钢轨的制作方法

本发明涉及一种钢轨，其是货运铁道所使用的高强度钢轨，而且是耐断裂性(breakageresistance)以及耐疲劳性优良的钢轨。本申请基于2015年1月23日提出的日本专利申请特愿2015-011007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。因此，对于钢轨，也逐渐要求在迄今为止以上的耐磨性了。从这样的背景出发，逐渐要求对提高耐磨性的钢轨进行开发了。

另外，近年来，正在进行铁道运输的进一步过密化，指出从钢轨底部有发生断裂和疲劳损伤的可能性。因此，为了钢轨使用寿命的进一步提高，钢轨除耐磨性以外，还逐渐要求耐断裂性以及耐疲劳性的提高。

为了改善钢轨钢的耐磨性，例如开发出了专利文献1～5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，从而增加珠光体片晶中的渗碳体相的体积比率。

专利文献1公开了如下内容：通过从奥氏体区域温度至850～500℃间以1～4℃/秒的冷却速度对轧制结束后或者再加热过的钢轨头部进行加速冷却，从而可以得到耐磨性优良的钢轨。

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，从而可以得到一种耐磨性优良的钢轨。

在专利文献1、2的公开技术中，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、珠光体组织片晶中的渗碳体相的体积比率的增加，可以谋求钢轨头部的耐磨性的提高，从而可以谋求一定的使用寿命的提高。然而，在专利文献1、2所公开的钢轨中，对于钢轨底部的耐断裂性以及耐疲劳性没有进行任何研究。

另外，例如在专利文献3～5中，为了控制钢轨底部的材质，防止以钢轨底部为起点的断裂而公开了对钢轨底部的热处理方法。根据在专利文献3～5中公开的技术，暗示可以飞跃性地改善钢轨的使用寿命。

具体地说，专利文献3公开了一种热处理方法：从钢轨轧制后的奥氏体区域温度开始对钢轨头部进行加速冷却，同时在800～450℃的温度范围以1～5℃/秒的冷却速度对钢轨底面进行加速冷却。另外，根据该热处理方法，还公开了通过将钢轨底部珠光体平均硬度设定为hb320以上，可以提供一种耐落重(dropweight)特性得以提高度、耐断裂性优良的钢轨。

专利文献4公开了如下内容：将轧制以及热处理结束后的钢轨的底部(钢轨底部)再加热至600～750℃，使珠光体组织球状化，然后进行快速冷却，从而提供一种落重特性得以提高、耐断裂性优良的钢轨。

专利文献5公开了一种如下的方法：将钢轨的脚趾部再加热至ar3相变点或者arcm相变点～950℃的温度范围，以0.5～20℃/秒的冷却速度进行加速冷却，在400℃以上使加速冷却停止，然后放冷或者加速冷却至常温，进而再加热至500～650℃的温度范围，放冷或者加速冷却至常温，从而将脚趾部的硬度设定为hv320以上。另外，还公开了如下的内容：根据该方法，由于可以抑制在钢轨底部的断裂中的在脚趾部的疲劳损伤的发生或以疲劳损伤为起因的断裂的发生、起因于由过大的冲击载荷产生的脆性破坏的断裂的发生，因而可以提供一种耐断裂性优良的钢轨。

根据专利文献3的公开技术，由于通过在钢轨底部实施加速冷却而使珠光体组织的硬度得以提高，因而可以谋求主要是强度所需要的耐落重特性和耐疲劳性的提高。然而，韧性因高硬度化而降低，因而难以提高耐断裂性。另外，在为碳含量高的钢轨钢的情况下，由于以上述的加速冷却速度容易生成对韧性有害的初析渗碳体组织，因而从该点出发，也难以提高耐断裂性。

另外，根据专利文献4的公开技术，对整个钢轨底部实施再加热，然后进行快速冷却，因而通过珠光体组织的回火而可以谋求韧性的提高。然而，通过回火而使组织软质化，因而难以提高耐疲劳性。

再者，根据专利文献5的公开技术，对钢轨的脚趾部实施再加热，然后进行控制冷却，因而可以谋求珠光体组织的高硬度化和微细化。再者，通过其后的回火可以得到某种程度的韧性。然而，由于组织的高硬度化，难以充分提高韧性，从而难以得到优良的耐断裂性。

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：日本特开平01-139724号公报

专利文献4：日本特开平04-202626号公报

专利文献5：日本特开2008-266675号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述的课题而完成的。本发明的课题在于：提供一种货运铁道的钢轨所要求的、可以抑制从底部的断裂的发生的、从而耐断裂性以及耐疲劳性优良的钢轨。

用于解决课题的手段

本发明的要旨如下所述。

(1)本发明的一方式涉及一种钢轨，其具有以质量％计，含有c：0.75～1.20％、si：0.10～2.00％、mn：0.10～2.00％、cr：0～2.00％、mo：0～0.50％、co：0～1.00％、b：0～0.0050％、cu：0～1.00％、ni：0～1.00％、v：0～0.50％、nb：0～0.050％、ti：0～0.0500％、mg：0～0.0200％、ca：0～0.0200％、rem：0～0.0500％、zr：0～0.0200％、n：0～0.0200％、al：0～1.00％、p：0.0250％以下、s：0.0250％以下，剩余部分包括fe和杂质的钢成分；以钢轨底部外廓表面为起点的5mm深度范围的金属组织的90％以上为珠光体组织；足底中央部的表面硬度hc在hv360～500的范围，脚趾部的表面硬度he在hv260～315的范围，所述hc、所述he、以及位于所述足底中央部和所述脚趾部之间的中间部的表面硬度hm满足式a；

hc≥hm≥he(式a)

(2)根据上述(1)所述的钢轨，其中，所述hm和所述hc也可以进一步满足式b；

hm/hc≥0.900(式b)。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢轨，其中，所述钢成分以质量％计，也可以含有选自cr：0.01～2.00％、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％、v：0.005～0.50％、nb：0.0010～0.050％、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％、n：0.0060～0.0200％、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，对成为钢轨的原材料的钢轨钢的成分加以控制，同时对钢轨底部的金属组织、钢轨底部的足底中央部以及脚趾部的表面硬度进行控制，进而对足底中央部、脚趾部以及中间部的表面硬度的平衡加以控制，并对中间部附近的应变的集中进行抑制，由此可以提供一种货运铁道的钢轨的底部所要求的耐断裂性和耐疲劳性优良的钢轨。

附图说明

图1是表示钢轨底部的表面应力的测定结果的图。

图2是表示钢轨的足底中央部的表面硬度和疲劳极限应力范围之间的关系的图。

图3是表示钢轨的脚趾部的表面硬度和疲劳极限应力范围之间的关系的图。

图4是表示钢轨的脚趾部的表面硬度和冲击值之间的关系的图。

图5是表示钢轨的中间部的表面硬度和钢轨底部的疲劳极限应力范围之间的关系的图。

图6是表示钢轨的足底中央部以及中间部的表面硬度与钢轨底部的疲劳极限应力范围之间的关系的图。

图7是表示本实施方式的钢轨的底部的各位置的名称以及需要珠光体组织的区域的图。

图8是表示钢轨的疲劳试验的概要的侧视图。

图9是表示钢轨的冲击试验片的采集位置的立体图。

图10是表示钢轨的足底中间部的表面硬度：hm(hv)和足底中央部的表面硬度：hc(hv)之比、与疲劳极限应力之间的关系的图。

具体实施方式

下面就本发明的一实施方式的耐断裂性以及耐疲劳性优良的钢轨(有时称为本实施方式的钢轨)进行详细的说明。下面的组成中的％为质量％。

首先，本发明人对现行的货运铁道从钢轨底部发生断裂的原因进行了详细的调查。其结果是，判明钢轨断裂按原因区分，主要有2种断裂的形态。也就是说，已经确认有以钢轨的底部的脚趾部为起点的脆性破坏、和以钢轨的底部的足底中央部为起点的疲劳破坏这2种形态。

