专利名称：耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法
技术领域：
本发明涉及以提高重载荷铁路的轨头所要求的耐磨性，并通过控制轨头的微细的珠光体片的粒数谋求延性的提高，提高钢轨折损的抵抗性，同时降低轨腰和轨底的先共析渗碳体组织的生成量，防止轨腰和轨底的韧性的降低为目的的珠光体系钢轨，以及涉及谋求上述钢轨用钢坯(板坯)加热条件的最佳化，防止热轧时的裂纹、断裂，抑制钢坯(板坯)外表面部的脱碳，高效率而且高质量的珠光体系钢轨的制造方法。
背景技术：
国外的重载荷铁路，作为铁路运输高效率化手段，谋求列车速度的提高和列车装载重量的增加。这样的铁路运输效率化意味着钢轨使用环境的过苛化，必须进一步改善钢轨材质。具体地说，在弯曲区间敷设的钢轨，轨距角(G.C.Gauge Corner)部和头侧部的磨损急剧增加，从钢轨的使用寿命出发是必须重视的问题。由这样的背景，主要进行了下述的以提高耐磨性作为目标的钢轨的开发。
1)使轧制终了后或使再加热的轨头以1～4℃/秒从奥氏体温度区加速冷却到850～500℃区间的130kg/mm2(1274Mpa)或以上的高强度钢轨的制造方法(特开昭57-198216号公报)。
2)用过共析钢(C超过0.85～1.20％)以增加珠光体组织中的薄片中的渗碳体密度的耐磨性优良的钢轨(特开平8-144016号公报)。
在上述1)中，由含共析碳的钢(C0.7～0.8％)生成微细的珠光体组织而试图实现高强度，但在重载荷铁路中使用时，由于耐磨性不充分，延性低，所以存在容易发生钢轨折损的问题。另外，在上述2)中，由过共析碳的钢(C超过0.85～1.20％)生成微细的珠光体组织，以增加珠光体组织中的薄片中的渗碳体密度而提高耐磨性。但是，由于比现行的共析钢有更高的含碳量，所以延性容易降低，对于钢轨折损的抵抗也就低。另外，在钢液的铸造阶段，在铸坯中心部容易形成碳、合金元素富集的偏析带，特别是在如图1的符号5所示的轧制后的轨腰处，沿偏析带多量生成先共析渗碳体，存在成为疲劳龟裂和脆性断裂的起点的问题。另外，在用轧制用钢坯(板坯)进行热轧的再加热工序中，因不适当的加热温度，钢坯(板坯)的一部分成为熔融状态，在轧制中发生裂纹、断裂，或者使终轧后的钢轨残留裂纹，导致制品合格率的降低。另外，因加热时的保持时间，促进了钢坯(板坯)的外表面部的脱碳，由于终轧后钢轨外表面的珠光体组织的含碳量降低，导致硬度降低，存在轨头的耐磨性降低的问题。
于是，为解决上述的问题进行了如以下的钢轨的开发。
3)用共析钢(C0.60～0.85％)通过轧制使珠光体组织中的平均的片的粒径微细化、延性和韧性得以提高的钢轨(特开平8-109440号公报)。
4)用过共析钢(C超过0.85～1.20％)增加珠光体组织中的片中的渗碳体密度、同时控制硬度的耐磨性优良的钢轨(特开平8-246100号公报)。
5)用过共析钢(C超过0.85～1.20％)增加珠光体组织中的片中的渗碳体密度、同时通过热处理头部和腰部以控制硬度的耐磨性优良的钢轨(特开平9-1372228号公报)。
6)用过共析钢(C超过0.85～1.20％)通过轧制使珠光体组织的平均的片的粒径微细化、延性和韧性得以提高的钢轨(特开平8-109439号公报)。
在上述3)、4)所示的钢轨中，通过使珠光体组织的平均的片的粒径微细化，珠光体组织的耐磨性和延性、韧性得以提高，另外，钢的含碳量增加，使珠光体组织中的片中的渗碳体密度增加，硬度就增加，进一步提高了珠光体组织的耐磨性。但是，尽管根据这样的提案，在气温降到零度以下的寒冷地区钢轨的延性、韧性也不足。另外，即使是使上述的珠光体组织的平均的片的粒径更进一步微细化，以谋求钢轨的延性、韧性的改善，但是完全抑制寒冷地区的钢轨折损的发生也是困难的。另外，在上述4)、5)所示的钢轨中，除了存在不能确保因钢轨的轧制长度和终轧温度在钢轨长度方向上的材质的均一性、轨头的延性的问题以外，虽然通过加速冷却钢轨的头部和腰部，可以确保头部的珠光体组织的硬度和抑制腰部的先共析渗碳体组织的生成，但是在钢轨的底部和底端部中，即使使用公开的热处理方法，抑制成为疲劳龟裂和脆性龟裂的起点的先共析渗碳体组织的生成也是困难的。特别是底端部比头部、腰部的断面积小，因而轧制终了时的温度也比其它部位低，在热处理前渗碳体组织已经生成。另外，即使在腰部，除了轧制终了时的温度低以外，还有残存各种合金元素的偏析带、容易生成先共析渗碳体组织的问题，因而有不能完全防止底端部和腰部的疲劳龟裂和脆性龟裂的问题。
另外，在上述6)所示的钢轨中，公开了在过共析钢中使珠光体组织的平均的片的粒径微细化、谋求钢轨延性和韧性的改善的技术，但完全抑制寒冷地区钢轨折损的发生也是困难的。
发明内容
由上述背景可知，要求有如下的耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法在含高碳的珠光体组织的钢轨中，通过提高轨头的耐磨性、延性以对钢轨折损有高的抵抗性，另外，通过冷却的最佳化以防止先共析渗碳体组织的生成，此外，在钢轨的长度方向上要有均一的材质特性，要抑制在钢轨外表面脱碳。
本发明提供了在重载荷铁路用的钢轨中，通过提高头部要求的耐磨性和延性，特别是提高对钢轨折损的抵抗性，进一步防止先共析渗碳体组织的生成，提高钢轨的腰部、底部、底端部的抗破坏性的耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法。
另外，本发明通过实现含高碳的钢轨轧制用钢坯(板坯)热轧时的再加热工序中的最高加热温度、保持时间的最佳化，防止轧制时的裂纹、断裂，进一步抑制钢轨外表面的脱碳，来抑制耐磨性和疲劳强度降低、高效率地提供高质量的珠光体系钢轨。
另外，本发明提供了如下的耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法在含高碳的钢轨中，热轧终了后或一定时间内对钢轨的头部、腰部、底部进行加速冷却，并且谋求头部的加速冷却速度、轧制时的钢轨长度、终轧温度的选择的最佳化，通过抑制先共析渗碳体组织的生成，防止疲劳龟裂、脆性龟裂和韧性龟裂的发生，同时确保轨头的耐磨性、钢轨长度方向的材质的均一性和轨头的延性。
为达到上述目的，本发明的要旨如下(1)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分中，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(2)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分中，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(3)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％、Cr0.05～2.00％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分中，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(4)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(3)的任一项所述的珠光体系钢轨中，含碳量大于0.85％至1.40％。
(5)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(4)的任一项所述的珠光体系钢轨中，热轧后的钢轨长度是100～200m。
(6)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(5)的任一项所述的珠光体系钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点，至少深度20mm的范围的硬度Hv在300～500的范围内。
(7)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(6)的任一项所述的珠光体系钢轨中，以质量％计，进一步含有Mo0.01～0.50％。
(8)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(7)的任一项所述的珠光体系钢轨中，以质量％计，进一步含有V0.005～0.50％、Nb0.002～0.050％、B0.0001～0.0050％、Co0.10～2.00％、Cu0.05～1.00％、Ni0.05～1.00％、N0.0040～0.0200％的1种或1种以上。
(9)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(1)～(8)的任一项所述的珠光体系钢轨中，以质量％计，进一步含有Ti0.0050～0.0500％、Mg0.0005～0.0200％、Ca0.0005～0.0150％、Al0.0080～1.00％、Zr0.0001～0.2000％的1种或1种以上。
(10)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在(4)～(9)的任一项所述的珠光体系钢轨中，在轨腰的中立轴的中央部，与互相垂直的长度300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(NC先共析渗碳体的交叉线数)相对于用下述式(1)表示的值(CE)，作为NS≤CE，降低了腰部的先共析渗碳体组织的生成量，CE＝60([质量％C])+10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])+50式(1)。
(11)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在含C0.65～1.40质量％的钢轨的热轧中，使精轧在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内进行，并实施最终道次的断面缩小率为6％或以上的精轧，然后，使该钢轨的头部以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，使以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(12)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以质量％计，在含有C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％的钢轨的热轧中，在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内时进行精轧，并实施最终道次的断面缩小率为6％或以上的精轧，接着，使该钢轨的头部以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，使以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(13)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以质量％计，在含C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％、Cr0.05～2.00％的钢轨的热轧中，在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内进行精轧，并实施最终道次的断面缩小率为6％或以上的精轧，接着使该钢轨的头部以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，使以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
