钢轨的制作方法

钢轨的制作方法
【专利摘要】一种钢轨，作为以钢轨的头部拐角部以及头顶部的表面为起点直到20mm深度的范围的头表部的组织的95％以上为珠光体或贝氏体组织，在所述钢轨的横截面的所述组织中，含有每1mm2被检面积20～200个的以Al系氧化物为核的粒径1～10μm的MnS系硫化物。
【专利说明】钢轨

【技术领域】
[0001]本发明涉及在货运铁道中使用的、使耐延迟断裂特性提高了的高强度钢轨。
[0002]本申请基于在2012年04月23日在日本申请的专利申请2012-097584号要求优先权，将其内容援引到这里。

【背景技术】
[0003] 随着经济发展，煤等天然资源的新的开发在进展。具体而言，迄今为止未开发的自然环境严酷的地域中的采掘在进展。与之相伴，在输送资源的货运铁道中，轨道环境变得显著严酷。因此，对于钢轨，要求比目前更高的耐磨损性。从这样的背景出发，要求开发具有比现用的高强度钢轨更高的耐磨损性的钢轨。
[0004]为了改善钢轨的耐磨损性和耐表面损伤性，开发了如下述所示的钢轨。这些钢轨的主要的特征，是为了使耐磨损性提高，通过使钢的碳量增加来在使珠光体片层中的渗碳体相的体积比率增加的同时进行了高强度化(例如，参照专利文献1、2)。或者，为了除了提高耐磨损性还提高耐表面损伤性，使金属组织为贝氏体而进行了高强度化(例如，参照专利文献3) ο
[0005]专利文献I中公开了一种使用过共析钢(C:大于0.85%且为1.20%以下)并使珠光体组织中的片层中的渗碳体体积比率增加的耐磨损性优异的钢轨。
[0006]专利文献2中公开了一种使用过共析钢(C:大于0.85%且为1.20%以下)并使珠光体组织中的片层中的渗碳体体积比率增加，同时控制了硬度的耐磨损性优异的钢轨。
[0007]专利文献3中公开了一种通过将碳量设为0.2~0.5%，而且添加Mn、Cr，使金属组织为贝氏体，使强度提高，由此提高耐磨损性和耐表面损伤性的钢轨。
[0008]在专利文献I~3的公开技术中，使珠光体组织中的渗碳体相的体积比率增加，同时进行高强度化。或者，使金属组织为贝氏体而进一步高强度化。因此，能谋求耐磨损性的提高。但是，若高强度化，则由钢中的残留氢导致的延迟断裂发生的危险性提高，存在容易产生钢轨的折损的问题。
[0009]因此，要求开发抑制由残留氢导致的延迟断裂发生的高强度钢轨。为了解决该问题，开发了如下述所示的高强度钢轨。这些钢轨，通过使钢中的氢的捕捉位点增加来使氢的集积场所分散。另外，这些钢轨，通过将组织微细化、抑制碳化物向粒界的析出，来抑制了延迟断裂(例如参照专利文献4~6)。
[0010]专利文献4以及5中公开了:通过使作为氢的捕捉位点的、JIS G 0202所定义的A系夹杂物(例如MnS)、C系夹杂物(例如Si02、CaO)分散在珠光体组织中，而且控制钢中的氢量，来使耐延迟断裂特性提高了的钢轨。
[0011]专利文献6中公开了:通过添加Nb，来将贝氏体组织微细化、防止向晶界析出碳化物的耐延迟断裂特性优异的钢轨。
[0012]但是，在专利文献4以及5的公开技术中，根据成分系，作为残留氢的捕捉位点的夹杂物粗大化，珠光体钢的耐延迟断裂特性未充分提高。或者，根据夹杂物的种类，成为疲劳和破坏的起点，存在容易发生钢轨折损的问题。另外，在专利文献6的公开技术中，由合金添加所产生的组织微细化、和碳化物向晶界的析出的抑制并不充分，存在效果不稳定、因合金添加而导致成本增加的问题。
[0013]在专利文献7中，为了改善耐疲劳损伤性，公开了使用Mg氧化物、Mg-Al氧化物或者Mg硫化物、或以它们为核析出有MnS的夹杂物，使韧性以及延展性提高了的珠光体系钢轨。
[0014]但是，在专利文献7的公开技术中，需要使珠光体系钢轨含有0.0004%以上的Mg。Mg是蒸气压高、即使添加到钢液中材料利用率也差的元素。因此，在专利文献7的公开技术中，用于充分得到Mg氧化物、Mg-Al氧化物或者Mg硫化物的控制较困难，存在成本增加的问题。
[0015]在先技术文献
[0016]专利文献
[0017] 专利文献1:日本国特开平08-144016号公报
[0018]专利文献2:日本国特开平08-246100号公报
[0019]专利文献3:日本国特开平09-296254号公报
[0020]专利文献4:日本国特开2007-277716号公报
[0021]专利文献5:日本国特开2008-50684号公报
[0022]专利文献6:日本国特开平08-158014号公报
[0023]专利文献7:日本国特开2003-105499号公报
[0024]专利文献8:日本国特开平08-246100号公报
[0025]专利文献9:日本国特开平09-111352号公报
[0026]专利文献10:日本国特开平08-092645号公报


【发明内容】

[0027]本发明是鉴于上述的问题而提出的。本发明的目的是提供一种特别是在输送资源的货运铁道的钢轨中所需求的使耐延迟断裂特性提高了的钢轨。
[0028](I)本发明的一个方式涉及的钢轨，是以质量％计，含有C:0.70%以上、1.20%以下、S1:0.05% 以上、2.00% 以下、Mn:0.10% 以上、2.00% 以下、P:0.0200% 以下、S:大于0.0100%且为0.0250%以下、Al:0.0020%以上、0.0100%以下，余量包含Fe以及杂质的钢轨，以上述钢轨的头部拐角部以及头顶部的表面为起点直到20mm深度的范围的头表部的组织的95%以上为珠光体或贝氏体组织；在上述钢轨的横截面的上述组织中，含有每Imm2被检面积20个以上200个以下的以Al系氧化物为核的粒径I μπι以上10 μ m以下的MnS系硫化物。
[0029](2)在上述(I)所述的钢轨中，以质量％计，上述S的含量可以为0.0130%以上、0.0200% 以下。
[0030](3)上述⑴或者⑵所述的钢轨，H的含量可以为2.0ppm以下。
[0031](4)另外，上述⑴~(3)的任一项所述的钢轨，以质量％计，可以进一步含有:Ca:0.0005% 以上 0.0200% 以下、REM:0.0005% 以上 0.0500% 以下、Cr:0.01% 以上