另外，已经确认以脚趾部为起点的脆性破坏能够看到在曲线区间的外轨钢轨上较多地发生，以足底中央部为起点的疲劳破坏能够看到在直线区间的钢轨上较多地发生。

另外，关于在曲线区间的外轨钢轨的脚趾部上发生的脆性破坏，完全没有看到疲劳开裂的产生。因此，在曲线区间的外轨钢轨的脚趾部上发生的脆性破坏可以推定为冲击应力瞬时发生作用而直至断裂。

图7是本实施方式的钢轨的底部的示意图。参照图7，就本实施方式的钢轨的底部(钢轨底部4)进行说明。

钢轨底部4具有足底中央部1、位于足底中央部1的两端的脚趾部2、以及位于足底中央部1和脚趾部2之间的中间部3。

脚趾部2如图7所示，处在钢轨底部4的宽度方向的两端附近，是靠近钢轨底部外廓表面5的部位。另外，足底中央部1如图7所示，处在钢轨底部4的宽度方向的中央附近，是靠近钢轨底部外廓表面5的部位。再者，中间部3如图7所示，处在脚趾部2和足底中央部1之间，是靠近钢轨底部外廓表面5的部位。

更具体地说，在图7中，当将钢轨底部4的宽度尺寸设定为w时，足底中央部1处于夹持在距钢轨底部4的宽度中心为0.05w的位置的宽度0.1w的范围。另外，位于足底中央部1的两端的脚趾部2处于距钢轨底部4的宽度方向端部为0.1w的范围。另外，位于足底中央部1和脚趾部2之间的中间部3处于距钢轨底部4的宽度方向端部为0.2～0.3w的范围。

在对钢轨的长度方向的垂直断面进行观察的情况下，在钢轨的高度方向中央有钢轨的宽度变细的部分。关于具有比该变细部(constrictedportion)的宽度更大的宽度的部分，将比变细部位于下侧的部分称为钢轨底部4，将比变细部位于上侧的部分称为钢轨柱部以及头部(未图示)。而且所谓钢轨底部外廓表面5，是指在钢轨底部的表面中，使钢轨直立时至少朝向下侧的表面。钢轨底部外廓表面5也可以包含钢轨底部的侧端面。

一般地说，一般认为对于冲击应力发生作用而产生的脆性破坏，低硬度(软质)化是有效的，对于疲劳破坏，高硬度(硬质)化是有效的。也就是说，为了提高这些特性，要求相反的对策。因此，不容易同时提高这些特性。然而，本发明人获得了如下的见解：为了抑制在这些钢轨底部生成的损伤，根据破坏的主要的发生原因，需要在底部的各位置适当控制表面的硬度。

本发明人就疲劳破坏以足底中央部为起点而发生的原因进行了调查。具体地说，首先，使用具有包含c量：1.00％、si量：0.50％、mn量：0.90％、p≤0.0250％、s≤0.0250％(钢成分的剩余部分包括fe和杂质)的钢成分、且使从一方的脚趾部至另一方的脚趾部的整个钢轨底部外廓表面的硬度大致恒定的钢轨，进行假想重载荷铁道的实际钢轨弯曲疲劳试验，对从脚趾部至足底中央部的底部表面的应力实施测定。试验条件如下所示。

●实际钢轨弯曲疲劳试验

所使用的钢轨

形状：141磅钢轨(重量：70kg/m、底部的宽度：152mm)

底部的金属组织：珠光体

底部表面硬度：hv380～420(脚趾部～中间部～足底中央部之间的表面下1mm的平均值)

疲劳试验条件

试验方法：实物钢轨3点弯曲(跨度距离(spanlength)：0.65m)(参照图8)

载荷条件：7～70吨的范围(载荷负荷的频率：5hz)

试验姿态：向钢轨头部施加载荷负荷(使拉伸应力作用于钢轨底部)

应力测定

测定方法：采用贴附于钢轨底部的应变仪进行测定

图1示出了钢轨底部表面的距底部宽度中央的距离和应力的测定结果之间的关系。图1的纵轴在应力范围内整理并表示了表面应力的3次测定结果。由图1可知：已经判明应力范围因钢轨底部的部位而有很大不同，足底中央部最高，最大为200mpa，从足底中央部向脚趾部单调降低，约束较少而变形容易的脚趾部降低至150mpa。因此，由于在钢轨底部，其每一个部位的负荷应力不同，因而暗示出为提高耐疲劳性所需要的表面硬度随各自部位的不同而不同。

于是，本发明人为了弄清楚确保钢轨的各部位的耐疲劳性所需要的表面硬度，对c量：1.00％、si量：0.50％、mn量：0.90％、p≤0.0250％、s≤0.0250％、剩余部分包括fe和杂质的钢轨钢(成为钢轨的原材料的钢)实施热轧以及热处理，制造出了使足底中央部的硬度发生变化的多个钢轨a、使脚趾部的硬度发生变化的多个钢轨b。而且对于得到的钢轨a、b，进行了再现实际轨道的使用条件的疲劳试验，对疲劳极限应力范围进行了调查。试验条件如下所示。

＜实际钢轨弯曲疲劳试验(1)＞

所使用的钢轨

形状：141磅钢轨(重量：70kg/m、底部的宽度：152mm)

底部的金属组织：珠光体

钢轨的硬度

对足底中央部的硬度进行了控制的钢轨a：足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv320～540，脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)

对脚趾部的硬度进行了控制的钢轨b：足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv400(恒定)，脚趾部的表面硬度he(hv)：hv200～340

其中，足底中央部的硬度是分别测定20处的图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)的平均值。另外，脚趾部的硬度是分别测定20处的图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)的平均值。另外，hv表示维氏硬度。

包含脚趾部和足底中央部之间的中间部的硬度hm(hv)的脚趾部和足底中央部之间的表面硬度给出了从脚趾部向足底中央部而单调增加的分布。

疲劳试验条件

试验方法：实物钢轨3点弯曲(跨度距离：0.65m)(参照图8)

载荷条件：应力范围控制(最大载荷-最小载荷、最小载荷为最大载荷的10％)、载荷负荷的频率：5hz

试验姿态：向钢轨头部施加载荷负荷(使拉伸应力作用于底部)

