

具体实施方式

下面就本发明的一实施方式的耐磨性以及耐内部疲劳损伤性优良的钢轨(有时称为本实施方式的钢轨)进行详细的说明。下面，组成中的质量％仅记载为％。

本实施方式的钢轨具有以下的特征。

(i)具有规定的化学组成，且满足1.00＜Mn/Cr≤4.00、以及0.30≤0.25×Mn+Cr≤1.00。

(ii)以头部外廓表面为起点至深度25mm的范围的组织含有95％以上的珠光体组织，而且所述组织的以维氏硬度计的硬度在Hv350～480的范围。

(iii)在处于以头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的横断面，平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物是每1.0μm²被检测面积存在50～500个。

(iv)由处于以头部外廓表面为起点的深度为2mm的位置的硬度减去处于以头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的硬度所得到的值是Hv0～Hv40。

(v)优选在所述V的碳-氮化物中，当将碳的原子数设定为CA、氮的原子数设定为NA时，所述CA相对于所述NA之比即CA/NA进一步为0.70以下。

＜金属组织以及珠光体组织的必要范围的限定理由＞

在本实施方式的钢轨中，在以头部外廓表面为起点的至少25mm深度的范围内，需要将95％(面积率)以上设定为珠光体组织。

首先，就将珠光体组织以面积率计设定为95％以上的理由进行说明。

在与车轮接触的钢轨头部，耐磨性的确保是最重要的。本发明人对金属组织和耐磨性之间的关系进行了调查，结果确认珠光体组织的耐磨性最为优良。另外，珠光体组织即使合金元素的含量较少，也容易得到硬度(强度)，而且耐内部疲劳损伤性也优良。于是，出于使耐磨性以及耐内部疲劳损伤性得以提高的目的，将珠光体组织的面积率限定为95％以上。在珠光体面积率低于95％时，耐磨性以及耐内部疲劳损伤性不会充分提高。

接着，就将珠光体组织以95面积％以上的比例含有的金属组织(包含珠光体的组织)的必要范围限定为从头部外廓表面(头部角落部以及头顶部的表面)至以头部外廓表面为起点的至少25mm深度的范围的理由进行说明。

含有所述珠光体组织的组织的范围如果以头部外廓表面为起点而低于25mm，则考虑到使用时的磨损，作为钢轨头部的耐磨性和耐内部疲劳损伤性所要求的区域是不充分的，不能充分提高耐磨性以及耐内部疲劳损伤性，其结果是，充分的钢轨使用寿命的提高变得困难。为了进一步提高耐磨性、耐内部疲劳损伤性，优选将以头部外廓表面为起点而至深度为30mm左右设定为含有珠光体组织的组织。

在此，图6示出了本实施方式的钢轨在头部断面表面位置的名称、以及需要含有珠光体组织的组织的区域。首先，所谓钢轨头部，如图6的符号3所示，是指在从断面观察钢轨时，比在钢轨的高度方向中央变细的部分更靠上侧的部分。另外，钢轨头部3具有头顶部1、和处在所述头顶部1的两端位置的头部角落部2。头部角落部2的一方为主要与车轮接触的轨距角(G.C.：gage corner)部。而且所谓头部外廓表面，是指在钢轨头部3中，将使钢轨直立时面向上侧的头顶部1的表面、和头部角落部2的表面合在一起的面。头顶部1和头部角落部2的位置关系处于头顶部1位于钢轨头部的宽度方向大致中央、头部角落部2位于头顶部1的两侧的关系。

将以头部角落部2以及头顶部1的表面(头部外廓表面)为起点至深度25mm处的范围称为头表部(3a、斜线部)。如图6所示，如果在以头部角落部2以及头顶部1的表面(头部外廓表面)为起点至深度25mm处的头表部3a配置含有规定硬度的珠光体组织的组织(珠光体组织以95面积％以上的比例含有的金属组织)，则可以谋求钢轨的耐磨性以及耐内部疲劳损伤性的提高。

因此，含有珠光体组织的组织优选配置在钢轨主要与车轮接触、且要求耐磨性和耐内部疲劳损伤性的头表部3a，对于不需要这些特性的头表部以外的部分，珠光体组织的面积率也可以为95％以上，但也可以不为95％以上。

另外，本实施方式的钢轨的头表部3a的金属组织如果珠光体组织的面积率为95％以上，则除珠光体组织以外，也可以混入以面积率计为5％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织和马氏体组织等。即使混入这些组织，只要在5％以下，就不会对头部表面的耐磨性、头部内部的耐内部疲劳损伤性产生大的不良影响。换句话说，本实施方式的钢轨的钢轨头部的金属组织以面积率计，只要头表部的95％以上为珠光体组织即可，为了充分提高耐磨性和耐内部疲劳损伤性，优选将钢轨头部的头表部的金属组织的98％以上设定为珠光体组织。珠光体的面积率也可以为100％。

以头部外廓表面为起点至25mm的深度范围的珠光体面积率可以采用以下的方法求出。也就是说，在200倍的光学显微镜的视场下对金属组织进行观察，决定各金属组织的面积后，可以决定珠光体组织的面积率。另外，作为所述光学显微镜的视场，使用10个视场(10个部位)以上，可以将面积率的平均值用作观察部位的面积率。

金属组织的评价方法如下所示。

事前处理：对样品进行金刚石研磨后，实施3％硝酸乙醇侵蚀处理

组织观察：光学显微镜(200倍)

视场：10个以上

组织判断：采用金属组织学的教科书(例如《入門·金属材料の組織と性質材料を生かす熱処理と組織制御”：日本热处理技术协会)等进行判断，不清楚时进行SEM观察

比率判断：测定各组织的面积，计算视场内的面积率，将整个视场的平均值作为该部位的代表值。此外，组织的面积率的计算可以采用如下的方法求出：以上述的组织判断为基础，将规定的组织用连续的线包围，通过图像分析求出该线内的区域的面积，进而计算出该面积与整个观察视场的面积之比率。

在本实施方式的钢轨中，只要以头部外廓表面为起点的2mm深度的位置、和以头部外廓表面为起点的25mm深度的位置这两者的珠光体组织的面积率为95％以上，就可以说以头部外廓表面为起点的至少25mm深度的范围的金属组织的95％以上为珠光体组织。

＜含有珠光体组织的组织的硬度的限定理由＞

接着，就本实施方式的钢轨中，将含有珠光体组织的组织的硬度限定为Hv350～480的范围的理由进行说明。

本发明人就含有为确保钢轨的耐磨性以及耐内部疲劳损伤性所需要的珠光体组织的金属组织的硬度进行了研究。具体地说，使用具有0.80％C-0.50％Si-0.70％Mn-0.50％Cr-0.0150％P-0.0120％S的成分的钢材(共析钢)，通过轧制以及热处理，试制出使钢轨头部的硬度发生变化的钢轨。而且对于该试制钢轨，进行了基于从钢轨头部采集的试验片的磨损试验、和使用实际钢轨的转动疲劳试验，对钢轨头部的硬度与耐磨性以及耐表面损伤性之间的关系、进而对硬度与耐内部疲劳损伤性之间的关系进行了调查。结果确认：在钢轨头部，为了确保耐磨性、耐表面损伤性，进而确保耐内部疲劳损伤性，需要将处于以头部外廓表面为起点至深度25mm的范围的含有珠光体组织的金属组织的硬度控制在Hv350～480的范围。

含有珠光体组织的组织的硬度在低于Hv350时，磨损得以发展，钢轨头部所要求的耐磨性的确保变得困难。另外，在头部内部，疲劳开裂发生并传播，从而耐内部疲劳损伤性降低。另外，珠光体组织的硬度如果超过Hv480，则由于含有珠光体组织的组织的脆化，在头部表面的与车轮接触的头部外廓表面发生微小的开裂，从而耐表面损伤性的确保变得困难。因此，将含有珠光体组织的组织的硬度限定在Hv350～480的范围。