2.00% 以下、Mo:0.01% 以上 0.50% 以下、Co:0.01% 以上 1.00% 以下、B:0.0001% 以上0.0050% 以下、Cu:0.01% 以上 1.00% 以下、N1:0.01% 以上 1.00% 以下、V:0.005% 以上0.50% 以下、Nb:0.001% 以上 0.050% 以下、T1:0.0050% 以上 0.0500% 以下、Zr:0.0001%以上0.0200%以下、N:0.0060%以上0.0200%以下之中的I种以上。
[0032]根据本发明的上述方式，通过控制钢轨的成分以及组织，而且控制钢中的以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的形态和个数，能够使在输送资源的货运铁道中使用的钢轨的耐延迟断裂特性提闻，使使用寿命大大提闻。

【专利附图】

【附图说明】
[0033]图1是表示钢中的以Al系氧化物为核的微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的个数与延迟断裂的临界应力值的关系的图。
[0034]图2是表示在本实施方式涉及的钢轨的头部截面表面位置的称谓、以及需要珠光体组织或贝氏体组织的区域的图。
[0035]图3是表示用于测定以Al系氧化物为核的微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的位置的图。
[0036]图4是表不表1-1~表2-2中所不的本发明钢轨(符号Al~A50)以及比较钢轨(符号a7~a22)中的以Al系氧化物为核的微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的个数与延迟断裂的临界应力值的关系的图。
[0037]图5是用S含量控制、S含量最佳化、H含量控制的关系来表不表1-1~表1_4中所示的本发明钢轨(符号A14~A16、A17~A19、A22~A24、A28~A30、A32~A34、A35~A37、 A38~A40、A41~A45、A47~A49)的以Al系氧化物为核的微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的个数和延迟断裂的临界应力值的图。
[0038]图6A是表示延迟断裂试验方法的模式图。
[0039]图6B是说明图6A的延迟断裂试验中的载荷负荷位置的图。

【具体实施方式】
[0040]以下使用附图对本发明的一实施方式进行详细说明。但是，本发明不限于以下的说明，如果是本领域技术人员就能容易地理解到在不脱离本发明的宗旨以及其范围的前提下能够对其形态以及细节进行各种变更。因此，本发明并不限定于以下所示的实施方式的记载内容来被解释。
[0041]作为本实施方式，对耐延迟断裂特性优异的钢轨(以下有时称为本实施方式涉及的钢轨)进行详细说明。以下，组成中的质量％仅记载为％。
[0042]首先，本发明人研究了通过利用作为氢的捕捉位点的夹杂物来改善钢轨(steelrail)的耐延迟断裂特性的方法。研究对钢轨的各种特性影响少、且最廉价的夹杂物的结果判明:由作为铁的杂质而含有的S和作为强化元素而一般地添加的Mn生成的软质的MnS系硫化物(含有80%以上的MnS的硫化物)，对韧性和疲劳特性不造成影响，且廉价，因此作为氢的捕捉位点是有希望的。
[0043]其次，为了活用MnS系硫化物来作为氢的捕捉位点，调查了以往的钢轨中的MnS系硫化物的生成状态。其结果可知,MnS系硫化物被分类为比较大的MnS系硫化物和粒径5 μ m以下的比较小的MnS系硫化物。
[0044]为了作为氢的捕捉位点使MnS系硫化物有效地作用，需要使作为捕捉位点的MnS系硫化物和与MnS系硫化物接触着的钢基体的表面积增加，即，使MnS系硫化物微细化。
[0045]因此，首先，调查了大的MnS系硫化物的生成行为。分析凝固途中的钢的结果明确了:在大半的钢中，MnS系硫化物从液相生成，在钢凝固U铁)之前，在液相中粗大化了。
[0046]本发明人研究了将在液相中生成的MnS系硫化物微细化的方法。其结果得到下述见解:为了使MnS系硫化物微细化，需要在液相中促进MnS系硫化物的生成的稳定的核。基于该见解，着眼于在高温下稳定的氧化物，进行了用于作为核使用的微细的氧化物的选定。熔化碳量1.0%的钢，添加各种各样的氧化物形成元素，调查了氧化物以及MnS系硫化物的生成行为。其结果发现:通过添加一定量的Al，使Al系氧化物在液相中微细地分散，能够使晶格常数与MnS相近的Al系氧化物作为MnS系硫化物的生成核而作用，在结果上能够将MnS系硫化物微细化。
[0047]其次，本发明人研究了用于使Al系氧化物在液相中微细地生成的Al的含量。其结果发现:为了防止对钢轨的各种特性造成恶劣影响的粗大的Al系氧化物的生成，且使微细的Al系氧化物在液相中充分地生成，将Al的含量控制为一定的范围很重要。
[0048]基于这些见解，本发明人按后述那样调查了耐延迟断裂特性。即，首先，熔化以碳量1.0% (0.2% S1-L 0% Mn)、氢量2.5ppm为基础成分，Al含量设为0.0010%, S含量设为0.0080%的钢、和Al含量设为0.0040%、S含量设为0.0105%的钢，制成了钢片。接着，对这些钢片分别进行钢轨轧制以及热处理，制造出使头表部(以头部外廓表面为起点直到20_深度的范围)为珠光体或贝氏体组织的钢轨。对于这样得到的钢轨，进行对头部负荷拉伸应力的3点弯曲试验，评价了耐延迟断裂特性。关于耐延迟断裂特性，以3点弯曲(跨距长:1.5m)方式来进行，使得拉伸应力作用于头部。应力条件设为200~500MPa，应力负荷时间设为500小时，将在负荷了 500小时的情况下未断裂的情况下的应力的最大值作为延迟断裂的临界应力值。
[0049]延迟断裂试验的结果，在具有作为在一般的钢轨精炼中没有有意地添加Al的情况下的Al含量的0.0010%,以及作为在一般的钢轨精炼中得到的钢轨的S含量的0.0080%的钢中，延迟断裂的临界应力值为220MPa。另一方面，在Al含量为0.0040%、并且S含量为0.0105%的钢中，延迟断裂的临界应力值为330MPa。即可知，若使Al以及S的含量增加，则以Al系氧化物为核的微细的MnS系硫化物的个数增加，耐延迟断裂特性提高。
