CN113966406A

CN113966406A - 钢轨及其制造方法

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Publication number: CN113966406A
Application number: CN202080043914.XA
Authority: CN
Inventors: 奥城贤士; 德永和也; 山口盛康
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-06-20
Filing date: 2020-06-09
Publication date: 2022-01-21
Anticipated expiration: 2040-06-09
Also published as: CN113966406B; EP3988677A1; EP3988677A4; JP7070697B2; JPWO2020255806A1; WO2020255806A1; US20220307101A1

Abstract

一种钢轨，具有规定的成分组成，并且在从钢轨头部表面到深度：16.0mm的区域中的硬度分布中，在第二内部区域形成硬度比第一内部区域中的硬度的最小值V1高的位置，并且将钢轨头部表面的硬度设为HBW400～520，将从钢轨头部表面到深度：16.0mm的区域中的硬度的平均值设为HBW350以上。

Description

钢轨及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢轨及其制造方法。

背景技术

货物运输、矿山铁路中使用的货车的载重量比客车大。因此，货物运输、矿山铁路中使用的货车的车轴所承受的负载高，钢轨与车轮之间的接触环境非常严酷。对在这样的环境中使用的钢轨要求耐磨性，使用以珠光体和/或贝氏体为主相的钢。

作为这样的钢轨，例如，专利文献1公开了“一种耐磨性、耐内部疲劳损伤性优异的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计含有C：大于0.85％且1.20％以下、Si：0.10～1.00％、Mn：0.10～1.50％、V：0.01～0.20％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。”。

另外，专利文献2公开了“一种高内部硬度钢轨，其特征在于，由如下钢构成：上述钢以质量％计含有C：0.60～0.86％、Si：0.10～1.20％、Mn：0.40～1.50％、Cr：0.05～2.00％，由下述式(1)定义的Ceq满足1.00以上，由下述式(2)定义的QP满足7.0以下，余量为Fe和不可避免的杂质；钢轨头部全面呈现珠光体的金属组织，以钢轨头顶表面为起点进入20mm内部的地方为止的硬度为HB370以上，钢轨头顶表面与以该表面为起点进入至少20mm内部的地方的硬度差为HB30以下，并且钢轨头部与钢轨柱部的边界区域为珠光体金属组织。

Ceq＝C+Si/10+Mn/4.75+Cr/5.0···式(1)

QP＝(0.06+0.4×C)×(1+0.64×Si)×(1+4.1×Mn)×(1+2.33×Cr)···式(2)

这里，C、Si、Mn、Cr为各元素的含量的质量％的值”。

进而，专利文献3公开了，“一种钢轨，其特征在于，具备钢轨头部，上述钢轨头部具有：头顶部，是沿上述钢轨的延伸方向在上述钢轨头部的顶部上延伸的平坦区域；侧头部，是沿上述钢轨的上述延伸方向在上述钢轨头部的侧部上延伸的平坦区域；成圆形的角部，在上述头顶部与上述侧头部之间延伸；以及，头部角部，与上述侧头部的上半部分合并的区域；

并且，具有以下化学成分：以质量％计含有C：0.70～1.00％、Si：0.20～1.50％、Mn：0.20～1.00％、Cr：0.40～1.20％、P：0.0250％以下、S：0.0250％以下、Mo：0～0.50％、Co：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～0.300％、Nb：0～0.0500％、Mg：0～0.0200％、Ca：0～0.0200％、REM：0～0.0500％、B：0～0.0050％、Zr：0～0.0200％和N：0～0.0200％，余量由Fe和杂质构成；

在从由上述头顶部的表面和上述头部角部的表面构成的头部***表面到深度10mm的区域中，珠光体组织与贝氏体组织的合计量为95面积％以上，并且上述贝氏体组织的量为20面积％以上且小于50面积％，

从上述头部***表面到深度10mm的上述区域的平均硬度为Hv400～500的范围内。”。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2000－345296号公报

专利文献2：日本特开2009－263753号公报

专利文献3：国际公开2015/182759号公报

发明内容

然而，对于货物运输、矿山铁路中使用的钢轨，更换基准采用累积磨损量。例如，运用为如果累积磨损量达到更换基准值(15.0～16.0mm左右)，则进行该钢轨的更换。

但是，对于专利文献1～3中公开的钢轨，虽然钢轨的使用开始初期磨损量少，但是存在随着累积磨损量接近上述更换基准值而磨损急剧进行的问题。因此，有时在更换钢轨前累积磨损量超过更换基准值等，在安全性方面留有问题。

本发明是为了解决上述问题而开发的，目的在于提供在货物运输、矿山铁路等高轴重环境中铺设的情况下不仅耐久性比以前好，安全性方面也极有利的钢轨。

另外，本发明的目的在于提供上述钢轨的有利的制造方法。

发明人等为了解决上述问题而重复了各种研究。

首先，发明人等对于专利文献1～3中公开的钢轨的随着累积磨损量接近更换基准值而磨损急剧进行的理由进行了反复调查·研究。

其结果得到以下的见解。

(1)专利文献1～3中公开的钢轨通常通过如下方式来制造：将通过连续铸造法铸造的钢坯材(大钢坯)加热到1100℃～1250℃左右的温度范围后，实施热轧，制成钢轨，然后将空气、水或水雾等冷却介质喷射到该钢轨，冷却该钢轨。