应力控制：采用贴附于钢轨底部的足底中央部的应变仪进行控制

循环次数：设定为200万次，将未断裂时的最大应力范围设定为疲劳极限应力范围

图2示出了钢轨a的疲劳试验结果，另外，图3示出了钢轨b的疲劳试验结果。

图2是由钢轨a的足底中央部的表面硬度hc(hv)和疲劳极限应力范围之间的关系整理而成的图。由图2的结果可知：为了确保假定施加到实际钢轨上的负荷应力(200mpa)以上的疲劳极限应力范围，需要将足底中央部的表面硬度hc(hv)设定在hv360～500的范围。在hc(hv)低于hv360时，珠光体的硬度并不充分，从而产生疲劳开裂，在hc(hv)超过hv500时，因珠光体组织的脆化而产生开裂。

图3是由钢轨b的脚趾部的表面硬度he(hv)和疲劳极限应力范围之间的关系整理而成的图。由图3的结果可知：为了抑制源于脚趾部的疲劳开裂的发生，并确保钢轨的耐疲劳性(负荷应力200mpa以上的疲劳极限应力范围)，需要将脚趾部的表面硬度he(hv)设定为hv260以上。

由以上的实验结果表明：在实际轨道中，为了提高钢轨底部的耐疲劳性，需要将足底中央部的硬度hc(hv)控制为hv360～500的范围，而且将脚趾部的表面硬度he(hv)控制为hv260以上。

再者，本发明人为抑制以脚趾部为起点的脆性破坏而对适当的硬度进行了研究。具体地说，对c量：0.75～1.20％、si量：0.50％、mn量：0.90％、p≤0.0250％、s≤0.0250％、剩余部分包括fe和杂质的钢轨钢实施热轧以及热处理，制造出使脚趾部的硬度发生变化的钢轨。然后，为了评价耐断裂性，从得到的钢轨的脚趾部采集冲击试验片，通过冲击试验而对冲击特性进行了调查。

试验条件如下所示。

[冲击试验]

所使用的钢轨

形状：141磅钢轨(重量：70kg/m、底部的宽度：152mm)

底部的金属组织：珠光体

脚趾部硬度：hv240～360

足底中央部硬度：hv360～500

硬度测定位置：在图7所示的脚趾部的距钢轨底部外廓表面为1mm以及5mm的深度的部位，对20个部位的脚趾表面硬度进行了测定，硬度以其平均值来表示。

冲击试验条件

试验片形状：jis3号2mmu缺口夏比冲击试验片

试验片采集位置：钢轨的脚趾部(参照图9)

试验温度：常温(+20℃)

试验条件：按照jisz2242实施

图4示出了脚趾部的冲击试验结果。图4是将脚趾部的表面硬度和冲击值之间的关系整理而成的图。如图4所示，已经确认如果脚趾部的硬度降低，则冲击值有上升的倾向，如果脚趾部的硬度为hv315以下，则可以得到优良的韧性(在20℃下为15.0j/cm²以上)。

由这些结果可以获得如下的见解：为了通过抑制以脚趾部为起点的脆性破坏，且抑制以脚趾部和足底中央部为起点的疲劳破坏而提高钢轨底部的耐断裂性以及耐疲劳性，需要将足底中央部的表面硬度控制为hv360～500的范围，将脚趾部的表面硬度控制为hv260～315的范围。

再者，本发明人对具有上述的硬度范围的钢轨，验证了位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度、与钢轨底部的耐疲劳性之间的关系。具体地说，对c量：1.00％、si量：0.50％、mn量：0.90％、p≤0.0250％、s≤0.0250％、剩余部分包括fe和杂质的钢轨钢实施热轧以及热处理，制造出了将足底中央部的表面硬度：hc(hv)以及脚趾部的表面硬度：he(hv)控制为恒定，并使中间部的表面硬度：hm(hv)发生变化的多个钢轨(钢轨c～e)。对于试制的钢轨c～e，进行了再现实际轨道的使用条件的疲劳试验，对疲劳极限应力范围进行了调查。试验条件如下所示。

＜实际钢轨弯曲疲劳试验(2)＞

所使用的钢轨

形状：141磅钢轨(重量：70kg/m、底部的宽度：152mm)

底部的金属组织：珠光体

钢轨的硬度

对中间部的硬度进行了控制的钢轨c(8根)：足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv400(恒定)、脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv315～400(hc≥hm≥he)

对中间部的硬度进行了控制的钢轨d(2根)：足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv400(恒定)、脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv310或hv290(hm＜he)

对中间部的硬度进行了控制的钢轨e(2根)：足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv400(恒定)、脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv405或420(hm＞hc)

足底中央部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值，脚趾部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值，中间部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值。

另外，脚趾部和中间部之间的表面硬度、中间部和足底中央部之间的表面硬度给出了单调增加或者减少的分布。

疲劳试验试验方法：实物钢轨3点弯曲(跨度距离：0.65m)(参照图8)

载荷条件：应力范围控制(最大载荷-最小载荷、最小载荷为最大载荷的10％)、载荷负荷的频率：5hz

试验姿态：向钢轨头部施加载荷负荷(使拉伸应力作用于底部)

应力控制：采用贴附于钢轨底部的足底中央部的应变仪进行控制

循环次数：200万次(将未断裂时的最大应力范围设定为疲劳极限应力范围)

图5示出了钢轨c(8根)、钢轨d(2根)、钢轨e(2根)的疲劳试验结果。图5是由中间部的表面硬度：hm(hv)和底部的足底中央部的疲劳极限应力范围之间的关系整理而成的图。此外，考虑到试验的偏差，对各钢轨用4根进行了试验。其结果是，在hm＜he的钢轨d中，与脚趾部相比，应变集中于表面硬度较低的中间部(软质部)，从而以中间部为起点而产生疲劳破坏。另外，在hm＞hc的钢轨e中，应变集中于中央部和表面硬度比中央部高的中间部的边界部，从而以边界部为起点而产生疲劳破坏。另一方面，钢轨c在中间部、或中央部和中间部的边界部可以抑制应变的集中，从而可以确保钢轨底部的耐疲劳性(负荷应力为200mpa以上)。

从这些结果获得了如下的见解：为了提高钢轨底部的耐疲劳性，需要对足底中央部的表面硬度：hc(hv)、脚趾部的表面硬度：he(hv)、中间部的表面硬度：hm(hv)进行控制，使其满足下述的式1，从而抑制钢轨底部的应变的集中。

hc≥hm≥he式1

本发明人为了更进一步提高钢轨底部的耐疲劳性，着眼于足底中央部和中间部的硬度的平衡而进行了研究。具体地说，对c：1.00％、si：0.50％、mn：0.90％、p≤0.0250％、s≤0.0250％、剩余部分包括fe和杂质的钢轨钢实施了热轧以及热处理，制造出了将脚趾部的表面硬度：he(hv)控制为恒定，并使足底中央部的表面硬度：hc(hv)和中间部的表面硬度：hm(hv)发生变化的钢轨f～h。对于试制的钢轨f～h，进行了再现实际轨道的使用条件的疲劳试验，对疲劳极限应力范围进行了调查。试验条件如下所示。

＜实际钢轨弯曲疲劳试验(3)＞

所使用的钢轨

形状：141磅钢轨(重量：70kg/m、底部的宽度：152mm)

底部的金属组织：珠光体

钢轨的硬度

对足底中央部、中间部的硬度进行了控制的钢轨f(6根)：脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv360、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv315～360(hc≥hm≥he)

对足底中央部、中间部的硬度进行了控制的钢轨g(8根)：脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv440、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv315～440(hc≥hm≥he)

