CN115917019A

CN115917019A - 耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道及其制造方法

Info

Publication number: CN115917019A
Application number: CN202180044681.XA
Authority: CN
Inventors: 安藤佳祐; 大坪浩文
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-06-29
Filing date: 2021-06-01
Publication date: 2023-04-04
Also published as: US20230279517A1; EP4174191A1; KR20220160695A; JPWO2022004247A1; BR112022025557A2; JP7173366B2; AU2021302317B2; WO2022004247A1; CA3186612A1; AU2021302317A1

Abstract

本发明提供耐疲劳损伤性、特别是耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道及其优选的制造方法。该轨道具有如下成分组成，以质量基准计含有：C：0.80～1.30％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.20～1.80％、P≤0.035％、S：0.0005～0.012％、Cr：0.20～2.50％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，将CP＝X/R_A设为2500以下(式中，X＝{(10×[％C])+([％Si]/12)+([％Mn]/24)+([％Cr]/21)}⁵，[％Y]为元素Y的含量(质量％)，R_A为原奥氏体粒径(μm))。上述轨道的制造方法包括：在将钢原材料加热至1350℃以下后，以使精加工温度达到900℃以上的方式进行热轧。

Description

耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道及其制造方法

技术领域

本发明涉及轨道及其制造方法，涉及提高了耐疲劳裂纹扩展特性的轨道、以及能够有利地制造该轨道的轨道的制造方法。

背景技术

对于以矿石的运输等作为主体的高轴重铁道而言，施加于货车车轴的负载远高于客车，轨道的使用环境也变得严苛。对于在这样的环境下使用的轨道而言，一直以来，从重视耐磨损性的观点考虑，主要使用了具有珠光体组织的钢。然而，近年来，为了使利用铁道的运输更有效率，正在进一步增加对货车的装载重量，对于轨道，要求耐磨损性和耐疲劳损伤性的进一步提高。需要说明的是，高轴重铁道是指，列车、货运列车的1节货运车厢的装载重量大(装载重量例如为150吨左右以上)的铁道。

因此，以耐磨损性的进一步提高作为目标而进行了各种研究。例如，在专利文献1、专利文献2中，将C含量增加至超过0.85质量％且1.20质量％以下。另外，在专利文献3、专利文献4中，使C含量为超过0.85质量％且为1.20质量％以下，并且对轨道头部实施了热处理。在这些技术中，进行了通过增加C含量而增加渗碳体分率从而实现耐磨损性的提高等的研究。

另一方面，对于高轴重铁道的曲线区间的轨道，由于施加由车轮带来的滚动应力和由离心力带来的滑动力，因此，轨道的磨损变得更加严重，并且会发生由滑动引起的疲劳损伤。因此，在专利文献5中提出了通过添加Al、Si来抑制先共析渗碳体的生成而提高耐疲劳损伤性的技术。另外，在专利文献6中提出了通过将珠光体的层间隔控制为适当范围从而降低疲劳裂纹扩展速度的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-109439号公报

专利文献2：日本特开平8-144016号公报

专利文献3：日本特开平8-246100号公报

专利文献4：日本特开平8-246101号公报

专利文献5：日本特开2002-69585号公报

专利文献6：日本特开2010-185106号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，在上述现有技术中，仍存在如下所述待解决的问题。

如专利文献1～4中记载的技术那样，仅仅使C含量为超过0.85质量％且为1.20质量％以下时，根据热处理条件，会生成先共析渗碳体(pro-eutectoid cementite)组织，而且脆的珠光体层状组织的渗碳体层的量增加，因此，无法提高耐疲劳损伤性。另外，在专利文献5中记载的技术中，通过添加Al而生成成为疲劳损伤的起点的氧化物，因此，难以抑制特别是疲劳裂纹的发生。此外，在专利文献6中记载的技术中，根据成分和制造条件的组合，有时会生成先共析渗碳体组织，其结果是疲劳裂纹扩展速度增加，因此，难以认为材质控制是充分的。

本发明是为了有利地解决上述问题而成的，其目的在于提供耐疲劳损伤性、特别是耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道及其优选的制造方法。