[0050]进而，本发明人研究了更进一步提高耐延迟断裂特性的方法。熔化以碳量1.0%(0.2% S1-1.0% Mn-0.0040% Al)、氢量2.5ppm为基础成分，使S含量变化为0.0105%和0.0150%的钢，进行钢轨轧制?热处理，制造了使头表部为珠光体或贝氏体组织的钢轨。使用这些钢轨，进行对头部负荷拉伸应力的3点弯曲试验，评价了耐延迟断裂特性。
[0051]其结果，延迟断裂的临界应力值，S含量0.0105%的钢轨为330MPa、S含量0.0150%的钢轨为380MPa。即确认出:若使S含量增加，则作为氢的捕捉位点的以Al系氧化物为核的微细的MnS系硫化物的个数进一步增加，耐延迟断裂特性提高。
[0052]除了控制这些MnS系硫化物，本发明人还研究了进一步提高耐延迟断裂特性的方法。其结果确认到:通过应用钢液的二次精炼(脱气)的强化、在钢片阶段的脱氢处理，将钢中的氢量(H含量)控制在2.0ppm以下，延迟断裂的临界应力值提高到450MPa，耐延迟断裂特性更加提高。
[0053]图1归纳地示出钢中的以Al系氧化物为核的微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的个数和延迟断裂的临界应力值的关系。以Al系氧化物为核的微细的MnS系硫化物的测定，是从距钢轨头部表面的深度为10~20mm的位置制取样品，将横截面研磨后，用光学显微镜或扫描型显微镜进行。微细(粒径I~10 μ m)的MnS系硫化物的个数，在测定后换算成每Imm2的个数。再者，所谓横截面，如后述的图3所示，是指将钢轨在相对于纵向(长度方向)垂直的方向切断了时的截面。
[0054]如图1所示，当将S含量控制在规定的范围，而且使Al含量增加时，微细的MnS系硫化物的个数增加，临界应力值增加。若在此基础上，使S的含量进一步增加，则微细的MnS系硫化物的个数进一步增加，临界应力值增加。另外，通过将钢中的氢量控制在2.0ppm以下，临界应力值更加增加。
[0055]即，本实施方式涉及的钢轨，涉及以通过控制化学成分、组织，控制钢中的以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的形态、个数，来使在货运铁道中使用的钢轨的耐延迟断裂特性提高，使使用寿命大大提高为目的的钢轨。再者，在本实施方式涉及的钢轨中，通过进一步增加S含量、降低氢量，能够使耐延迟断裂特性更加提高。
[0056]对本实施方式涉及的钢轨的钢组成的限定理由进行详细说明。以下，钢组成中的质量％仅记载为％。
[0057](I)钢的化学成分(钢组成)的限定理由
[0058]对于在本实施方式涉及的钢轨中，将钢的化学成分限定在前述的数值范围的理由进行详细说明。
[0059]C:0.70% 以上、1.20% 以下
[0060]C是在钢中的组织中促进珠光体相变，并且对确保钢轨的耐磨损性有效的元素。另外，还是维持贝氏体组织的强度所必需的元素。C含量低于0.70%时，生成软质且容易积蓄应变的初析铁素体组织，容易发生延迟断裂。另外，C含量低于0.70%时，在本实施方式涉及的钢轨的成分体系下，不能够维持对钢轨所要求的最低限度的强度和耐磨损性。另一方面，C含量超过1.20%时，大量生成韧性低的初析渗碳体组织，容易发生延迟断裂。因此，将C含量限定为0.70%以上、1.20%以下。再者，为了将珠光体组织和/或贝氏体组织的生成稳定化，使耐延迟断裂特性提高，优选将C含量的下限设为0.80%，优选将C含量的上限设为 1.10%。
[0061]S1:0.05% 以上、2.00% 以下
[0062]Si是在珠光体组织的铁素体相、贝氏体组织的基体铁素体组织中固溶，使钢轨头部的硬度(强度)上升，使耐磨损性提高的元素。而且，是在过共析钢中抑制韧性低的初析渗碳体组织的生成，抑制延迟断裂的发生的元素。但是，Si含量低于0.05%时，不能期待这些效果充分。另一方面，Si含量超过2.00%时，热轧时较多地发生表面缺陷。而且，Si含量超过2.00%时，淬火性显著增加，在头表部生成韧性低的马氏体组织，容易发生延迟断裂。因此，将Si含量限定为0.05%以上2.00%以下。再者，为了将珠光体组织和/或贝氏体组织的生成稳定化，使耐延迟断裂特性提高，优选将Si含量的下限设为0.10%，优选将Si含量的上限设为1.50%。
[0063]Mn:0.10% 以上、2.00% 以下
[0064]Mn是在提高淬火性、将珠光体的生成稳定化的同时，将珠光体组织的片层间距微细化的元素。而且，是在将贝氏体的生成稳定化的同时，使相变温度降低，确保珠光体组织、贝氏体组织的硬度，使耐磨损性提高的元素。但是，Mn含量低于0.10%时，其效果小。另外，Mn含量低于0.10%时，诱发软质且容易积蓄应变的初析铁素体组织的生成，难以确保耐磨损性和耐延迟断裂特性。另一方面，Mn含量超过2.00%时，淬火性显著增加，在头表部生成对韧性有害的马氏体组织，容易发生延迟断裂。因此，将Mn含量限定为0.10%以上2.00%以下。再者，为了将珠光体组织和/或贝氏体组织的生成稳定化，使耐延迟断裂特性提高，优选将Mn含量的下限设为0.20%，优选将Mn含量的上限设为1.50%。
[0065]P:0.0200% 以下
[0066]P是在钢中不可避免地含有的元素。一般通过进行在转炉中的精炼，P含量被控制在0.0020~0.0300%的范围。但是，P含量超过0.0200%时，珠光体组织的韧性降低，助长延迟断裂。因此，在本实施方式中，将P含量限定在0.0200%以下。通过降低P含量，能够使珠光体组织的韧性提高，抑制延迟断裂。由于优选P含量低，因此P含量的下限不规定。但是，即使降低到低于0.0030%，也看不到延迟断裂的进一步的改善。而且，精炼成本增大，经济性降低。因此，P含量的下限优选为0.0030%。为了抑制珠光体组织的韧性降低，充分抑制延迟断裂，也考虑经济性而优选将P含量的下限设为0.0050%，更优选将P含量的上限设为 0.0150%。
[0067]S:大于 0.0100%且为 0.0250% 以下