(2)但是，上述的利用冷却介质的喷射的冷却从钢轨的表面夺取热，因此在钢轨的内部不能得到表面程度的冷却速度。因此，硬度从钢轨的头部表面向内部逐渐降低。

(3)即，珠光体的硬度受珠光体***中的温度影响很大。特别是，从珠光体***开始到结束的温度整体上越低，珠光体的硬度越高。

但是，如上所述，由于上述的利用冷却介质的喷射的冷却从钢轨的表面夺取热，所以在钢轨的内部不能得到表面程度的冷却速度(参照图4)。

另外，珠光体***开始温度和珠光体***结束温度如图1的TTT图所示，即使是相同的成分组成，也根据加热钢后的时间而变化。

因此，如果在热轧后仅进行利用冷却介质的喷射的冷却，则虽然在钢轨的头部表面附近在较低的温度下发生珠光体***，但是钢轨的内部，特别是随着从钢轨的头部表面深入，珠光体***中的温度变高。

其结果，硬度从钢轨的头部表面向内部逐渐降低，随着累积磨损量接近更换基准值，磨损急剧进行。

发明人等基于上述见解而反复进行研究，考虑是否能够通过如下方式可以有利地解决上述问题：

(4)确保钢轨头部表面的硬度和从钢轨头部表面到与钢轨的更换基准位置相当的深度位置(以下也称为钢轨的更换基准位置)的硬度，并且

调整从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置的区域中的硬度分布，具体而言，使钢轨的更换基准位置附近的头部上表面一侧的区域(以下也称为第二内部区域)、特别是距离钢轨头部表面的深度为10.0～16.0mm的区域的硬度高于比该第二内部区域进一步靠头部上表面一侧的深度：4.0～8.0mm的区域(以下也称为第一内部区域)的硬度。

因此，发明人等基于上述思考，进一步反复研究的结果，得到了以下见解：有效的是

(5)为了使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度，在冷却热轧后的钢轨时，如图2所示地控制钢轨的头部表面的温度，

即，在热轧后的冷却中，将钢轨头部表面的温度快速冷却到珠光体***开始温度的下限附近、具体而言图1的TTT图中的珠光体***开始曲线与贝氏体***开始曲线的交点的温度附近后，暂时停止或减弱冷却，通过回热和***发热使钢轨头部表面的温度上升，然后再次冷却钢轨(或加强冷却)。

(6)由此，如图3所示，可以使钢轨的内部、特别是第二内部区域中的珠光体***中的温度(特别是从***开始到***结束的中间温度)低于第一内部区域中的珠光体***中的温度(特别是从***开始到***结束的中间温度)，并且加快第二内部区域中的珠光体***中的冷却速度。

其结果，可以保证钢轨头部表面的硬度和从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置的硬度，并且使第二内部区域、特别是距离钢轨头部表面的深度为10.0mm～16.0mm的位置的硬度高于第一内部区域的硬度。由此，可以防止累积磨损量接近更换基准值时的磨损的急剧进行。

应予说明，图3使用考虑了由相***引起的发热的二维差分导热计算，计算(模拟)在图2的冷却条件下冷却钢轨时的钢轨各部的温度变化，该计算结果(温度变化)中从宽度方向对称面位置的头顶表面将特定的深度方向位置制成曲线。另外，图中，钢轨各部的***开始温度考虑每个部位的潜伏期(从到达规定温度到***开始的时间)而进行计算。这里，潜伏期由TTT(Time－Temperature－Transformation)图的***开始时间根据Scheil的式来计算。进而，钢轨各部的***结束温度为珠光体***98％结束时的温度。这里，珠光体***98％结束时的温度使用由TTT图的***开始时间和***结束时间通过JMAK(Johnson－Mehl－Avrami－Kolmogorov)的式计算的***速度来计算。另外，与图3同样，图4也通过上述计算流程来计算(模拟)钢轨各部的温度变化，将其计算结果(温度变化)制成曲线。