解决问题的方法

发明人等为了解决上述的问题，制作了使C、Si、Mn及Cr的含量变化而得到的轨道，并对组织、耐疲劳裂纹扩展特性进行了深入调查。其结果是，根据与先共析渗碳体量对应的成分参数X及原奥氏体粒径R_A导出了参数CP。而且发现，通过将参数CP控制为给定范围，即使是在先共析渗碳体大量存在的情况下，也可以获得优异的耐疲劳裂纹扩展特性。

为了解决上述课题并实现上述目的而开发的本发明的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道具有如下成分组成，含有：C：0.80～1.30质量％、Si：0.10～1.20质量％、Mn：0.20～1.80质量％、P：0.035质量％以下、S：0.0005～0.012质量％、Cr：0.20～2.50质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，该轨道的以下述式(1)表示的CP为2500以下，式中，[％Y]为元素Y的含量(质量％)，R_A为原奥氏体粒径(μm)。

CP＝X/R_A···(1)

X＝{(10×[％C])+([％Si]/12)+([％Mn]/24)+([％Cr]/21)}⁵···(2)

需要说明的是，可以认为，对于本发明的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道而言，

a.上述成分组成进一步含有选自V：0.30质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.05质量％以下、以及Mo：2.0质量％以下中的至少1种；

b.上述成分组成进一步含有选自Al：0.07质量％以下、W：1.0质量％以下、B：0.005质量％以下、Ti：0.05质量％以下、以及Sb：0.05质量％以下中的至少1种；等可以成为更优选的解决方法。

为了解决上述课题并实现上述目的而开发的本发明的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道的制造方法是在对具有上述任意成分组成的钢原材料实施了1350℃以下的加热后实施热轧而制造轨道的方法，该方法包括：以使精加工温度达到900℃以上的方式进行热轧。

需要说明的是，可以认为，对于本发明的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道的制造方法而言，在上述热轧后，以0.4～3℃/秒的范围的冷却速度从900℃加速冷却至750℃，以1～10℃/秒的范围的冷却速度从750℃加速冷却至400～600℃的冷却停止温度可以成为更优选的解决方法。

发明的效果

根据本发明的轨道及其制造方法，能够稳定地制造具有优异的耐疲劳裂纹扩展特性的耐疲劳损伤轨道，有助于高轴重铁道用轨道的长寿命化、防止铁道事故，在工业上带来有益的效果。

除此以外，通过适当控制热轧后的热处理条件，能够提高耐疲劳损伤性，因此是优选的。

附图说明

图1是示出先共析渗碳体对疲劳裂纹扩展速度造成的影响的示意图，(a)表示原奥氏体粒径与塑性区尺寸基本相等的情况，(b)表示原奥氏体粒径大于塑性区尺寸的情况。

图2是示出采集了原奥氏体粒径观察用的试验片的位置的图。

图3是示出采集了疲劳裂纹扩展试验片的位置的图。

图4是对用于疲劳裂纹扩展试验的试验片形状进行说明的图，(a)表示正视图，(b)表示侧面图，(c)表示切口部放大正视图。

图5是对用于耐疲劳损伤试验的试验片形状进行说明的图，(a)表示侧面图，(b)表示正视图。

图6是示出采集了耐疲劳损伤试验片的位置的图。

符号说明

1 轨道头部

11 原奥氏体粒径观察用试验片采集部

12 过渡圆角(Gauge Corner，GC)部

13 头顶部

14 耐疲劳损伤试验片采集部

15 疲劳裂纹扩展试验片

16 切口部

17 西原式磨损试验片

18 轮胎试验片

21 原奥氏体粒

22 塑性区

23 疲劳裂纹

24 先共析渗碳体

25 劈裂破坏

26 疲劳裂纹扩展速度增加

27 疲劳裂纹扩展速度降低

R_A 原奥氏体粒径

R_P 塑性区尺寸

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式具体地进行说明。首先，在本发明中，对于将成为轨道原材料的钢的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则以下的说明中的“％”表示“质量％”。

C：0.80～1.30％

C(碳)是用于确保珠光体组织的强度、即耐疲劳损伤性的必须元素。然而，在小于0.80％时，难以得到优异的耐疲劳裂纹扩展特性。另外，超过1.30％时，在热轧后的冷却中，在奥氏体晶界生成大量的先共析渗碳体，会导致疲劳裂纹扩展速度的增加。需要说明的是，即使在1.30％以下的情况下，虽然也存在先共析渗碳体，但通过基于后述的关系式来控制原奥氏体粒径，能够避免其影响。因此，C含量设为0.80～1.30％的范围。需要说明的是，C含量的上限优选为1.00％、进一步优选为0.90％。