对足底中央部、中间部的硬度进行了控制的钢轨h(11根)：脚趾部的表面硬度he(hv)：hv315(恒定)、足底中央部的表面硬度hc(hv)：hv500、位于足底中央部和脚趾部之间的中间部的表面硬度hm(hv)：hv315～500(hc≥hm≥he)

足底中央部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值，脚趾部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值，中间部的表面硬度是对图7所示的部位的表面硬度(表面下1mm以及5mm的断面硬度)分别测定20个部位的平均值。

脚趾部和中间部之间的表面硬度、中间部和足底中央部之间的表面硬度给出了单调增加或者减少的分布。

疲劳试验条件

试验方法：实物钢轨3点弯曲(跨度距离：0.65m)(参照图8)

载荷条件：应力范围控制(最大载荷-最小载荷、最小载荷为最大载荷的10％)、载荷负荷的频率：5hz

试验姿态：向钢轨头部施加载荷负荷(使拉伸应力作用于底部)

应力控制：采用贴附于钢轨底部的足底中央部的应变仪进行控制

循环次数：200万次(将未断裂时的最大应力范围设定为疲劳极限应力范围)

图6示出了钢轨f(6根)、钢轨g(8根)、钢轨h(11根)的疲劳试验结果。图6是对中间部的表面硬度：hm(hv)和底部的疲劳极限应力范围之间的关系整理而成的图。已经确认无论对于哪种钢轨，在中间部的表面硬度：hm(hv)为足底中央部的表面硬度：hc(hv)的0.900倍以上的区域，钢轨底部的足底中央部的耐疲劳性得以提高。

可以认为其原因在于：通过减少中央部和中间部的硬度差，可以在中央部和中间部的边界部进一步抑制应变的集中。

由这些结果获得了如下的见解：对足底中央部的表面硬度：hc(hv)、脚趾部的表面硬度：he(hv)、中间部的表面硬度：hm(hv)进行控制，使其成为hc≥hm≥he，而且对中间部的表面硬度：hm(hv)和足底中央部的表面硬度：hc(hv)进行控制，使其满足下述式2，进一步抑制钢轨底部的应变的集中，从而使钢轨底部的耐疲劳性更进一步提高。

hm/hc≥0.900式2

本实施方式的钢轨的目的在于：以上述的见解为基础，通过控制钢轨钢的成分，并对钢轨底部的金属组织、钢轨底部的足底中央部以及脚趾部的表面硬度加以控制，进而控制足底中央部、脚趾部以及中间部的表面硬度的平衡，对中间部附近的应变的集中进行抑制，从而提高货运铁道所使用的钢轨的底部的耐断裂性、耐疲劳性，并大大提高使用寿命。

接着，就本实施方式的钢轨进行详细的说明。下面的钢成分中的％为质量％。

(1)钢轨钢的化学成分(钢成分)的限定理由

在本实施方式的钢轨中，就钢的化学成分的限定理由进行详细的说明。

c：0.75～1.20％

c是促进珠光体相变，且有助于耐疲劳性的提高的元素。然而，如果c量低于0.75％，则不能确保钢轨所要求的最低限度的强度和耐断裂性。再者，容易大量生成在钢轨底部易于产生疲劳开裂的软质的初析铁素体组织，从而容易发生疲劳损伤。另一方面，如果c量超过1.20％，则容易生成初析渗碳体组织，从而从与珠光体组织的界面产生疲劳开裂，使耐疲劳性降低。另外，韧性得以降低，在脚趾部使其耐断裂性降低。因此，为了促进珠光体组织的生成，确保一定水平的耐疲劳性和耐断裂性，因而将c量设定为0.75～1.20％。为了使珠光体组织的生成进一步稳定化，且更加提高耐疲劳性和耐断裂性，将c量优选设定为0.85～1.10％。

si：0.10～2.00％

si是在珠光体组织中的铁素体相内固溶，使钢轨底部的硬度(强度)上升，从而提高耐疲劳性的元素。再者，si还是抑制初析渗碳体组织的生成，防止从与珠光体组织的界面产生的疲劳损伤，提高耐疲劳性，同时抑制因初析渗碳体组织的生成而产生的韧性降低，在脚趾部提高耐断裂性的元素。然而，在si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量超过2.00％，则热轧时大量生成表面缺陷。再者，淬透性显著增加，在钢轨底部容易生成韧性较低的马氏体组织，从而带来耐疲劳性的降低。另外，硬度的上升变得过剩，在脚趾部使耐断裂性降低。因此，为了促进珠光体组织的生成，确保一定水平的耐疲劳性和耐断裂性，因而将si量设定为0.10～2.00％。为了使珠光体组织的生成进一步稳定化，且更加提高耐疲劳性和耐断裂性，将si量优选设定为0.20～1.50％。

mn：0.10～2.00％

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，从而使耐疲劳性得以提高的元素。然而，在mn量低于0.10％时，其效果较小，在钢轨底部容易生成易于产生疲劳开裂的软质的初析铁素体组织。如果生成初析铁素体，则耐疲劳性的确保变得困难。另一方面，如果mn量超过2.00％，则淬透性显著增加，在钢轨底部生成韧性较低的马氏体组织，从而使耐疲劳性降低。另外，硬度的上升变得过剩，在脚趾部使耐断裂性降低。因此，为了促进珠光体组织的生成，确保一定水平的耐疲劳性和耐断裂性，因而将mn添加量设定为0.10～2.00％。为了使珠光体组织的生成稳定化，且更加提高耐疲劳性和耐断裂性，将mn量优选设定为0.20～1.50％。

p：0.0250％以下

p是在钢中不可避免地含有的元素。通过进行转炉中的精炼可以对其含量加以控制。p量越少越优选，但特别是在p量超过0.0250％时，珠光体组织发生脆化，在钢轨底部从疲劳裂纹的尖端产生脆性开裂，从而使耐疲劳性降低。另外，在脚趾部使韧性降低，从而使耐断裂性降低。因此，将p量限定为0.0250％以下。p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量的下限在0.0050％左右实际上成为制造时的界限。

s是在钢中不可避免地含有的元素。通过进行铁液锅中的脱硫可以对其含量加以控制。s量优选较少，但特别是在s量超过0.0250％时，容易生成粗大的mns系硫化物的夹杂物，在钢轨底部因夹杂物周围的应力集中而产生疲劳开裂，从而使耐疲劳性降低。因此，将s量限定为0.0250％以下。s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量的下限在0.0030％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)的增加而引起的耐疲劳性的提高、韧性的提高、焊接热影响区的软化的防止、钢轨底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cr、mo、co、b、cu、ni、v、nb、ti、mg、ca、rem、zr、n、al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，cr、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使与车轮接触的滚动面正下方的片晶组织微细化，从而使硬度得以提高。b使珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低，从而使钢轨底部的断面内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。v、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，可谋求奥氏体晶粒的微细化，同时促进珠光体相变，使韧性得以提高度。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。n通过偏析于奥氏体晶界而促进珠光体相变，使韧性得以提高，并在热轧后的冷却过程中促进v的碳化物和氮化物的析出，从而使珠光体组织的耐疲劳性得以提高。因此，为了获得上述的效果，也可以在后述的范围含有这些元素。此外，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。另外，这些元素由于未必需要含有，因而其下限为0％。