关于含有珠光体组织的组织的硬度的测定，在测定场所(例如以头部外廓表面为起点的深度为2mm的位置)测定10点(10个部位)以上，将其平均值采用作为该位置的硬度值。这是因为在本实施方式的钢轨中，珠光体组织以面积率计占有95％以上，但在5％以下的范围存在其它组织(初析渗碳体、初析铁素体、马氏体、贝氏体等)，因而可能有时1点的测定不能代表含有珠光体组织的组织的硬度。

硬度的测定条件如下所示。

装置：维氏硬度计(载荷98N)

测定用试验片采集：从钢轨头部的横断面切出

事前处理：采用平均粒径为1μm的金刚石磨粒对横断面进行研磨

测定方法：按照JIS Z 2244进行测定

测定：10点以上

硬度：将测定点的平均值设定为在其深度位置的代表值

在本实施方式的钢轨中，只要以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置、和以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置这两者的硬度是Hv350～480，就可以说以头部外廓表面为起点的至少25mm深度的范围的硬度是Hv350～480。

＜头部表面(以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置)的硬度和头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)的硬度之差的限定理由＞以及＜平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数的限定理由＞

接着，就将头部表面和头部内部的硬度之差(由以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置的硬度减去以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置的硬度所得到的值)限定为Hv0～Hv40的理由、以及在处于以头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的横断面，将平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物限定为每1.0μm²被检测面积50～500个的理由进行说明。

本发明人使用图9所示的转动疲劳试验机，对于以前的钢轨，将试验片形状设定成全长为2m的141磅钢轨8，将车轮9设定为直径920mm的AAR型，将载荷设定为径向：50～300kN、轴向力：20kN，润滑设定为(干+油(间歇给油))，在将循环次数设定为最大200万次的条件下进行钢轨的转动疲劳试验，在试验后对头部内部的疲劳损伤的生成状况进行了详细的调查。

结果确认：头部内部发生了开裂。头部内部的开裂由于对钢轨的基本性能产生很大的影响，因而为确保安全性，需要对其加以防止。本发明人对消除该开裂的方法进行了研究。

本发明人为了降低因与车轮的接触而产生的头部内部的应变的集中，对进一步提高头部内部的硬度、降低头部表面和头部内部的硬度之差、在头部的断面内尽可能使材料强度均匀化进行了研究。另外，为了进一步提高头部内部的硬度，可以认为生成在珠光体组织中的铁素体相中析出的V的碳-氮化物是有效的，从而对在珠光体组织的铁素体相中容易析出的V的碳-氮化物的控制进行了研究。

对于以具有0.80％C-0.50％Si-0.50％Mn-0.40％Cr-0.0150％P-0.0120％S的成分的钢材(共析钢)为基、使V含量在0.01～0.20％、N含量在0.0040～0.0200％的范围发生变化的钢材，进行钢轨轧制以及用于促进V的碳-氮化物的生成的热处理，从而对头部内部的析出物以及头部的硬度进行了调查。热处理在轧制结束后，进行加速冷却和控制冷却。试验条件如下所示。

[实际钢轨轧制、热处理试验]

●钢成分

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和杂质)

●钢轨形状

141磅(重量：70kg/m)。

●轧制-热处理条件

最终轧制温度(头部外廓表面)：950℃。

热处理条件：轧制→自然放冷→加速冷却+控制冷却

加速冷却条件(头部外廓表面)：以3℃/sec的冷却速度冷却至800～590℃

控制冷却条件(头部外廓表面)：加速冷却停止后，在580～640℃的温度区域保持100～200sec，然后放冷

控制冷却时的温度保持：反复进行加速冷却的执行、停止，根据来自钢轨内部的回流换热而进行加速冷却，从而控制温度

[V的碳-氮化物的调查方法]

●事前处理：钢轨切断从横断面采集样品，实施薄膜加工或者萃取复型采集(通过电解浸蚀或者化学浸蚀而使析出物露出，然后用薄膜进行剥取的方法)

●采集位置：头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)

●测定方法

装置：透射型电子显微镜

放大倍数：5万～50万

观察视场数：20个视场

析出物的选定：使用薄膜或者萃取复型试样，采用透射电子显微镜(TEM)确定生成于珠光体组织中的铁素体相中的析出物。采用基于能量分散型X射线光谱法装置(EDX)的组成分析、或者基于TEM的电子衍射图像的晶体结构解析，对该析出物进行成分分析，并进行V碳-氮化物的判定。在判定时，对于各析出物，将除V以外还同时检测出碳或氮的析出物作为评价对象。评价对象的析出物至少含有V和碳、V和氮、V和碳与氮，也可以含有其它的合金元素。

析出物的粒径测定：求出上述评价对象的析出物的面积，以与面积相当的圆的直径计算平均粒径。

评价：根据上述计算的结果，选定粒径为5～20nm的析出物，对规定直径的V碳-氮化物数进行计数，将其换算为每单位面积的数量，求出其平均值。

[钢轨头部的硬度的测定方法以及测定条件]

●硬度的测定

装置：维氏硬度计(载荷98N)

测定用试验片采集：从钢轨头部的横断面切出样品。

事前处理：采用平均粒径为1μm的金刚石磨粒对横断面进行研磨。

测定方法：按照JIS Z 2244进行测定。

●硬度的计算

头部表面：在距头部外廓表面深度为2mm的任意位置进行20点的测定，将其平均值设定为头部表面的硬度。

头部内部：在距头部外廓表面深度为25mm的任意位置进行20点的测定，将其平均值设定为头部内部的硬度。

就在进行过轧制以及热处理的钢轨的头部内部生成的析出物与头部的硬度之间的关系进行了详细的调查，结果可知：通过V以及N的含有、进而通过轧制后的热处理条件的控制，可以在珠光体组织中生成某一一定量的V的碳-氮化物。另外，如图4所示，已经确认通过对平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数加以控制，头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)的硬度得以大大提高。再者，已经确认在头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)，通过将平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数控制为50～500个(/μm²)，可以将头部内部的硬度控制在低于头部表面的水平，而且可以将头部表面和头部内部的硬度差降低至Hv40以下。

接着，为了验证该硬度差的效果，使用图9所示的转动疲劳试验机，将试验片形状设定成全长为2m的141磅钢轨8，将车轮9设定为直径920mm的AAR型，将载荷设定为径向：50～300kN、轴向力：20kN，润滑设定为(干+油(间歇给油))，在将循环次数设定为最大200万次的条件下进行钢轨的转动疲劳试验，对试验后的头部内部的疲劳损伤的生成状况进行了详细的调查。

其结果是，已经确认在将硬度差控制为Hv40以下的钢轨的头部内部，没有上述开裂的残存而使钢轨的内部疲劳损伤性得以大大提高。

如上所述，在头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)，通过将平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数控制为50～500个/μm²，可以将头部内部的硬度控制在低于头部表面的水平，而且可以将头部表面和头部内部的硬度差降低至Hv40以下。另外，在将硬度差控制为Hv40以下的钢轨的头部内部，没有上述开裂的残存而使钢轨的内部疲劳损伤性得以大大提高。

因此，在以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置的横断面中，将平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数密度设定成每1.0μm²被检测面积为50～500个(即50～500个/μm²)，将头部表面的硬度和头部内部的硬度之差(头部表面的硬度-头部内部的硬度)设定成Hv40以下。

平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的生成量如果每1.0μm²被检测面积低于50个，则头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)的硬度的上升并不充分，不能看到耐内部疲劳损伤性的提高。另一方面，V的碳-氮化物的个数密度如果每1.0μm²被检测面积超过500个，则头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)的硬度的上升变得过剩，头部内部的硬度比头部表面更为增加，由车轮接触等外力产生的钢轨的应变在头部表面的低硬度的区域集中。其结果是，在头部表面产生微小的开裂，从而耐表面损伤性降低。因此，将在以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置存在的平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物限定为每1.0μm²被检测面积50～500个(即50～500个/μm²)。

