CN110352258A - 轨道及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

通过制成含有C：0.70～0.85％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.035％以下、S：0.010％以下和Cr：0.05～1.50％且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成的同时，相对于至少记载了轨道头部的0.2％耐力的测定结果的轨道的钢材检验证明书中的0.2％耐力，使自该钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后的0.2％耐力的提高量为40MPa以上，从而在产品出厂后的轨道中实现对轨道的耐疲劳损伤性的提高有效的高0.2％耐力。

Description

轨道及其制造方法
技术领域
本发明涉及轨道尤其是高强度型珠光体系轨道及其制造方法。即，这种轨道例如以货车重量重且急转弯多的矿山铁道为代表，由于在严酷的高轴荷重条件下使用，对此给出了用于提供适于轨道的长寿命化的耐疲劳损伤性优异的高强度型珠光体系轨道的途径。
背景技术
在以矿石的运输等为主的高轴重铁道中，对货车的车轴施加的负荷远远高于客车，轨道、车轮的使用环境也苛刻。作为这样的高轴重铁道即在列车或货车的装载重量大的铁道中使用的轨道，以往从重视耐疲劳损伤性的观点考虑，主要使用具有珠光体组织的钢。但是，近年来，为了增加对货车的装载重量而提高输送效率，要求进一步提高轨道的耐疲劳损伤性。
因此，出于进一步提高耐疲劳损伤性的目的，在进行各种研究。例如，专利文献1中提出了一种对Mn量与Cr量的比和V量与N量的比进行了规定的耐磨损性、耐疲劳损伤性和耐延迟断裂特性优异的轨道。专利文献2中提出了一种耐磨损性和延展性优异的珠光体轨道的制造方法，其中，规定C和Cu量，以450℃～550℃的加热温度实施0.5h～24h的后热处理。专利文献3中提出了一种规定C量和组织且0.2％耐力为600～1200MPa的、耐磨损性和耐表面损伤性优异的珠光体系轨道。专利文献4中提出了一种规定了C、Si、Mn、P、S、Cr量以及C、Si、Mn和Cr含量的合计的、0.2％耐力超过500MPa且小于800MPa的珠光体钢轨道。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利5292875号公报
专利文献2：日本专利5493950号公报
专利文献3：日本特开2000－219939号公报
专利文献4：日本专利5453624号公报
发明内容
一般，对于经过热轧和加速冷却而得到的轨道，为了消除其弯曲而实施矫正处理。该矫正处理中，因包辛格效应而使0.2％耐力大幅降低。即，为了对轨道赋予直线性，需要进行例如30～70tf的负荷下的矫正。进行这样的高负荷下的矫正处理时，与矫正处理前相比，矫正处理后的0.2％耐力大幅降低。
因此，需要预先添加合金元素而使轨道的矫正处理前的0.2％耐力充分上升，但合金元素的大量添加反而会导致珠光体组织以外的异常组织的生成，因此难以添加超出现状的合金元素。因此，需要以合金元素的添加以外的方法来抑制因包辛格效应而降低的0.2％耐力。
然而，上述的专利文献1～4中记载的技术全部在对轨道进行矫正处理之前的阶段使0.2％耐力提高，都无法避免矫正处理后的0.2％耐力的降低。
即，上述专利文献1所记载的技术中，虽然对Mn量与Cr量之比和V量与N量之比进行了规定，但如上所述，轨道由于在矫正处理中0.2％耐力降低，因此无法仅通过合金元素的比率，在矫正处理后维持足够的0.2％耐力。
专利文献2中提出了如下方案：规定C和Cu量，以450℃～550℃的加热温度实施0.5h～24h的后热处理，但其加热温度高，反而因位错的恢复而导致0.2％耐力的降低，因此矫正处理后的0.2％耐力变得更低。
专利文献3所记载的技术中，通过使C量超过0.85％而使渗碳体量增加来确保较高的0.2％耐力，然而，由于伸长率的降低而使轨道容易产生龟裂，因此无法确保耐疲劳损伤性。
专利文献4中记载的珠光体钢轨道的实际情况是0.2％耐力小于800MPa，较低，难以确保耐疲劳损伤性。