(14)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(13)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，该钢轨的热轧中的精轧是使每道次的断面缩小率为1～30％的轧制在2道次或以上，并且实施轧制道次间隔在10秒或以下的连续精轧。
(15)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(13)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，该钢轨的热轧中的精轧终了后，在200秒以内使该钢轨的头部从奥氏体区的温度以1～30℃/秒的范围的冷却速度至少加速冷却至550℃。
(16)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(13)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，该钢轨的热轧中的精轧终了后，在200秒以内使该钢轨的头部从奥氏体区的温度以1～30℃/秒的范围的冷却速度至少加速冷却至550℃，而且，在200秒以内使该钢轨的腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(17)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，在具有上述钢成分的钢坯或板坯的再加热工序中，以钢坯或板坯的最高加热温度(Tmax；℃)相对于用由上述钢坯或板坯的含碳量构成的下述式(2)表示的值(CT)，满足Mmax≤CT，并且，钢坯或板坯在1100℃或以上的温度下加热后的保持时间(Mmax；分)相对于用由上述钢坯或板坯的含碳量构成的下述式(3)表示的值(CM)，满足Tmax≤CM的方式，时上述钢坯或板坯进行再加热，CT＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2式(2)CM＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2式(3)。
(18)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以5～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(19)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在100秒以内使上述钢轨的腰部以2～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(20)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部以5～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且热轧后，在100秒以内使上述钢轨的腰部以2～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(21)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部的温度比升温前上升50～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(22)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在100秒以内使上述钢轨的腰部的温度比升温前上升20～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(23)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部的温度比升温前上升20～100℃，并且热轧后，在100秒内使上述钢轨的腰部的温度比升温前上升20～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
(24)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，使上述钢轨的头部从奥氏体区的温度加速冷却时，按照从上述钢轨的头顶面到深度30mm的头部内部的温度范围在750～650℃时的冷却速度(ICR℃/秒)相对于用由上述钢轨的化学成分构成的下述式(4)表示的值(CCR)，满足ICR≥CCR的方式进行加速冷却，CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)。
(25)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(16)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，使上述钢轨的头部从奥氏体区的温度加速冷却时，上述加速冷却按照用温度范围在750～500℃时的上述钢轨的头顶部表面的的冷却速度(TH℃/秒)、头侧部表面的冷却速度(TS℃/秒)、颚下部表面的冷却速度(TJ℃/秒)构成的下述式(5)表示的值(TCR)相对于用由上述钢轨的化学成分构成的下述式(4)表示的值(CCR)，满足4CCR≥TCR≥2CCR的方式进行加速冷却，CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)TCR＝0.05TH(℃/秒)+0.10TS(℃/秒)+0.50TJ(℃/秒)式(5)。
(26)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(25)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，含碳量是0.85～1.40％。
(27)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(26)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，热轧后的钢轨长度是100～200m。
(28)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(27)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，以(1)～(10)的任一项所述的珠光体系钢轨的头部的拐角部、头顶部的表面作为起点，至少深度20mm的范围的硬度Hv在300～500的范围内。
(29)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(28)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，以质量％计，进一步含有Mo0.01～0.50％。
(30)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(29)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，以质量％计，进一步含有V0.005～0.50％、Nb0.002～0.050％、B0.0001～0.0050％、Co0.10～2.00％、Cu0.05～1.00％、Ni0.05～1.00％、N0.0040～0.0200％的1种或1种以上。
(31)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(30)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，以质量％计，进一步含有Ti0.0050～0.0500％、Mg0.005～0.0200％、Ca0.0005～0.0150％、Al0.0080～1.00％、Zr0.0001～0.2000％的1种或1种以上。
(32)耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在(11)～(31)的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法中，在轨腰的中立轴的中央部，与互相垂直的长度300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(NC先共析渗碳体的交叉线数)相对于用下述式(1)表示的值(CE)，满足NS≤CE地降低了腰部的先共析渗碳体组织的生成量，CE＝60([质量％C])+10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])+50式(1)。
图1是表示钢轨各部位的称呼的图。
图2是模式地表示先共析渗碳体组织的生成状况的评价方法的图。
图3是表示本发明的耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的头部断面表面位置的称呼及必须有耐磨性的范围的图。
图4是表示西原式磨损试验机的概略的图。
图5是表示表1和表2所示的磨损试验中的试样采取位置的图。
图6是表示表1和表2所示的拉伸试验中的试样采取位置的图。
图7是表示表1所示的本发明钢轨钢(符号1～12)和在表2所示的比较钢轨钢(符号13～22)的磨损试验结果中的含碳量与磨损量的关系的图。
图8是表示表1所示的本发明钢轨钢(符号1～12)和表2所示的比较钢轨钢(符号17～22V)的拉伸试验结果中的含碳量与总延伸率的关系的图。
图9是表示车轮与钢轨的传动磨损试验机的概要的图。
图10是详细地表示轨头的各部位的图。
具体实施例方式
以下详细地说明本发明。
首先，本发明人整理了钢轨折损发生与珠光体组织的机械特性的关系。其结果可以确认，由于通过与车轮接触发生的轨头的加载速度比较慢，所以从轨头发生的折损现象与用拉伸试验的延性比用加载速度比较快的冲击试验评价更密切相关。
其次，本发明人再次研究了在含高碳的珠光体组织的钢轨中珠光体组织的片的大小与延性的关系。其结果可以确认，若珠光体组织的平均的片的粒径微细化，则珠光体组织的延性显示提高的倾向，但平均的珠光体片的粒径在非常微细的范围时，即使单纯地使平均的片的粒径微细化，也不能充分提高延性。
于是，本发明人研究了珠光体组织的平均的片的粒径在微细的范围内珠光体组织的延性的控制因素。其结果发现，珠光体组织的延性不是与平均的片的粒径而是与具有某一定的粒径的微细的珠光体片的粒数有关，通过将在某一定面积的视场中具有某一定粒径的微细的珠光体片的粒数控制在某一定值或以上，就可以大幅度地提高珠光体组织的延性。
由该结果可知，在含高碳的珠光体组织的钢轨中，通过控制轨头的具有某一定粒径的微细的珠光体片的粒数，就可以同时提高轨头的耐磨性和延性。
即，本发明的目的在于，在含高碳的重载荷铁路用钢轨中，通过提高轨头的抗磨损性，同时控制具有某一定粒径的微细的珠光体片的粒数，以谋求延性的提高，防止钢轨折损等的破坏的发生。
以下，详细地说明本发明限定的理由。
(1)珠光体片的粒径和粒数的规定首先，说明将规定粒数的珠光体片的粒径规定为1～15μm的范围内的理由。
粒径超过15μm的珠光体片不能显著地有助于微细珠光体组织的延性的提高。另外，虽然粒径小于1μm的珠光体片能够有助于微细的珠光体组织的延性的提高，但其作用小。因此，将规定粒数的珠光体片的粒径限定在1～15μm的范围内。
其次，说明将具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数规定为每0.2mm2被检面积中有200个或以上的理由。