另外，在钢轨头部，冷却速度因断面的各部位的不同而不同。一般地说，硬度显示出随着从头部表面进入头部内部而降低的分布。如果头部表面的硬度和头部内部的硬度之差超过Hv40，则在钢轨头部的断面内，材料强度的变化明显增大，与之相伴随，由车轮接触等外力产生的钢轨的应变在头部内部的低硬度的区域集中。其结果是，在头部内部产生并残留微小的开裂，从而耐内部疲劳损伤性的更进一步提高变得困难。

此外，上述的硬度之差表示头部表面和头部内部的硬度之差。一般地说，如上述那样，随着从头部表面进入头部内部，硬度得以降低。因此，头部表面的硬度和头部内部的硬度之差取正的值。但是，如果因热处理条件的控制不良等而在头部表面生成贝氏体组织，则头部内部的硬度有时比头部表面的硬度更加上升。其结果是，头部表面的硬度和头部内部的硬度之差有时取负的值。即使在此情况下，也与V的碳-氮化物过剩生成的情况同样，由车轮接触等外力产生的钢轨的应变在头部表面的低硬度的区域集中。其结果是，在头部表面产生微小的开裂，从而耐表面损伤性降低。

选择以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置作为头部表面、选择以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置作为头部内部的原因在于：它们是作为产品钢轨的最明显地显示出耐磨性和耐内部疲劳损伤性的位置。通过对上述位置的硬度和这些位置的硬度之差进行控制，便可以提高本实施方式的钢轨的耐磨性和耐内部疲劳损伤性。硬度的测定方法如上所示。硬度的测定位置可以任意地进行选择，以便在满足条件的限度内，可以得到代表从钢轨的头顶部延续到头部角落部的整个范围的数值。

＜V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)的限定理由＞

本发明人从进一步提高安全性的角度考虑，就长期使用时的特性的提高对策进行了研究。就进行过疲劳试验的钢轨进行了详细的观察，结果确认：在V的碳-氮化物的周围有时产生微小的开裂。本发明人对消除该微小的开裂的方法进行了研究。

于是，本发明人就V的碳-氮化物的组成和在其周围产生的微小开裂之间的关系进行了详细的调查。调查方法如下所示。

[微小开裂的调查方法]

●样品制作

将钢轨切断，从头部内部的以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置进行样品制作。

●事前处理：对断面进行金刚石研磨。

●观察方法

装置：扫描型电子显微镜

放大倍数：1万～10万

观察位置：对平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的周围进行详细观察

(平均粒径的测定方法设定为与上述同样。)

[V的碳-氮化物的组成调查方法]

●试样采集位置：头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)

●事前处理：采用FIB(聚焦离子束)法加工针试样(10μm×10μm×100μm)

●测定机：3维原子探针(3DAP)法

●测定方法

对针试样施加电压，从而从其顶端释放出金属离子，采用坐标检测机对该金属离子进行检测。通过离子飞行时间确定元素的种类，通过检测的坐标确定3维的元素位置和原子数。

电压：DC、脉冲(脉冲比20％以上)

试样温度：40K以下

●V的碳-氮化物的碳和氮的原子数之比的计算

使用上述的元素位置和量的信息而计算V的碳-氮化物的碳含量和氮含量。由3DAP的结果对V的碳-氮化物中含有的碳、氮各自的原子数进行计数。由该结果计算碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)。

●测定数量：设定为5点以上，将它们的平均值设定为代表值。

调查的结果，确认通过V的碳-氮化物的碳含量和氮含量的组合，使开裂的发生状况大大地发生变化。进一步详细调查的结果，发现微小开裂的生成与V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)相关，并具有随着碳化物的增加，V的碳-氮化物的硬度增加，周围母相的裂纹生成量增多的倾向。进行进一步调查的结果，如图5所示，确认通过将碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)控制为0.70以下，微小开裂的生成便得以消除。

根据这些结果，发现为了抑制并防止头部内部的开裂以及微小开裂的生成，从而进一步提高钢轨的基本性能，除了控制V的碳-氮化物的个数以外，还优选对成为开裂起点部的V的碳-氮化物的组成加以控制。

＜钢轨的化学成分的限定理由＞

在本实施方式的钢轨中，就钢轨钢(成为钢轨的原材料的钢材)的化学成分的限定理由进行详细的说明。

C：0.75～0.85％

C是对促进珠光体相变、而且确保耐磨性有效的元素。如果C含量低于0.75％，则在本成分体系中，不能维持钢轨所要求的最低限度的强度和耐磨性。另外，生成初析铁素体组织而使耐磨性大幅度降低。再者，生成容易在头部内部产生疲劳开裂的软质的初析铁素体组织，从而容易发生内部疲劳损伤。另一方面，如果C含量超过0.85％，则珠光体组织自身的韧性降低，在头部内部产生脆性的开裂，从而耐内部疲劳损伤性降低。另外，在头部内部容易生成初析渗碳体组织，从珠光体组织和初析渗碳体组织的界面产生疲劳开裂，从而容易发生内部疲劳损伤。因此，将C含量设定为0.75～0.85％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐内部疲劳损伤性，优选将C含量设定为0.80～0.85％。

Si：0.10～1.00％

Si是在珠光体组织中的铁素体相内固溶，使钢轨头部的硬度(强度)上升，从而提高耐磨性的元素。然而，在Si含量低于0.10％时，则不能充分地得到这些效果。另一方面，如果Si含量超过1.00％，则热轧时大量生成表面缺陷。再者，淬透性显著增加，在钢轨头部生成马氏体组织，从而使耐磨性降低。因此，将Si含量设定为0.10～1.00％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐磨性和耐内部疲劳损伤性，优选将Si含量设定为0.20～0.80％。

Mn：0.30～1.20％

Mn是提高淬透性，使珠光体相变稳定化，同时使珠光体组织的片晶间隔微细化，确保珠光体组织的硬度，从而使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得到更进一步提高的元素。然而，在Mn含量低于0.30％时，不能看到耐磨性的改善。另外，生成容易在头部内部产生疲劳开裂的软质的初析铁素体组织，从而耐内部疲劳损伤性的确保变得困难。另一方面，如果Mn含量超过1.20％，则淬透性显著增加，在钢轨头部生成马氏体组织，从而使耐磨性和耐表面损伤性降低。因此，将Mn含量设定为0.30～1.20％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐磨性和耐内部疲劳损伤性，优选将Mn含量设定为0.40～1.00％。

Cr：0.20～0.80％

Cr是使平衡相变温度上升，增加过冷度而使珠光体组织的片晶间隔微细化，从而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高的元素。片晶间隔的微细化以及珠光体组织硬度的提高有助于耐磨性以及耐内部疲劳损伤性的提高。然而，在Cr含量低于0.20％时，其效果较小，不能得到提高钢轨钢硬度的效果。另一方面，如果Cr含量超过0.80％，则淬透性显著增加，在钢轨头部生成贝氏体组织和马氏体组织，从而使耐磨性和耐表面损伤性降低。因此，将Cr含量设定为0.20～0.80％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐磨性和耐内部疲劳损伤性，优选将Cr含量设定为0.40～0.75％。

V：0.01～0.20％

V是在热轧后的冷却过程中以V碳-氮化物的形式析出，通过析出硬化而提高珠光体组织的硬度(强度)，从而在头部内部使耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。然而，在V含量低于0.01％时，在珠光体组织的铁素体相中析出的微细的碳-氮化物的个数较少，从而不能看到头部内部的硬度(强度)的提高。另一方面，如果V含量超过0.20％，则微细的V的碳-氮化物的数量变得过剩，头部内部的硬度比头部表面更加增加，由车轮接触等外力产生的钢轨的应变在头部表面的低硬度的区域集中。其结果是，在头部表面产生微小的开裂，从而耐表面损伤性降低。因此，将V含量设定为0.01～0.20％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐内部疲劳损伤性，优选将V含量设定为0.03～0.10％。