Si：0.10～1.20％

Si(硅)除了作为脱氧剂的效果以外，还通过使珠光体平衡相变温度上升，使层间隔变得细密，从而有助于疲劳裂纹扩展速度的降低。因此，需要为0.10％以上，但在超过1.20％时，由于Si所具有的与氧的高结合力，因此焊接性变差。此外，Si具有使共析点向低C侧移动的作用，因此，过度的添加会促进先共析渗碳体的生成，导致疲劳裂纹扩展速度的增加。因此，Si含量设为0.10～1.20％的范围。需要说明的是，Si含量的下限优选为0.20％，Si含量的上限优选为0.80％、进一步优选为0.60％。

Mn：0.20～1.80％

Mn(锰)通过降低珠光体相变温度，使层间隔变得细密，从而有助于疲劳裂纹扩展速度的降低。然而，Mn含量小于0.20％时，无法获得充分的效果。另一方面，Mn含量超过1.80％时，容易产生马氏体组织，在轨道的热处理时及焊接时发生硬化、脆化，材质容易劣化。此外，Mn具有使共析点向低C侧移动的作用，因此，过度的添加会促进先共析渗碳体的生成，导致疲劳裂纹扩展速度的增加。因此，Mn含量设为0.20～1.80％的范围。需要说明的是，Mn含量的下限优选为0.30％，Mn含量的上限优选为1.00％、进一步优选为0.60％。

P：0.035％以下

含有超过0.035％的P(磷)会使延展性变差。因此，P含量设为0.035％以下、优选为0.020％以下。另一方面，P含量的下限没有特别限定，可以为0％，但在工业上超过0％是惯例。需要说明的是，使P含量过度降低会导致精炼成本的增加，因此，从经济性的观点考虑，优选将P含量设为0.001％以上。

S：0.0005～0.012％

S(硫)主要以A类夹杂物的形态(通过加工而受到粘性变形)存在于钢中，但其含量超过0.012％时，该夹杂物量显著增加，同时生成粗大的夹杂物，因此，钢材的洁净度变差。另外，使S含量小于0.0005％时，会导致精炼成本的增加。因此，S含量设为0.0005～0.012％的范围。需要说明的是，S含量的上限优选为0.010％、进一步优选为0.008％。

Cr：0.20～2.50％

Cr(铬)通过使珠光体平衡相变温度上升，使层间隔变得细密，从而有助于疲劳裂纹扩展速度的降低。然而，在Cr含量小于0.20％时，无法充分地抑制疲劳裂纹扩展，另一方面，Cr含量超过2.50％时，钢的淬火性变高，容易生成马氏体。另外，在不生成马氏体的条件下进行制造时，在原奥氏体晶界生成先共析渗碳体。因此，疲劳裂纹扩展速度增加。因此，Cr含量设为0.20～2.50％的范围。需要说明的是，Cr含量的下限优选为0.40％、进一步优选为0.50％，Cr含量的上限优选为1.50％、进一步优选为1.00％。

此外，在本发明中，仅仅使各元素满足上述的范围是不足的，重要的是将以下述式(1)表示的CP值控制为2500以下，该CP值是由与以下述式(2)表示的先共析渗碳体量对应的成分参数X和原奥氏体粒径R_A导出的。

CP＝X/R_A···(1)

X＝{(10×[％C])+([％Si]/12)+([％Mn]/24)+([％Cr]/21)}⁵···(2)

式中，[％Y]表示元素Y的含量(质量％)，

R_A表示原奥氏体粒径(μm)。

发明人等对于疲劳裂纹扩展速度由于先共析渗碳体的存在而增加的原因进行了调查。其结果是得到了如下见解：如图1(a)的示意图所示，在疲劳裂纹23的前端先共析渗碳体24先行发生脆性破坏，这成为疲劳裂纹扩展速度增加26的主要原因。此外，已知通过与先共析渗碳体的生成量相应地调整成为该组织的生成位点的原奥氏体的粒径，形成于疲劳裂纹前端的塑性区22与先共析渗碳体的相遇频率降低，能够抑制脆性裂纹扩展。具体而言，即使在先共析渗碳体大量存在的情况下，如图1(b)所示，通过使原奥氏体粒21与裂纹前端的塑性区22的大小相比充分地粗大化，也能够将CP值控制为2500以下。由此，能够稳定地获得上述的疲劳裂纹扩展速度的抑制效果。需要说明的是，上述CP值优选设为2000以下。