[0068] S是在钢中不可避免地含有的元素。一般通过进行在转炉中的精炼，S含量降低到0.0030~0.0300%。但是，S含量与MnS系硫化物的生成量有相关关系，若S含量增加，则以Al系氧化物为核的微细的MnS系硫化物增加，因此在本实施方式涉及的钢轨中，S含量设为大于0.0100%。S含量为0.0100%以下时，不能期待微细的MnS系硫化物的生成量的增加。另一方面，S含量超过0.0250%时，由于MnS系硫化物的粗大化、生成密度的增加而发生应力集中、组织的脆化，容易发生钢轨折损。因此，将S含量限定为大于0.0100%且为0.0250%以下。再者，为了进一步促进微细的MnS系硫化物的生成，防止MnS系硫化物的粗大化，优选将S含量的下限设为0.0130%，优选将S含量的上限设为0.0200%以下。
[0069]Al:0.0020% 以上、0.0100% 以下
[0070]Al是作为液相中的MnS系硫化物的生成核而发挥作用，使MnS系硫化物微细分散所不可缺少的元素。Al含量低于0.0020%时，Al系氧化物的生成量少，作为液相中的MnS系硫化物的生成核的作用不充分。因此，难以使在本实施方式中规定的MnS系硫化物微细分散。其结果，也难以确保耐延迟断裂特性。另一方面，Al含量超过0.0100%时，Al变得过量，MnS系硫化物的个数变得过量，其结果，组织脆化，难以确保耐延迟断裂特性。而且，当Al含量过量时，Al系氧化物呈簇状地生成，由于应力集中而容易发生钢轨折损。因此，将Al含量限定为0.0020%以上0.0100%以下。再者，为了作为MnS系硫化物的生成核发挥作用，并防止Al系氧化物的簇化，优选将Al含量设为0.0030%以上0.0080%以下。再者，在一般的钢轨精炼中，会从原料、耐火材料混入低于0.0020%的Al。因此，Al含量为0.0020%以上的范围意味着在精炼工序中有意地添加Al。
[0071]H:2.0ppm(0.0002% )以下
[0072]H是成为延迟断裂的原因的元素。钢轨轧制前的钢片(钢还)的H含量超过2.0ppm时，在MnS系硫化物的界面集积的H含量增加，容易发生延迟断裂。因此，在本实施方式涉及的钢轨中，优选使H含量为2.0ppm以下。再者，对H含量的下限值不作限定，但考虑到在精炼工序中的二次精炼(脱气)能力、钢片的脱氢处理能力，可以认为H含量1.0ppm左右成为实际制造中的界限。
[0073]另外，具有上述的成分组成的钢轨，出于谋求通过Al系氧化物以及MnS系硫化物的微细分散来提高耐延迟断裂特性、通过珠光体组织、贝氏体组织的硬度(强度)的增加来提高耐磨损性、提高韧性、防止焊接热影响区的软化、控制钢轨头部内部的截面硬度分布等等的目的，也可以在上述的元素之外，还根据需要来添加Ca、REM、Cr、Mo、Co、B、Cu、N1、V、Nb、T1、Zr、N。以下说明在添加的情况下优选的含量。
[0074]再者，由于这些化学元素不一定需要添加到钢板中，因此这些化学元素的含量的下限都为0%,不被限制。另外，Ca、REM、Cr、Mo、Co、B、Cu、N1、V、Nb、T1、Zr、N低于后述的下限而含有时，作为杂质对待。
[0075] Ca抑制Al系氧化物的簇化，使MnS系硫化物微细分散。REM分解Al系氧化物的簇化的结合部，使MnS系硫化物微细分散。Cr、Mo使平衡相变点上升，将珠光体组织的片层间距、贝氏体组织微细化，使硬度提高。Co将磨损面的基体铁素体组织微细化，提高磨损面的硬度。B使珠光体相变温度的冷却速度依赖性降低，使钢轨头部的硬度分布均一。另外，使贝氏体组织的淬火性增加，使硬度提高。Cu在珠光体组织和贝氏体组织中的铁素体中固溶，提高硬度。Ni使珠光体组织和贝氏体组织的韧性和硬度提高，同时防止焊接接头热影响区的软化。V、Nb、Ti通过在热轧和其后的冷却过程中生成的碳化物、氮化物来抑制奥氏体晶粒的生长。而且，通过析出硬化而使珠光体组织和贝氏体组织的韧性和硬度提高。另外，在再加热时使碳化物、氮化物稳定地生成，防止焊接接头热影响区的软化。Zr通过提高凝固组织的等轴晶化率(铸片的厚度方向的等轴晶的生成宽度除以铸片的厚度所得的值)而抑制铸片中心部的偏析带的形成，抑制初析渗碳体组织和马氏体组织的生成。N通过在奥氏体晶界偏析而促进珠光体相变和贝氏体相变，将珠光体组织和贝氏体组织微细化。得到这些效果是添加 Ca、REM、Cr、Mo、Co、B、Cu、N1、V、Nb、T1、Zr、N 的主要目的。
[0076]Ca:0.0005% 以上、0.0200% 以下
[0077]Ca是强力的脱氧元素，是通过添加而将Al系氧化物进行CaOAl系氧化物化、或者改质为CaO，由此防止Al系氧化物的簇化和粗大化，促进微细的MnS系硫化物微细分散生成的元素。但是，Ca含量低于0.0005%时其效果弱。因此，为了得到这些效果，优选将Ca含量的下限设为0.0005%。另一方面，Ca含量超过0.0200%时，生成Ca的粗大氧化物，由于应力集中而容易发生钢轨折损。因此，优选将Ca含量的上限限定为0.0200%。
[0078]REM:0.0005% 以上、0.0500% 以下
[0079]REM是最强力的脱氧元素，是通过将簇化了的Al系氧化物还原，将Al系氧化物微细化，促进微细的MnS系硫化物微细分散生成的元素。但是，REM含量低于0.0005%时其效果小，作为MnS系硫化物的生成核并不充分。因此，在添加的情况下，优选将REM含量设为
0.0005%以上。另一方面，REM含量超过0.0500%时，生成硬质的RBl的硫氧化物(REM2O2S),由于应力集中而容易发生钢轨折损。因此，优选将REM含量的上限限定为0.0500%。
[0080]再者，所谓REM，是Ce、La、Pr或Nd等的稀土类金属。上述REM含量，限定了这些全部REM的含量的合计。如果全部含量的总和在上述范围内，则即使是单独、复合(2种以上)中的任一形态都能够得到同样的效果。
[0081]Cr:0.01% 以上、2.00% 以下
[0082]Cr是使平衡相变温度上升，通过增加过冷度而将珠光体组织的片层间距微细化的元素。另外，是使贝氏体相变温度降低，使珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)提高的元素。但是，Cr含量低于0.01%时其效果小，完全看不到使钢轨的硬度提高的效果。因此，在添加的情况下，优选将Cr含量设为0.01%以上。另一方面，Cr含量超过2.00%时，淬火性显著增加，在钢轨头表部等生成对韧性有害的马氏体组织，容易产生延迟断裂。因此，优选将Cr含量限定为0.01%以上2.00%以下。