N：0.0040～0.0200％

N是通过与V同时含有而在热轧后的冷却过程中促进V碳-氮化物析出的元素。如果V碳-氮化物析出，则珠光体组织的硬度(强度)提高，从而耐内部疲劳损伤性得以提高。然而，在N含量低于0.0040％时，在珠光体组织的铁素体相中析出的微细的碳-氮化物的个数较少，从而不能看到头部内部的硬度(强度)的提高。另一方面，如果N含量超过0.0200％，则难以使N固溶于钢中。在此情况下，生成成为疲劳损伤起点的气泡，从而容易产生内部疲劳损伤。因此，将N含量设定为0.0040～0.0200％。为了使珠光体组织的生成稳定化，从而提高耐内部疲劳损伤性，优选将N含量设定为0.0060～0.0150％。

P：0.0250％以下

P是在钢中不可避免地含有的元素(杂质)，可以通过在转炉中进行的精炼而控制其含量。P含量越低越优选，但如果P含量超过0.0250％，则珠光体组织脆化，在头部内部产生脆性的开裂，从而耐内部疲劳损伤性降低。因此，将P含量限制为0.0250％以下。P含量的下限并没有进行限定，但考虑到在精炼工序中的脱磷能力，可以认为P含量在0.0050％左右实际上成为制造时的界限。

S：0.0250％以下

S是在钢中不可避免地含有的元素(杂质)，可以通过在铁液锅中进行的脱硫而控制其含量。S含量越少越优选，但如果S含量超过0.0250％，则容易生成粗大的MnS系硫化物的夹杂物，在头部内部因夹杂物的周围的应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，将S含量限制为0.0250％以下。S含量的下限并没有进行限定，但考虑到在精炼工序中的脱硫能力，可以认为S含量在0.0050％左右实际上成为制造时的界限。

本实施方式的钢轨以含有上述的化学成分、剩余部分包括Fe和杂质作为根本。然而，以谋求因珠光体组织的硬度(强度)的增加而引起的耐磨性以及耐内部疲劳损伤性的提高、韧性的提高、焊接热影响区的软化的防止、头部内部的断面硬度分布的控制为目的，也可以根据需要在后述的范围内进一步含有选自Mo、Co、B、Cu、Ni、Nb、Ti、Mg、Ca、REM、Zr、Al元素之中的1种或2种以上以代替剩余部分的Fe的一部分。具体地说，Mo使平衡相变点上升，使珠光体组织的片晶间隔微细化，从而使硬度得以提高。Co使磨损面的片晶组织微细化，从而使磨损面的硬度得以提高。B使珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低，从而使钢轨头部的硬度分布变得均匀。Cu固溶于珠光体组织中的铁素体中，使硬度得以提高。Ni使珠光体组织的韧性和硬度得以提高，同时防止焊接接头热影响区的软化。Nb、Ti通过在热轧和热轧后的冷却过程中生成的碳化物或氮化物的析出硬化来提高珠光体组织的疲劳强度。另外，再加热时稳定地生成碳化物和氮化物，从而防止焊接接头热影响区的软化。Mg、Ca、REM使MnS系硫化物微细分散，从而使由夹杂物生成的内部疲劳损伤降低。Zr通过提高凝固组织的等轴晶化率而抑制铸坯中心部的偏析带的形成，从而抑制初析渗碳体组织和马氏体组织的生成。因此，为了获得上述的效果，也可以含有这些元素。这些元素即使在后述的范围以下含有，也不会损害本实施方式的钢轨的特性。这些元素由于未必需要含有，因而其下限为0％。

Mo：0.01～0.50％

Mo是使平衡相变温度上升，增加过冷度而使珠光体组织的片晶间隔微细化，从而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高，作为其结果，使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。然而，在Mo含量低于0.01％时，其效果较小，不能得到提高钢轨钢硬度的效果。另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则相变速度显著降低，在钢轨头部生成马氏体组织，从而使耐磨性降低。因此，在含有的情况下，优选将Mo含量设定为0.01～0.50％。

Co：0.01～1.00％

Co是固溶于珠光体组织的铁素体相中，使与车轮接触的滚动面正下方的珠光体组织的片晶组织微细化，从而使珠光体组织的硬度(强度)得以提高，作为其结果，使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。然而，在Co含量低于0.01％时，不会促进片晶组织的微细化，从而不能获得耐磨性和耐内部疲劳损伤性的提高效果。另一方面，如果Co含量超过1.00％，则上述的效果达到饱和，从而不能谋求与含量相对应的片晶组织的微细化。另外，因合金添加成本的增大而使经济性降低。因此，在含有的情况下，优选将Co含量设定为0.01～1.00％。

B：0.0001～0.0050％

B是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而使珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低的元素。另外，B是通过上述的效果而赋予钢轨从头部外廓表面至内部更加均匀的硬度分布，从而使钢轨高寿命化的元素。然而，在B含量低于0.0001％时，其效果并不充分，从而不能看到钢轨头部在硬度分布上的改善。另一方面，如果B含量超过0.0050％，则生成粗大的铁碳硼化物，使脆性破坏变得冗长，从而使钢轨的韧性降低。因此，在含有的情况下，优选将B含量设定为0.0001～0.0050％。

Cu：0.01～1.00％

Cu是固溶于珠光体组织的铁素体相中，通过固溶强化而使硬度(强度)得以提高，从而提高耐磨性和耐内部疲劳损伤性的元素。但是，在Cu含量低于0.01％时，不能获得其效果。另一方面，如果Cu含量超过1.00％，则因淬透性的显著提高而在钢轨头部生成马氏体组织，从而使耐磨性降低。因此，在含有的情况下，优选将Cu含量设定为0.01～1.00％。

Ni：0.01～1.00％

Ni是提高珠光体组织的韧性，同时通过固溶强化而提高硬度(强度)，从而使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。再者，还是在焊接热影响区，与Ti复合而使Ni₃Ti的金属间化合物微细析出，从而通过析出强化而使软化受到抑制的元素。另外，Ni是在含Cu钢中抑制晶界脆化的元素。然而，在Ni含量低于0.01％时，这些效果明显地小。另一方面，如果Ni含量超过1.00％，则因淬透性的显著提高而在钢轨头部生成马氏体组织，从而使耐磨性降低。因此，在含有的情况下，优选将Ni含量设定为0.01～1.00％。

Nb：0.0010～0.0500％

Nb是在热轧后的冷却过程中以Nb碳化物和/或Nb氮化物的形式析出，通过析出硬化而提高珠光体组织的硬度(强度)，从而使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。另外，在再加热至Ac1点以下的温度区域的热影响区，使Nb的碳化物和Nb氮化物从低温度区域至高温度区域稳定地生成，从而是对防止焊接接头的热影响区的软化有效的元素。然而，在Nb含量低于0.0010％时，不能获得这些效果，从而不能看到珠光体组织的硬度(强度)的提高。另一方面，如果Nb含量超过0.0500％，则Nb的碳化物和氮化物的析出硬化变得过剩，珠光体组织自身发生脆化，从而钢轨的耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将Nb含量设定为0.0010～0.0500％。

Ti：0.0030～0.0500％

Ti是在热轧后的冷却过程中以Ti碳化物和/或Ti氮化物的形式析出，通过析出硬化而提高珠光体组织的硬度(强度)，从而使耐磨性和耐内部疲劳损伤性得以提高的元素。另外，在焊接时的再加热中，利用析出的Ti碳化物、Ti氮化物不会发生熔化，使加热至奥氏体区域的热影响区的组织微细化，从而是对防止焊接接头部的脆化有效的成分。然而，在Ti含量低于0.0030％时，这些效果较少。另一方面，如果Ti含量超过0.0500％，则生成粗大的Ti碳化物和Ti氮化物，通过应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将Ti含量设定为0.0030～0.0500％。