cr：0.01～2.00％

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，作为其结果，使耐疲劳性得以提高的元素。然而，在cr量低于0.01％时，其效果较小，不能看到提高钢轨钢硬度的效果。另一方面，如果cr量超过2.00％，则淬透性显著增加，在钢轨底部生成韧性较低的马氏体组织，从而使耐断裂性降低。因此，在含有的情况下，优选将cr量设定为0.01～2.00％。

mo：0.01～0.50％

mo是与cr同样，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，使耐疲劳性得以提高的元素。然而，在mo量低于0.01％时，其效果较小，不能看到提高钢轨钢硬度的效果。另一方面，如果mo量超过0.50％，则相变速度显著降低，在钢轨底部生成韧性较低的马氏体组织，从而使耐断裂性降低。因此，在含有的情况下，优选将mo量设定为0.01～0.50％。

co：0.01～1.00％

co是固溶于珠光体组织中的铁素体相中，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，使耐疲劳性得以提高的元素。但是，在co量低于0.01％时，不会促进片晶组织的微细化，从而不能获得耐疲劳性的提高效果。另一方面，如果co量超过1.00％，则上述的效果达到饱和，而且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)，通过促进珠光体相变而使珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低的元素。如果珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低，则从钢轨底部表面至内部赋予钢轨更均匀的硬度分布，因而使耐疲劳性得以提高。然而，在b量低于0.0001％时，其效果并不充分，从而不能看到钢轨底部在硬度分布上的改善。另一方面，如果b量超过0.0050％，则生成粗大的铁碳硼化物，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将b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，其结果是，使耐疲劳性得以提高的元素。但是，在cu量低于0.01％时，不能获得其效果。另一方面，如果cu量超过1.00％，则因淬透性的显著提高而在钢轨底部生成马氏体组织，从而使耐断裂性降低。因此，在含有的情况下，优选将cu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)，从而使耐疲劳性得以提高的元素。再者，ni还是在焊接热影响区，与ti复合而以ni3ti的金属间化合物的形式微细析出，从而通过析出强化而使软化受到抑制的元素。另外，ni还是在含cu钢中抑制晶界脆化的元素。但是，在ni量低于0.01％时，这些效果明显地小。另一方面，如果ni量超过1.00％，则因淬透性的显著提高而在钢轨底部生成韧性较低的马氏体组织，从而使耐断裂性降低。因此，在含有的情况下，优选将ni量设定为0.01～1.00％。

v：0.005～0.50％

v是通过基于在热轧后的冷却过程中生成的v碳化物、v氮化物的析出硬化而提高珠光体组织的硬度(强度)，从而使耐疲劳性得以提高的元素。另外，v在再加热至ac1点以下的温度区域的焊接热影响区，在较高温度区域生成为v碳化物和v氮化物，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v量低于0.005％时，不能充分获得这些效果，从而不能看到硬度(强度)的提高。另一方面，如果v量超过0.50％，则因v的碳化物和氮化物而产生的析出硬化变得过剩，珠光体组织发生脆化，从而使钢轨的耐疲劳性降低。因此，在含有的情况下，优选将v量设定为0.005～0.50％。

nb：0.0010～0.050％

nb是与v同样，通过基于在热轧后的冷却过程中生成的nb碳化物、nb氮化物的析出硬化而提高珠光体组织的硬度(强度)，从而使耐疲劳性得以提高的元素。另外，nb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量低于0.0010％时，不能充分地获得这些效果，从而不能看到珠光体组织的硬度(强度)的提高。另外，如果nb量超过0.050％，则nb的碳化物和氮化物的析出硬化变得过剩，珠光体组织发生脆化，从而使钢轨的耐疲劳性降低。因此，在含有的情况下，优选将nb量设定为0.0010～0.050％。

ti：0.0030～0.0500％

ti是以在热轧后的冷却过程中生成的ti碳化物、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)，从而使耐疲劳性得以提高的元素。另外，在焊接时的再加热中，由于析出的ti碳化物、ti氮化物不会发生熔化，因而可以谋求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元素。然而，在ti量低于0.0030％时，这些效果较少。另一方面，如果ti量超过0.0500％，则生成粗大的ti碳化物、ti氮化物，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将ti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)的元素。mgs使mns微细分散。另外，该微细分散的mns成为珠光体相变的核，促进珠光体相变，从而使珠光体组织的韧性得以提高。然而，在mg量低于0.0005％时，上述的效果较小。另一方面，如果mg含量超过0.0200％，则生成mg的粗大氧化物，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将mg量设定为0.0005～0.0200％。

ca：0.0005～0.0200％

ca是与s的键合力强、从而形成硫化物(cas)的元素。该cas使mns微细分散。微细的mns成为珠光体相变的核，促进珠光体相变，从而使珠光体组织的韧性得以提高。然而，在ca量低于0.0005％时，其效果较小。另一方面，如果ca含量超过0.0200％，则生成ca的粗大氧化物，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将ca量设定为0.0005～0.0200％。

rem：0.0005～0.0500％

rem是脱氧-脱硫元素，通过含有而生成rem硫氧化物(rem2o2s)，成为mn硫化物系夹杂物的生成核。另外，作为该核的硫氧化物(rem2o2s)的熔点较高，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，从而使耐疲劳性得以提高。然而，在rem量低于0.0005％时，其效果较小，作为mns系硫化物的生成核并不充分。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)，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将rem量设定为0.0005～0.0500％。

其中，所谓rem，为ce、la、pr或者nd等稀土类金属。上述含量限定为这些所有的rem的含量的合计量。只要所有rem元素的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键合而生成zro2夹杂物。该zro2夹杂物由于与γ-fe的点阵匹配性良好，因而成为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而抑制铸坯中心部的偏析带的形成，从而抑制在钢轨偏析部生成的马氏体和初析渗碳体组织的生成。然而，在zr量低于0.0001％时，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，在钢轨底部的偏析部容易生成马氏体和初析渗碳体组织，从而不能期待钢轨的耐疲劳性的提高。另一方面，如果zr量超过0.0200％，则粗大的zr系夹杂物大量生成，从而容易因应力集中而产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将zr量设定为0.0001～0.0200％。

n：0.0060～0.0200％

n通过偏析于奥氏体晶界而促进从奥氏体晶界的珠光体相变，在主要使珠光体块尺寸微细化而提高韧性方面是有效的元素。另外，如果使n与v同时添加，则n还是在热轧后的冷却过程中促进v的碳氮化物的析出，提高珠光体组织的硬度(强度)，从而使耐疲劳性得以提高的元素。然而，在n量低于0.0060％时，这些效果较小。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，从而容易产生疲劳损伤。因此，在含有的情况下，优选将n量设定为0.0060～0.0200％。

al：0.0100～1.00％

al是作为脱氧材料发挥作用的成分。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，从而使耐疲劳性得以提高的元素。然而，在al量低于0.0100％时，其效果较小。另一方面，如果al量超过1.00％，则难以使al固溶于钢中。在此情况下，生成粗大的氧化铝系夹杂物，从该粗大的析出物产生疲劳开裂，从而容易发生疲劳损伤。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量设定为0.0100～1.00％。