本发明基于上述见解，进一步加入研究而完成。

即，本发明的要旨构成如下：

1.一种钢轨，具有以下成分组成，以质量％计含有

C：0.60～1.00％、

Si：0.10～1.50％、

Mn：0.20～1.50％、

P：0.035％以下、

S：0.035％以下和

Cr：0.20～2.00％，

余量由Fe和不可避免的杂质构成；

在从钢轨头部表面到深度：16.0mm的区域中的硬度分布中，

在将深度：4.0～8.0mm的第一内部区域中的硬度的最小值设为V1时，在比该第一内部区域深的位置的第二内部区域存在硬度比该V1高的位置，并且，

上述钢轨头部表面的硬度为HBW400～520，从上述钢轨头部表面到深度：16.0mm的区域中的硬度的平均值为HBW350以上。

2.根据上述1所记载的钢轨，其中，上述成分组成进一步含有选自以质量％计，

V：0.30％以下、

Cu：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Nb：0.050％以下、

Mo：0.5％以下、

Al：0.07％以下、

W：1.0％以下、

B：0.005％以下、

Ti：0.05％以下和

Sb：0.5％以下

中的1种或2种以上。

3.根据上述1或2所记载的钢轨，其中，在将上述第二内部区域的硬度的平均值设为V2时，该V2与上述V1之差为HBW5以上。

4.根据上述1～3中任一项所记载的钢轨，其中，硬度比上述V1高的位置存在于整个上述第二内部区域。

5.根据上述1～4中任一项所记载的钢轨，其中，上述第二内部区域中的硬度从上述钢轨头部表面向深度方向连续增加。

6.一种钢轨的制造方法，是用于制造上述1～5中任一项所记载的钢轨的方法，

对具有上述1或2所记载的成分组成的钢坯材施加热轧而制成钢轨，

然后，以平均冷却速度：1～20℃/s将该钢轨从奥氏体温度以上的温度冷却到A－25℃～A+25℃的第一冷却温度，

然后，保持直到该钢轨的温度到达A+30℃～A+200℃的中间温度，

然后，以平均冷却速度：0.5～20℃/s将该钢轨冷却10秒以上。

这里，A为上述成分组成的钢的TTT图中的珠光体***开始曲线与贝氏体***开始曲线的交点的温度。另外，钢轨的温度和平均冷却速度分别为钢轨头部表面的温度和平均冷却速度。

根据本发明，在钢轨的累积磨损量接近更换基准值时也可以防止磨损的急剧进行，因此即使在货物运输、矿山铁路等高轴重环境下铺设的情况下，也可以保证高耐久性，并且在高安全性下运行货车。

附图说明

图1是表示TTT图的一个例子。

图2是表示根据本发明的一个实施方式的热轧后的冷却中的钢轨头部表面的温度变化的一个例子的图。

图3是表示根据本发明的一个实施方式的热轧后的冷却中的钢轨的表面、第一内部区域的代表位置和第二内部区域的代表位置的温度变化的一个例子的图。

图4是表示以往的热轧后的冷却中的钢轨的表面的第一内部区域的代表位置和第二内部区域的代表位置的温度变化的一个例子的图。

具体实施方式

基于以下实施方式说明本发明。

首先，对本发明的一个实施方式的钢轨的成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下除非特别说明，否则仅以“％”表示。

C：0.60％～1.00％

C(碳)是在珠光体系钢轨中形成渗碳体而提高硬度、强度且提高耐磨性的重要元素。为了充分得到这样的效果，C含量的下限设为0.60％。C含量优选为0.70％以上。另一方面，如果过度含有C，则导致渗碳体量的增加。因此，虽然硬度、强度上升，但是延展性降低。另外，C含量的增加使γ+θ域的温度范围扩大，助长焊接热影响部的软化。因此，C含量的上限设为1.00％。C含量优选为0.97％以下。

Si：0.10％～1.50％

Si(硅)作为脱氧剂以及为了强化珠光体组织而添加。为了充分得到这样的效果，Si含量的下限设为0.10％。Si含量优选为0.20％以上。另一方面，如果过度含有Si，则助长脱碳，另外，导致钢轨的表面瑕疵的产生。因此，Si含量的上限设为1.50％。Si含量优选为1.30％以下。

Mn：0.20％～1.50％

Mn(锰)有降低珠光体平衡***温度(TE)，使珠光体片层间隔致密的效果。因此，Mn是在钢轨内部得到高硬度方面有用的元素。为了充分得到这样的效果，Mn含量的下限设为0.20％。Mn含量优选为0.40％以上。另一方面，如果Mn含量超过1.50％，则珠光体平衡***温度(TE)过度降低，容易发生马氏体***。因此，Mn含量的上限设为1.50％。Mn含量优选为1.30％以下。

P：0.035％以下

P(磷)是降低韧性、延展性的元素。因此，P含量设为0.035％以下。P含量优选为0.025％以下。

应予说明，P含量优选尽量减少，但是如果为此而进行特殊的精炼等，则导致熔炼时的成本上升。因此，P含量的下限优选设为0.001％。

S：0.035％以下

S(硫)在轧制方向上伸展，形成使延展性、韧性降低的粗大MnS。因此，S含量设为0.035％以下。S含量优选为0.030％以下，更优选为0.015％以下。

应予说明，S含量优选尽量减少，但是如果为此而需要熔炼处理时间、媒溶材料的增大等，导致熔炼时的成本上升。因此，S含量的下限优选设为0.0005％。

Cr：0.20％～2.00％

Cr(铬)使平衡***温度(TE)上升，有助于珠光体片层间隔的微细化，使高度、强度上升。另外，除了Cr之外，通过同时含有后述的Sb，有效地有助于抑制脱碳层的生成。为了充分得到这样的效果，Cr含量的下限设为0.20％。Cr含量优选为0.25％以上，更优选为0.30％以上。另一方面，如果Cr含量超过2.00％，则产生焊接缺陷的可能性增加。另外，淬火性增加，助长马氏体的生成。因此，Cr含量的上限设为2.00％。Cr含量优选为1.50％以下。

应予说明，Si和Cr的合计含量优选设为3.00％以下。如果Si和Cr的合计含量超过3.00％，则氧化皮的密合性过度增加，因此阻碍氧化皮的剥离，助长脱碳。

以上，对基本成分进行了说明，但是进一步可以含有选自V：0.30％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.050％以下、Mo：0.5％以下、Al：0.07％以下、W：1.0％以下、B：0.005％以下、Ti：0.05％以下和Sb：0.5％以下中的1种或2种以上。