Mg：0.0005～0.0200％

Mg是与S键合而形成微细的硫化物，MgS使MnS微细分散，缓和应力集中，从而使耐内部疲劳损伤性得以提高度的元素。但是，在低于0.0005％时，其效果较弱，如果添加超过0.0200％，则生成Mg的粗大氧化物，通过应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将Mg含量设定为0.0005～0.0200％。

Ca：0.0005～0.0200％

Ca是与S的键合力较强，从而形成CaS(硫化物)的元素。该CaS使MnS微细分散，缓和应力集中，从而使耐内部疲劳损伤性得以提高。然而，在Ca含量低于0.0005％时，其效果较弱。另一方面，如果Ca含量超过0.0200％，则生成Ca的粗大氧化物，通过应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将Ca含量设定为0.0005～0.0200％。

REM：0.0005～0.0500％

REM是脱氧-脱硫元素，如果含有，则生成成为Mn硫化物系夹杂物的生成核的REM硫氧化物(REM₂O₂S)。该硫氧化物(REM₂O₂S)由于熔点较高，因而使轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸受到抑制。其结果是，因REM的含有而使MnS微细分散，应力集中得以缓和，从而提高耐内部疲劳损伤性。然而，在REM含量低于0.0005％时，作为MnS系硫化物的生成核并不充分，从而其效果较小。另一方面，如果REM含量超过0.0500％，则生成硬质的REM硫氧化物(REM₂O₂S)，通过应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将REM含量设定为0.0005～0.0500％。

此外，所谓REM，为Ce、La、Pr或者Nd等稀土类金属。上述含量规定为这些所有的REM的含量的合计。只要所有含量的总和在上述范围内，则无论单独、复合(2种类以上)的哪一种形态，都可以得到同样的效果。

Zr：0.0001～0.0200％

Zr与O键合而形成ZrO₂夹杂物。该ZrO₂夹杂物和γ-Fe的点阵匹配性良好，因而ZrO₂夹杂物成为γ-Fe是凝固初晶的高碳钢轨钢的凝固核，通过提高凝固组织的等轴晶化率，使铸坯中心部的偏析带的形成受到抑制。另外，由此，还是抑制产生于钢轨偏析部的马氏体组织的生成的元素。然而，在Zr含量低于0.0001％时，生成的ZrO₂系夹杂物的数量较少，从而显示不出作为凝固核的充分的作用。在此情况下，在偏析部容易生成马氏体组织，不能期待钢轨的耐内部疲劳损伤性的提高。另一方面，如果Zr含量超过0.0200％，则粗大的Zr系夹杂物大量生成，通过应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐内部疲劳损伤性降低。因此，在含有的情况下，优选将Zr含量设定为0.0001～0.0200％。

Al：0.0100～1.00％

Al是作为脱氧材料发挥作用的元素。另外，Al是使共析相变温度向高温侧移动的元素，有助于珠光体组织的高硬度(强度)化，作为其结果，是提高珠光体组织的耐磨性和耐内部疲劳损伤性的元素。然而，在Al含量低于0.0100％时，其效果较弱。另一方面，如果Al含量超过1.00％，则难以使Al固溶于钢中，从而生成粗大的氧化铝系夹杂物。该粗大的Al系夹杂物由于成为疲劳开裂的起点，因而耐内部疲劳损伤性降低。再者，焊接时生成氧化物，使焊接性显著降低。因此，在含有的情况下，优选将Al含量设定为0.0100～1.00％。

＜Mn/Cr值的限定理由＞

在本实施方式的钢轨中，除了各元素的含量以外，需要将Mn含量(Mn)和Cr含量(Cr)之比(式1)的值设定为超过1.00～4.00的范围。下面就其理由进行说明。

本发明人就稳定地生成硬度高的珠光体组织，从而防止马氏体和贝氏体等异常组织的生成的方法进行了研究。具体地说，对基本的合金元素即Mn和Cr的含量对异常组织的生成所产生的影响进行了研究。

首先，制造以具有0.80％C-0.50％Si-Mn·Cr-0.0150％P-0.0120％S的组成的钢材(共析钢)为基、Mn含量为1.0％的钢(Mn钢)和Cr含量为1.0％的钢(Cr钢)这2种钢的试验片，进行等温相变热处理，对相变温度、硬度以及金属组织的关系进行了调查。试验条件如下所示。

[等温相变热处理实验]

●等温相变热处理条件

加热温度以及时间：1000℃×5min

冷却条件：从加热温度开始以30℃/sec的冷却速度冷却至等温相变温度

等温相变条件：等温相变温度500～600℃。保持时间：100～1000sec

等温相变后：加速冷却(以30℃/sec的冷却速度冷却至50℃)

●硬度以及金属组织的评价条件

组织观察

事前处理：对断面进行金刚石研磨后，实施3％硝酸乙醇侵蚀处理

组织观察：采用光学显微镜

硬度测定

装置：维氏硬度计(载荷98N)

事前处理：对断面进行金刚石研磨

图1示出了等温相变温度与硬度以及金属组织之间的关系。

Mn钢(1.0％Mn)与Cr钢(1.0％Cr)相比较，珠光体相变直至低温温度区域是稳定的，确认容易发生珠光体相变。也就是说，Mn钢(1.0％Mn)与Cr钢(1.0％Cr)相比较，确认可以抑制对耐磨性有害的贝氏体组织的生成。另一方面，Cr钢与Mn钢相比较，显示出在同一相变温度下，珠光体组织的硬度较高的倾向。

由这些结果可知：为了获得高硬度的珠光体组织，重要的是Mn含量和Cr含量的平衡，虽然使让珠光体组织的生成稳定化的Mn含量比Cr含量更多，但为了确保硬度，优选的是补充添加Cr的成分设计。

接着，本发明人就Mn含量和Cr含量的最合适的平衡进行了研究。制造以具有0.80％C-0.50％Si-Mn·Cr-0.0150％P-0.0120％S的组成的钢(共析钢)为基，将Mn含量和Cr含量之和设定为1.4％，在此基础上使Mn含量和Cr含量发生变化的钢的试验片。另外，对该试验片进行再现实际钢轨的头部表面(以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置)的冷却的连续冷却热处理，就Mn、Cr的平衡、硬度以及金属组织的关系进行了调查。试验条件如下所示。

[连续冷却热处理实验]

●钢成分

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和杂质)

●连续冷却热处理条件

加热温度以及时间：1000℃×5min

冷却条件：从加热温度开始以3℃/sec的冷却速度冷却至50℃(模拟头部表面的冷却条件)

●硬度以及金属组织的评价条件

组织观察

组织观察：采用光学显微镜进行的观察

硬度测定

装置：维氏硬度计(载荷98N)

事前处理：对断面进行金刚石研磨

图2示出了由Mn、Cr的含量构成的Mn/Cr的值和金属组织之间的关系。如图2所示，在Mn/Cr的值为1.00以下时，Cr含量变得过剩，生成对耐磨性有害的贝氏体组织，进而生成对耐磨性和耐表面损伤性有害的马氏体组织。另一方面，在Mn/Cr的值超过4.00时，Mn含量变得过剩，生成对耐磨性和耐表面损伤性有害的马氏体组织。

由这些结果获得了如下的见解：在头部表面，为了抑制对耐磨性有害的贝氏体组织、以及对耐磨性和耐表面损伤性有害的马氏体组织的生成，从而稳定地获得高硬度的珠光体组织，需要将Mn/Cr的值控制为超过1.00且在4.00以下(即满足1.00＜Mn/Cr≤4.00)。