(2)金属组织以及珠光体组织的必要范围的限定理由

对在本实施方式的钢轨中，将以底部外廓表面为起点的5mm深度范围的金属组织的90面积％以上限定为珠光体组织的理由进行详细的说明。

首先，就将90面积％以上限定为珠光体组织的理由进行说明。

珠光体组织是低合金且容易获得强度(硬度)，对耐疲劳性的提高有利的组织。再者，强度(硬度)的控制容易，易于谋求韧性的提高，从而耐断裂性也优良。于是，出于使钢轨底部的耐断裂性以及耐疲劳性得以提高的目的而限定为珠光体组织。

接着，就将珠光体组织的必要范围限定为以底部外廓表面为起点的5mm深度的范围的理由进行说明。

在珠光体组织的必要范围以底部外廓表面为起点而低于5mm时，钢轨底部所要求的耐断裂性和耐疲劳性的提高效果较小，从而充分的钢轨使用寿命的提高变得困难。因此，将以底部外廓表面为起点的5mm深度范围的金属组织的90面积％以上设定为珠光体组织。

图7示出了需要珠光体组织的区域。如前所述，钢轨底部4具有足底中央部1、位于足底中央部1的两端的脚趾部2、以及位于足底中央部1和脚趾部2之间的中间部3。钢轨底部外廓表面5是指用粗线表示的包括钢轨的足底中央部1、中间部3、脚趾部2等的钢轨底部4的整个表面，在使钢轨直立时为朝下的面。此外，钢轨底部外廓表面5也可以包含钢轨底部的侧端面。

如果在从足底中央部1经由中间部3而直至两端的脚趾部2的以钢轨底部外廓表面5为起点至深度5mm的底部表层部配置珠光体组织，则可以谋求钢轨的耐断裂性以及耐疲劳性的提高。因此，珠光体组织p如图7的影线范围所示，配置于要求提高耐断裂性以及耐疲劳性的以钢轨底部外廓表面5为基点至少5mm深度的范围。另外，除此以外的部分也可以是珠光体组织或者除此以外的金属组织。此外，在考虑整个钢轨断面的特性的情况下，特别在与车轮接触的钢轨头部，耐磨性的确保是最重要的。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是最好的，因而钢轨头部的组织也优选为珠光体组织。

另外，本实施方式的钢轨的底部表层部的金属组织如上所述，优选为珠光体组织，但根据钢轨的成分体系和热处理制造方法的不同，有时在珠光体组织中混入以面积率计为10％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。但是，即使混入这些组织，只要为少量，就不会对钢轨底部的耐断裂性以及耐疲劳性产生较大的不良影响，作为耐断裂性以及耐疲劳性优良的钢轨的组织，允许10面积％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、马氏体组织混在一起。换句话说，在本实施方式的钢轨的底部表层部的金属组织中，只要90面积％以上为珠光体组织即可。为了充分提高耐断裂性以及耐疲劳性，将底部表层部的金属组织的95面积％以上优选设定为珠光体组织。

关于面积率，通过从垂直于钢轨底部外廓表面的横断面采集试验片，在对试验片进行研磨后，通过浸蚀而呈现金属组织，并从所述表面对1mm、5mm的各位置的金属组织进行观察而得到。具体地说，通过在所述各位置的观察中，于200倍的光学显微镜的视场观察金属组织，决定各组织的面积从而决定其面积率来得到。观察的结果，只要距表面1mm、5mm两者的珠光体组织的面积率都在90％以上，就可以判断以钢轨底部外廓表面为起点的5mm深度范围的金属组织的90％以上为珠光体组织(以钢轨底部外廓表面为起点的5mm深度范围的珠光体组织的面积率为90％以上)。也就是说，只要所述各位置的面积率为90％，就可以认为被所述各位置所夹持的中间位置的珠光体面积率在90％以上。

(3)足底中央部的表面硬度的限定理由

就本实施方式的钢轨中，将足底中央部的表面硬度限定为hv360～500的范围的理由进行说明。

在足底中央部的表面硬度低于hv360时，如图2所示，对于在重载荷铁道作用的足底中央部的负荷应力(200mpa)，不能确保疲劳极限应力范围，从而使钢轨底部的耐疲劳性降低。另一方面，如果表面硬度超过hv500，则如图2所示，珠光体组织的脆化得以发展，因产生开裂而不能确保疲劳极限应力范围，从而使钢轨底部的耐疲劳性降低。因此，将足底中央部的表面硬度限定为hv360～500的范围。

(4)脚趾部的表面硬度的限定理由

就本实施方式的钢轨中，将脚趾部的表面硬度限定为hv260～315的范围的理由进行说明。

在脚趾部的表面硬度低于hv260时，如图3所示，对于在重载荷铁道作用的脚趾部的负荷应力(150mpa)，不能确保疲劳极限应力范围，从而使钢轨底部的耐疲劳性降低。另一方面，如果表面硬度超过hv315，则如图4所示，珠光体组织的韧性降低，从而因脆性破坏的促进而使钢轨底部的耐断裂性降低。因此，将脚趾部的表面硬度限定为hv260～315的范围。

(5)足底中央部的表面硬度：hc、脚趾部的表面硬度：he、中间部的表面硬度：hm的关系的限定理由

如果使中间部的表面硬度比脚趾部的表面硬度低，则如图5所示，应变集中于中间部(软质部)，从而以中间部为起点而产生疲劳破坏。另外，如果使中间部的表面硬度比足底中央部的表面硬度高，则如图5所示，应变集中于足底部和中间部的边界部，从而以边界部为起点而产生疲劳破坏。因此，将足底中央部的表面硬度：hc、脚趾部的表面硬度：he、中间部的表面硬度：hm的关系限定为满足下述的条件。

hc≥hm≥he

(6)足底中央部的表面硬度：hc和中间部的表面硬度：hm的关系的限定理由

在将足底中央部的表面硬度：hc(hv)、脚趾部的表面硬度：he(hv)、中间部的表面硬度：hm(hv)控制为上述的关系(hc≥hm≥he)的基础上，如果将中间部的表面硬度：hm(hv)控制为足底中央部的表面硬度：hc(hv)的0.900倍以上，使足底中央部和中间部的硬度差减少，则如图6所示，应变在足底中央部和中间部的边界部的集中受到进一步的抑制，从而使钢轨底部的耐疲劳性更加提高。因此，将足底中央部的表面硬度：hc和中间部的表面硬度：hm的关系优选限定为下述的条件。

hm/hc≥0.900

上述的钢轨底部的表面硬度优选在下述的条件下进行测定。

[钢轨底部的表面硬度的测定方法]

测定

测定装置：维氏硬度计(载荷98n)

测定用试验片采集：从底部的横断面切出样品

事前处理：对横断面用1μm的金刚石进行研磨

测定方法：按照jisz2244进行测定

硬度的计算

足底中央部：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该各位置的硬度。

脚趾部：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该各位置的硬度。

中间部：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该各位置的硬度。

中间部的表面硬度(hm)和足底中央部的表面硬度(hc)之比的计算

关于中间部的表面硬度(hm)和足底中央部的表面硬度(hc)之比，将各部位的表面下1mm以及5mm各自的硬度的平均值进一步平均，并将这样得到的值设定为足底中央部的表面硬度(hc)、中间部的表面硬度(hm)，从而对上述的比进行计算。