在每0.2mm2被检面积中的具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数低于200个时，不能实现微细的珠光体组织的延性的提高。另外，虽然对具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数未设上限，但由于钢轨制造时的轧制温度、热处理时的冷却条件等的限制，实际上每0.2mm2被检面积中其上限是1000个。
以下，说明将每0.2mm2被检面积中的具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数取为200个或以上的部位限定在以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围内的至少一部分的理由。
从轨头发生的折损基本上以轨头的表面作为起点。因此，为防止钢轨折损，必须增加钢轨头部的表面部的延性，即增加具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数。通过实验调查钢轨头部的表面部的延性和钢轨头部的表面部的珠光体片的关系时，发现钢轨头部的表面部的延性与以头顶部表面作为起点至深度为10mm的范围内的珠光体片的尺寸相关。另外，调查与轨头表面的延性相关的结果可以确认，在该区域内，只要存在其至少一部分中具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数在200个或以上的区域，就能够提高轨头表面的延性，结果就能够抑制钢轨折损。本限定就是基于上述调查的结果。
这里，叙述珠光体片的尺寸的测定方法。在珠光体片的测定方法中有①修正卷曲腐蚀(修正カ-リングエツチ)法②腐蚀坑法③用SEM(扫描电子显微镜)的背散射电子衍射(EBSPElectron Back-Scatter diffractionPattern)法。在这次的测定中，由于珠光体片的尺寸微细，用①修正卷曲腐蚀法和②腐蚀坑法确认它们是困难的。这里采用③背散射电子衍射(EBSP)法。
以下叙述测定条件。测定是按照下述的②～⑦的顺序进行珠光体片的粒径的测定，读出每0.2mm2被检面积中的具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数。在分别的观察位置上最低进行2个视场或以上测定，按照下述顺序进行粒数的读数，以其平均值作为观察位置的代表粒数。
·珠光体片的测定条件①SEM高分辨率扫描型显微镜②测定前处理机械加工面的1μm金刚石研磨→电解研磨③测定视场400×500μm2(被检面积0.2mm2)
④SEM电子束直径30nm⑤测定步长(间隔)0.1～0.9μm⑥粒界认定对相邻的测定点，以结晶方位差为15°或以上(大角粒界)作为珠光体片的粒界而辨认。
⑦粒径测定测定各珠光体片的晶粒的面积后，将珠光体片假定为圆形，计算各晶粒的半径后，计算直径，将其值作为珠光体片的粒径。
(2)钢轨的化学成分详细地说明将钢轨钢的化学成分限定在上述发明范围的理由。
C是促进珠光体相变和确保耐磨性的有效元素。C量在0.65％或0.65％以下时，不能确保轨头的珠光体组织的硬度，并生成先共析渗碳体组织，耐磨性降低，钢轨的使用寿命降低。另外，C量超过1.40％时，在钢轨头部的表面部、头部内部的珠光体组织中生成先共析渗碳体组织和珠光体组织中的渗碳体相的密度增加，珠光体组织的延性降低。另外，腰部的先共析渗碳体的交叉线数(NC)增加，轨腰的韧性降低。因此，将C量限定为0.65～1.40％。另外，为了更进一步提高耐磨性，珠光体组织中的渗碳体相的密度就还要再增加，优选实现耐磨性进一步提高的C量为超过0.85％。
Si是作为脱氧剂必须的成分。另外，因向珠光体组织中的铁素体相的固溶体硬化，是使轨头的硬度(强度)上升的元素，同时是抑制先共析渗碳体组织的生成，提高钢轨硬度和韧性的元素。但是Si量在不足0.05％时，不能期待其充分的效果，看不到硬度和韧性的提高。另外，超过2.00％时，热轧时生成的表面缺陷多和因生成氧化物可焊性降低。另外，会使珠光体组织自体脆化，不仅钢轨延性降低，而且会发生剥落等表面损伤，钢轨的使用寿命降低。因此，Si量限定为0.05～2.00％。
Mn是通过提高淬透性、使珠光体的片的间隔微细化，确保珠光体组织的硬度、提高耐磨性的元素。但是，其含量不足0.05％时，其效果小，确保钢轨必要的耐磨性变得困难。另外，超过2.00％时，淬透性显著增加，容易生成对耐磨性和韧性有害的马氏体组织和助长偏析，在高碳钢成分系(C＞0.85％)时，在腰部等生成先共析渗碳体组织，腰部的先共析渗碳体的交叉线数(NC)增加，钢轨的韧性降低。因此将Mn量限定为0.05％～2.00％。
另外，为了抑制腰部的先共析渗碳体组织，必须规定P、S的添加量。该场合优选以下成分范围。其限定的理由如下。
P是强化铁素体、提高珠光体组织硬度的元素。但是，其含量超过0.030％时，由于P是偏析性高的元素，所以也助长其它元素偏析，急剧地促进腰部的先共析渗碳体组织的生成。于是，腰部的先共析渗碳体的交叉线数(NC)增加，轨腰的韧性就降低。因此P量限定为0.030％或以下。
S是通过生成MnS，在MnS周围形成Mn的稀薄带，有助于促进珠光体的相变，其结果，通过因使珠光体片的尺寸微细化，对提高珠光体组织的韧性有效的元素。但是，含量超过0.025％时，助长Mn的偏析，急剧地促进腰部的先共析渗碳体组织的生成。其结果，腰部的先共析渗碳体的交叉线数(NC)增加，轨腰的韧性就降低。因此S量限定为0.025％或以下。
另外，以上述的成分组成制造的钢轨，出于通过强化珠光体组织来提高耐磨性，通过抑制先共析渗碳体组织的生成来防止韧性的降低，防止焊接部位热影响区的软化和脆化，提高珠光体组织的延性和韧性，强化珠光体组织和防止先共析渗碳体的生成，控制轨头和内部的断面的硬度分布的目的，根据需要可以添加Cr、Mo、V、Nb、B、Co、Cu、Ni、Ti、Mg、Ca、Al、Zr等元素。
这里，Cr、Mo是使珠光体的平衡相变点上升，主要通过使珠光体的片的间隔微细化，确保珠光体组织的硬度。V、Nb是通过在热轧和其后的冷却过程中生成碳化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的成长，另外，通过析出硬化，提高珠光体组织的延性和硬度。另外，再加热时，稳定地生成碳化物和氮化物，防止焊接接头热影响区的软化。B可以降低珠光体相变温度对冷却速度的依存性，使轨头的硬度分布均匀。Co、Cu可以在珠光体组织中的铁素体中固溶，提高珠光体组织的硬度。Ni可以防止因添加Cu产生的热轧时的脆化，同时可以提高珠光体钢的硬度，另外，可以防止焊接接头热影响区的软化。
Ti可以谋求热影响区组织的微细化，防止焊接接头部的脆化。Mg、Ca可以谋求钢轨轧制时奥氏体晶粒的微细化，同时可以促进珠光体相变，提高珠光体组织的延性。Al可以使共析转变温度向高温侧，同时使共析碳浓度向高碳侧移动，强化珠光体组织和抑制先共析渗碳体的生成，提高钢轨的耐磨性和防止韧性的降低。Zr通过以ZrO2夹杂物成为高碳钢轨钢的凝固核，通过提高凝固组织的等轴晶率，抑制铸坯中心部的偏析带的形成，抑制对钢轨韧性有害的先共析渗碳体组织的生成。添加N的主要目的是可以促进由奥氏体的晶界向珠光体的相变，通过使珠光体组织微细化可以提高韧性。
以下详细地说明这些成分各自限定的理由。
Cr是使珠光体的平衡相变点上升，其结果使珠光体组织微细化，有助于高硬度(强度)化，同时强化铁素体相，提高珠光体组织的硬度(强度)的元素，但是在不足0.05％时，其效果小，看不到提高钢轨钢的硬度的效果。另外，超过2.00％过度添加时，淬透性增加，生成多量的马氏体组织，钢轨的韧性降低。另外，助长偏析，使腰部的先共析渗碳体组织的生成量增加，腰部的先共析渗碳体的交叉线数(NC)增加，轨腰的韧性降低。因此将Cr量限定为0.05～2.00％。
Mo是与Cr同样，使珠光体的平衡相变点上升，其结果通过使珠光体的片的间隔微细化有助于高硬度(强度)化，提高珠光体组织的硬度(强度)的元素，但是在不足0.01％时，其效果小，完全看不到提高钢轨钢的硬度的效果。另外，超过0.50％的过度添加时，珠光体组织的相变速度显著降低，容易生成对韧性有害的马氏体组织。因此，将Mo的添加量限定为0.01～0.50％。
V是在进行加热到高的温度的热处理的场合，通过V的碳化物、V的氮化物的表面强化效应，使奥氏体晶粒微细化，并且通过在热轧后的冷却过程中生成的V碳化物、V氮化物引起的析出硬化，提高珠光体组织的硬度(强度)的同时，对提高延性有效的元素。另外，它是在Ac1点或以下的温度范围内再加热的热影响区中，在比较的高的温度范围内，生成V碳化物和V氮化物，对防止焊接接头的热影响区的软化有效的元素。但是，在不足0.005％时，不能充分地期待其效果，看不到珠光体组织硬度的提高、延性的改善。另外，超过0.500％添加时，生成粗大的V的碳化物、V的氮化物，钢轨的韧性、抗内部疲劳损伤降低。因此将V量限定为0.005～0.500％。
Nb与V同样，是在高的温度下进行加热的热处理的场合，通过Nb碳化物、Nb氮化物的表面强化效应，使奥氏体晶粒微细化，并且通过在热轧后的冷却过程中生成的Nb碳化物、Nb氮化物产生的析出硬化，提高珠光体组织的硬度(强度)的同时，对提高延性有效的元素。另外，它也是在或Ac1点以下的温度范围内再加热的热影响区中，由低的温度范围到高的温度范围内，稳定地生成Nb碳化物、Nb氮化物，对防止焊接接头的热影响区的软化有效的元素。但是，在不足0.002％时不能期待其效果，看不到珠光体组织硬度的提高和延性的改善。另外，超过0.050％添加时，生成粗大的Nb的碳化物、Nb的氮化物，钢轨的韧性和抗内部疲劳损伤降低。因此将Nb量限定为0.002～0.050％。
B是形成铁碳硼化物，抑制先共析渗碳体的生成，同时使珠光体相变温度对冷却速度的依存性降低，使轨头的硬度分布均匀，防止钢轨韧性的降低，实现高寿命化的元素，但是，在不足0.0001％时，其效果不充分，看不到对轨头的硬度分布的改善。另外，超过0.0050％添加时，生成粗大的铁的碳硼化物，延性、韧性，进一步是抗内部疲劳损伤性将显著降低，所以将B量限定为0.0001～0.0050％。
Co是固溶于珠光体组织中的铁素体中，通过固溶强化，提高珠光体组织的硬度(强度)的元素，进一步也是使珠光体的相变能增加，通过使珠光体组织微细化，来提高延性的元素，但在不足0.10％时不能期待其效果。另外，超过2.00％添加时，铁素体相的延性显著降低，在滚动面上发生剥落损伤，钢轨的抗表面损伤性降低。因此，将Co量限定为0.10～2.00％。
Cu是固溶于珠光体组织中的铁素体中，通过固溶强化，提高珠光体组织的硬度(强度)的元素，但在不足0.05％时不能期待其效果。另外，超过1.00％添加时，因淬透性显著地提高，容易生成对韧性有害的马氏体组织。另外，铁素体相的延性显著降低，钢轨的延性就降低。因此，将Cu量限定为0.05～1.00％。
Ni是防止因添加Cu产生的热轧时的脆化，同时通过向铁素体中的固溶强化，谋求珠光体钢的高硬度(强度)化的元素。另外，也是在焊接的热影响区，与Ti复合的Ni3Ti的金属间化合物微细地析出，通过析出强化，抑制软化的元素，但在不足0.01％时，其效果显著小，另外，超过1.00％添加时，铁素体相的延性显著降低，在滚动面上发生剥落损伤，钢轨的抗表面损伤性降低。因此，将Ni量限定为0.01～1.00％。
Ti是利用在焊接时的再加热中析出的Ti的碳化物、Ti的氮化物的不熔化，实现加热至奥氏体区的热影响区的组织的微细化，对防止焊接接头的脆化有效的成分。但是在不足0.0050％时，其效果小，超过0.0500％添加时，生成粗大的Ti的碳化物、Ti的氮化物，除钢轨的延性、韧性以外，抗内部疲劳损伤性也显著降低，因而将Ti量限定为0.0050～0.050％。
Mg是与O、S和Al等结合形成微细的氧化物，在钢轨轧制时的再加热中，抑制结晶晶粒的晶粒成长，谋求奥氏体晶粒的微细化，提高珠光体组织的延性的有效的元素。另外，它也是通过MgO、MgS使MnS微细地分散，在MnS周围形成Mn的稀薄带，有助于珠光体相变的生成，其结果，因使珠光体片的尺寸微细化，来提高珠光体组织的延性的有效元素。但是在不足0.0005％时，其效果较弱，超过0.0200％添加时，生成Mg的粗大氧化物，钢轨的韧性、特别是抗内部疲劳损伤性降低，因而将Mg量限定为0.0005～0.0200％。