V：0.30％以下

V(钒)是形成VC或VN等而微细析出到铁素体中，通过铁素体的析出强化而有助于高强度化的元素。另外，V也作为氢的陷阱位点发挥作用，也可以期待抑制延迟破坏的效果。为了得到这样的效果，优选将V含量设为0.001％以上。V含量更优选为0.005％以上。另一方面，如果V含量超过0.30％，则上述效果饱和。另外，导致合金成本的过度上升。因此，在含有V的情况下，其含量设为0.30％以下。V含量更优选为0.15％以下，进一步优选为0.12％以下。

Cu：1.0％以下

Cu(铜)是通过固溶强化而有助于高硬度化的元素。另外，Cu也有抑制脱碳的效果。为了得到这样的效果，优选将Cu含量设为0.01％以上。Cu含量更优选为0.05％以上。另一方面，如果Cu含量超过1.0％，则在连续铸造时、轧制时容易产生由脆化引起的表面破裂。因此，在含有Cu的情况下，其含量设为1.0％以下。Cu含量更优选为0.6％以下，进一步优选为0.5％以下。

Ni：1.0％以下

Ni(镍)是对提高韧性、延展性有效的元素。另外，Ni是对抑制在含有Cu的情况下所担心的表面破裂(连续铸造时、轧制时产生的由脆化引起的表面破裂)也有效的元素。因此，在含有Cu的情况下，优选也同时含有Ni。为了得到这样的效果，优选将Ni含量设为0.01％以上。Ni含量更优选为0.05％以上。另一方面，如果Ni含量超过1.0％，则淬火性过度提高，促进马氏体的生成。因此，在含有Ni的情况下，其含量设为1.0％以下。Ni含量更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。

Nb：0.050％以下

Nb(铌)对延展性和韧性的提高有效的元素。即，Nb使奥氏体未再结晶温度范围上升到高温侧，在轧制时，促进对奥氏体组织导入加工应变。因此，珠光体团、块尺寸被微细化，延展性和韧性提高。为了得到这样的效果，优选将Nb含量设为0.001％以上。Nb含量更优选为0.003％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.050％，则在大钢坯等钢轨钢坯材的铸造时的凝固工序中，Nb碳氮化物晶出，清洁性降低。因此，在含有Nb的情况下，其含量设为0.050％以下。Nb含量更优选为0.030％以下，进一步优选为0.025％以下。

Mo：0.5％以下

Mo(钼)是对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选将Mo含量设为0.001％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.5％，则淬火性过度提高。其结果，大量的马氏体生成，韧性、延展性降低。因此，在含有Mo的情况下，其含量设为0.5％以下。Mo含量更优选为0.3％以下。

Al：0.07％以下

Al(铝)是作为脱氧剂有效的元素。为了得到这样的效果，优选将Al含量设为0.01％以上。另一方面，如果Al含量超过0.07％，则粗大的氧化物、氮化物生成，导致耐疲劳损伤性的降低。因此，在含有Al的情况下，其含量设为0.07％以下。

W：1.0％以下

W(钨)形成碳化物，微细分散和析出到钢中，有助于耐磨性的提高。另外，W也有助于耐疲劳损伤性的提高。为了得到这样的效果，优选将W含量设为0.01％以上。另一方面，如果W含量超过1.0％，则耐磨性和耐疲劳损伤性的提高效果饱和。因此，在含有W的情况下，其含量设为1.0％以下。

B：0.005％以下

B(硼)在轧制中和/或轧制后作为氮化物析出，通过析出强化有助于0.2％耐力的提高。为了得到这样的效果，优选将B含量设为0.0005％以上。另一方面，如果B含量超过0.005％，则淬火性过度提高，马氏体生成，结果导致耐疲劳损伤性的降低。因此，在含有B的情况下，其含量设为0.005％以下。

Ti：0.05％以下

Ti(钛)在轧制中和/或轧制后作为碳化物、氮化物和/或碳氮化物析出，通过析出强化有助于0.2％耐力的提高。为了得到这样的效果，优选将Ti含量设为0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.05％，则析出的碳化物、氮化物和/或碳氮化物粗大化，导致耐疲劳损伤性的降低。因此，在含有Ti的情况下，其含量设为0.05％以下。

Sb：0.5％以下

Sb(锑)具有在用加热炉加热钢轨钢坯材时防止其加热中的脱碳的效果。特别是，通过同时含有Sb和上述Cr，有效地有助于抑制脱碳层的生成。从得到这样的效果的观点出发，Sb含量优选设为0.005％以上。Sb含量更优选为0.01％以上。但是，如果Sb含量超过0.5％，则其效果饱和。因此，在含有Sb的情况下，其含量设为0.5％以下。Sb含量更优选为0.3％以下。

除上述成分以外的余量为Fe(铁)和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可以举出N(氮)、O(氧)、H(氢)，对N可以允许到0.015％，对O可以允许到0.004％，对H可以允许到0.0003％。

以上，对本发明的一个实施方式的钢轨的成分组成进行了说明，但是在本发明的一个实施方式的钢轨中，适当调整从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置附近的区域中的硬度分布是非常重要的。