(7)钢轨底部的硬度的控制方法

为了控制钢轨底部的硬度，例如根据足底中央部、脚趾部以及中间部所需要的硬度，对轧制条件、轧制后的热处理条件进行调整，从而使硬度控制成为可能。

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，例如可以采用如下的方法来得到：对由上述的成分组成构成的钢轨钢在转炉、电炉等通常使用的熔炼炉中进行熔炼，对该钢水采用制锭-开坯法或者连续铸造法进行铸造，接着进行热轧，并根据需要进行用于控制钢轨底部的金属组织和硬度的热处理。

例如，在本实施方式的钢轨中，对成分调整后的钢水进行铸造而制成大方坯，将大方坯加热至1250～1300℃，进行热轧而成形为钢轨形状。然后采用如下的方法来得到：在热轧后进行放冷或加速冷却；或者在热轧并放冷后进行再加热，然后进行加速冷却。

在这样的一系列工序中，为了调整足底中央部、脚趾部以及中间部的表面硬度，可以对热轧条件、热轧后的加速冷却的冷却速度、热轧后的再加热温度、热轧后的再加热后的加速冷却的冷却速度的制造条件中的任1项或者2项以上加以控制。

●优选的热轧条件、再加热条件

为了确保硬度比足底中央部低的脚趾部的特性，可以在最终轧制前对脚趾部进行冷却等、于足底中央部和脚趾部对最终轧制温度进行单独控制。作为实际的钢轨的热轧条件，通过将足底中央部的最终轧制温度设定为900～1000℃(钢轨底部外廓表面的温度)，将脚趾部的最终轧制温度设定为800～900℃(钢轨底部外廓表面的温度)的范围，从而可能在各自的位置，单独进行硬度的控制。

在为了赋予耐断裂性和耐疲劳性而对钢轨底部的硬度进行控制时，一般认为通过在通常钢轨的孔型轧制中对最终轧制温度进行控制就很充分。除此以外的钢轨底部的轧制条件例如可以采用公知的方法而主要获得珠光体组织。例如，可以参考日本特开2002-226915号公报等中记载的方法，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，在刚进行中间轧制的各道次的轧制之后，实施将钢轨头部表面和底部中心表面降低50～100℃的温度的冷却，接着进行2个道次以上的采用连续轧机的精轧。此时，为了控制钢轨底部的硬度，可以在精轧的最终轧制前，将钢轨底部的脚趾部以及足底中央部控制为上述的温度范围。

另外，在热轧后对钢轨底部进行再加热时，为了使脚趾部的硬度比足底中央部低，例如也可以通过加热条件的控制，使脚趾部的加热温度比足底中央部低。作为实际的钢轨的再加热条件，进行再加热例如使足底中央部的再加热温度为950～1050℃(钢轨底部外廓表面)、使脚趾部的再加热温度为850～950℃(钢轨底部外廓表面)的范围，从而能够进行钢轨底部的硬度控制。

关于中间部，优选以参照足底中央部、脚趾部的热轧以及再加热条件的条件为基础，设定为在脚趾部的附近比脚趾部稍稍提高最终轧制温度和再加热温度，在足底部的附近比足底部稍稍降低最终轧制温度和再加热温度。其结果是，可以确保作为目标的硬度。

●热轧-再加热后的加速冷却条件

关于钢轨底部的加速冷却方法，并没有特别的限定。为了赋予耐断裂性和耐疲劳性，对硬度加以控制，为此，可以采用空气喷射冷却、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底部的冷却速度进行控制。然而，例如在热轧后进行加速冷却的情况下，为了使脚趾部的硬度比足底中央部低，通过使用水和雾作为足底中央部的加速冷却的冷却介质，使用空气等作为脚趾部的加速冷却的冷却介质，便可以使脚趾部的冷却速度比足底中央部有所降低。此外，冷却速度以及冷却温度范围以钢轨底部外廓表面的温度为基准而加以控制。

在轧制后进行加速冷却的情况下，例如可以在足底中央部以加速冷却速度为3～10℃/sec(冷却温度范围：850～600℃)的范围、在脚趾部以加速冷却速度为1～5℃/sec(冷却温度范围：800～650℃)的范围进行硬度控制。另外，加速冷却可以在800～600℃的范围进行，低于600℃的冷却条件并没有特别的限定。

另外，在热轧后于再加热后进行加速冷却的情况下，例如通过在足底中央部以加速冷却速度为5～12℃/sec(冷却温度范围：850～600℃)的范围、在脚趾部以加速冷却速度为3～8℃/sec(冷却温度范围：800～600℃)的范围进行冷却，便可以进行硬度控制。另外，加速冷却可以在800～600℃的范围进行，低于600℃的冷却条件并没有特别的限定。

关于中间部，优选以参照足底中央部、脚趾部的加速冷却条件的条件为基础，设定为在脚趾部的附近比脚趾部稍稍提高加速冷却速度，在足底中央部的附近比足底部稍稍降低加速冷却速度。其结果是，可以确保作为目标的硬度。

另外，为了更进一步提高耐疲劳性而降低中间部的硬度和足底中央部的硬度之差异，为此，优选使中间部的加速冷却速度靠近足底中央部的冷却速度，或者将结束加速冷却的温度设定得稍低些、具体地说直至600℃附近而进行加速冷却。

上述的制造条件的组合使钢轨底部的硬度的控制成为可能，而且在规定范围的金属组织中，使珠光体组织的面积率达到90％以上。

在实际的钢轨制造中，有必要与钢轨钢的成分值相应地在上述所示的制造条件的范围内进行调整。在其调整中，可以参考公开的公知文献等中记载的钢的热轧条件和晶粒之间的关系、钢的平衡相图、连续冷却相变曲线(cct图)等。

另外，在精轧温度的控制中，根据热轧条件和奥氏体粒径的关系而选择脚趾部、足底中央部进而中间部的轧制温度，由此能够进行硬度的分别制作和组织的决定。作为具体的例子，在欲使硬度降低的脚趾部，可以进行降低轧制温度而减小奥氏体粒径(增大粒度号码)的控制。在降低脚趾部的轧制温度时，可以适用轧制前的延迟、脚趾部的强制冷却等。

另外，在进行再加热温度控制时，可以根据铁碳平衡相图选择再加热温度。作为具体的例子，在欲使硬度降低的脚趾部，进行降低再加热温度而减小奥氏体粒径的控制。此外，如果使温度过于降低，则金属组织往往不能完全奥氏体化。于是，优选以a1线、a3线、acm线为尺度而控制最低加热温度。为了将脚趾部的再加热温度设定得低些，在利用辐射热的再加热的情况下，可以适用设置屏蔽板等的加热抑制等。在使用感应加热的情况下，可以适用通过多个线圈的配置的调整而抑制脚趾部的加热、和通过脚趾部附近的感应加热线圈输出功率的调整而抑制脚趾部的加热等。

另外，在加速冷却等的冷却速度的控制(作为精轧或再加热后的热处理的冷却控制)时，能够与钢轨钢的成分值相应地由cct图决定加速冷却速度。具体地说，为了确保珠光体组织的生成，优选由cct图导出珠光体相变的适当的冷却速度，并由其范围对冷却速度进行控制，从而得到目标的硬度。作为具体的例子，需要在欲使硬度降低的脚趾部将冷却速度控制得比足底中央部慢些。