Ca是与S的结合能力强，以CaS形式形成硫化物，进一步，CaS使MnS微细地分散，在MnS周围形成Mn的稀薄带，有助于珠光体相变的生成，其结果，使珠光体片的尺寸微细化，对提高珠光体组织的延性有效的元素。但是在不足0.0005％时，其效果弱，超过0.0150％添加时，生成Ca的粗大的氧化物，钢轨的韧性、特别是抗内部疲劳损伤性降低，因而将Ca量限定为0.0005～0.0150％。
Al是使共析转变温度向高温侧，同时使共析碳浓度向高碳侧移动的元素，也是通过珠光体组织的高强度化和抑制先共析渗碳体组织的生成来防止韧性降低的元素，但是在0.0080％或以下时，其效果弱，超过1.00％添加时，在钢中固溶变得困难，生成成为疲劳损伤起点的粗大的氧化铝系夹杂物，钢轨的韧性、特别是抗内部疲劳损伤性降低。另外，焊接时生成氧化物，可焊性显著降低，因而将Al量限定为0.0080～1.00％。
Zn是由于ZrO2夹杂物与γ-Fe的晶格的共格性良好，γ-Fe成为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率，抑制铸坯中心部的偏析带的形成、抑制对钢轨的韧性有害的先共析渗碳体组织的生成的元素。但是，Zr量0.0001％或以下时，ZrO2夹杂物的数量少，不能充分显示作为凝固核的作用。其结果，抑制先共析渗碳体组织的生成的效果降低。另外，Zr超过0.2000％添加时，生成大量粗大的Zr系夹杂物，钢轨的韧性降低、容易发生以粗大的Zr系夹杂物作为起点的内部疲劳损伤，钢轨的使用寿命降低。因此将Zr量限定为0.0001～0.2000％。
N是通过在奥氏体的晶界上偏析，促进由奥氏体的晶界向珠光体的相变，通过使珠光体片的尺寸微细化，对提高珠光体组织的韧性、延性有效的元素。但是在不足0.0040％时，其效果弱，超过0.0200％添加时，在钢中固溶变得困难，生成成为车轮内部疲劳损伤起点的气泡，因而将N量限定为0.0040～0.0200％。
由上述的成分组成构成的钢轨钢可以用转炉、电炉等通常使用的熔化炉进行熔炼，将该钢液进行铸锭·开坯或连续铸造，再经过热轧制成钢轨。然后，通过对保持该热轧的高温度的热的钢轨或者以热处理为目的再加热到高温的轨头实施加速冷却，就可以使轨头稳定地生成硬度高的珠光体组织。
在以上的制造方法中，作为以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm范围内的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片有200个或以上的方法优选如下进行，即通过尽可能使上述热轧时的温度为低温，并且尽可能在热轧后迅速地进行加速冷却，抑制轧制之后的奥氏体晶粒的长大，并且提高终轧的断面收缩率，在奥氏体晶粒积蓄高的应变能的状态下进行加速冷却。作为优选的热轧、热处理条件是终轧温度为980℃或以下，终轧的断面收缩率为6％或以上，加速冷却速度为从奥氏体区至550℃的平均值是1℃/秒或以上。
另外，以热处理为目的再加热钢轨的场合，由于不能够用应变能的效果，所以希望尽可能使再加热的温度低，另外使加速冷却速度更快。作为优选的再加热热处理条件是再加热的温度为1000℃或以下，加速冷却速度为从奥氏体区至550℃的平均值是5℃/秒或以上。
(3)轨头的硬度和其范围说明将以头部的拐角部和头顶部的表面作为起点深度为20mm的范围的硬度限定为Hv300～500的范围内的理由。
在本成分系中硬度低于Hv300时，难以确保耐磨性，钢轨的使用寿命降低。另外，硬度超过Hv500时，因耐磨性的显著提高，疲劳损伤在滚动面积蓄、集合组织发达，发生黑点损伤等的滚动面疲劳损伤，抗表面损伤性显著受到损害。因此将珠光体组织的硬度限定在Hv300～500的范围内。
以下，说明将硬度Hv300～500的范围限定在以头部的拐角部和头顶部的该头部表面作为起点深度为20mm的范围内的理由。
在低于20mm时，若从钢轨的使用寿命出发来考虑，作为必须有的钢轨所要求的耐磨性的范围就小，难以充分地确保钢轨的使用寿命。另外，如果硬度Hv300-500的范围在以头部的拐角部和头顶部的该头部表面作为起点深度为30mm或以上，则钢轨的使用寿命会进一步提高，这是更希望的。
这里，图1表示钢轨各部位的称呼，1是头顶部，2是钢轨左右的头侧部(拐角部)，3是钢轨左右的颚下部。另外，4是头部内部，在由头顶部的钢轨宽的中央部深度30mm的位置附近。
这里，图3表示本发明耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的头部断面的表面位置的称呼和硬度Hv300～500的珠光体组织所必要的范围。在钢轨的头部，1是头顶部，2是头部的拐角部，头部的拐角部2的一方是与车轮主要接触的轨距角(G.C.)部。如果硬度Hv300～500的本成分系的珠光体组织至少分布在图中的斜线内，则可以确保钢轨的耐磨性。
因此，希望控制硬度的珠光体组织配置在钢轨与车轮主要接触的轨头的表面附近，除此以外的部分也可以是珠光体组织以外的金属组织。
然后，本发明人对在轨腰生成的先共析渗碳体组织的发生量进行了定量化。在某视场倍率下，测定与某一定长度的互相垂直的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(NC以下称为先共析渗碳体的交叉线数)的结果，认为与渗碳体组织的生成状态相关，发现可以将渗碳体组织的生成状态定量化。
接着，本发明人用含高碳的珠光体组织的钢轨，分析了先共析渗碳体组织的生成状况与轨腰的韧性的关系。其结果表明，在含高碳的珠光体组织的钢轨中，①轨腰的韧性与先共析渗碳体交叉线数(NC)负相关，②先共析渗碳体交叉线数(NC)成为某一定值或以下时，轨腰的韧性不降低，③成为发生韧性降低的临界值的先共析渗碳体交叉线数(NC)与钢轨的化学成分相关。
因此，本发明人通过多重相关求出钢轨的化学成分与成为轨腰发生韧性降低的临界值的先共析渗碳体交叉线数(NC)关系。其结果发现，通过计算评价钢轨的化学成分(质量％)的贡献度的式1的值(CE值)，可以求出成为发生韧性降低的临界值的先共析渗碳体交叉线数(NC)。
进而，本发明人研究提高轨腰的韧性的方法的结果，通过将腰部的先共析渗碳体交叉线数(NC)设为用钢轨的化学成分计算的CE值或以下，与现行的钢轨相比较，腰部的先共析渗碳体组织的生成量降低，可以防止轨腰的韧性降低。
CE＝60([质量％C])-10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])-54式(1)NC(与腰部的先共析渗碳体组织的交叉线数)≤CE(式1)另外，在本发明中，为了降低轨腰的中立轴的中央部的先共析渗碳体交叉线数(NC)，与连续铸造相关的是，①通过调整铸造速度等使轻压下最佳化，②通过降低铸造温度使凝固组织微细化是有效的。另外，与钢轨热处理相关的是，③除轨头以外，对轨腰也进行加速冷却的方法是有效的。另外，为了更进一步降低先共析渗碳体交叉线数(NC)，将上述连续铸造和热处理组合起来、添加有抑制先共析渗碳体组织生成的效果的Al、可以使凝固组织微细化的Zr是有效的。
(4)钢轨腰部的先共析渗碳体组织的显出方法说明本发明的第(10)、(32)中所述的先共析渗碳体组织的显出方法。首先，使轨腰的横断面进行金刚石研磨。接着，将被研磨面浸渍在苦味酸苛性钠溶液中，显出先共析渗碳体组织。显出条件有必要根据研磨面的状态进行若干调整，但基本上优选液温80℃，约120分钟的浸渍。
(5)先共析渗碳体组织的显出方法·先共析渗碳体交叉线数(NC)的测定方法以下说明先共析渗碳体交叉线数(NC)的测定方法。先共析渗碳体容易在原奥氏体晶粒的晶界上生成。用光学显微镜观察显出先共析渗碳体组织的轨腰的中立轴的中央部。然后，在200倍的视场倍率下，读出与互相垂直的300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织(图中的网点)的交点数。图2是该测定方法的模式图。交叉的先共析渗碳体组织的根数是与互相垂直的300μm的各线段X、Y交叉的根数的总计([Xn＝4]+[Yn＝7])。另外，作为观察视场，若考虑因偏析的强弱引起的先共析渗碳体组织的波动，则优选即使最低也要进行5个视场或以上的观察，取其平均值为代表值。
(6)求CE值的式说明如上述那样规定求出CE值的式的理由。求CE值的式是用含高碳的珠光体组织的钢轨，调查其先共析渗碳体组织的生成状况与轨腰的韧性的关系，然后，通过多重相关求出钢轨的化学成分(质量％)与成为在轨腰发生韧性降低的阈值的先共析渗碳体交叉线数(NC)关系。用以下的关系式表示CE＝60([质量％C])-10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])-54式(1)各化学成分的系数表示对轨腰的渗碳体组织生成的影响程度，+表示正的关系，-表示负的关系，系数的绝对值表示其影响程度的大小。另外，用上式计算的CE值取为将小数点以下的下一位四舍五入的自然数。另外，通过上述限定的化学成分的组合，CE值会出现成为0或负的情况。在CE值成为0或负的情况的成分系中，例如，即使是上述限定范围的化学成分组成，也不属于本发明的对象。
另外，本发明人对在使含高碳的钢轨轧制用钢坯再加热和进行热轧的工序中钢坯裂纹发生的原因进行了调查。其结果发现，在钢坯的加热温度最高的外表面附近的凝固组织的偏析部，钢坯的一部分熔化，因轧制使其开口，发生钢坯的裂纹。另外，该裂纹的发生表明，钢坯的最高加热温度越高和钢坯的含碳量越高就越容易发生。
这里，本发明人通过实验研究了钢坯的含碳量与成为裂纹原因的发生部分熔融的钢坯的最高加热温度的关系。其结果发现，钢坯的发生部分熔融的最高加热温度可以以用下述(式2)表示的钢坯的含碳量(质量％)的2次式表示，通过将钢坯的最高加热温度(Tmax；℃)控制在由该2次式求出的CT值或以下，就可以防止再加热状态下钢坯的部分熔融和与其伴随的热轧时的裂纹和断裂。
CT＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2式(2)接着，本发明人用含高碳的钢轨轧制用钢坯，解析了在进行热轧的再加热工序中促进钢坯的外表面部脱碳的要因。其结果表明，钢坯的外表面部的脱碳与再加热钢坯时的温度和其保持时间、特别是钢坯的含碳量有显著关系。
于是，本发明人探明了钢坯的外表面部的脱碳量与再加热钢坯时的温度和其保持时间、特别是钢坯的含碳量的关系。其结果表明，在某一定温度或某一定温度以上保持的时间越长，特别是钢坯的含碳量越高，就越促进钢坯外表面部的脱碳量。
另外，本发明人用实验研究了使终轧后的钢轨的各特性不降低的钢坯的再加热时的保持时间与钢坯含碳量的关系。其结果发现，再加热温度以1100℃或以上作为基准的场合，钢坯的保持时间可以以用下述(式3)表示的钢坯的含碳量(质量％)的2次式表示，通过将钢坯的再加热时间(Mmax；分)控制在由该2次式求出的CM值或以下，就可以抑制钢坯外表面部的珠光体组织的含碳量和硬度的降低，就可以抑制终轧后的钢轨的耐磨性和疲劳强度的降低。
CM＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2式(3)因而，由本发明可以看出，在含高碳的钢轨钢中，在用含高碳的钢轨轧制用钢坯进行热轧的再加热工序中，通过谋求钢坯的最高加热温度、在某一定温度或以上加热的保持时间的最佳化，防止钢坯的部分的熔融，可以防止热轧时的裂纹和断裂，另外，通过抑制钢轨外表面部的脱碳，可以抑制耐磨性和疲劳强度的降低，从而可以高效率地制造高质量的钢轨。
即，本发明是在用含高碳的钢轨轧制用钢坯进行热轧的再加热工序中，可以防止钢坯的部分的熔融，并且可以抑制钢轨外表面部的脱碳，从而可以高效率地制造高质量的钢轨，以下说明其条件。