本发明是鉴于上述实际情况而进行的，目的在于提供对轨道的耐疲劳损伤性的提高有效的、用于在矫正处理后的轨道中实现较高的0.2％耐力的途径。
为了解决上述课题而进行了研究，结果得到了以下见解：在使轨道的成分组成优化的基础上适当地进行矫正处理而表达常温时效则对提高珠光体系轨道的0.2％耐力有效。特别是用于矿山的高轴重铁道的轨道，由于从出厂后到国内外的矿山的铺设场所的输送期间长，因此利用该期间而表达常温时效是有利的。基于以上见解而完成了本发明。
本发明是基于上述见解而完成的，其关键构成如下。
1.一种轨道，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.70～0.85％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.035％以下、S：0.010％以下以及Cr：0.05～1.50％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
其具备至少记载了轨道头部的0.2％耐力的测定结果的钢材检验证明书，
相对于上述钢材检验证明书中记载的0.2％耐力，自该钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后的0.2％耐力的提高量为40MPa以上。
2.根据上述1所述的轨道，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下和Ti：0.05％以下中的1种或2种以上。
3.一种轨道的制造方法，对具有以质量％计含有C：0.70～0.85％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.035％以下、S：0.010％以下和Cr：0.05～1.50％且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成的钢坯材，实施热轧而制作轨道，对该轨道以100tf以上的负荷进行矫正后，在480小时以内制作至少包含轨道头部的0.2％耐力的测定结果的钢材检验证明书。
4.根据上述3所述的轨道的制造方法，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下和Ti：0.05％以下中的1种或2种以上。
根据本发明，能够提供一种因时效而获得了优异的0.2％耐力的、可很好地用于高轴重铁道的高强度珠光体系轨道。
附图说明
图1是示出拉伸试验片的采取位置的轨道头部的示意图。
图2是示出滚动疲劳试验片的采取位置的轨道头部的示意图。
图3是表示轨道的弯曲矫正的概要的示意图。
具体实施方式
[成分组成]
对本发明的轨道进行具体说明。本发明中，重要的是轨道具有上述成分组成。因此，首先，对本发明中如上所述地限定成分组成的理由进行说明。应予说明，各成分的含量的单位为“质量％”，简写为“％”。
C：0.70～0.85％
C是具有在珠光体组织中形成渗碳体并因常温时效而使0.2％耐力提高的效果的元素。因此，为了确保轨道的0.2％耐力而必须添加C，随着C含量的增加而0.2％耐力提高。即，如果C含量小于0.70％，则在上述常温时效后难以得到优异的0.2％耐力。另一方面，如果C含量超过0.85％，则在原奥氏体晶界生成初析渗碳体，反而使轨道的耐疲劳损伤性降低。因此，C含量为0.70～0.85％。优选为0.75～0.85％。
Si：0.1～1.5％
Si是具有脱氧剂的效果的元素。另外，Si具有因对珠光体中的铁素体的固溶强化而使轨道的0.2％耐力提高的效果。因此，需要使Si含量为0.1％以上。另一方面，如果Si含量超过1.5％，则由于Si所具有的较高的与氧的结合力，生成大量的氧化物系夹杂物，因而耐疲劳损伤性降低。因此，Si含量为0.1～1.5％。优选为0.15～1.5％。
Mn：0.4～1.5％
Mn是通过使钢的相变温度降低使片层间距变小而有助于轨道的高强度化的元素。但是，Mn含量小于0.4％时得不到充分的效果。另一方面，如果Mn含量超过1.5％，则因钢的微观偏析而容易产生马氏体组织，其结果，使耐疲劳损伤性降低。因此，Mn含量为0.4～1.5％。优选为0.4～1.4％。