本发明中使用的轨道的成分组成除了以上说明的成分以外，还可以任意含有选自以下的A组中的至少1种及选自B组中的至少1种中的任一者或两者。

A组：V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.05％以下及Mo：2.0％以下

B组：Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下、Ti：0.05％以下及Sb：0.05％以下

以下，对限定属于上述A组及B组的元素的含量的理由进行说明。

V：0.30％以下

V(钒)在钢中形成碳氮化物而向基础钢板中分散析出，提高钢的耐磨损性。然而，其含量超过0.30％时，加工性变差，制造成本增加。另外，V含量超过0.30％时，合金成本增加，因此，内部高硬度型轨道的成本增加。因此，优选以0.30％作为上限而含有V。需要说明的是，为了表现出上述的提高耐磨损性的效果，优选以0.001％以上含有V。需要说明的是，V含量的上限更优选为0.15％。

Cu：1.0％以下

Cu(铜)与Cr同样是能够通过固溶强化而实现钢的进一步高强度化的元素。然而，其含量超过1.0％时，容易发生Cu破裂。因此，在成分组成中含有Cu的情况下，Cu含量优选设为1.0％以下。需要说明的是，Cu含量的下限更优选为0.005％，Cu含量的上限更优选为0.5％。

Ni：1.0％以下

Ni(镍)是能够实现钢的高强度化而不会使延展性变差的元素。另外，通过与Cu复合添加，能够抑制Cu破裂，因此，在成分组成中含有Cu时，优选也含有Ni。然而，Ni含量超过1.0％时，钢的淬火性进一步上升，马氏体、贝氏体的生成量变多，耐磨损性和耐疲劳损伤性容易降低。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选设为1.0％以下。需要说明的是，Ni含量的下限更优选为0.005％，Ni含量的上限更优选为0.5％。

Nb：0.05％以下

Nb(铌)在用于将轨道成型的热轧中及热轧后，与钢中的C结合而以碳化物的形式析出，有效地作用于珠光体团尺寸的微细化。其结果是，大幅提高耐磨损性、耐疲劳损伤性、延展性，显著有助于内部高硬度型轨道的长寿命化。然而，即使Nb含量超过0.05％，耐磨损性、耐疲劳损伤性的提高效果也饱和，无法获得与含量上升相应的效果。因此，可以将其含量的上限设为0.05％而含有Nb。需要说明的是，Nb含量小于0.001％时，难以在上述的轨道的长寿命化方面获得充分的效果。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.001％以上。需要说明的是，Nb含量的上限更优选为0.03％。

Mo：2.0％以下

Mo(钼)是能够通过固溶强化而实现钢的进一步高强度化的元素。另外，Mo具有使共析点向高C侧移动的作用，因此，也具有抑制先共析渗碳体的生成的作用。但是，在超过2.0％时，在钢中生成的贝氏体量变多，耐磨损性降低。因此，在轨道的成分组成含有Mo的情况下，Mo含量优选设为2.0％以下。需要说明的是，Mo含量的下限更优选为0.005％，Mo含量的上限更优选为1.0％。

Al：0.07％以下

Al(铝)是可以作为脱氧剂而添加的元素。然而，在Al含量超过0.07％时，由于Al所具有的与氧的高结合力，因此在钢中大量生成氧化物类夹杂物，其结果是钢的延展性降低。因此，Al含量优选设为0.07％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，为了脱氧，优选设为0.001％以上。需要说明的是，Al含量的上限更优选为0.03％。

W：1.0％以下

W(钨)在进行成型为轨道形状的热轧中及热轧后以碳化物的形式析出，通过析出强化而提高轨道的强度、延展性。然而，在W含量超过1.0％时，在钢中生成马氏体，其结果是延展性降低。因此，在添加W的情况下，优选将W含量设为1.0％以下。另一方面，W含量的下限没有特别限定，为了表现出上述的提高强度、延展性的作用，优选设为0.001％以上。需要说明的是，W含量的下限更优选为0.005％，W含量的上限更优选为0.5％。