通过组合上述的组织控制方法和本发明人得到的新的见解而加以活用，本实施方式的钢轨的制造就成为可能。

实施例

下面就本发明的实施例进行说明。

表1～4示出了作为本发明例的钢轨的化学成分和诸特性。表1～4示出了化学成分值、底部的显微组织、底部的表面硬度、足底中央部的表面硬度和中间部的表面硬度之比。化学成分的剩余部分包括fe和杂质。也一并记载了采用图8所示的方法进行的疲劳试验结果、从图9所示的位置采集试验片的脚趾部的冲击试验结果。底部的显微组织在仅记载“珠光体”的情况下，以钢轨底部外廓表面为起点的5mm深度范围的珠光体组织的面积率为90％以上，也包含混入有以面积率计为10％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织或者马氏体组织之中的1种或2种以上的组织。

另一方面，表5～9示出了作为比较例的钢轨的化学成分值、底部的显微组织、底部的表面硬度、足底中央部的表面硬度和中间部的表面硬度之比。再者，也一并记载了采用图8所示的方法进行的疲劳试验结果、从图9所示的位置采集试验片的脚趾部的冲击试验结果。此外，底部的显微组织在仅记载“珠光体”的情况下，以钢轨底部外廓表面为起点的5mm深度范围的珠光体组织的面积率为90％以上，也包含混入有以面积率计为10％以下的微量的初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织或者马氏体组织之中的1种或2种以上的组织。另一方面，在显微组织一栏记载着除珠光体组织以外的组织者，全都意味着以面积率计超过10％的量。例如，在记载为“珠光体+初析铁素体”的情况下，是指珠光体组织以面积率计低于90％，剩余部分的主要组织为初析铁素体。

此外，表1～4、表5～9所示的本发明钢轨以及比较钢轨的制造工序以及制造条件的概略为以下2种。

[本发明钢轨的制造工序]

钢水→成分调整→铸造(大方坯)→再加热(1250～1300℃)→热轧→放冷或者热处理(加速冷却)。

钢水→成分调整→铸造→再加热→热轧→放冷→再加热(钢轨)→热处理(加速冷却)。

另外，表1～4所示的本发明钢轨的制造条件的概略如下所示。关于表5～9的比较钢轨的制造条件，比较例1～8在下述的本发明钢轨的制造条件的范围内进行制造，比较例9～20在偏离本发明钢轨的制造条件中的任一项条件的条件下进行制造。

[本发明钢轨的制造条件]

·热轧条件(只是适用的实施例)

最终轧制温度足底中央部：900～1000℃脚趾部：800～900℃

·再加热条件(只是适用的实施例)

再加热温度足底中央部：950～1050℃脚趾部：850～950℃

·底部热处理条件(只是适用的实施例)

刚热轧后的热处理冷却速度

足底中央部：3～10℃/sec(冷却温度范围：850～600℃)

脚趾部：1～5℃/sec(冷却温度范围：800～600℃)

再加热后的热处理冷却速度

足底中央部：5～12℃/sec(冷却温度范围：850～600℃)

脚趾部：3～8℃/sec(冷却温度范围：800～650℃)

此外，表1～4、表5～9所示的本发明钢轨以及比较钢轨的详细情况如下所示。

(1)本发明钢轨(35根)

发明例1～35：化学成分值、底部的显微组织、底部的表面硬度(足底中央部、脚趾部)、进而足底中央部的表面硬度和脚趾部的表面硬度之比在本发明范围内的钢轨。

(2)比较钢轨(20根)

比较例1～8(8根)：c、si、mn、p、s的含量以及底部的显微组织之中的任一项在本发明范围外的钢轨。

比较例9～20(12根)：钢轨底部的足底中央部、脚趾部的表面硬度、进而足底中央部、脚趾部、中间部的表面硬度的平衡在本发明范围外的钢轨。

另外，各种试验条件如下所示。

[实际钢轨弯曲疲劳试验(参照图8)]

试验方法：实物钢轨3点弯曲(跨度距离：0.65m、频率：5hz)

载荷条件：应力范围控制(最大载荷-最小载荷、最小载荷为最大载荷的10％)

试验姿态：向钢轨头部施加载荷负荷(使拉伸应力作用于底部)

应力控制：采用贴附于钢轨底部的足底中央部的应变仪进行控制。

循环次数：200万次，将未断裂时的最大应力范围设定为疲劳极限应力范围

[冲击试验]

试验片形状：jis3号2mmu缺口夏比冲击试验片

试验片采集位置：钢轨的脚趾部(参照图9)

试验温度：常温(+20℃)

[钢轨底部的表面硬度的测定方法]

测定

测定装置：维氏硬度计(载荷98n)

测定用试验片采集：从底部的横断面切出样品

事前处理：对横断面用1μm的金刚石进行研磨

测定方法：按照jisz2244进行测定。

硬度的计算方法

足底中央部的表面硬度：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该位置的表面硬度。

脚趾部的表面硬度：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该位置的表面硬度。

中间部的表面硬度：在图7所示的部位的表面下1mm以及5mm分别进行20点的测定，将其平均值设定为在该位置的表面硬度。

中间部的表面硬度(hm)和足底中央部的表面硬度(hc)之比的计算方法

关于中间部的表面硬度(hm)和足底中央部的表面硬度(hc)之比，将各部位的表面下1mm以及5mm各自位置的表面硬度进一步平均，并将这样得到的值设定为足底中央部的表面硬度(hc)、中间部的表面硬度(hm)，从而对上述的比进行计算。

如表1～4、表5～9所示，本发明钢轨(发明例1～35)与比较钢轨(比较例1～8)相比，将钢的c、si、mn、p、s的含量控制在限定范围内，从而抑制初析铁素体组织、初析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织的生成，控制夹杂物和珠光体组织的韧性，进而控制钢轨底部的足底中央部、脚趾部的表面硬度，由此提高足底中央部的疲劳强度、脚趾部的韧性，从而提高钢轨的耐断裂性以及耐疲劳性。

另外，本发明钢轨(发明例1～35)与比较钢轨(比较例9～20)相比，通过对钢轨底部的足底中央部、脚趾部的表面硬度、中间部的表面硬度的平衡进行控制，便使耐疲劳性得以提高。

再者，如表1～4、图10所示，本发明钢轨(发明例9～10、12～13、15～16、18～19、20～21、23～24、25～26、29～30、32～33)通过将钢轨底部的足底中央部的表面硬度：hc(hv)、中间部的表面硬度：hm(hv)控制为hm/hc≥0.900，并对硬度的平衡进一步加以控制，便使耐疲劳性得以更进一步的提高。

表8

产业上的可利用性

根据本发明，对成为钢轨的原材料的钢轨钢的成分加以控制，同时对钢轨底部的金属组织、钢轨底部的足底中央部以及脚趾部的表面硬度进行控制，进而对足底中央部、脚趾部以及中间部的表面硬度的平衡加以控制，并对中间部附近的应变的集中进行抑制，由此可以提供一种货运铁道的钢轨的底部所要求的耐断裂性和耐疲劳性优良的钢轨。

符号说明：

1：足底中央部

2：脚趾部

3：中间部

4：底部

5：底部外廓表面