P：0.035％以下
P含量超过0.035％时，轨道的延展性降低。因此，P含量为0.035％以下。另一方面，P含量的下限没有特别限定，也可以为0％，但在工业上超过0％。应予说明，过度降低P含量会导致精炼成本的增加，因此从经济性的观点考虑，优选使P含量为0.001％以上。更优选为0.025％以下。
S：0.010％以下
S主要以A系(硫化物系)夹杂物的形态存在于钢中。如果S含量超过0.010％，则上述夹杂物的量显著增加，同时生成粗大的夹杂物，因此耐疲劳损伤性降低。应予说明，为了使S含量小于0.0005％，会导致精炼成本的增加，因此从经济性的观点考虑，优选使S含量为0.0005％以上。更优选为0.009％以下で。
Cr：0.05～1.50％
Cr是具有通过对珠光体中的渗碳体固溶强化而使0.2％耐力提高的效果的元素。为了得到该效果，需要使Cr含量为0.05％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.50％，则因Cr的固溶强化而生成马氏体组织，因此反而使耐疲劳损伤性降低。因此，Cr含量为0.05～1.50％。优选为0.10～1.50％。
作为本发明的轨道的钢坯材，含有以上的成分，剩余部分具有Fe和不可避杂质。剩余部分可以由Fe和不可避杂质构成，此外，可以在实质上不影响本发明的作用效果的范围内含有以下的元素。
即，可以根据需要，进一步含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下和Ti：0.05％以下中的1种或2种以上。
V：0.30％以下
V是具有在轧制中和轧制后以碳氮化合物的形式析出并通过析出强化而使0.2％耐力提高的效果的元素。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果V含量超过0.30％，则由于大量析出粗大的碳氮化合物，因而导致耐疲劳损伤性的降低。因此，添加V时，优选使V含量为0.30％以下。
Cu：1.0％以下
与Cr同样，Cu是具有因固溶强化而使0.2％耐力提高的效果的元素。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果Cu含量超过1.0％，则产生Cu裂纹。因此，添加Cu时，优选使Cu含量为1.0％以下。
Ni：1.0％以下
Ni具有在不使延展性变差的情况下提高0.2％耐力的效果。因此，优选以0.001％以上进行添加。另外，由于通过将Ni与Cu复合添加而能够抑制Cu裂纹，因此在添加Cu时优选也添加Ni。另一方面，如果Ni含量超过1.0％，则淬透性上升，生成马氏体，结果，耐疲劳损伤性降低。因此，添加Ni时，优选使Ni含量为1.0％以下。
Nb：0.05％以下
Nb在轧制中和轧制后以碳氮化合物的形式析出，使珠光体系轨道的0.2％耐力提高。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果Nb含量超过0.05％，则由于大量析出粗大的碳氮化合物，延展性降低。因此，添加Nb时，优选使Nb含量为0.05％以下。
Mo：0.5％以下
Mo在轧制中和轧制后以碳化物的形式析出，通过析出强化而使0.2％耐力提高。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果Mo含量超过0.5％，则生成马氏体，其结果，耐疲劳损伤性降低。因此，添加Mo时，更优选使Mo含量为0.5％以下。
Al：0.07％以下
Al是作为脱氧剂而添加的元素。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果Al含量超过0.07％，则由于Al所具有的较高的与氧的结合力，生成大量的氧化物系夹杂物，其结果，耐疲劳损伤性降低。因此，Al含量优选为0.07％以下。
W：1.0％以下
W在轧制中和轧制后以碳化物的形式析出并通过析出强化而使0.2％耐力提高。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果W含量超过1.0％，则生成马氏体，其结果，耐疲劳损伤性降低。因此，添加W时，优选使W含量为1.0％以下。
B：0.005％以下