[0083]Mo:0.01% 以上、0.50% 以下
[0084]Mo是与Cr同样地使平衡相变温度上升，通过增加过冷度而将珠光体组织的片层间距微细化的元素。另外，是使贝氏体相变稳定化，使珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)提高的元素。但是，Mo含量低于0.01%时其效果小，完全看不到使钢轨的硬度提高的效果。因此，在添加的情况下，优选将Mo含量设为0.01%以上。另一方面，当进行Mo含量超过0.50%的过量的添加时，相变速度显著降低，在钢轨头表部等生成对韧性有害的马氏体组织，容易产生延迟断裂。因此，优选将Mo含量限定为0.01%以上0.50%以下。
[0085]Co:0.01% 以上、1.00% 以下
[0086]Co在珠光体组织的铁素体相和贝氏体组织的基体铁素体组织中固溶，将在钢轨头表部的磨损面中因与车轮的接触而形成的微细的铁素体组织更加微细化。由此，是提高铁素体组织的硬度，使耐磨损性提高的元素。但是，Co含量低于0.01%时，未促进铁素体组织的微细化，不能期待耐磨损性的提高效果。因此，在添加的情况下，优选将Co含量设为
0.01%以上。另一方面，Co含量超过1.00%时，上述的效果饱和，因此不仅不能谋求与含量相应的铁素体组织的微细化，而且由于合金添加成本的增大而使经济性降低。因此，优选将Co含量限定为0.01%以上1.00%以下。
[0087]B:0.0001% 以上、0.0050% 以下
[0088]B是在奥氏体晶界形成铁碳硼化物(Fe23(CB)6)，由于珠光体相变促进效果而使珠光体相变温度的冷却速度依赖性降低的元素。另外，其结果，从头部表面遍及内部，对钢轨给予更均一的硬度分布，能够将钢轨高寿命化。而且，B是使贝氏体组织的淬火性增加，使贝氏体组织的硬度提高的元素。但是，B含量低于0.0001%时，其效果不充分，在钢轨头部的硬度分布上看不到改善。因此，在添加的情况下，优选将B含量设为0.0001%以上。另一方面，B含量超过0.0050%时，生成粗大的铁碳硼化物，由于应力集中而容易发生钢轨损伤。因此，优选将B含量限定为0.0001%以上、0.0050%以下。
[0089]Cu:0.01% 以上、1.00% 以下
[0090]Cu是在珠光体组织的铁素体相和贝氏体组织的基体铁素体组织中固溶，通过固溶强化使硬度(强度)提高、使耐磨损性提高的元素。但是，Cu含量低于0.01%时不能期待其效果。另一方面，Cu含量超过1.00%时，由于显著的淬火性的提高，在钢轨头表部等生成对韧性有害的马氏体组织，容易产生延迟断裂。因此，优选将Cu含量限定为0.01%以上
1.00%以下。
[0091]N1:0.01% 以上 1.00% 以下
[0092] Ni是使珠光体组织和贝氏体组织的韧性提高，同时通过固溶强化使硬度(强度)提高、使耐磨损性提高的元素。而且，在焊接热影响区中，通过与Ti复合而作为Ni3Ti的金属间化合物微细地析出，通过析出强化来抑制软化的元素。另外，是在添加Cu的钢中抑制晶界脆化的元素。但是，Ni含量低于0.01%时，这些效果显著地小。另一方面，Ni含量超过1.00%时，由于显著的淬火性提高，在钢轨头表部等生成对韧性有害的马氏体组织，容易发生延迟断裂。因此，将Ni含量限定为0.01%以上1.00%以下。
[0093]V:0.005 % 以上 0.50 % 以下
[0094]V是在进行通常的热轧和/或加热至高温度的热处理的情况下，作为V碳化物、V氮化物析出的元素。析出的V碳化物、V氮化物，通过钉扎效应而将奥氏体晶粒微细化，使珠光体组织和贝氏体组织的韧性提高。而且，在热轧后的冷却过程中生成的V碳化物、V氮化物，通过析出硬化而提高珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)，使耐磨损性提高。另外，V是在再加热至Acl点以下的温度区域的热影响区中，在比较高的温度区域生成V碳化物、V氮化物，因此对防止焊接接头热影响区的软化有效的元素。但是，V含量低于0.005%时，不能期待这些效果充分，看不到韧性和硬度(强度)的提高。另一方面，V含量超过0.50%时，V的碳化物和氮化物的析出硬化变得过度，珠光体组织和贝氏体组织脆化，钢轨的韧性降低。因此，优选将V含量限定为0.005%以上0.50%以下。
[0095]Nb:0.001% 以上 0.050% 以下
[0096]Nb,是与V同样，作为Nb碳化物、Nb氮化物析出的元素。在进行通常的热轧和/或加热至高温的热处理的情况下，Nb碳化物、Nb氮化物通过钉扎效应而将奥氏体晶粒微细化，使珠光体组织和贝氏体组织的韧性提高。而且，在热轧后的冷却过程中生成的Nb碳化物、Nb氮化物，通过析出硬化而提高珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)，使耐磨损性提高。而且，在热轧后的冷却过程中生成的Nb碳化物、Nb氮化物，通过析出硬化而提高珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)。另外，Nb，在再加热至Acl点以下的温度区域的热影响区中，在从低温度区域到高温度区域的宽的温度区域中稳定地生成Nb的碳化物、Nb氮化物。因此，是对防止焊接接头热影响区的软化有效的元素。但是，Nb含量低于0.001%时，不能期待这些效果，看不到珠光体组织的韧性和硬度(强度)的提高。另一方面，Nb含量超过0.050%时，Nb的碳化物和氮化物的析出硬化变得过度，珠光体组织和贝氏体组织脆化，钢轨的韧性降低。因此，优选将Nb含量限定为0.001%以上0.050%以下。
[0097]T1:0.0050% 以上 0.0500% 以下