(7)关于在进行热轧的再加热工序中的钢坯的最高加热温度(Tmax；℃)的限定理由以下详细地说明在对钢轨轧制用钢坯进行热轧时的再加热工序中，将钢坯的最高加热温度(Tmax；℃)限定在由钢轨的含碳量求出的CT值或以下的理由。
通过实验调查了用含高碳的钢轨轧制用钢坯在进行热轧的再加热工序中钢坯发生部分熔融、在进行热轧时钢坯发生裂纹的主要原因。其结果可以确认，钢坯的最高加热温度越高，另外，钢坯的含碳量越高，再加热时钢坯就越容易发生部分的熔融，轧制时就越容易发生裂纹。
这里，通过多重相关求出钢坯发生部分的熔融的最高加热温度与钢坯的含碳量的关系。以下表示其关系式(式2)CT＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2式(2)因此，式(2)是实验回归式，通过将钢坯的最高加热温度(Tmax；℃)控制在由用钢坯的含碳量的2次式求出的CT值或以下，就可以防止再加热时钢坯的部分的熔融以及与其伴随的热轧时的裂纹和断裂。
(8)关于在进行热轧的再加热工序中的钢坯的加热保持时间(Mmax；分)的限定理由以下详细地说明在对钢轨轧制用钢坯进行热轧时的再加热工序中，将钢坯加热至1100℃或以上的保持时间(Mmax；分)限定在由钢轨的含碳量求出的CM值或以下的理由。
通过实验调查了用含高碳的钢轨轧制用钢坯在进行热轧的再加热工序中钢坯的外表面部的脱碳量增加主要原因。其结果表明，在某一定温度或以上保持的时间越长，另外，钢坯的含碳量越高，再加热时就越促进脱碳。
这里，通过多重相关求出在钢坯脱碳显著的再加热温度1100℃或以上的温度范围内，最终轧制后的钢轨诸特性不降低的钢坯的加热保持时间与钢坯的含碳量的关系。以下表示其关系式(式3)CM＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2式(3)因此，式(3)是实验回归式，在钢坯的再加热温度1100℃或以上的温度范围内，通过将加热保持时间(Mmax；分)控制在由该2次式求出的CM值或以下，就可以抑制钢坯外表面部的珠光体组织的含碳量和硬度的降低，就可以抑制最终轧制后的钢轨的耐磨性和疲劳强度的降低。
另外，对于加热保持时间(Mmax；分)的下限值不作特别的限定，但从使钢坯能够均匀地完全加热、确保钢轨轧制时的成形性的观点出发，优选250分钟或以上。
对上述限定的钢轨轧制用钢坯的再加热工序中的加热温度和其时间的控制，优选直接测定钢坯的外表面部的温度来控制其温度和时间。但是，在工业上进行该测定困难的场合，控制加热炉的平均气氛温度、所定的气氛温度下的在炉时间，也可以得到同样的效果，制造高质量的钢轨。
另外，本发明人研究了在高碳钢轨中可以使钢轨头部的珠光体组织高硬度化、抑制腰部、底部的先共析渗碳体组织的生成的热处理方法。其结果可以确认，除对热轧后的钢轨加速冷却头部以外，通过使腰部和底部在某一定时间内从奥氏体区加速冷却或者升温后加速冷却，也可以使头部高硬度化和抑制腰部和底部的先共析渗碳体组织的生成。
首先，本发明人研究了在实际的钢轨制造中谋求轨头的珠光体组织的高硬度化的制造方法。其结果发现，轨头的珠光体组织的硬度与热轧终了后的经过时间和其后的加速冷却速度相关，通过使热轧终了后的经过时间在某一定的范围内，使其后的加速冷却速度在某一定的范围内，使其加速冷却的停止温度在一定温度或以上，就可以使轨头谋求珠光体组织的高硬度化。
另外，本发明人研究了在实际的钢轨制造中可以抑制钢轨的腰部、底部的先共析渗碳体组织的生成的制造方法。其结果发现，先共析渗碳体组织与热轧终了后的经过时间和其后的加速冷却速度相关，通过使热轧终了后的经过时间在某一定的范围内，①使其后的加速冷却速度在某一定的范围内，使其加速冷却的停止温度在一定温度或以上，或者②进行某一定范围的升温，其后在一定的冷却速度范围内进行加速冷却，就可以抑制先共析渗碳体组织的生成。
除这些制造方法以外，本发明人研究了在上述制造方法中确保钢轨长度方向的材质的均一性的钢轨制造方法。其结果表明，若钢轨轧制时的钢轨长度超过某一定的长度，则轧制后的钢轨两端部和内部，特别是轧制后的钢轨两端部的温差过大，在上述的钢轨制造方法中，难以控制涉及钢轨全长的温度和冷却速度，因而钢轨长度方向的材质不均一。于是，通过实际钢轨的轧制实验研究确保材质不均性的最佳轧制长度的结果发现，考虑经济性时，轧制长度应在某一定的范围内。
另外，本发明人研究了确保轨头的延性的钢轨的制造方法。其结果表明，轨头的延性与热轧的温度、热轧时的断面缩小率，热轧时的道次间隔时间，进一步从最终轧制终了至热处理开始的经过时间相关，通过将轨头的最终轧制温度、断面缩小率、道次间隔时间，至热处理开始的经过时间控制在某一定的范围内，就可以确保轨头的延性，同时还可以确保钢轨的成形性。
因而，在本发明中发现，在含高碳的钢轨钢中，为了使钢轨的头部高硬度化、抑制钢轨的腰部、底部的先共析渗碳体组织的生成，通过在热轧终了后，在某一定时间内，进行钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却，进一步通过使钢轨的腰部、底端部升温、其后加速冷却，就可以抑制对轨头的耐磨性、疲劳裂纹和脆性破坏有害的先共析渗碳体组织的生成，进一步，通过谋求轧制时的钢轨长度、轨头的最终轧制温度、断面缩小率、道次间隔时间，由轧制终了至热处理开始的经过时间的最佳化，就可以确保轨头的耐磨性、钢轨长度方向的材质的均一性、轨头的延性、轨腰和轨底的疲劳强度、破坏韧性。
即，根据本发明的含高碳的钢轨钢，可以使珠光体片的尺寸微细化，确保轨头的延性，进一步，可以防止轨头的耐磨性、钢轨的腰部和底端部的疲劳强度和破坏韧性的降低，确保钢轨长度方向的材质的均一性。
(9)加速冷却条件的限定理由详细地说明在本发明的(11)～(16)中限定热轧终了后至加速冷却开始的经过时间、加速冷却速度、加速冷却温度范围的理由。
首先，说明热轧终了后至加速冷却开始的经过时间。
热轧终了后至加速冷却开始的经过时间超过200秒时，在本成分系内，轧制后的奥氏体晶粒直径粗大化，其结果，珠光体片粗大化，延性不能充分地提高，进一步，根据成分系的不同还会生成先共析渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低。为此，将至加速冷却开始的经过时间取为200秒以内。另外，经过时间即使超过200秒，除延性以外的钢轨的材质不会显著降低。因而，如果经过时间在250秒以内，也可以确保在实际使用上没有问题的钢轨材质。
另外，刚热轧终了后的钢轨，因轧制时向轧辊的散热等，在断面内会发生温度不均，为此，加速冷却后的钢轨断面内的材质也就不均一。为了抑制断面内温度的不均、使钢轨断面内的材质不均一化，优选轧制后经过5秒或以上后实施加速冷却。
以下说明加速冷却速度的范围。
首先，说明轨头的加速冷却条件。轨头的加速冷却速度不到1℃/秒时，在本成分系中不能谋求轨头的高硬度，难以确保轨头的耐磨性。另外，生成先共析渗碳体组织，钢轨的延性降低。另外，珠光体相变温度上升，珠光体片粗大化，钢轨延性降低。另外，加速冷却速度超过30℃/秒时，在本成分系中，生成马氏体组织，轨头的韧性显著降低。为此，将轨头的加速冷却速度的范围限定在1～30℃/秒。
另外，上述的加速冷却速度是从加速冷却开始至终了的平均的冷却速度，不是表示冷却过程中的冷却速度。因此，如果从加速冷却开始至终了的平均的冷却速度在上述限定的范围内，就可以谋求珠光体片尺寸的微细化，同时也就可以使轨头高硬度化。
以下说明加速冷却温度的范围。若在超过550℃的温度下终了轨头的加速冷却，加速冷却终了后，会发生来自钢轨内部过大的换热。其结果因温度上升，珠光体相变温度上升，不能谋求珠光体组织的高硬度，不能确保耐磨性。另外，珠光体片粗大化，钢轨延性降低。为此，作至少将加速冷却进行到550℃的限定。
另外，虽然对终了轨头的加速冷却的温度的下限不作特别的限定，但是为了确保轨头的硬度，并且防止容易在头部内部的偏析部等中生成的马氏体组织的生成，实质上400℃为下限。
以下说明在本发明(16)中防止生成先共析渗碳体组织的钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却条件。
首先，说明加速冷却速度的范围。加速冷却速度不到1℃/秒时，在本成分系中难以抑制先共析渗碳体组织的生成。另外，加速冷却速度超过10℃/秒时，在本成分系中，在钢轨的腰部偏析部、底部偏析部中生成马氏体组织，钢轨降低。因此，将加速冷却速度的范围限定在1～10℃/秒。
另外，上述的加速冷却速度是从加速冷却开始至终了的平均的冷却速度，不是表示冷却过程中的冷却速度。因此，如果从加速冷却开始至终了的平均的冷却速度在上述限定的范围内，就可以抑制先共析渗碳体组织的生成。
接着说明加速冷却温度的范围。若在超过650℃的温度下终了加速冷却，加速冷却终了后，会发生来自钢轨内部过大的换热。其结果因温度上升，不生成珠光体组织而生成先共析渗碳体组织。为此，作至少将加速冷却进行到650℃的限定。
另外，虽然对终了加速冷却的温度的下限值不作特别的限定，但是为了抑制先共析渗碳体组织的生成并防止轨腰偏析部的马氏体组织的生成，实质上500℃为下限。
(10)钢轨的腰部和底部的热处理条件的限定理由为了完全防止钢轨的腰部和底端部的先共析渗碳体组织的生成，除上述冷却方法以外，还进行限定的热处理。以下说明钢轨的腰部和底端部热处理时的条件。
首先，说明在本发明(19)、(20)中轨腰的热处理条件。先说明热轧终了后至轨腰的急速冷却开始的时间。热轧终了后至轨腰的急速冷却开始的时间超过100秒时，在本成分系中，由于急速冷却前在轨腰就会生成先共析渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低，所以将至急速冷却开始的经过时间取为100秒以内。
另外，虽然对于轨腰的热轧终了后至急速冷却开始的时间，其下限值不作特别的限定，但是，为了谋求轨腰的奥氏体晶粒的均一化、减低轧制时的温度的不均，优选在热轧终了后经过5秒或以上后开始急速冷却。
以下，说明钢轨腰部的急速冷却时的冷却速度范围。冷却速度不到2℃/秒时，在本成分系中难以抑制腰部的先共析渗碳体组织的生成。另外，冷却速度超过20℃/秒时，在本成分系中，在轨腰的偏析带中生成马氏体组织，轨腰的韧性显著降低。为此，将轨腰的急速冷却时的冷却速度的范围限定在2～20℃/秒的范围内。
另外，上述的轨腰的急速冷却时的冷却速度是由冷却开始至终了的平均的冷却速度，不是表示冷却过程中的冷却速度。因此，如果从冷却开始至终了的平均的冷却速度在上述限定的范围内，就可以抑制先共析渗碳体组织的生成。
以下说明轨腰的急速冷却时的冷却温度的范围。若在超过650℃的温度下终了急速冷却，急速冷却终了后，会发生来自钢轨内部过大的换热。其结果因温度上升，在充分生成珠光体组织前生成先共析渗碳体组织。为此，限定至少急速冷却到650℃。
另外，虽然对终了急速冷却的温度的下限值不作特别的限定，但是为了抑制先共析渗碳体组织的生成并防止由轨腰偏析部等生成的微小马氏体组织的生成，实质上500℃为下限。
以下，详细地说明将在本发明的(22)、(23)中热轧终了后至轨腰的升温开始的时间、升温温度范围限定在上述发明范围内的理由。
首先，说明热轧终了后至轨腰的升温开始的时间。热轧终了后至轨腰的升温开始的经过时间超过100秒时，在本成分系中，升温前在轨腰就会生成先共析渗碳体组织，即使升温，在其后的热处理中也残留渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低，所以将至升温开始的时间定为100秒以内。
另外，虽然对于轨腰的热轧终了后至升温开始的时间，其下限值不作特别的限定，但是，为了减低轧制时的温度不均和谋求精度良好的升温，优选在热轧终了后经过5秒或以上后开始升温。
以下，说明轨腰的升温温度范围。升温温度不到20℃时，其后的加速冷却前，在轨腰就会生成先共析渗碳体组织，使轨腰的疲劳强度和韧性降低。另外，升温温度超过100℃时，热处理后珠光体组织变得粗大，轨腰的韧性降低。为此，将轨腰的升温温度限定在20～100℃的范围内。