B在轧制中和轧制后以氮化物的形式析出并通过析出强化而使0.2％耐力提高。因此，优选以0.0001％以上进行添加。但是，如果B含量超过0.005％，则生成马氏体，其结果，耐疲劳损伤性降低。因此，添加B时，优选使B含量为0.005％以下。
Ti：0.05％以下
Ti在轧制中和轧制后以碳化物、氮化物或碳氮化合物的形式析出，通过析出强化而使0.2％耐力提高。因此，优选以0.001％以上进行添加。另一方面，如果Ti含量超过0.05％，则生成粗大的碳化物、氮化物或碳氮化合物，其结果，耐疲劳损伤性降低。因此，添加Ti时，优选使Ti含量为0.05％以下。
[0.2％耐力的提高量为40MPa以上]
本发明中，重要的是在轨道具有上述成分组成的基础上，相对于至少记载了轨道头部的0.2％耐力的测定结果的轨道的钢材检验证明书中的0.2％耐力，自该钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后的0.2％耐力的提高量为40MPa以上。
即，为了提高轨道的耐疲劳损伤性，需要提高轨道的0.2％耐力，尽量抑制塑性变形区域。虽然可以通过添加合金元素而使0.2％耐力上升，但这反而会因马氏体这样的异常组织的生成而导致轨道的耐疲劳损伤性的降低。为了抑制异常组织的生成并提高0.2％耐力，有效的是基于上述条件的矫正处理和时效处理，通过最佳负荷下的矫正处理和最佳期间的常温时效而能够提高至少经过90天后的0.2％耐力。
该0.2％耐力的提高量小于40MPa时，因0.2％耐力的提高量小而在轨道表面容易产生塑性流动，在轨道表面容易积蓄疲劳层，使耐疲劳损伤性提高量变小。因此，使0.2％耐力提高量为40MPa以上。其中，“0.2％耐力提高量”是可以通过从轨道制造后的“钢材检验证明书”的制作日即基本为出厂时的轨道(以下，称为时效前轨道)的0.2％耐力与用从自该制作日起至少经过90天后的轨道(以下，称为时效轨道)中采取的试验片进行拉伸试验所得到的0.2％耐力之差(时效轨道的0.2％耐力－时效前轨道的0.2％耐力)而求出。
这里，用至少经过90天后的0.2％耐力的提高量进行规定是为了对向轨道的矫正时导入于轨道的应变固定C而使0.2％耐力上升这样的应变时效充分表达后的0.2％耐力进行评价。
而钢材检验证明书中记载对经过轨道的最终制造工序的轨道进行机械性能等试验的结果。然后，在轨道出厂时，随附该轨道的钢材检验证明书，发送给客户。本发明的轨道随附有该钢材检验证明书，在钢材检验证明书中至少记载了轨道的头部的0.2％耐力的测定结果。这里，记载的0.2％耐力的测定结果是对从轨道的头部采取的样品进行拉伸试验而得到的实测值。而且，自钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后，相对于该钢材检验证明书中记载的0.2％耐力有40MPa以上的0.2％耐力的提高，因此考虑到通常从轨道的出厂到轨道的铺设为止有90天以上的时间，其将具有比由钢材检验证明书中记载的0.2％耐力所预料的耐疲劳损伤性进一步提高了的耐疲劳损伤性。假如即便从钢材检验证明书的制作日到轨道的铺设所花费的时间小于90天，也由于轨道寿命通常远远长于90天，因此在轨道的使用中途，在轨道不产生疲劳损伤的期间，自钢材检验证明书的制作日起经过90天而使0.2％耐力上升，耐疲劳损伤性提高。
应予说明，0.2％耐力的提高量只要在自钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后之后进行测定即可，并非必须在经过90天的时刻进行测定。即，0.2％耐力的提高量的测定既可以在钢材检验证明书的制作日的90天后，也可以在1年以上的时间之后。
可以将该40MPa以上的0.2％耐力的提高判断为轨道的寿命的相对于预测值的安全量，也可以将对钢材检验证明书所记载的0.2％耐力进一步加上40MPa而得的值作为根据，预测轨道的寿命。
[制造条件]
接下来，对制造本发明的轨道的方法进行说明。
可以通过如下方式制造基于本发明的轨道：按照常规方法，通过热轧、接下来的冷却来制作轨道，其后进行100tf以上的负荷下的矫正处理。
基于热轧的轨道的制作例如可以按照以下步骤进行。