在将第一内部区域中的硬度的最小值设为V1时，在比该第一内部区域深的位置的第二内部区域存在硬度比该V1高的位置。

如上所述，如果硬度从钢轨的头部表面向内部逐渐降低，则有随着钢轨的累积磨损量接近更换基准值而磨损急剧进行，在安全性方面成为问题的风险。对于该情况，如果调整从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置附近的区域中的硬度分布，在钢轨的更换基准位置附近的头部上表面一侧的区域即第二内部区域(特别是距离钢轨头部表面的深度为10.0～16.0mm的区域)设置硬度比第一内部区域(位于比该第二内部区域靠头部上表面一侧的距离钢轨头部表面的深度为4.0～8.0mm的区域)的硬度的最小值V1高的位置，则可以防止钢轨的累积磨损量接近更换基准值时的磨损的急剧进行。因此，在第二内部区域设置硬度比第一内部区域的硬度的最小值V1高的位置。

上述硬度分布的测定如下地进行。

即，依据JIS Z2243(2008)，在钢轨截面(与长边方向(轧制方向)垂直的截面)，以从钢轨头顶部(宽度方向中心位置)表面起深度2.0mm的位置为起点，在深度(高度)方向上以2.0mm间隔到深度16.0mm的位置测定布氏硬度。

应予说明，使用的压头的直径设为10mm，试验力设为29400N，试验力的保持时间设为15秒。

另外，V1是在从钢轨头顶部表面起深度4.0mm、6.0mm和8.0mm的位置测定的硬度中的最小值。

V2(第二内部区域的硬度的平均值)与V1之差：HBW5以上

从防止钢轨的累积磨损量接近更换基准值时的磨损的急剧进行的观点出发，优选将V2(第二内部区域的硬度的平均值)与V1之差(V2－V1)设为HBW5以上。V2与V1之差更优选为HBW10以上，进一步优选为HBW20以上。另外，V2与V1之差优选为HBW60以下。

这里，V2(第二内部区域的硬度的平均值)设为从钢轨头顶部表面起深度10.0mm、12.0mm、14.0mm和16.0mm的位置处的硬度的算术平均值。

硬度比V1高的位置存在于整个第二内部区域

从防止钢轨的累积磨损量接近更换基准值时的磨损的急剧进行的观点出发，优选硬度比V1高的位置存在于整个第二内部区域。这里，硬度比V1高的位置存在于整个第二内部区域是指从钢轨头顶部表面起深度10.0mm、12.0mm、14.0mm和16.0mm的位置处的硬度均高于V1。

第二内部区域中的硬度从钢轨头部表面向深度方向连续增加

除此之外，从防止钢轨的累积磨损量接近更换基准值时的磨损的急剧进行的观点出发，优选第二内部区域中的硬度从钢轨头部表面向深度方向连续增加。这里，第二内部区域中的硬度从钢轨头部表面向深度方向连续增加是指从钢轨头顶部表面起深度10.0mm、12.0mm、14.0mm和16.0mm的位置处的硬度(以下也称为深度10.0mm的硬度等)成为

[深度10.0mm的硬度]≤[深度12.0mm的硬度]≤[深度14.0mm的硬度]≤[深度16.0mm的硬度]。

钢轨头部表面的硬度：HBW400～520

如果钢轨头部表面的硬度小于HBW400，则在货物运输、矿山铁路等高轴重环境中铺设的情况下难以确保充分的耐磨性。另一方面，如果钢轨头部表面的硬度超过HBW520，则有钢轨头部表面与车轮的适应性降低而导致钢轨的表面损伤的风险。因此，钢轨头部表面的硬度设为HBW400～520的范围。

应予说明，钢轨头部表面的硬度的测定依据JIS Z2243(2008)，在钢轨头部表面的钢轨头顶部(宽度方向中心位置)测定布氏硬度来进行。

从钢轨头部表面到深度：16.0mm的区域中的硬度的平均值(以下也称为平均内部硬度1)：HBW350以上

如果平均内部硬度1小于HBW350，则在货物运输、矿山铁路等高轴重环境中铺设的情况下难以确保充分的耐磨性。因此，平均内部硬度1设为HBW350以上。

应予说明，平均内部硬度1为以从钢轨头顶部(宽度方向中心位置)表面起深度2.0mm的位置为起点、在深度(高度)方向上以2.0mm间隔到深度16.0mm的位置为止测定布氏硬度而得到的硬度的算术平均值。

另外，钢轨有时被使用到累积磨损量为25.0mm左右附近，因此提高从钢轨头部表面到深度：24.0mm的区域中的硬度(以下也称为平均内部硬度2)从安全性方面出发是更有利的。因此，更优选将平均内部硬度2设为HBW350以上。

应予说明，平均内部硬度2为以从钢轨头顶部(宽度方向中心位置)表面起深度2.0mm的位置为起点、在深度(高度)方向上以2.0mm间隔到深度24.0mm的位置为止测定布氏硬度而得到的硬度的算术平均值。应予说明，各位置处的硬度可以与上述硬度分布的测定同样地测定。

另外，煤、铁矿石等天然资源开采场等中使用的钢轨需要高耐磨性和高韧性。特别是在转弯处列车受到离心力，因此对钢轨施加大的力，容易磨损。

因此，从得到高耐磨性和高韧性的观点出发，本发明的一个实施方式的钢轨的钢组织优选在从钢轨头部表面到深度：24.0mm的区域为包含以面积率计98％以上的珠光体的组织。另外，作为除珠光体以外的余量组织，可以举出马氏体、贝氏体，但是余量组织以面积率计优选设为2％以下。更优选珠光体的面积率为100％。