＜0.25×Mn+Cr的值的限定理由＞

接着，就本实施方式的钢轨中，将Mn含量(Mn)和Cr含量(Cr)之和的值限定为0.30～1.00(0.30≤0.25×Mn+Cr≤1.00)的范围的理由进行说明。

如上所述，Mn以及Cr对珠光体相变的容易程度以及珠光体组织的硬度产生影响。因此，本发明人以将Mn/Cr的值设定成超过1.00且在4.00以下的范围为前提，就Mn以及Cr的含量和珠光体组织的硬度之间的关系进行了调查。具体地说，制造以具有0.80％C-0.50％Si-Mn·Cr-0.0150％P-0.0120％S的钢成分的钢材(共析钢)为基，使Mn含量在0.20～1.20％的范围、Cr含量在0.20～0.80％的范围发生变化的钢的试验片。而且对这些试验片进行再现头部表面(以头部外廓表面为起点的深度2mm的位置)的冷却以及头部内部(以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置)的冷却的连续冷却热处理，就Mn、Cr含量和各自的硬度之间的关系进行了调查。试验条件如下所示。

[连续冷却热处理实验]

●钢成分

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和杂质)

●连续冷却热处理条件

加热温度以及时间：1000℃×5min。

用于再现头部表面的冷却条件：从加热温度开始以3℃/sec的冷却速度冷却至50℃。

用于再现头部内部的冷却条件：从加热温度开始以1℃/sec的冷却速度冷却至50℃。

●硬度以及金属组织的评价条件

组织观察

组织观察：采用光学显微镜进行的观察

硬度测定

装置：维氏硬度计(载荷98N)

事前处理：对断面进行金刚石研磨

对进行过连续冷却热处理实验的钢的含有珠光体组织的组织的硬度和合金量之间的关系进行了分析，结果确认了头部表面以及头部内部的含有珠光体组织的组织的硬度都与由Mn和Cr的含量构成的关系式强烈相关。图3示出了由合金成分的Mn、Cr的含量构成的0.25×Mn+Cr(式2)的值与硬度的关系。

如图3所示，如果将(0.25×Mn+Cr)的值控制为1.00以下，则在头部表面，可以将含有珠光体组织的组织的硬度设定为能够确保耐表面损伤性的Hv480以下。另一方面，如果将(0.25×Mn+Cr)的值控制为0.30以上，则在头部内部，可以将含有珠光体组织的组织的硬度设定为确保耐磨性和耐内部疲劳损伤性所需要的Hv350以上。因此，通过控制钢成分，以便使(0.25×Mn+Cr)的值为0.30～1.00(即满足0.30≤0.25×Mn+Cr≤1.00)，则作为本实施方式的钢轨头部的含有珠光体组织的组织的硬度，可以确保满足耐磨性以及耐内部疲劳损伤性的硬度。

如图3所示，如果0.25×Mn+Cr的值低于0.30，则在头部内部，难以确保用于保证耐内部疲劳损伤性的珠光体组织的必要硬度(Hv350以上)。另外，如果0.25×Mn+Cr的值超过1.00，则在头部表面，珠光体组织的硬度变得过剩(超过Hv480)，珠光体组织自身脆化，在与车轮接触的头部外廓表面产生微小的开裂，从而耐表面损伤性的确保变得困难。

本实施方式的钢轨通过控制钢轨钢的合金成分、组织、头部表面和头部内部的硬度、V的碳-氮化物的个数、头部表面和头部内部的硬度之差，进而控制V的碳-氮化物的组成，便可以提高在货运铁道使用时的钢轨的耐磨性和耐内部疲劳损伤性，从而可以大大提高使用寿命。

接着，就本实施方式的钢轨优选的制造方法进行说明。

本实施方式的钢轨通过具有上述的成分、组织等，不管制造方法如何，都可以得到其效果。然而，根据包含以下所示的工序的制造方法，可以稳定地得到本实施方式的钢轨，因而是优选的。

本实施方式的钢轨采用如下的方法进行制造：采用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼而在上述的范围内进行成分调整，对这样得到的钢水采用制锭-开坯法或者连续铸造法等进行铸造而制成大方坯，对大方坯进行热轧而成形为钢轨形状，在热轧后进行热处理。

在这样的一系列工序中，为了控制钢轨头部的硬度，需要根据钢轨头部的必要硬度，对轧制条件、轧制后的热处理条件加以控制。关于热轧条件、轧制后的热处理条件，为了维持珠光体组织，且控制钢轨头部的组织、头部表面和头部内部的硬度，优选在下述的条件范围进行。此外，头部表面的温度和头部外廓表面的温度大致相等。

●热轧条件

头部外廓表面的最终轧制温度：900～1000℃

最终压下量(断面收缩率)：2～20％

●热轧后的热处理条件(头部外廓表面)：在轧制后自然放冷60～180秒，然后进行加速冷却以及控制冷却

加速冷却(头部外廓表面)

冷却速度：2～8℃/sec

开始温度：750℃以上、停止温度：580～640℃

控制冷却(头部外廓表面)

在加速冷却停止后，将头部外廓表面的温度在580～640℃的范围保持100～200sec，然后进行放冷

控制冷却时的温度保持：根据来自钢轨内部的回流换热而反复进行加速冷却的执行、停止，以达到规定的温度范围的方式进行控制

在控制V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)，以防止在碳-氮化物的周围生成的微小开裂的情况下，优选将上述的加速冷却条件以及控制冷却条件变更为下述的条件。

●热处理条件(头部外廓表面)：在轧制后自然放冷60～180秒，然后进行加速冷却以及控制冷却

加速冷却(头部外廓表面)

冷却速度：2～8℃/sec

开始温度：750℃以上、停止温度：610～640℃

控制冷却(头部外廓表面)

在加速冷却停止后，将头部表面的温度在610～640℃的范围保持100～200sec，然后进行放冷。

首先，就将最终轧制温度(头部外廓表面)优选设定为900～1000℃的范围的理由进行说明。

在最终轧制温度(头部外廓表面)低于900℃时，轧制后的奥氏体晶粒的微细化变得显著。在此情况下，淬透性大幅度降低，从而有时难以确保钢轨头部的硬度。另外，如果最终轧制温度(头部外廓表面)超过1000℃，则轧制后的奥氏体晶粒粗大化，淬透性过剩增加，从而在钢轨头部容易生成对耐磨性有害的贝氏体组织。因此，将最终轧制温度(头部外廓表面)优选设定为900～1000℃的范围。

接着，就将最终压下量(断面收缩率)优选设定为2～20％的范围的理由进行说明。

在最终压下量(断面收缩率)低于2％时，轧制后的奥氏体晶粒粗大化，有时淬透性过剩增加，从而在钢轨头部容易生成对耐磨性有害的贝氏体组织，或者珠光体组织自身的粒径粗大化，有时不能确保作为钢轨所需要的延展性和韧性。另一方面，如果最终压下量(断面收缩率)超过20％，则轧制后的奥氏体晶粒的微细化变得显著，淬透性大幅度降低，从而钢轨头部的硬度的确保变得困难。因此，将最终压下量(断面收缩率)优选设定为2～20％的范围。

对于钢轨头部的轧制条件并没有特别的限定。为了确保钢轨头部的硬度，通过采用通常的钢轨的孔型轧制(caliber rolling)控制最终轧制温度是充分的。轧制方法例如参考日本特开2002-226915号公报等中记载的方法，主要可以得到珠光体组织。也就是说，在对钢坯进行粗轧后，进行多个道次的采用可逆式轧机的中间轧制，接着进行2个道次以上的采用连续轧机的精轧。在精轧的最终轧制时，可以控制在上述的温度范围。