首先，利用转炉或电炉对钢进行熔炼，根据需要经过脱气等二次精炼，将钢的成分组成调整到上述范围。接着，进行连续铸造而制成钢锭等钢坯材。接下来，利用加热炉将上述钢坯材加热到1200～1350℃后，进行热轧而制成轨道。上述热轧优选以轧制结束温度：850～1000℃进行，对热轧后的轨道以冷却速度：1～10℃/s进行冷却。
在上述热轧后的冷却结束后，以100tf以上的负荷进行矫正处理而矫正轨道的弯曲。该轨道的弯曲矫正如下进行：使轨道通过沿着轨道的输送方向配置成锯齿状的矫正辊而对轨道赋予弯曲－回弯的反复变形。图3是表示该轨道的弯曲矫正法的概念图，通过使轨道R通过沿着轨道的输送线配置成锯齿状的矫正辊A～G来进行轨道的弯曲矫正。图中，通过将配置于输送线的下侧的矫正辊A、B和C的上表面位置配置成比配置于输送线的上侧的矫正辊D、E、F和G的下表面位置还靠上侧的状态下，使轨道通过该矫正辊组，从而对轨道赋予弯曲－回弯的反复变形。此时，使附加于矫正辊A～G的矫正负荷中的至少一者为100tf以上。例如，在图3的例子中，具有图中的下侧的3根且上侧的4根的合计7根的矫正辊，使附加于这7根矫正辊的矫正负荷FA、FB、FC、FD、FE、FF、FG中的最大的矫正负荷为100tf以上。通过使矫正负荷为100tf以上，能够向轨道中导入使经过90天后的0.2％耐力的提高量成为40MPa这样的应变。应予说明，矫正负荷优选为105tf～170tf。
应予说明，通过矫正处理而积蓄于轨道的应变，根据上述矫正负荷和实施了矫正处理的轨道的截面积(轨道尺寸)而进行变化。这里，关于本发明作为主要对象的在高轴荷重条件下使用的轨道的尺寸，在截面相对大的北美AREMA标准中为115lbs、136lbs和141lbs以及在JIS标准中为50kgN和60kgN，在具有该程度的尺寸的轨道中，只要使上述的矫正负荷为100tf以上，就能够使轨道积蓄可充分得到相对于上述矫正后480小时以内测定的0.2％耐力的0.2％耐力提高量的应变。
进行轨道的弯曲矫正后，在480小时以内制作至少包含轨道头部的0.2％耐力的测定结果的记载的钢材检验证明书。进行轨道的弯曲矫正之后，在经过产生应变时效的长时间后进行包括0.2％耐力的轨道的材质检查，则相对于矫正刚结束后，0.2％耐力上升，因此能够作为具有较高的0.2％耐力的轨道而出厂。然而，由于保存库的空间的制约，在矫正处理之后将轨道长期保存在工厂内是不可能的。因此，在上述的弯曲矫正之后，迅速地，具体而言在480小时以内制作至少记载了轨道头部的0.2％耐力的测定结果的钢材检验证明书。
由具有上述的成分组成的钢坯材制作的轨道，通过在进行上述的矫正处理之后施加至少90天的常温时效，从而使自钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后的0.2％耐力的提高量成为40MPa以上。
实施例1
将具有表1中示出的成分组成的钢坯材(钢锭)进行热轧，制作表2中示出的尺寸的轨道。此时，热轧前的加热温度为1250℃，轧制出侧温度为900℃，将热轧后的轨道以平均冷却速度3℃/s冷却到400℃。其后，对冷却结束后的轨道按照表2中示出的条件实施矫正处理。
对得到的各轨道实施拉伸试验，测定0.2％耐力、拉伸强度和伸长率。另外，进行耐疲劳损伤性的试验来测定各轨道的耐疲劳损伤性。表2中还一并示出这些试验结果。测定方法如下。应予说明，拉伸试验在从矫正处理到钢材检验证明书制作为止的期间进行，同时对于No.1以外的轨道还在实施常温时效处理后实施。
[拉伸试验]
对于得到的各轨道的头部，从图1中示出的部位采取拉伸试验片。即，拉伸试验片是从AREMA Chapter4的2.1.3.4中记载的位置(参照图1)采取ASTM A370中记载的平行部为12.7mm的拉伸试验片。接着，使用得到的拉伸试验片，以拉伸速度：1mm/min、评价点间距离：50mm的条件进行拉伸试验，测定0.2％耐力、拉伸强度和伸长率。测定到的值如表2所示。
应予说明，拉伸试验是在从刚实施完矫正处理之后(480小时以内)的轨道的头部采取试验片并在从实施矫正处理到480小时以内实施，同时对于No.1以外的轨道，还在自制作钢材检验证明书起经过90天后实施。另外，还从进行了表2中示出的常温时效处理期间的常温时效处理的轨道的头部中采取试验片，经过表2中示出的从制作钢材检验证明书到实施拉伸试验为止的时间(天)后也进行拉伸试验。然后，求出相对于由刚实施完矫正处理后的拉伸试验求出的0.2％耐力的、常温时效处理后的0.2％耐力的提高量(MPa)。