应予说明，从钢轨头部表面到深度：24.0mm的区域中的珠光体的面积率如下地测定。

即，从钢轨采取钢组织观察用的试验片。试验片以从钢轨头部表面起深度0.5mm、5.0mm、10.0mm、15.0mm、20.0mm和24.0mm的各位置成为观察位置的方式，每一个钢轨从六处采取。然后，将采取的试验片的表面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。然后，使用光学显微镜，以倍率200倍对各试验片进行1视场观察并鉴定组织的种类，通过图像解析求出珠光体的面积率。然后，将各深度的珠光体的面积率的算术平均值设为从钢轨头部表面到深度：24.0mm的区域中的珠光体的面积率。

应予说明，余量组织的面积率通过从100％减去如上所述地求出的珠光体的面积率来求出。

接下来，对本发明的一个实施方式的钢轨的制造方法进行说明。

首先，钢坯材优选使用铸片、例如通过高炉、熔融铁预备处理、转炉、RH脱气等熔炼法工艺通过连续铸造法对调整为上述成分组成的熔钢进行铸造而得到的铸片(大钢坯)。

然后，将钢坯材搬入到例如再加热炉，优选加热到1100℃以上。这里，主要目的是充分降低变形阻力，减少轧制负载，但是除此之外，还有实现均匀化的目的。为了充分得到这些效果，优选将加热温度设为1100℃以上。应予说明，上限不需要特别设定，但是如果加热温度过高，则氧化皮损失、脱碳等材质上的缺点、用于加热的燃料原单位上升。因此，加热温度优选设为1250℃以下。

然后，对钢坯材实施热轧而制成钢轨。例如，用开坯轧机、粗轧机和终轧机等任一种以上的轧制机一次以上轧制钢坯材，制成最终形状的钢轨。另外，热轧也可以使用卡尺轧制、万能轧制中的任一种方法。

应予说明，热轧中的终轧温度不需要特别限定，但是优选以钢轨头部表面的温度设为800℃以上。这是因为钢轨越高温，变形阻力越低，轧制负载减少。

应予说明，热轧后的钢轨的(长边方向的)长度通常为50m～200m左右。如果需要，可以进行热锯断，例如制成25m左右的长度。

然后，通过搬入桌将热轧后或热锯断后的钢轨搬运到热处理装置，通过该热处理装置进行冷却。而且，适当控制此时的冷却条件是非常重要的。

应予说明，以下的第一冷却工序、中间保持工序和第二冷却工序中的钢轨的温度和平均冷却速度分别为钢轨头部表面的温度和平均冷却速度。

以平均冷却速度：1～20℃/s从奥氏体温度以上的温度冷却到A－25℃～A+25℃的第一冷却温度(以下也称为第一冷却工序)

·第一冷却工序中的冷却开始温度：奥氏体温度以上

第一冷却工序中的冷却开始温度以钢轨头部表面的温度计设为奥氏体温度以上。为了得到片层间隔微小的高硬度的珠光体主体的组织(以下也称为高硬度的珠光体组织)，需要进行加速冷却。但是，在进行加速冷却前，如果通过自然放冷而钢轨头部表面的温度降低，则不能得到上述高硬度的珠光体。因此，第一冷却工序中的冷却开始温度以钢轨头部表面的温度计设为奥氏体温度以上。

这里，奥氏体温度如下地求出。

[奥氏体温度]＝750.8－26.6C+17.6Si―11.6Mn－22.9Cu―23Ni+24.1Cr+22.5Mo－39.7V－5.7Ti+232.4Nb－169.4Al－894.7B

这里，式中的元素符号为钢轨的成分组成中的各元素的含量(质量％)。另外，对于钢轨的成分组成中不含有的元素，可以计算为“0”。

应予说明，在搬运到热处理装置时钢轨的温度降低的情况下，可以进行再加热。

·第一冷却工序中的平均冷却速度：1～20℃/s

为了在钢轨头部表面得到所期望的硬度，需要将钢轨头部表面附近的组织制成高硬度的珠光体组织。因此，第一冷却工序中的平均冷却速度设为1℃/s以上。第一冷却工序中的平均冷却速度优选为5℃/s以上。另一方面，如果第一冷却工序中的平均冷却速度超过20℃/s，则在钢轨头部表面附近大量生成贝氏体、马氏体，耐磨性、耐疲劳损伤性降低。因此，第一冷却工序中的平均冷却速度设为20℃/s以下。第一冷却工序中的平均冷却速度优选为15℃/s以下。

·第一冷却温度：A－25℃～A+25℃

第一冷却温度(第一冷却工序中的到达温度)设为A－25℃～A+25℃。

如上所述，在从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置附近的区域为了得到所期望的硬度分布，如下操作是重要的：快速冷却到图1的TTT图中的珠光体***开始曲线与贝氏体***开始曲线的交点的温度即A附近后，暂时停止或减弱冷却，通过回热和***发热使钢轨头部表面的温度上升。由此，如图3所示，可以使第二内部区域中的珠光体***中的温度(从***开始到***结束的中间温度)低于第一内部区域中的珠光体***中的温度(从***开始到***结束的中间温度)，并且加快第二内部区域中的珠光体***中的冷却速度(具体而言，使该冷却速度比进行通常的冷却(如图4的以往的热轧后的冷却)的情况下的第二内部区域中的相当于第二冷却工序的温度范围中的冷却速度快)。其结果，可以使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度。另外，钢轨头部表面附近(具体而言，从表面到深度：5mm左右的位置)的珠光体***提早结束，在后述第二冷却工序中，在该位置不产生***发热。因此，在钢轨内部、特别是相当于第二内部区域的位置可以得到充分的冷却速度，可以得到高硬度的珠光体组织。