B：0.005％以下

B(硼)在进行成型为轨道形状的热轧中及热轧后在钢中以氮化物的形式析出，通过析出强化而提高钢的强度、延展性。然而，在B含量超过0.005％时，生成马氏体，其结果是钢的延展性降低。因此，在含有B的情况下，优选将B含量设为0.005％以下。另一方面，B含量的下限没有特别限定，为了表现出上述的提高强度、延展性的作用，优选设为0.001％以上。需要说明的是，B含量的上限更优选为0.003％。

Ti：0.05％以下

Ti(钛)在进行成型为轨道形状的热轧中及热轧后以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式在钢中析出，通过析出强化而提高钢的强度、延展性。然而，在Ti含量超过0.05％时，生成粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，其结果是钢的延展性降低。因此，在含有Ti的情况下，优选将Ti含量设为0.05％以下。另一方面，Ti含量的下限没有特别限定，为了表现出上述的提高强度、延展性的作用，优选设为0.001％以上。需要说明的是，Ti含量的下限更优选为0.005％，Ti含量的上限更优选为0.03％。

Sb：0.05％以下

Sb(锑)具有在热轧前用加热炉对轨道钢原材料进行再加热时防止该再加热中的钢的脱碳的显著效果。然而，在Sb含量超过0.05％时，会对钢的延展性及韧性造成不良影响，因此，在含有Sb的情况下，优选将Sb含量设为0.05％以下。另一方面，Sb含量的下限没有特别限定，为了表现出减轻脱碳层的效果，优选设为0.001％以上。需要说明的是，Sb含量的下限更优选为0.005％，Sb含量的上限更优选为0.03％。

作为本发明的轨道的材料的钢原材料的成分组成包含以上的成分及余量的Fe及不可避免的杂质。在实质上不影响本发明作用效果的范围内含有其它微量成分元素来代替本发明的组成中的余量Fe的一部分而得到的轨道也属于本发明。其中，作为不可避免的杂质，可举出N、O等，可允许N不高于0.008％、O不高于0.004％。

需要说明的是，本发明的轨道的显微组织中的除珠光体以外的组织没有特别限定。以合计面积率计为5％以下时，不会对耐疲劳裂纹扩展特性造成很大的影响，因此允许存在其它组织。作为上述其它组织，例如可举出：铁素体、先共析渗碳体、贝氏体及马氏体。

接下来，对以上说明的本发明的轨道的制造方法进行说明。本发明的轨道可以通过对具有上述的成分组成的钢原材料依次实施下述(1)～(3)的处理而制造。

(1)热轧

(2)一次冷却

(3)二次冷却

作为轨道原材料使用的钢原材料可以通过任意的方法来制造，一般优选通过铸造、特别是连续铸造来制造上述钢原材料。

(1)热轧

首先，对上述钢原材料进行热轧而成为轨道形状。在本发明中，通过控制上述热轧中的精轧温度，能够控制最终得到的轨道的原奥氏体粒径，因此，上述热轧的方法没有特别限定，可以通过任意的方法进行。

加热温度：1350℃以下

在热轧之前实施的钢原材料的加热中，加热温度需要设为1350℃以下。加热温度超过上限时，由于过度的升温，钢原材料部分熔融，存在在轨道内部产生缺陷的隐患。另一方面，关于加热温度的下限，没有特别限制，为了减少轧制时的变形阻力，优选设为1150℃以上、

精轧温度：900℃以上

上述热轧中的精轧温度低于900℃时，在奥氏体低温范围进行轧制，不会对奥氏体晶粒导入加工应变，而且奥氏体晶粒的伸长也变得显著。通过奥氏体晶界面积的增加，先共析渗碳体的晶核生成位点增加，其结果是耐疲劳裂纹扩展特性降低。因此，精轧温度设为900℃以上。另一方面，关于精轧温度的上限，没有特别限制，如果原奥氏体粒径极端地粗大化，则延展性、韧性降低，因此，优选设为1050℃以下。需要说明的是，这里所述的精轧温度是最终轧机(final rolling mill)进入侧的轨道头部侧面的温度，可以用辐射温度计进行测定。