以下说明在本发明的(18)、(20)中钢轨的底端部的热处理条件。先说明热轧终了后至钢轨的底端部的急速冷却开始的时间。热轧终了后至钢轨的底端部的急速冷却开始的时间超过60秒时，由于在本成分系中，急速冷却前在钢轨的底端部就会生成先共析渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低，所以将至急速冷却开始的经过时间定为60秒以内。
另外，虽然对于钢轨的底端部的热轧终了后至急速冷却开始的时间的下限值不作特别的限定，但是，为了谋求钢轨的底端部的奥氏体晶粒的均一化和减低轧制时的温度的不均，优选在热轧终了后经过5秒或以上后开始急速冷却。
以下，说明钢轨的底端部的急速冷却时的冷却速度范围。冷却速度不到5℃/秒以下时，在本成分系中难以抑制钢轨的底端部的先共析渗碳体组织的生成。另外，冷却速度超过20℃/秒时，在本成分系中，在钢轨的底端部生成马氏体组织，钢轨的底端部的韧性显著降低。为此，将钢轨的底端部的急速冷却时的冷却速度的范围限定在5～20℃/秒的范围内。
另外，上述的钢轨的底端部的急速冷却时的冷却速度是从冷却开始至终了的平均的冷却速度，不是表示冷却过程中的冷却速度。因此，如果由冷却开始至终了的平均的冷却速度在上述限定的范围内，就可以抑制先共析渗碳体组织的生成。
以下说明钢轨的底端部的急速冷却时的冷却温度的范围。若在超过650℃的温度下终了急速冷却，急速冷却终了后，会发生来自钢轨内部过大的换热。其结果因温度上升，在充分生成珠光体组织前就会生成先共析渗碳体组织。为此，限定至少急速冷却到650℃。
以下，详细地说明将在本发明的(21)、(23)中热轧终了后至钢轨的底端部的升温开始的时间、升温温度范围限定在上述范围内的理由。
首先，说明热轧终了后至钢轨的底端部的升温开始的时间。热轧终了后至钢轨的底端部的升温开始的经过时间超过60秒时，在本成分系中，升温前在钢轨的底端部生成先共析渗碳体组织，即使升温，在其后的热处理中也残留渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低，所以将至升温开始的时间定为60秒以内。
另外，虽然对钢轨的底端部的热轧终了后至升温开始的时间的下限值不作特别的限定，但是，为了减低轧制时的温度不均和谋求精度良好的升温，优选在热轧终了后经过5秒或以上后开始升温。
以下，说明钢轨的底端部的升温温度范围。升温温度不到50℃时，其后的加速冷却前，在钢轨的底端部就会生成先共析渗碳体组织，使钢轨的底端部的疲劳强度和韧性降低。另外，升温温度超过100℃时，热处理后珠光体组织变得粗大，钢轨的底端部的韧性降低。为此，将钢轨的底端部的升温温度限定在50～100℃的范围内。
另外，进行上述热处理时的头部的条件优选热轧至热处理的时间在200秒以内，精轧的最终道次的断面缩小率为6％或以上，或者特别优选使每道次的断面缩小率为1～30％的精轧在2道次或以上，并且进行使轧制道次间隔在10秒或以下的连续精轧。
(11)热轧后的钢轨长度的限定理由详细地说明在本发明的(5)、(27)中将热轧后的钢轨长度限定在上述范围内的理由。
热轧后的钢轨长度超过200m时，轧制后的钢轨两端部和内部、特别是轧制后钢轨两端部的温度差过大，即使用上述的钢轨制造方法，也难以控制涉及钢轨全长的温度和冷却速度，钢轨长度方向的材质不均一。另外，热轧后的钢轨长度不到100m时，轧制效率降低，钢轨制造的成本增加。为此，将热轧后的钢轨长度定为100～200m。
另外，为了使作为产品的钢轨长度确保100～200m，优选在该轧制长度上增加的切断长度。
12)热轧时的轧制条件的限定理由详细地说明将在本发明的(11)～(14)中热轧时的轧制条件限定在上述范围的理由。
热轧终了温度超过1000℃时，在上述成分系中，轨头的珠光体组织不能微细化，不能充分提高延性。另外，热轧终了温度不到850℃时，难以控制作为钢轨的形状，满足产品形状的钢轨的制造变得困难。另外，由于钢轨的温度低，刚轧制后会生成先共析渗碳体组织，使钢轨的疲劳强度和韧性降低。因此，使热轧终了温度在850～1000℃的范围内。
热轧时的最终道次的断面缩小率不到6％时，不能谋求钢轨轧制后的奥氏体晶粒直径的微细化，结果珠光体片的尺寸粗大化，不能确保轨头的延性。因此，最终道次的断面缩小率在6％或以上。
除了控制上述轧制温度和断面收缩率以外，为了提高轨头的延性，连续最终轧制并进行2道次或以上，另外，进行每道次的断面缩小率和道次间隔时间的控制。
以下详细地说明在本发明的(14)中，将最终轧制的每道次的断面收缩率和道次间隔时间限定在上述范围的理由。
最终轧制的每道次的断面收缩率不到1％时，奥氏体晶粒不能完全微细化，结果也不能实现珠光体片的尺寸的微细化，轨头的延性不能提高。因此，将最终轧制的每道次的断面收缩率限定在1％或以上。另外，最终轧制的每道次的断面收缩率超过30％时，不能控制钢轨的形状，难以制造满足产品形状的钢轨。因此，使最终轧制的每道次的断面收缩率在1～30％的范围内。
另外，最终轧制时的道次间隔时间超过10秒时，轧制后奥氏体晶粒发生晶粒长大，结果也就不能实现珠光体片的尺寸的微细化，轨头的延性不能提高。因此，使最终轧制时的道次间隔时间在10秒以内。另外，虽然对道次间隔时间的下限不作限定，但是，为了抑制晶粒长大，通过再结晶的连续化使奥氏体晶粒微细化，其结果使珠光体片的尺寸微细化，可以尽可能地取为短时间。
这里，说明钢轨的部位。图1是表示钢轨各部位的称呼的图。所谓“头部”是图1中所示的与车轮主要接触的部分(符号1)，所谓“腰部”是图1中所示的比钢轨头部更下部的断面厚度减薄的部分(符号5)，所谓“底部”是图1中所示的比钢轨的腰部更下部的部分(符号6)。另外，所谓“底端部”是图1中所示的轨底(符号6)的前端部分(符号7)。在本发明中，钢轨的底端部以由前端起的10～40mm的区域作为其对象范围。因而，“底端部”(符号7)是表示底部(符号6)的一部分。如果在与图1所示的头部(符号1)、底部(符号6)的钢轨宽度的中央部，腰部(符号5)的钢轨高度中心部相当的位置上和由底端部(符号7)的轨底前端起5mm的位置上，以由表面至深度0～3mm的范围内测定热处理时的温度和冷却条件，就可以代表分别的部位。
另外，为了使钢轨断面内的硬度和组织形态均一化，优选尽可能使上述3点的冷却速度相同。
另外，钢轨轧制时的温度如果在图1所示的头部(符号1)的钢轨宽度的中央部测定刚轧制后的表面温度，就可以得到所定的特性。
另外，本发明人对含高碳的珠光体组织的钢轨钢中钢轨钢的化学成分与可以防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成的冷却速度(先共析渗碳体组织的临界冷却速度)的关系进行了调查。
用可以再现轨头形状的高碳钢试样进行热处理实验的结果表明，先共析渗碳体组织的临界冷却速度与钢轨钢的化学成分(C、Si、Mn、Cr)有关，与可以促进渗碳体生成的元素C有正的关系，与淬透性元素的Si、Mn、Cr有负的关系。
这里，本发明人通过多重相关求出在生成先共析渗碳体组织显著的含碳量超过0.85质量％的钢轨钢中先共析渗碳体组织生成的临界冷却速度与钢轨钢的化学成分(C、Si、Mn、Cr)的关系。其结果可以看出，通过计算评价钢轨钢的化学成分(质量％)的影响程度的式1的值(CCR)，可以求出与钢轨钢的头部内部的先共析渗碳体组织的临界冷却速度相当的值，另外，在钢轨钢的热处理中，通过使钢轨钢的头部内部的冷却速度(ICR℃/秒)为CCR值或以上，就可以防止头部内部生成的先共析渗碳体组织。
CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)然后，本发明人研究了在钢轨钢的热处理中控制头部内部的冷却速度(ICR℃/秒)的方法。
在轨头的热处理中，对轨头表面全体进行冷却。这里，本发明人用可以再现轨头形状的高碳钢试样进行热处理实验，求出头部内部的冷却速度与钢轨头部的表面部的各部位的冷却速度的关系。其结果可以确认，头部内部的冷却速度与钢轨头顶部表面的冷却速度(TH℃/秒)、钢轨左右的头侧部表面的平均冷却速度(TS℃/秒)、钢轨左右的头部和腰部的边界部的颚下部表面的平均冷却速度(TJ℃/秒)有关，通过用考虑对头部内部的冷却速度有影响程度的式(5)的值(TCR)可以评价头部内部的冷却速度。
TCR＝0.05TH(℃/秒)+0.10TS(℃/秒)+0.50TJ(℃/秒) 式(5)另外，上式所示的头侧部的冷却速度(TS℃/秒)、颚下部的冷却速度(TJ℃/秒)是以钢轨左右各部位的平均值表示的。
另外，本发明人用实验调查了头部内部的先共析渗碳体组织的生成状况和头表面部的组织与TCR值的关系。其结果表明，头部内部的先共析渗碳体组织的生成与TCR值的大小相关，TCR值是由钢轨钢的化学成分求出的CCR值的2倍或以上时，头部内部没有先共析渗碳体组织的生成。
另外，在与头表面部的显微组织的关系中发现，TCR值是由钢轨钢的化学成分求出的CCR值的4倍或以上时，成为过度冷却，在头表面部形成对耐磨性有害的贝氏体、马氏体组织，钢轨的耐磨寿命降低。
即，本发明通过将TCR值控制在4CCR≥TCR≥2CCR的范围内，在轨头的热处理中，能够确保头部内部的冷却速度(ICR℃/秒)，防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，进一步可以谋求头表面部的珠光体组织的稳定化。
因此，由本发明可以看出，在含高碳的钢轨钢中，为了防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，通过将钢轨钢的头部内部的冷却速度(ICR)定为由钢轨钢的化学成分求出的CCR值或以上，可以防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，另外，为了确保头部内部的冷却速度(ICR)，谋求头表面部的珠光体组织的稳定化，必须将由钢轨头部的表面部的各部位的冷却速度求出的TCR值控制在由CCR值求出的范围内。
即，本发明可以在重载荷铁路中使用的含高碳的钢轨钢的热处理中，谋求钢轨头部的表面部的珠光体组织的稳定化，同时可以防止在头部内部容易发生的、成为疲劳损伤起点的先共析渗碳体组织的生成，可以确保耐磨性和提高耐内部损伤性。
(13)防止头部内部的先共析渗碳体组织生成的热处理方法的限定理由1)求CCR值的式子的限定理由说明在本发明23中如上述那样规定求CCR值的式子的理由。
求CCR值的式子是先通过再现轨头热处理的实验测定生成先共析渗碳体组织的临界冷却速度，再通过多重相关求出生成该先共析渗碳体组织的临界冷却速度与钢轨钢的化学成分(C、Si、Mn、Cr)的关系。以下以其关系式式(4)表示。因此，式1是实验回归式，通过使头部内部以用式1计算的值或以上的冷却速度进行冷却，可以防止先共析渗碳体组织的生成。
CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)2)规定钢轨头内部的冷却速度的位置和冷却速度的温度范围的限定理由说明在本发明的(23)中将规定钢轨的头部内部的冷却速度的位置定为从头顶部至深度30mm的位置的理由。
轨头的冷却速度显示出由轨头表面向内部降低的倾向。因此，为了防止在轨头的冷却速度慢的区域生成先共析渗碳体组织，必须确保头部内部的冷却速度。由实验测定头部内部的冷却速度的结果可以确认，由头顶面至深度为30mm的位置的冷却速度最慢，若确保该位置的冷却速度，就可以防止钢轨的头部内部生成先共析渗碳体组织。由该结果，作为规定钢轨头部内部的冷却速度的位置规定为由头顶部至深度30mm的位置。
以下说明在本发明的(24)中将规定钢轨的头部内部的冷却速度的温度范围作如上述那样限定的理由。
通过实验可以确认，在上述限定的化学成分的钢轨钢中，先共析渗碳体组织的生成温度在750～650℃的范围内。因此，为了防止先共析渗碳体组织的生成，有必要至少在上述温度范围内使头部内部的冷却速度定为某一定值或以上。从该理由出发，将规定钢轨钢的由头顶面至深度30mm的位置的冷却速度的温度范围限定在750～650℃的范围内。