这里，如果第一冷却温度小于A－25℃，则不能进行如上述的控制，不能使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度。另一方面，即使第一冷却温度超过A+25℃，仍然不能进行如上述的控制，不能使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度。

因此，第一冷却温度设为A－25℃～A+25℃的范围。第一冷却温度优选为A－15℃～A+15℃的范围。

这里，A为TTT图中的珠光体***开始曲线与贝氏体***开始曲线的交点的温度。

另外，TTT图可以通过如下方式来制作：将规定的试验片加热到奥氏体温度以上，然后为了模拟轧制而进行压缩，然后快速冷却到各个试验温度后，测定在各个试验温度下保持时的试验片的膨胀·收缩(位移量)。

例如，铸造后，从热轧前的钢坯材的规定位置(相当于热轧后的钢轨头部的位置)采取Φ8mm×长度12mm的圆柱型的试验片。将采取的试验片在氮气氛的热处理炉中以加热速度：10℃/秒加热到上述钢坯材的加热温度，保持5分钟。然后，以冷却速度：1℃/秒将该试验片冷却，以试验片的温度为1100℃下长度12mm→10mm、1000℃下长度10mm→8mm、900℃下长度8mm→6mm分别压下。然后，将试验片从900℃以30℃/秒冷却到各试验温度，在各试验温度保持3600秒，结束试验。应予说明，在试验中连续测定试验片的长度方向的位移。

然后，将横轴设为到达试验温度后的时间：t(秒)，将纵轴设为试验片的长度(mm)，制作被称为DILAT的试验片的长度方向的变化曲线。然后，将***开始前的试验片的长度设为X1，将***结束后的试验片的长度设为X2，通过下式近似DILAT。

应予说明，在***开始前和***结束后试验片的长度均不变化，因此，在试验中，通过连续测定试验片的长度方向的位移，可以确定X1和X2。另外，近似地使用最小二乘法，决定系数a和b。

然后，由上式导出时刻t的f的值(***率f)。这里，将***率f成为0.02的时刻定义为***开始时刻，将***率f成为0.98的时刻定义为***结束时刻，确定各试验温度下的***开始时刻的时刻(将横轴设为到达试验温度后的时间)和***结束时刻的时刻(将横轴设为到达试验温度后的时间)。另外，在上述试验后，通过将各试验片用硝酸乙醇腐蚀液等蚀刻并用光学显微镜进行组织拍摄，确认***的种类(珠光体***、贝氏体***或马氏体***)。

然后，将横轴设为到达试验温度后的时间t(秒)，将纵轴设为温度(℃)，绘制各试验温度下得到的***开始时刻的时刻和***结束时刻的时刻，从而制作如图1所示的珠光体***开始曲线(Ps)和贝氏体***开始曲线(Bs)(如果需要，珠光体***结束曲线(Pf))。而且，将珠光体***开始曲线(Ps)与贝氏体***开始曲线(Bs)的交点的温度设为A。

应予说明，第一冷却工序中的冷却时间通常为10～60秒左右。

上述第一冷却工序后，保持直到钢轨的温度成为A+30℃～A+200℃的中间温度(以下也称为中间保持工序)

·中间温度：A+30℃～A+200℃

如上所述，在从钢轨头部表面到钢轨的更换基准位置附近的区域为了得到所期望的硬度分布，以下操作是重要的：在上述第一冷却工序中快速冷却到A附近后，暂时停止或减弱冷却，通过回热和***发热使钢轨头部表面的温度上升。

特别是如果中间温度小于A+30℃，则不能提早结束钢轨头部表面附近的珠光体***。因此，通过***发热，在后述第二冷却工序中，在相当于第二内部区域的位置不能得到充分的冷却速度，不能使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度。另一方面，如果中间温度超过A+200℃，则即使在该中间保持工序中相当于第二内部区域的位置，珠光体***也过度进行，不能使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度。

因此，中间保持温度设为A+30℃～A+200℃的范围。中间保持温度优选为A+40℃～A+100℃的范围。

应予说明，中间保持工序中的保持时间(从第一冷却温度到到达中间保持温度的时间)通常为10～150秒左右。

上述中间保持工序后，以平均冷却速度：0.5～20℃/s将钢轨冷却10秒以上(以下也称为第二冷却工序)

·第二冷却工序中的平均冷却速度：0.5～20℃/s

为了使第二内部区域的硬度高于第一内部区域的硬度，以下操作是重要的：在上述中间保持后进行快速冷却，在第二内部区域形成高硬度的珠光体组织。因此，第二冷却工序中的平均冷却速度设为0.5℃/s以上。第二冷却工序中的平均冷却速度优选为1.0℃/s以上。另一方面，如果第二冷却工序中的平均冷却速度超过20℃/s，则在第一内部区域、第二内部区域大量生成贝氏体、马氏体，耐磨性、耐疲劳损伤性降低。因此，第二冷却工序中的平均冷却速度设为20℃/s以下。第二冷却工序中的平均冷却速度优选为5℃/s以下。