[0098]Ti是在进行通常的热轧和/或加热至高温度的热处理的情况下作为Ti碳化物、Ti氮化物析出的元素。Ti碳化物、Ti氮化物，通过钉扎效应而将奥氏体晶粒微细化，使珠光体组织和贝氏体组织的韧性提高。而且，在热轧后的冷却过程中生成的Ti碳化物、Ti氮化物，通过析出硬化而提高珠光体组织和贝氏体组织的硬度(强度)，使耐磨损性提高。另外，Ti是利用在焊接时的再加热中，析出的Ti的碳化物、Ti的氮化物不溶解的情况来谋求被加热至奥氏体区域的热影响区的组织的微细化，对防止焊接接头部的脆化有效的元素。但是，Ti含量低于0.0050%时，不能充分得到这些效果。另一方面，Ti含量超过0.0500%时，生成粗大的Ti的碳化物、Ti的氮化物，由于应力集中，容易发生钢轨折损。因此，优选将Ti含量限定为0.0050%以上0.0500%以下。
[0099]Zr:0.0001% 以上 0.0200% 以下
[0100]Zr是与钢中的O生成ZrO2系夹杂物的元素。ZrO2系夹杂物，与Y-Fe的晶格匹配性良好，因此成为Y-Fe为凝固初晶的高碳钢轨的凝固核，提高凝固组织的等轴晶化率。即，Zr是抑制铸片中心部的偏析带的形成，抑制在钢轨偏析部生成的马氏体和/或初析渗碳体组织的生成的元素。但是，Zr含量低于0.0001%时,ZrO2系夹杂物的个数少,作为凝固核未显示出充分的作用。其结果，在偏析部生成马氏体和/或初析渗碳体组织，不能够使钢轨的韧性充分提高。另一方面，Zr含量超过0.0200%时，大量生成粗大的ZrO2系夹杂物，由于应力集中，容易发生钢轨折损。因此，优选将Zr含量限定为0.0001%以上0.0200%以下。
[0101]N:0.0060% 以上 0.0200% 以下
[0102]N是通过在奥氏体晶界偏析，促进从奥氏体晶界的珠光体相变和贝氏体相变，主要通过将组织微细化而对提高韧性有效的元素。另外，是通过与V和/或Al同时地添加而促进VN、A1N的析出的元素。VN、A1N在进行通常的热轧和/或加热至高温度的热处理的情况下，通过钉扎效应而将奥氏体晶粒微细化，对珠光体组织和贝氏体组织的韧性的提高有效。但是，N含量低于0.0060%时，这些效果弱。另一方面，N含量超过0.0200%时，变得难以在钢中固溶，生成成为疲劳损伤的起点的气泡，容易发生钢轨折损。因此，优选将N含量限定为0.0060%以上0.0200%以下。
[0103]本实施方式涉及的钢轨，如果为不损害特性的范围，则也可以进一步包含上述以外的元素来作为杂质。作为这样的杂质，可例示矿石、废料等的原材料中所含的杂质、在制造工序中混入的杂质。
[0104]采用上述那样的成分组成构成的钢轨，是采用转炉、电炉等的通常所使用的熔化炉进行熔炼，将该钢液经由铸锭.开坯法或者连铸法、接着经由热轧而作为钢轨被制造出。而且，根据需要从控制钢轨头顶部的金属组织的目的出发进行热处理。
[0105](2)金属组织的限定理由
[0106] 对在本实施方式涉及的钢轨中限定钢的金属组织的理由进行详细说明。
[0107]在本实施方式涉及的钢轨中，钢轨的头表部主要包含珠光体组织或贝氏体组织很重要。
[0108]首先，对限定为珠光体组织或贝氏体组织的理由进行说明。
[0109]在与车轮接触的钢轨头表部，确保耐磨损性以及耐滚动疲劳损伤性的是最重要的。调查金属组织和它们的特性的关系的结果确认到在珠光体组织以及贝氏体组织中它们的特性最好。而且，关于耐延迟断裂特性，通过使用珠光体组织和贝氏体组织，由实验确认出其没有降低。因此，从确保耐磨损性、耐滚动疲劳损伤性以及耐延迟断裂特性的目的出发，限定了:钢轨的头表部的组织包含珠光体组织或贝氏体组织。
[0110]珠光体组织和贝氏体组织的灵活运用没有特别限定，在重视耐磨损性的轨道中，优选设为珠光体组织，在重视耐滚动疲劳损伤性的轨道中，优选设为贝氏体组织。另外，也可以使用这些组织的混合组织。
[0111]图2示出本实施方式涉及的钢轨的头部截面表面位置的称谓、以及需要珠光体组织或贝氏体组织的区域。钢轨头部3具有头顶部1、和位于上述头顶部I的两端的头部拐角部2。头部拐角部2的一方是主要与车轮接触的轨距拐角(gauge corner:G.C.)部。
[0112]将以上述头部拐角部2以及上述头顶部I的表面为起点直到20mm深度的范围称为头表部(3a，斜线部)。如图2所不，如果在以头部拐角部2以及头顶部I的表面为起点直到20mm深度的范围的头表部，配置珠光体组织或者贝氏体组织，则在钢轨中，能够谋求耐磨损性、耐滚动疲劳损伤性的确保以及耐延迟断裂特性的提高。
[0113]因此，优选在钢轨主要与车轮接触、要求耐延迟断裂特性的头表部中配置珠光体组织和/或贝氏体组织。不需要这些特性的其以外的部分可以为珠光体组织和贝氏体组织以外的金属组织。
[0114]对这些金属组织的硬度没有特别限定。优选根据铺设的轨道条件调整硬度。再者，为了充分确保耐磨损性和耐滚动疲劳损伤性，硬度优选按维氏硬度计控制为Hv300~500左右。作为得到硬度Hv300~500的珠光体组织和/或贝氏体组织的方法，优选:进行适当的合金选择，对轧制后、或者再加热后的具有奥氏体区域的高温的钢轨头部进行加速冷却。作为加速冷却的方法，采用如专利文献8、专利文献9、专利文献10等所记载的方法而进行，由此能够得到规定的组织和硬度。
[0115]本实施方式涉及的钢轨的头表部的金属组织，优选由如上述所限定那样的、珠光体组织和/或贝氏体组织构成。但是，根据钢轨的成分体系和热处理制造方法，有时在这些组织中混入面积率为5%以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、或者马氏体组织。但是，即使这些组织混入，只要为少量，就不会对钢轨的耐延迟断裂特性和头表部的耐磨损性以及耐滚动疲劳损伤性造成大的恶劣影响。因此，作为本实施方式涉及的钢轨的头表部的金属组织，也可以包含5%以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织的混杂。换言之，本实施方式涉及的钢轨的头表部的金属组织，只要95%以上100%以下为珠光体组织或贝氏体组织、或者其混合组织即可。为了确保耐延迟断裂特性，充分提高耐磨损性和耐滚动疲劳损伤性，优选使头表部金属组织的98%以上为珠光体组织或贝氏体组织。再者，由于在表1-3~表1-4以及表2-2中的显微组织的栏中5%以下的组织省略了记载，因此记载有珠光体组织和贝氏体组织以外的组织的情形，全部意味着面积率大于5%的量。