[耐疲劳损伤性]
耐疲劳损伤性通过使用西原式磨损试验机来模拟实际的轨道与车轮的接触条件而进行评价。即，从常温时效处理后的轨道的图2中的(a)中示出的轨道头部的部位采取使接触面为曲率半径15mm的曲面的直径30mm(外径30mm，内径16mm)的圆筒型试验片。如图2中的(b)所示，将该圆筒型试验片以接触压力：2.2GPa、滑动率：－20％、油润滑条件下供于试验机，将试验片接触面产生剥离的时刻作为疲劳损伤寿命。作为比较疲劳损伤寿命的大小时的基准，采用现用的C量0.81％的珠光体钢轨道，与该轨道(A1)相比疲劳损伤时间长10％以上时判定为耐疲劳损伤性提高。
另外，图2中示出的车轮件是将具有以质量％计为0.76％C－0.35％Si－0.85％Mn―0.017％P－0.008％S－0.25％Cr以及余量的Fe和不可避免的杂质的成分组成的、直径33mm的圆棒加热到900℃并保持40分钟后放冷，加工成图2中的(b)中示出的车轮件，供于试验。车轮件的硬度为HV280。
表1
*剩余部分为Fe和不可避免的杂质
上述实施例中的比较例No.1的轨道是C含量为0.81％的现用的珠光体轨道。根据表2中示出的结果可知，由本发明制造的发明例的轨道都显示优于上述比较例No.1的轨道40MPa以上的0.2％耐力，同时具备10％以上的耐疲劳损伤性提高量。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的轨道的0.2％耐力、伸长率和耐疲劳损伤性中的至少一者差。
实施例2
使用具有表3中示出的成分组成的钢，除此以外，按照与实施例1相同的步骤来制作轨道，利用与实施例1相同的方法来进行拉伸试验和耐疲劳损伤性的测定。将矫正处理和时效处理条件以及测定结果示于表4。
根据表4中示出结果可知，满足本发明的条件的发明例的轨道都显示优于上述比较例No.1的轨道40MPa以上的0.2％耐力，同时具有10％以上的耐疲劳损伤性提高量。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的轨道的0.2％耐力和耐疲劳损伤性中的至少一者差。

Claims (4)

1.一种轨道，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.70～0.85％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.035％以下、S：0.010％以下以及Cr：0.05～1.50％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
具备至少记载了轨道头部的0.2％耐力的测定结果的钢材检验证明书，
相对于所述钢材检验证明书中记载的0.2％耐力，自该钢材检验证明书的制作日起至少经过90天后的0.2％耐力的提高量为40MPa以上。
2.根据权利要求1所述的轨道，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下和Ti：0.05％以下中的1种或2种以上。
3.一种轨道的制造方法，对具有以质量％计含有C：0.70～0.85％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.035％以下、S：0.010％以下以及Cr：0.05～1.50％且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成的钢坯材，实施热轧而制作轨道，对该轨道以100tf以上的负荷进行矫正后，在480小时以内制作至少包含轨道头部的0.2％耐力的测定结果的钢材检验证明书。
4.根据权利要求3所述的轨道的制造方法，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下和Ti：0.05％以下中的1种或2种以上。
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