(2)一次冷却

从900℃至750℃的平均冷却速度：0.4～3℃/秒

接下来，进行加速冷却。此时，作为一次冷却，在先共析渗碳体的生成温度范围即900℃～750℃中的平均冷却速度小于0.4℃/秒时，先共析渗碳体量增加。因此，容易在先共析渗碳体组织发生破裂，存在轨道的耐疲劳损伤性降低的隐患。因此，上述一次冷却的平均冷却速度的下限优选设为0.4℃/秒、更优选为0.7℃/秒。另一方面，上述一次冷却的平均冷却速度超过3℃/秒时，生成马氏体组织，存在延展性、耐疲劳损伤性降低的隐患。因此，上述一次冷却的平均冷却速度的上限优选设为3℃/秒、更优选为2℃/秒。

(3)二次冷却

从750℃至400～600℃的温度范围的平均冷却速度：1～10℃/秒

在上述一次冷却停止后进行二次冷却。从二次冷却开始温度即750℃至400～600℃的温度范围中的二次冷却的冷却停止温度的平均冷却速度小于1℃/秒时，珠光体组织的层间隔变得粗大。因此，存在珠光体组织的硬度降低、轨道的耐疲劳损伤性降低的隐患。除此以外，由于低温范围中的冷却时间增大，因此，存在生产性降低、轨道的制造成本增加的隐患。另一方面，在上述二次冷却的平均冷却速度超过10℃/秒时，生成马氏体组织，存在延展性、耐疲劳损伤性降低的隐患。因此，上述二次冷却的平均冷却速度优选设为1～10℃/秒的范围。需要说明的是，上述二次冷却的平均冷却速度的上限更优选为5℃/秒。

需要说明的是，在上述的一次、二次冷却中，确定平均冷却速度的温度均为轨道头部侧面的表面温度，可以用辐射温度计进行测定。这里，二次冷却时的冷却停止温度设为用辐射温度计对加速冷却停止后(回热前)的轨道头部侧面的温度进行测定而得到的温度。

实施例

以下，依据实施例对本发明的构成及作用效果更具体地进行说明。但是，本发明并不受到下述的实施例的限制，可以在符合本发明主旨的范围内适当变更，这些均包含于本发明的技术范围。

对于具有表1所示的成分组成的钢原材料，在表2所示的条件下进行热轧、以及热轧后的加速冷却，制造了轨道材料。加速冷却仅对轨道头部进行，在冷却停止后自然冷却。表2中的精轧温度是指，将用辐射温度计测定最终轧机进入侧的轨道头部侧面表面的温度而得到的值表示为精轧温度。对于表2中的冷却停止温度而言，将用辐射温度计测定二次冷却的冷却停止时的轨道头部侧面表层的温度而得到的值表示为冷却停止温度。对于冷却速度而言，在一次冷却及二次冷却中，将从冷却开始至冷却停止的期间的温度变化换算成平均单位时间(秒钟)而作为冷却速度(℃/秒)。

对于得到的轨道评价了原奥氏体粒径R_A、耐疲劳裂纹扩展特性及耐疲劳损伤性。以下，对各评价内容详细地进行说明。

＜原奥氏体粒径R_A＞

将热轧精轧后的轨道前端部切断后，对该切断材料立即实施水冷处理。对于得到的水冷材料，从图2所示的轨道头部1的表面起5mm深度位置的轧制长度方向上，采集了组织观察用的试验片。对于得到的试验片，在镜面抛光后实施γ粒蚀刻，使用光学显微镜进行了200倍的截面观察。通过使用了图像分析软件的追踪操作，对400个以上的粒径进行测定，求出其平均值，由此对原奥氏体粒径R_A进行了评价。

＜耐疲劳裂纹扩展特性＞

从图3所示的轨道头顶部和过渡圆角(gauge corner,GC)部这两个部位采集疲劳裂纹扩展试验片，进行了疲劳裂纹扩展试验。图4是示出试验片的一例的示意图，图4(a)示出正视图，图4(b)示出侧面图，图4(c)示出切口部放大正视图。图4中，试验片例如为宽度W＝20mm、高度H＝100mm、厚度B＝5mm的板状，且在高度H的中央H/2部分的一个宽度端形成有切口部。切口部的长度L＝2mm、宽度C＝0.2mm，切口部的端部以曲率R＝0.1mm形成。应力比(R比＝最小应力/最大应力)设为0.1，对应力强度因子ΔK＝20MPa·m^1/2时的疲劳裂纹扩展速度da/dN(m/cycle)进行测定，对耐疲劳裂纹扩展特性进行了评价。da/dN的值为8.0×10^-8以下时，评价为具有疲劳裂纹扩展抑制性能。