[0116] (3)以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的每单位面积的个数的限定理由
[0117]对于在本实施方式涉及的钢轨中，将作为评价对象的任意的横截面的以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径限定为I~ΙΟμπι的范围的理由，进行详细说明。
[0118]进行各种各样的溶解实验的结果，以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径超过10 μ m时，由于每单位体积的表面积减少，作为氢的捕捉位点的效果降低。另外，由于以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粗大化和生成密度的增加，发生应力集中和组织的脆化，容易发生钢轨折损。另外，以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径低于I μ m时，虽然作为氢的捕捉位点的效果提高，但钢轨制造中的控制较困难。而且，在制造后进行热处理等的情况下，MnS系硫化物的再溶解进展，作为氢的捕捉位点的效果大幅度降低。如果以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径为I~10 μ m的范围，则能够确保钢基体与夹杂物的界面处的表面积，因此以Al系氧化物为核的MnS系硫化物成为充分的氢的捕捉位点。而且，通过夹杂物(以Al系氧化物为核的MnS系硫化物)微细地分散，能够降低被每个夹杂物捕捉的氢量。其结果，耐延迟断裂特性提高。因此，将以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径限定为I~ΙΟμπι的范围。
[0119]再者，以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的粒径，通过测定截面积，置换成当量圆截面，算出其粒径来得到。
[0120]接着，对于在本实施方式涉及的钢轨中，将在任意的横截面中以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的个数限定为每Imm2被检面积20~200个的范围的理由进行详细说明。
[0121]以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物，低于每Imm2被检面积20个时，难以确保钢基体与夹杂物的界面处的表面积，夹杂物(以Al系氧化物为核的MnS系硫化物)没有作为充分氢的捕捉位点发挥作用。另外，以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物超过每Imm2被检面积200个时，硫化物的量变得过量，金属组织脆化，容易发生钢轨折损。因此，在本实施方式涉及的钢轨中，将以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物限定为每Imm2被检面积20个以上200个以下。
[0122]上述的以Al系氧化物为核的MnS系硫化物，是Al系氧化物存在于其中央部附近，且MnS系硫化物覆盖其周围的夹杂物。Al系氧化物和MnS系硫化物的存在比率不作特别限定，但为了确保夹杂物的延展性、抑制钢轨的断裂，Al系氧化物的存在比率，优选以面积率计为30%以下。
[0123]面积率的下限不作限定就能够获得效果，但在存在于本实施方式的钢轨中的夹杂物中，优选将Al氧化物的面积率的下限设为5%。
[0124]对于作为核的Al系氧化物、以及覆盖周围的MnS系硫化物，并不是限定只含有Al系氧化物、MnS系硫化物。也可以部分地混有其他的元素。为了利用以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物使耐延迟断裂特性稳定地提高，在作为核的Al系氧化物中，优选Al2O3的面积率为60 %以上，在覆盖周围的MnS系硫化物中，优选存在面积率为80 %以上的MnS。
[0125] 以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的个数，如图3所示，从钢轨头部的横截面切取样品进行测定。将切取的各样品进行镜面研磨，在任意截面中，采用光学显微镜或扫描型显微镜调查以Al系氧化物为核的MnS系硫化物，计数上述限定的尺寸的夹杂物个数，将其按每位截面的个数算出。在实施例中所示的各钢轨的代表值，为这些20个视场的平均值。
[0126]以Al系氧化物为核的MnS系硫化物的判定(夹杂物的特定)，通过预先取样得到代表性的夹杂物，进行电子探针显微分析仪(EPMA)分析来实施。以该所特定了的夹杂物的在光学显微镜或扫描型显微镜的照片中的特征(形态和/或色调)为基本信息，进行夹杂物的辨别。
[0127]MnS系硫化物的测定部位不作特别限定，但优选如图3所示，在距钢轨头表部的深度为10~20mm的范围进行测定。
[0128]在本实施方式涉及的钢轨中，有时也存在不以Al系氧化物为核的MnS系硫化物。但是，这些MnS系硫化物的数量少，与耐延迟断裂特性不相干，因此不进行计数。
[0129](4)Al系氧化物的控制方法
[0130]关于成为MnS系硫化物的核的微细的Al系氧化物的控制，说明制造方法的例子。
[0131]Al是强力的脱氧元素，当在钢液中添加金属铝(例如称为粒化铝的Al粒等)时，与钢液中的游离氧反应，形成Al2O315该Al2O3容易簇化，在结果上使Al系氧化物粗大。若存在粗大化了的Al系氧化物，则由于应力集中而容易发生钢轨折损。因此，防止Al系氧化物的粗大化在使耐延迟断裂特性提高方面很重要。
[0132]关于防止Al系氧化物粗大化的方法，能够适当选择。例如，能够将钢液预先用氧化能力比Al强的元素(REM等)进行预脱氧，使氧量尽可能地降低，使Al的含量成为必要最小限度，并将Al系氧化物微细化。
[0133]另外，与该方法相反，例如，也能够不进行预脱氧，在钢液中的游离氧量高的状态下总括地投入脱氧所必需的Al，促进粗大的Al2O3的簇的生成和浮起，并利用残留了的微细的Al系氧化物。