接着，对将加速冷却(头部外廓表面)的冷却速度优选设定为2～8℃/sec的理由进行说明。

如果冷却速度低于2℃/sec，则在加速冷却途中的高温度区域开始珠光体相变。其结果是，在本实施方式的钢轨的成分体系中，在钢轨头部的头表部产生硬度低于Hv350的部位，从而有时难以确保作为钢轨所需要的耐磨性和耐内部疲劳损伤性。另一方面，如果冷却速度超过8℃/sec，则在本实施方式的钢轨的成分体系中，在头表部生成贝氏体组织和马氏体组织，其结果是，令人担心钢轨的耐磨性和韧性的降低。因此，优选将冷却速度设定为2～8℃/sec。

接着，就将加速冷却的开始温度优选设定为750℃以上、将停止温度优选设定为580～640℃的范围的理由进行说明。

如果头部外廓表面的加速冷却的开始温度低于750℃，则在加速冷却前的高温度区域往往生成珠光体组织。在此情况下，不能得到规定的硬度，从而难以确保作为钢轨所需要的耐磨性和耐表面损伤性。另外，在碳含量比较多的钢中生成初析渗碳体组织，珠光体组织发生脆化，从而令人担心钢轨韧性的降低。因此，将开始加速冷却时的钢轨的头部外廓表面的温度优选设定为750℃以上。

另外，如果加速冷却的停止温度超过640℃，则在刚冷却后的高温度区域开始珠光体相变，大量生成硬度较低的珠光体组织。其结果是，不能确保头部的硬度，从而有时难以确保作为钢轨所需要的耐磨性和耐表面损伤性。另外，如果将加速冷却的停止温度设定为低于580℃，则在刚冷却后，有时大量生成对耐磨性有害的贝氏体组织。在此情况下，确保作为钢轨所需要的耐磨性变得困难。因此，将加速冷却的停止温度优选设定为580～640℃的范围。

接着，对于控制冷却优选的条件，就其限定理由进行说明。该工序对V的碳-氮化物的个数、头部表面和头部内部的硬度之差产生较大的影响。

首先，对将加速冷却后的保持温度优选设定为580～640℃的范围的理由进行说明。

如果保持温度超过640℃，则在本实施方式的钢轨的成分体系中，在刚冷却后的高温度区域开始珠光体相变，从而大量生成硬度较低的珠光体组织。其结果是，不能确保头部的硬度，从而难以确保作为钢轨所需要的耐磨性和耐表面损伤性。再者，生成于头部内部的V的碳-氮化物粗大化，由于析出强化的量的降低，令人担心不能获得硬度的提高。另一方面，如果将保持温度设定为低于580℃，则在刚冷却后，大量生成对耐磨性有害的贝氏体组织，其结果是，令人担心难以确保作为钢轨所需要的耐磨性。再者，V的碳-氮化物的生成受到抑制，从而有时不能确保微细的V的碳-氮化物的个数。在此情况下，头部内部的硬度不会提高，从而难以提高耐内部疲劳损伤性。因此，将加速冷却后的保持温度优选设定为580～640℃的范围。

接着，对将进行保持的时间优选设定为100～200sec的范围的理由进行说明。

如果保持时间超过200sec，则珠光体组织的回火在保持中得以发展，从而使珠光体组织软化。其结果是，不能确保头部内部的硬度，从而难以确保作为钢轨所需要的耐磨性和耐内部疲劳损伤性。再者，V的碳-氮化物的生成也不充分，从而不能期待头部内部的硬度的提高。另一方面，在保持时间低于100sec时，V的碳-氮化物的生成并不充分，从而不能确保微细的V的碳-氮化物的个数。其结果是，头部内部的硬度不会提高，从而难以提高耐内部疲劳损伤性。因此，将加速冷却后进行温度保持的时间优选设定为100～200sec。

关于控制冷却时的温度保持方法并没有特别的限定。优选使用空气喷射冷却、喷雾冷却、水和空气的混合喷射冷却、或者这些组合的冷却介质，反复执行钢轨头部外廓表面的冷却以及停止，进行对从钢轨头部内部产生的回流换热加以控制的冷却。具体地说，优选在进行温度保持的温度区域的低温侧使加速冷却停止，看准从钢轨头部内部产生的回流换热而开始冷却，在达到规定的温度范围的下限之前停止冷却。另外，为了控制保持时间，优选反复执行该温度控制。在回流换热量较少的情况下，采用IH线圈等进行加热也是有效的。

为了对V的碳-氮化物的个数、头部表面和头部内部的硬度之差加以控制，在对V碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)进行控制的情况下，在上述的控制冷却中，可以将冷却停止温度以及其后的保持温度设定为610～640℃的范围。

如果进行加速冷却直至低于610℃，则V的碳-氮化物中的碳化物的量增加，使V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)变得难以控制，从而难以防止在V的碳-氮化物的周围产生的微小开裂。因此，在控制(CA/NA)的情况下，将加速冷却后的温度保持优选设定为610～640℃的范围。

关于钢轨头部的热处理冷却介质并没有特别的限定。为了赋予耐磨性以及耐内部疲劳损伤性，对硬度加以控制，为此，优选采用空气喷射冷却、喷雾冷却、水和空气的混合喷射冷却、或者这些组合而对热处理时的钢轨头部的冷却速度进行控制。

(实施例)

下面就本发明的实施例进行说明。

表1～6示出了本发明钢轨的化学成分和诸特性。表1～6示出了化学成分值、由其化学成分值(质量％)计算得到的Mn/Cr值、0.25×Mn+Cr值。在表3以及表4的头部的显微组织中，所谓“珠光体”，表示珠光体组织的面积率为95％以上，也包含混入有以面积率计为5％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织和马氏体组织的组织。

表7～9示出了比较钢轨的化学成分和诸特性。表7～9示出了化学成分值、由其化学成分值(质量％)计算得到的Mn/Cr值、0.25×Mn+Cr值。在表8的头部的显微组织中，所谓“珠光体”，表示珠光体组织时面积率为95％以上，也包含混入有以面积率计为5％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织和马氏体组织的组织。另一方面，记载着珠光体组织以外的组织者，意味着超过5面积％而含有该组织。

表1～6以及表7～9所示的本发明例以及比较例的制造工序以及制造条件的概略如下所示。

●整个工序的概要

钢水→成分调整→铸造(大方坯)→再加热(1250～1300℃)→热轧→热处理(加速冷却以及控制冷却)

另外，本发明例以及比较例的制造条件的概略如下所示。

●热轧条件

最终轧制温度(头部外廓表面)：900～1000℃

最终压下量(断面收缩率)：2～20％

●热处理条件(头部外廓表面)：热轧→自然放冷→加速冷却+控制冷却

加速冷却(头部外廓表面)

冷却速度：2～8℃/sec

加速冷却开始温度：750℃以上。

加速冷却停止温度：580～640℃

控制冷却(头部外廓表面)

在加速冷却停止后，在580～640℃×100～200sec的条件下进行保持，然后放冷

但是，对于表1～6的A20、A22、A24、A26等，为了控制V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)，以防止在碳-氮化物的周围生成的微小开裂，将热轧后的加速冷却以及控制冷却条件设定为下述的条件。

加速冷却(头部外廓表面)

冷却速度：2～8℃/sec

加速冷却开始温度：750℃以上

加速冷却停止温度：610～640℃

控制冷却(头部外廓表面)

在加速冷却停止后，在610～640℃×100～200sec的条件下进行温度保持，然后放冷

根据上述的要领，制造出了表1～表9所示的钢No.A1～A44(本发明例的钢轨)以及钢No.B1～B23、B62、B72(比较例的钢轨)。

本发明的钢轨A1～A44是化学成分值、由其化学成分值(质量％)构成的Mn/Cr值、0.25×Mn+Cr值、头部的显微组织、头部的硬度在本发明范围内的钢轨。另一方面，比较例的钢轨B1～B15、B62、B72(17根)：是C、Si、Mn、Cr、P、S、V、N的含量、进而在头部内部的平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数在本发明范围外的钢轨，比较例的钢轨B16～B23是Mn/Cr、或者0.25×Mn+Cr的值在本发明范围外的钢轨。