＜耐疲劳损伤性＞

关于耐疲劳损伤性，最优选实际地铺设轨道而进行评价，但这样试验需要很长时间。因此，使用了能够以短时间评价耐疲劳损伤性的西原式磨损试验机。这里，通过模拟了实际的轨道与车轮的接触条件的比较试验对耐疲劳损伤性进行了评价。具体而言，将接触面设为曲率半径R＝15mm的曲面，从轨道头部1采集直径30mm的西原式磨损试验片17，如图5所示与车轮试验片18接触并旋转，进行了试验。首先，对于车轮试验片18，从JIS标准E1101:2012中记载的普通轨道的头部采集了直径32mm的圆棒。然后，对圆棒进行了热处理，使得维氏硬度(负载98N)成为Hv390、组织成为回火马氏体组织，然后，加工成直径30mm的圆柱状，供于试验。需要说明的是，对于西原式磨损试验片17，如图6所示，从轨道头部1的表层的耐疲劳损伤试验片采集部14采集。图5(a)中的箭头分别表示西原式磨损试验片17和车轮试验片18的旋转方向。试验环境设为油滑动条件，在接触压力：1.8GPa、滑动率：-20％、旋转速度：600rpm(车轮试验片为750rpm)的条件下，每2.5×10⁴次观察试验片表面，将产生了0.5mm以上的裂纹的时刻的转数作为疲劳损伤寿命。该数值为8×10⁵次以上时，判定为具有耐疲劳损伤性。

在表2中一并示出上述调查的结果。使用满足本发明的成分组成及CP为2500以下的适合钢、并通过本发明范围的制造方法(加热温度、精轧温度)制成的轨道材料的试验结果(表2中的试验No.1～20、···)的疲劳裂纹扩展速度均满足ΔK＝20MPa·m^1/2下的疲劳裂纹扩展速度da/dN(m/cycle)为8.0×10^-8以下。另外，一次冷却及二次冷却条件为优选范围的试验No.1～20均满足疲劳裂纹扩展速度da/dN(m/cycle)为8.0×10^-8以下、并且疲劳损伤寿命为8×10⁵次以上。另一方面，轨道材料的成分组成不满足本发明的条件、或者未应用本发明范围的制造方法的比较例(表2中的试验No.21～28、30)的CP超过2500，疲劳裂纹扩展速度da/dN(m/cycle)超过8.0×10^-8、或疲劳损伤寿命不到8×10⁵次。需要说明的是，试验No.29的加热温度过高，因此，在加热时钢原材料的一部分熔融。因此，存在轧制时断裂的隐患，因此无法供于轧制，无法进行特性评价。

工业实用性

Claims

1.一种耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道，其具有如下成分组成，含有：

C：0.80～1.30质量％、Si：0.10～1.20质量％、Mn：0.20～1.80质量％、P：0.035质量％以下、S：0.0005～0.012质量％、Cr：0.20～2.50质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

该轨道的以下述式(1)表示的CP为2500以下，

CP＝X/R_A···(1)

X＝{(10×[％C])+([％Si]/12)+([％Mn]/24)+([％Cr]/21)}⁵···(2)

式中，[％Y]表示元素Y的含量(质量％)，

R_A表示原奥氏体粒径(μm)。

2.根据权利要求1所述的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道，其中，

所述成分组成还含有选自以下元素中的至少1种：

V：0.30质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Nb：0.05质量％以下及Mo：2.0质量％以下。

3.根据权利要求1或2所述的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道，其中，

所述成分组成还含有选自以下元素中的至少1种：

Al：0.07质量％以下、W：1.0质量％以下、B：0.005质量％以下、Ti：0.05质量％以下及Sb：0.05质量％以下。

4.一种耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道的制造方法，其是在对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢原材料实施了1350℃以下的加热之后实施热轧而制造轨道的方法，该方法包括：

以精加工温度达到900℃以上的方式进行热轧。

5.根据权利要求4所述的耐疲劳裂纹扩展特性优异的轨道的制造方法，其中，

在所述热轧后，以0.4～3℃/秒的范围的冷却速度从900℃加速冷却至750℃，以1～10℃/秒的范围的冷却速度从750℃加速冷却至400～600℃的冷却停止温度。