[0134]另外，在这些脱氧控制之外，从抑制来自炉渣的由再氧化所致的粗大的Al系氧化物的生成的目的出发，也可以强化炉渣排出。
[0135]除去粗大化了的Al系氧化物的方法，能够适当选择。例如，为了使Al系氧化物浮起，能够应用:向精炼后的铁水包(浇包)中吹入Ar、向铸造前的中间包(tundish)中吹入微细气泡等。另外，从促进铸造时的Al系氧化物的凝聚的抑制和粗大的Al系氧化物的浮起的目的出发，能够应用在中间包中的电磁搅拌。
[0136]除了这些在钢液中的控制之外，也可以在生成MnS系硫化物之前的固相中，通过轧制施加强压下。通过轧制中的强压下，能够将粗大化了的Al系氧化物粉碎得微细。通过Al系氧化物被微细地粉碎，MnS系硫化物的生成也被分散，耐延迟断裂特性更加提高。再者，所谓强压下，是指热轧中的每I道次的减面率为30%以上的压下。
[0137](5) S含量的控制方法
[0138]关于用于控制微细的MnS系硫化物的个数的S含量的控制，说明制造方法的例子。
[0139] 在铁液阶段，S作为杂质而被大量地含有。S含量的控制，一般在转炉中进行。在转炉中，添加CaO，将S作为CaS向炉渣中排出。当进行一般的转炉中的精炼时，S含量降低到0.0030~0.0300%。通过控制该转炉中的脱硫处理的时间和CaO的含量，能够将S含量控制在大于0.0100%且为0.0250%以下，并使以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的个数增加，使耐延迟断裂特性提高。
[0140](6) H含量的控制方法
[0141]关于进一步改善耐延迟断裂特性的H含量控制，说明制造方法的例子。
[0142]在铁液阶段，H作为杂质而被含有。H含量的控制，一般在转炉之后的二次精炼(脱气)中进行。在二次精炼中，使铁水包成为真空状态，将钢中的H排出。通过控制该二次精炼中的处理时间，能够将H含量控制为2.0ppm以下，能够更加提高耐延迟断裂特性。
[0143]氢也有时在上述的精炼后从大气侵入，使铸造后的钢片的氢量增加。在这样的情况下，能够应用通过将钢片缓冷或者将钢片再加热，使钢片内部的氢向外部扩散的方法。
[0144]实施例
[0145]接着，对本发明的实施例进行说明。
[0146]表1-1~表1-4中不出本发明钢轨的化学成分和各种特性。表1-1~表1-2不出化学成分值，表1-3~表1-4示出头表部的显微组织、头表部的硬度、以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的个数。而且,表1_3~表1_4也同时记载了用图6A所示的方法进行的延迟断裂试验的结果(临界应力值)。表1-3~表1-4的头表部的显微组织也包括混入有面积率为5%以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织和/或马氏体组织的情况。
[0147]表2-1以及表2-2示出比较钢轨的化学成分和各种特性。表2-1示出化学成分值，表2-2示出头表部的显微组织、头表部的硬度、以Al系氧化物为核的粒径I~10 μ m的MnS系硫化物的个数。而且，表2-2也同时记载了用图6A所示的方法进行的延迟断裂试验的结果(临界应力值)。关于在表2-2的头表部的显微组织中混入有面积率大于5%的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织的比较例，在头表部显微组织的栏中也记载了初析铁素体组织、初析渗碳体组织、马氏体组织。
[0148]表1-1、表1-2、表2-1中的「-」表示其含量为测定界限值以下。
[0149]再者，表1-1~表1-4、表2-1、表2-2中示出的本发明钢轨以及比较钢轨的制造条件如下述所示。
[0150]钢液今成分调整(转炉以及二次精炼:脱气)今铸造(钢坯)今再加热(12500C )与热轧(终轧温度950°C ) 4热处理(开始温度800°C、加速冷却)=> 自然冷却
[0151] 对于一部分的钢N0.进行了如表1-3、表1-4、表2_2的特记事项中所示的处理。
[0152]

【权利要求】
1.一种钢轨，其特征在于，是以质量％计，含有 C:0.70% 以上、1.20% 以下、
S1:0.05% 以上、2.00% 以下、
Mn:0.10% 以上、2.00% 以下、
P:0.0200% 以下、 S:大于0.0100%且为0.0250%以下、 Al:0.0020%以上、0.0100%以下，余量包含Fe以及杂质的钢轨， 以所述钢轨的头部拐角部以及头顶部的表面为起点直到20_深度的范围的头表部的组织的95%以上为珠光体或贝氏体组织； 在所述钢轨的横截面的所述组织中，含有每Imm2被检面积20个以上200个以下的以Al系氧化物为核的粒径I μ m以上10 μ m以下的MnS系硫化物。
2.根据权利要求1所述的钢轨，其特征在于，以质量％计，所述S的含量为0.0130%以上、0.0200%以下。
3.根据权利要求2所述的钢轨，其特征在于，H的含量为2.0ppm以下。
4.根据权利要求1~3的任一项所述的钢轨，其特征在于，以质量％计，进一步含有: Ca:0.0005% 以上、0.0200% 以下、
REM:0.0005% 以上、0.0500% 以下、
Cr:0.01% 以上、2.00% 以下、
Mo:0.01% 以上、0.50% 以下、
Co:0.01% 以上、1.00% 以下、
B:0.0001% 以上、0.0050% 以下、
Cu:0.01% 以上、1.00% 以下、
N1:0.01% 以上、1.00% 以下、
V:0.005% 以上、0.50% 以下、
Nb:0.001% 以上、0.050% 以下、
T1:0.0050% 以上、0.0500% 以下、
Zr:0.0001% 以上、0.0200% 以下、
N:0.0060% 以上、0.0200% 以下
之中的I种以上。
【文档编号】C22C38/06GK104185690SQ201380014623
【公开日】2014年12月3日 申请日期:2013年4月23日 优先权日:2012年4月23日
【发明者】上田正治, 宫崎照久, 山本刚士, 诸星隆 申请人:新日铁住金株式会社