再者，使用具有与本发明的钢轨相同的化学成分的大方坯，对热轧条件以及热处理条件(加速冷却条件、控制冷却条件)进行各种变更，制造出了表10～11所示的钢轨(c1～c24)。

对于这些钢轨A1～A44、B1～B23、c1～c24，采用以下所示的方法，进行了头部的显微组织观察、粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数、头部的硬度、头部的表面和内部的硬度差的测定、CA/NA、磨损试验以及转动疲劳试验。结果一并表示在表1～11中。

[头部的显微组织观察]

在200倍的光学显微镜的视场中观察金属组织，对于以头部外廓表面为起点的2mm深度的位置、以头部外廓表面为起点的25mm深度位置各自的10个视场以上，决定各金属组织的面积率，并将面积率的平均值用作观察部位的面积率。

[粒径为5～20nm的V的碳-氮化物的个数]

采集从横断面的以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置采集的样品，进行薄膜加工或者萃取复型采集，使用透射型电子显微镜在5万～50万倍的放大倍数下进行了观察。而且对观察的各个析出物进行分析，仅选择V的碳-氮化物(至少含有V和碳、V和氮、或者V和碳以及氮)，求出其面积，以与面积相当的圆的直径计算平均粒径。另外，进行20个视场的观察，对规定粒径的V碳-氮化物数进行计数，将其换算成每单位面积的数量，求出其平均值。

[CA/NA的测定]

从以头部外廓表面为起点的深度25mm的位置，采用FIB(聚焦离子束)法加工针试样(10μm×10μm×100μm)，利用3维原子探针(3DAP)法，对V的碳-氮化物中含有的碳、氮各自的原子数进行计数。由该结果计算碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)。测定5点以上的CA/NA，将其平均值设定为代表值。此时，电压设定为DC、脉冲(脉冲比20％以上)，将试样温度设定为40K以下。

[头部的硬度、头部的表面和内部的硬度差的测定]

从钢轨头部的横断面切出样品，采用平均粒径为1μm的金刚石磨粒对横断面进行研磨，使用维氏硬度计并以98N的载荷，按照JIS Z 2244，在距头部外廓表面深度为2mm的任意位置对20点、在距头部外廓表面深度为25mm的任意位置对20点进行了硬度的测定。另外，将各自的深度位置的20点的硬度的平均值设定为在该位置的硬度。

[磨损试验]

试验机：西原式磨损试验机(参照图8)

试验片形状(钢轨材4)：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)

试验片采集位置：与头部外廓表面下2mm相当的位置(头部表面(参照图7))

试验载荷：686N(接触面压力640MPa)

滑移率(slip ratio)：20％

对应材料(opposite material，车轮材5)：珠光体钢(Hv380)

气氛：大气中

冷却：采用从冷却用空气喷嘴6喷射压缩空气的强制冷却(流量：100Nl/min)

循环次数：70万次

合格与否基准：对磨损试验和实际轨道的耐磨性进行了评价，结果对于磨损量超过1.30g者，确认实际轨道的耐磨性较差。于是，对于磨损量超过1.30g者，判断为耐磨性较差。

[转动疲劳试验]

试验机：转动疲劳试验机(参照图9)

试验片形状

钢轨8：141磅钢轨×2m

车轮9：AAR型(直径920mm)

载荷

径向：50～300kN

轴向力：20kN

润滑：干+油(间歇给油)

循环次数：最大200万次

合格与否基准：将钢轨头部外廓表面发生损伤、头部内部产生开裂这一时点的循环次数判断为该钢轨的寿命。在200万次循环后，钢轨头部外廓表面未发生损伤、头部内部未产生开裂的情况判断为耐损伤性优良。头部内部的开裂在试验途中采用UST(超声波探伤)进行探伤，以确认开裂的有无。但是，只要是开裂长度直至2mm的微小开裂，就不会使耐损伤性大大劣化，因而允许微小开裂的存在。

[钢轨头部的断面硬度的测定方法]

测定装置：维氏硬度计(载荷98N)

测定用试验片采集：从钢轨头部的横断面切出样品

事前处理：采用粒径为1μm的金刚石磨粒对样品进行研磨

测定方法：按照JIS Z 2244进行测定

硬度的计算

头部外廓表面下2mm：对图6所示的钢轨横断面的头部表面(表面下2mm)的任意20点进行测定，将其平均值设定为该部位的硬度

头部外廓表面下25mm：对图6所示的钢轨横断面的头部内部(表面下25mm)的任意20点进行测定，将其平均值设定为该部位的硬度

如表1～9所示，本发明例的钢轨(A1～A44)与比较例的钢轨(B1～B15、B62、B72)相比，钢的C、Si、Mn、Cr、P、S、V、N的含量在限定范围内，初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织的生成受到抑制，头部为珠光体组织。再者，本发明的钢轨通过控制V的碳-氮化物的个数，使头部内部的硬度比头部表面更为降低，控制头部表面和头部内部的硬度差，抑制珠光体组织的脆化和气泡的生成，从而使耐磨性以及耐内部疲劳损伤性得以提高。

另外，如表1～9所示，本发明例的钢轨钢(A1～A44)与比较钢轨钢(B16～B23)相比，通过除C、Si、Mn、P、S的含量以外，还对Mn/Cr、0.25×Mn+Cr的值加以控制，从而抑制贝氏体组织和马氏体组织的生成，进而控制珠光体组织的硬度，由此使珠光体的脆化受到抑制，从而耐磨性以及耐内部疲劳损伤性得以提高。

再者，如表1～6所示，在本发明例的钢轨中，将V的碳-氮化物的碳的原子数(CA)和氮的原子数(NA)之比(CA/NA)控制为0.70以下的例子使V碳-氮化物的硬度的增加受到抑制，通过抑制、防止内在的开裂的生成而使耐磨性以及耐内部疲劳损伤性得到进一步提高。

另外，如表10～11所示，通过在某一一定的条件下进行头部的热轧、热处理，抑制贝氏体组织的生成而形成珠光体组织，可以促进V碳-氮化物的生成，因而可以得到耐磨性以及耐内部疲劳损伤性优良的钢轨。

产业上的可利用性

在本发明的钢轨中，可以提高钢轨的耐磨性和耐内部疲劳损伤性。另外，这样的钢轨可以在货运铁道使用时，大大提高钢轨的使用寿命。

符号说明：

1：头顶部

2：头部角落部

3：钢轨头部

3a：头表部(以头部角落部以及头顶部的表面为起点直至深度25mm的范围、斜线部)

4：钢轨材

5：车轮材

6：冷却用空气喷嘴

7：钢轨移动用滑块

8：钢轨

9：车轮

10：马达

11：载荷控制装置

Claims

1.一种钢轨，其特征在于：其以质量％计，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和杂质，

且满足下述式1以及式2；

以头部外廓表面为起点至深度25mm的范围的组织含有95％以上的珠光体组织，而且所述组织的硬度在Hv350～480的范围；

在处于以所述头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的横断面，平均粒径为5～20nm的V的碳-氮化物是每1.0μm²被检测面积存在50～500个；

由处于以所述头部外廓表面为起点的深度为2mm的位置的硬度减去处于以所述头部外廓表面为起点的深度为25mm的位置的硬度所得到的值是Hv0～Hv40；

1.00＜Mn/Cr≤4.00 式1

0.30≤0.25×Mn+Cr≤1.00 式2

其中，式1、式2中记载的元素符号为各元素的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的钢轨，其特征在于：在所述V的碳-氮化物中，当将碳的原子数设定为CA、氮的原子数设定为NA时，所述CA相对于所述NA之比即CA/NA进一步为0.70以下。

3.根据权利要求1或2所述的钢轨，其特征在于：其以质量％计，含有选自

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种或2种以上。