·第二冷却工序中的冷却时间：10秒以上

从在第二内部区域形成充分量的高硬度的珠光体组织的观点出发，第二冷却工序中的冷却时间设为10秒以上。第二冷却工序中的冷却时间优选为150秒以上。应予说明，第二冷却工序中的冷却时间的上限不特别限定，但是优选设为300秒。

应予说明，从避免由珠光体中的渗碳体的球状化引起的硬度降低的观点出发，第二冷却工序中的冷却停止温度(以下也称为第二冷却停止温度)以钢轨头部表面的温度计优选设为650℃以下。更优选为500℃以下。特别是(虽然因钢轨的尺寸而异)在冷却中，钢轨内部与钢轨头部表面最大产生50℃左右的温度差，因此如果考虑该温度差，则第二冷却停止温度以钢轨头部表面的温度计进一步优选设为小于450℃。

应予说明，第二冷却停止温度的下限不特别限定，但是即使冷却到300℃以下，25mm深度位置也已经***，因此对硬度没有实质的影响。因此，如果考虑前置时间、冷却介质喷射成本等，则第二冷却停止温度的下限优选设为300℃左右。

上述第二冷却工序后，钢轨从热处理装置通过搬出桌被搬运到冷却床，在此被冷却到室温～200℃左右的温度。然后，在接受规定的检查(例如布氏硬度试验或维氏硬度试验)后，将钢轨出货。

实施例

通过连续铸造将具有表1的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢制成钢坯材(大钢坯)。

然后，将铸造的钢坯材在加热炉中加热到1100℃以上的温度，然后，从加热炉搬出，以截面形状成为最终的钢轨形状(AREMA规格的141磅钢轨)的方式，通过开坯轧机、粗轧机和终轧机进行热轧，制成钢轨。

然后，将得到的钢轨搬运到热处理装置，以表2所示的条件进行冷却。应予说明，对表1的每种钢种预先制作TTT图求出A(℃)。将每种钢种的A一并记于表2。应予说明，在制作TTT图时，每10℃变化等温保持温度。

然后，将钢轨从热处理装置取出到搬出桌，搬运到冷却床，在冷却床冷却到50℃。然后，对钢轨进行辊校正。

通过上述方法，从这样制造的钢轨以2.0mm间距测定钢轨头部表面的硬度和从钢轨头部(头顶部)表面起深度2.0～24.0mm的位置处的硬度。将测定结果示于表3。

应予说明，从制造的钢轨制作规定的试验片，通过上述方法进行钢组织的观察，结果在发明例中均在从钢轨头部表面到深度：24.0mm的区域得到了包含以面积率计98％以上的珠光体的组织。

[表2]

表2

[表3]

表3

如表3所示，在发明例中均在钢轨头部表面和钢轨的内部得到充分的硬度，并且在第二内部区域存在硬度比第一内部区域的硬度的最小值高的位置。因此，发明例均不仅在耐久性上，在安全性方面也极有利。

另一方面，在比较例中在钢轨头部表面和钢轨的内部不能得到充分的硬度，或者在第二内部区域中硬度从第一内部区域连续降低。

Claims

1.一种钢轨，具有以下成分组成：以质量％计含有，

C：0.60～1.00％、

Si：0.10～1.50％、

Mn：0.20～1.50％、

P：0.035％以下、

S：0.035％以下和

Cr：0.20～2.00％，

余量由Fe和不可避免的杂质构成；

并且，在从钢轨头部表面到深度：16.0mm为止的区域中的硬度分布中，

在将深度：4.0～8.0mm的第一内部区域中的硬度的最小值设为V1时，在比该第一内部区域深的位置的第二内部区域存在硬度比该V1高的位置，

并且，所述钢轨头部表面的硬度为HBW400～520，从所述钢轨头部表面到深度：16.0mm为止的区域中的硬度的平均值为HBW350以上。

2.根据权利要求1所述的钢轨，其中，所述成分组成进一步含有

选自以质量％计，

V：0.30％以下、

Cu：1.0％以下、

Ni：1.0％以下、

Nb：0.050％以下、

Mo：0.5％以下、

Al：0.07％以下、

W：1.0％以下、

B：0.005％以下、

Ti：0.05％以下和

Sb：0.5％以下

中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢轨，其中，在将所述第二内部区域的硬度的平均值设为V2时，该V2与所述V1之差为HBW5以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢轨，其中，硬度比所述V1高的位置存在于整个所述第二内部区域。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢轨，其中，所述第二内部区域中的硬度从所述钢轨头部表面向深度方向连续增加。

6.一种钢轨的制造方法，是用于制造权利要求1～5中任一项所述的钢轨的方法，

对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材实施热轧而制成钢轨，

然后，保持直到该钢轨的温度达到A+30℃～A+200℃的中间温度，

然后，以平均冷却速度：0.5～20℃/s将该钢轨冷却10秒以上，

这里，A为所述成分组成的钢的TTT图中的珠光体***开始曲线与贝氏体***开始曲线的交点的温度；另外，钢轨的温度和平均冷却速度分别为钢轨头部表面的温度和平均冷却速度。