3)求TCR值的式子及其值的范围的限定理由说明在本发明的(24)中如上述那样规定求TCR值的式子的理由。
求TCR值的式子是先通过再现轨头热处理的实验测定头顶部的冷却速度(T℃/秒)、头侧部的冷却速度(S℃/秒)、颚下部的冷却速度(J℃/秒)另外，测定头部内部的冷却速度(ICR℃/秒)，再使这些头表面部的各部位的冷却速度用相对于头部内部的冷却速度(ICR)的影响程度进行定式化。以下以其式(式5)表示。因而，式(5)是实验式，如果用式(5)计算的值在某一定值或以上，就可以确保头部内部的冷却速度，也就可以防止先共析渗碳体组织的生成。
TCR＝0.05T(℃/秒)+0.10S(℃/秒)+0.50J(℃/秒) 式(5)另外，上式所示的头侧部的冷却速度(S℃/秒)、颚下部的冷却速度(J℃/秒)是以钢轨左右的各部位的平均值表示的。
以下说明在本发明的(24)中将TCR值限定在4CCR≥TCR≥2CCR的范围内的理由。
TCR值小于2CCR时，钢轨的头部内部的冷却速度(ICR℃/秒)降低，在头部内部生成先共析渗碳体组织，容易发生内部疲劳损伤。另外，轨头表面的硬度降低，不能确保钢轨的耐磨性。另外，TCR值超过4CCR时，钢轨头部的表面部的冷却速度显著增加，生成对头表面部耐磨性有害的贝氏体和马氏体组织，钢轨的耐磨寿命降低。因此，将TCR值限定在4CCR≥TCR≥2CCR的范围内。
4)规定钢轨头部的表面部的冷却速度的位置和冷却速度的温度范围的限定理由首先说明在本发明的(24)中将规定钢轨头部的表面部的冷却速度的位置限定在头顶部、头侧部、颚下部3处的理由。
钢轨的头部内部的冷却速度与头表面的冷却状态有显著关系。用实验调查头部内部的冷却速度与钢轨头部的表面的冷却速度的关系的结果可以确认，头部内部的冷却速度与头表面的散热面的头顶部、头侧部(左右)、颚下部(左右)的3面的冷却速度密切相关，如果调整该3面的冷却速度，就可以控制头部内部的冷却速度。由该结果，要将规定钢轨头部的表面部的冷却速度的位置限定在头顶部、头侧部、颚下部3处。
以下说明在本发明的(24)中将规定钢轨头部的表面部的冷却速度的温度范围作如上述那样限定的理由。
通过实验可以确认，在上述限定的化学成分的钢轨钢中，先共析渗碳体组织的生成温度在750～650℃的范围内。因此，为了防止先共析渗碳体组织的生成，有必要至少在上述温度范围内使头部内部的冷却速度定为某一定值或以上。但是，因加速冷却终了时的头部内部与头表面相比散热量小，所以温度高。因而，为了确保在钢轨的头部内部达至生成先共析渗碳体组织的650℃的温度区域内的冷却速度，有必要使钢轨头部的表面部的加速冷却停止温度比650℃更低。通过实验验证钢轨头部的表面部的加速冷却停止温度的结果可以确认，冷却至500℃时，头部内部的冷却停止温度在650℃以下。根据该结果，将规定钢轨头部的表面部(头顶部、头侧部、颚下部)的冷却速度的温度范围限定在750～500℃的范围内。
这里，说明钢轨的部位。图10是表示钢轨头部的各部位的称呼的图。所谓“头顶部”是指钢轨的头顶面全体(符号1)、所谓“头侧部”是指钢轨左右的头侧面全体(符号2)、所谓“颚下部”是指钢轨左右的头部和腰部的边界部全体(符号3)，另外，所谓“头部内部”是指由头顶部的钢轨宽度的中央部至深度30mm的位置附近(符号4)。
钢轨热处理时的加速冷却速度、加速冷却的温度范围如果测定图10所示的头顶部(符号1)的钢轨宽度的中央部、头侧部(符号2)的轨头高度的中央部、颚下部(符号3)的中央部的头表面或者由头表面至深度5mm的区域，就可以代表头表面部的各部位。
另外，通过调整该部分的温度和冷却速度，可以使头表面的珠光体组织稳定化和控制头部内部(符号4)的冷却速度，确保头表面的耐磨性，防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，进一步可以提高抗内部疲劳损伤性。另外，对于轨头热处理时的加速冷却，可以根据其必要性，按照TCR值在4CCR≥TCR≥2CCR的范围内那样，在头顶部、头侧部(左右)、颚下部(左右)的5处中任意地选择冷却的有无和加速冷却速度。
另外，为了使钢轨头部的表面部的硬度和组织形态左右均等，优选使头侧部的左右和颚下部的左右的冷却速度相同。
从而，在含高碳的珠光体组织的钢轨钢中，为了防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，进一步谋求头表面部的珠光体组织的稳定化，有必要将钢轨的头部内部的冷却速度(ICR)定为与由钢轨钢的化学成分决定的生成渗碳体组织的临界冷却速度相当的CCR值或以上，同时，使钢轨头部的表面部的各部位的冷却速度根据TCR值的范围而进行控制。
优选用本发明的热处理方法制造的钢轨的金属组织大致全部都是珠光体组织。根据选择的成分系和加速冷却条件，在珠光体组织中有微量的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织和贝氏体组织生成。但是，即使在珠光体组织中生成这些组织，只要是微量的，就不会给予钢轨的疲劳强度和韧性以显著影响。因此，作为用本发明的热处理方法制造的钢轨的头部的组织也包括若干先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织和贝氏体组织混在的情况。
实施例(实施例1)表1表示了本发明钢轨钢的化学成分、轧制和热处理条件、轨头的显微组织(头表面下5mm)、具有1～15μm粒径的珠光体片的粒数和测定位置、轨头(头表面下5mm)的硬度。另外，表1中一并记入了在图4所示的强制冷却条件下用西原式磨损试验的70万次反复后的轨头材料的磨损量、拉伸试验的结果。在图4中，8表示钢轨试样，9表示对方材质，10表示冷却用喷嘴。
表2表示了比较的钢轨钢的化学成分、轧制和热处理条件、轨头的显微组织(头表面下5mm)、具有1～15μm粒径的珠光体片的粒数和测定位置、轨头(头表面下5mm)的硬度。另外，表2中一并记入了在图4所示的强制冷却条件下用西原式磨损试验的70万次反复后的轨头材料的磨损量、拉伸试验的结果。
另外，表1、表2的钢都在热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明钢轨钢(12根)符号1～12是耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在上述成分范围内，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm范围内的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
·比较钢轨钢(10根)符号13～22符号13～16是C、Si和Mn的添加量在上述发明范围外的比较钢轨钢(4根)。
符号17～22是在上述成分范围内，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm范围内的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片不足200个的比较钢轨钢(6根)。
这里，说明本说明书中的图。图1是表示本发明的耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨头部断面的表面位置的称呼和必须有耐磨性的范围的图。图4是表示西原式磨损试验机的概略的图，图中，8表示钢轨试样，9表示对方材质，10表示冷却用喷嘴。图3是表示表1和表2所示的磨损试验中的试样采取位置的图。图6是表示表1和表2所示的拉伸试验中的试样采取位置的图。
另外，图7是表示表1所示的本发明钢轨钢和表2所示的比较钢轨钢的磨损试验结果中的含碳量与磨损量的关系的图。图8是表示表1所示的本发明钢轨钢和表2所示的比较钢轨钢的拉伸试验结果中的含碳量与总延伸率的关系的图。
各种试验如下进行。
·头部磨损试验试验机 西原式磨损试验机(参照图2)试样形状圆盘状试样(外径30mm，厚度8mm)试样采取位置轨头表面下2mm(参照图3)试验载荷686N(接触面压640MPa)滑率20％对方材质珠光体钢(Hv380)周围气氛大气中冷却用压缩空气的强制冷却(流量100Nl/min)反复次数70万次·头部拉伸试验试验机 万能小型拉伸试验机试样形状与JIS 4号相似平行部长度25mm，平行部直径6mm延伸率测定评点间距离21mm试样采取位置轨头表面下5mm(参照图6)拉伸速度10mm/分试验温度常温(20℃)如表1、表2所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过将C、Si、Mn的添加量纳入某一定范围内，就不会生成对钢轨耐磨性和延性产生不良影响的先共析渗碳体组织、先共析铁素体组织和马氏体组织等，耐表面损伤性良好。
另外，如图7所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过将含碳量纳入某一定范围内，耐磨性提高。特别是含碳量超过0.85％的本发明钢轨钢(符号5～12)与含碳量在0.85％或以下的本发明钢轨钢(符号1～4)相比，耐磨性更进一步提高。
另外，如图8所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过控制粒径为1～15μm的珠光体片的数量，就可以提高轨头的延性，可以防止寒冷地区的钢轨折损等破坏的发生。
表1 注其余为不可避免的杂质和Fe
表2 注其余为不可避免的杂质和Fe
(实施例2)表3示出了本发明钢轨钢的化学成分、轧制和热处理条件、轨头的显微组织(头表面下5mm)、具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数和测定位置、轨头(头表面下5mm)的硬度。另外，表3中一并记入了在图4所示的强制冷却条件下用西原式磨损试验的70万次反复后的轨头材料的磨损量、拉伸试验的结果。
表4表示了比较的钢轨钢的化学成分、轧制和热处理条件、轨头的显微组织(头表面下5mm)、具有粒径1～15μm的珠光体片的粒数和测定位置、轨头(头表面下5mm)的硬度。另外，表4中一并记入了在图4所示的强制冷却条件下用西原式磨损试验的70万次反复后的轨头材料的磨损量、拉伸试验的结果。
另外，表3、表4的钢都是在精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明钢轨钢(16根)符号23～38是耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，在上述成分范围内，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm范围内的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或以上。
·比较钢轨钢(16根)符号39～54符号39～42是C、Si和Mn的添加量在本发明范围外的比较钢轨钢(4根)。
符号43是钢轨长度在本发明范围外的比较钢轨钢(1根)。
符号44、47是由轧制终了至加速冷却开始的经过时间在本发明范围外的比较钢轨钢(2根)。
符号45、46、48是轨头加速冷却速度在本发明范围外的比较钢轨钢(3根)。
符号49～54是在上述成分范围内，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm范围内的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片不到200个的比较钢轨钢(6根)。
各种试验条件与实施例1同样进行。
如表3、表4所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过将C、Si、Mn的添加量、轧制时的钢轨长度、进一步将从轧制终了至加速冷却开始的经过时间纳入某一定范围内，没有生成赋予钢轨耐磨性和延性恶劣影响的先共析渗碳体组织、先共析铁素体组织和马氏体组织等，耐表面损伤性良好。
另外，如表3、表4所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过控制粒径为1～15μm的珠光体片的数量，就可以提高轨头的延性，可以防止寒冷地区的钢轨折损等破坏的发生。
表3 注其余为不可避免的杂质和Fe
表4 注其余为不事避免的杂质和Fe
(实施例3)用实施例2的表3中所示的钢，如表5所示，变更从轧制终了至加速冷却的时间和热轧条件，与实施例1、2进行同样的试验。
如表5表明那样，从轧制终了至加速冷却的时间在200秒以内和使2道次或以上的精轧热轧的道次间隔在10秒以内的场合，可以使总延伸率的值进一步提高。
表5
(实施例4)表6表示了本发明钢轨钢的化学成分、由根据化学成分的式1求出的CE值、轧制前铸坯的制造状况和钢轨热处理时的冷却方法、腰部的显微组织以及腰部的先共析渗碳体组织的生成状况。
表7表示了比较钢轨钢的化学成分、由根据化学成分的式1求出的CE值、轧制前铸坯的制造状况和钢轨热处理时的冷却方法、腰部的显微组织以及腰部的先共析渗碳体组织的生成状况。
另外，表6、表7的钢都是在轨头的热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造。
另外，在头顶部以下5mm的粒径为1～15μm的珠光体片每0.2mm2被检面积中有200～500个。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明钢轨钢(12根)符号71～82是以在上述成分范围内、腰部的先共析渗碳体组织的根数(NC)不超过由上述化学成分值计算的CE值作为特征的腰部的先共析渗碳体组织的生成量降低的钢轨。
·比较钢轨钢(11根)符号83～93符号83～88是C、Si、Mn、P、S和Cr的添加量在上述发明范围外的比较钢轨钢(6根)。
符号83～93是在上述成分范围内、腰部的先共析渗碳体组织的根数(NC)超过由上述化学成分值计算的CE值的比较钢轨钢(5根)。
这里说明本说明书中的图。图1的符号5表示了先共析渗碳体组织沿偏析带生成的区域(斜线部分)。图2模式地表示了先共析渗碳体组织的生成状况的评价方法。
如表6、表7所示，本发明钢轨钢与比较钢轨钢相比，通过将C、Si、Mn、P、S、Cr的添加量纳入某一定范围内，可以使在腰部生成的先共析渗碳体组织(渗碳体交叉线数NC)为CE值或以下。
另外，通过铸造时的轻压下的最佳化和实施轨腰的冷却，也可以使腰部生成的先共析渗碳体组织(渗碳体交叉线数NC)为CE值或以下。
如上所述，通过将C、Si、Mn、P、S、Cr的添加量纳入某一定范围内，另外，使铸造时的轻压下最佳化和实施轨腰的冷却，就可以使腰部生成的先共析渗碳体组织(渗碳体交叉线数NC)为CE值或以下，也就可以防止轨腰的韧性的降低。
表6 注其余是不可避免的杂质和Fe*1CE＝60[质量％C]-10[质量％Si]+10[质量％Mn]+500[质量％P]+50[质量％S]+30[质量％Cr]-54*2用光学显微镜观察轨腰的中立轴的中央部。
*3用光学显微镜观察显出先共析渗碳体组织的轨腰的中立轴的央部，在视场倍率200倍的视场中，读出与互相垂直的300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(参照图2)。交叉的先共析渗碳体组织的根数是与互相垂直的300μm的各线段交叉的根数的合计。
表7 注其余是不可避免的杂质和Fe*1CE＝60[质量％C]-10[质量％Si]+10[质量％Mn]+500[质量％P]+50[质量％S]+30[质量％Cr]-54*2用光学显微镜观察轨腰的中立轴的中央部。
*3用光学显微镜观察显出先共析渗碳体组织的轨腰的中立轴的央部，在视场倍率200倍的视场中，读出与互相垂直的300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(参照图2)。交叉的先共析渗碳体组织的根数是与互相垂直的300μm的各线段交叉的根数的合计。
(实施例5)表8表示供试验的钢轨钢的化学成分。另外，其余为Fe和不可避免的杂质。
表9表示用表8所示的供试验的钢轨钢，以本发明的制造方法制造的钢轨的终轧温度、轧制长度、从轧制终了后至加速冷却开始的经过时间、钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却条件、显微组织、具有粒径为1～15μm的珠光体片的粒数和测定位置，以及落锤冲击试验的结果、头部硬度、头部拉伸试验的总延伸率的值。
表10表示用表8所示的供试验的钢轨钢，以比较的制造方法制造的钢轨的终轧温度、轧制长度、从轧制终了后至加速冷却开始的经过时间、钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却条件、显微组织、具有粒径为1～15μm的珠光体片的粒数和测定位置，以及落锤冲击试验的结果、头部硬度、头部拉伸试验的总延伸率的值。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明热处理的钢轨(11根)符号94～104是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围内的制造条件制造的钢轨。
·比较热处理的钢轨(8根)符号105～112是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围外的制造条件制造的钢轨。
另外，表9、表10的钢都是在精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
各种试验条件如下。
·落锤冲击试验落锤重量 907kg支点间距离0.914m落锤高度 10.6m试验温度 常温(20℃)试验位置HT轨头拉伸应力
BT轨底拉伸应力·头部拉伸试验试验机 万能小型拉伸试验机试样形状与JIS 4号相似平行部长度25mm，平行部直径6mm，延伸率测定评点间距离21mm试样采取位置轨头宽度的中央部表面下5mm拉伸速度10mm/分试验温度常温(20℃)如表9、表10所示，在表9所示的含高碳的钢轨钢中，使钢轨的头部、腰部、底部在热轧终了后，在某一定时间内进行加速冷却的本发明的制造方法制造的钢轨与用比较制造方法制造的钢轨相比，可以抑制先共析渗碳体组织的生成，从而可以防止疲劳强度和韧性的降低。
另外，如表9、表10所示，通过控制轨头的加速冷却速度、使轧制长度最佳化和控制终轧温度，就可以确保轨头的耐磨性、钢轨长度方向的材质的均一性和轨头的延性。
如上所述，在含高碳的钢轨钢中，为了抑制钢轨的头部、腰部、特别是底部的先共析渗碳体组织的生成，通过在热轧终了后，在某一定时间内对钢轨的头部、腰部、底部进行加速冷却，就可以抑制对疲劳裂纹和脆性裂纹的发生有害的先共析渗碳体组织的生成，另外，通过谋求轨头的加速冷却速度、轧制时的钢轨长度、终轧温度的选择的最佳化，就可以确保轨头的耐磨性、钢轨长度方向的材质的均一性和轨头的延性。
表8
表9 *1轨头终轧温度是钢轧制后的表面温度。*2轨头、轨腰、轨底的冷却温度是说明书所述位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨头、轨腰、轨底的显微组织的观察位置是与冷却速度同一位置的深度2mm的位置*4落锤冲击试验是说明书所述的方法。
*5轨头硬度测定位置是与显微组织的观察位置的同一位置。*6拉伸试验是说明书所述的方法。
表10 *1轨头终轧温度是钢轧制后的表面温度。*2轨头、轨腰、轨底的冷却速度是说明书所述位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨头、轨腰、轨底的显微组织的观察位置是与冷却速度同一位置的深度2mm的位置。*4落锤冲击试验是说明书所述的方法。
*5轨头硬度测定位置是与显微组织的观察位置的同一位置。*6拉伸试验是说明书所述的方法。
(实施例6)表11表示供试验的钢轨钢的化学成分。另外，其余为Fe和不可避免的杂质。
表12表示了用表11所示的供试验的钢轨钢、以本发明的制造方法制造钢轨时的钢坯再加热条件(CT值、CM值、钢坯的最高加热温度Tmax、在1100℃或以上加热的保持时间Mmax)、钢轨热轧和轧制后的诸特性(热轧时和热轧后的表面性状、头表面组织、头表面硬度)。另外，还表示了用本发明的制造方法制造的钢轨的磨损试验结果。
表13表示了用表11所示的供试验的钢轨钢、以比较的制造方法制造钢轨时的钢坯再加热条件(CT值、CM值、钢坯的最高加热温度Tmax、在1100℃或以上加热的保持时间Mmax)、钢轨热轧和轧制后的诸特性(热轧时和热轧后的表面性状、头表面组织、头表面硬度)。另外，还表示了用比较的制造方法制造的钢轨的磨损试验结果。
另外，表12、表13的钢都是在轨头的热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
这里，说明本说明书中的图。图9是表示车轮与钢轨的转动磨损试验机的概要的图。
在图9中，11是钢轨移动用滑板，其上设置钢轨12。15是控制用马达14回转的车轮13的左右移动和载荷负载装置。试验是使车轮13在左右移动的钢轨12的上方转动。
钢轨的构成如下。
·本发明热处理钢轨(11根)符号113～123是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围内的制造方法制造的钢坯和钢轨。
·比较热处理钢轨(8根)符号124～131是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围外的制造方法制造的钢坯和钢轨。
试验条件如下。
·转动疲劳试验试验机转动疲劳试验机(参照图1)试样的形状钢轨136磅钢轨×2m车轮AAR型(直径920mm)载荷条件(再现重载荷铁路)径向载荷147000N(15吨)轴向载荷9800N(1吨)反复次数10000次润滑条件干燥(干燥状态)如表12、表13所示，在用表11所示的含高碳的钢轨轧制用钢坯进行热轧的再加热工序中，通过谋求钢坯的最高加热温度和在某一定温度或以上加热的时间的最佳化，用上述限定范围内的再加热条件制造的钢轨与用比较再加热条件制造的钢轨相比，可以防止轧制时的钢坯的裂纹和断裂，另外，通过抑制钢轨外表面部的脱碳，防止先共析渗碳体组织的生成，可以抑制耐磨性的降低，可以高效率地制造高质量的钢轨。
表11
表12 *1 CT值＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2*2 CM值＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2*3轨头表面的组织观察位置钢轨宽度中心从头顶面深度2mm位置。
*4轨头表面的硬度测定位置钢轨宽度中心从头顶面深度2mm位置。
*5磨损试验方法参照图1和说明书。磨损量试验后钢轨宽度中心位置的钢轨高度方向的减缩断面深度。
表13 *1 CT值＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2*2 CM值＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2*3轨头表面的组织观察位置钢轨宽度中心从头顶面深度2mm位置。
*4轨头表面的硬度测定位置钢轨宽度中心从头顶面深度2mm位置。
*5磨损试验方法参照图1和说明书。磨损量试验后钢轨宽度中心位置的钢轨高度方向的减缩断面深度。
(实施例7)表14表示供试验的钢轨钢的化学成分。另外，其余为Fe和不可避免的杂质。
表15表示了用表14所示的供试验的钢轨钢、以本发明热处理方法制造的钢轨的轧制长度、从钢轨的底端部轧制终了至热处理开始的经过时间、钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却条件、显微组织，还有落锤冲击试验结果和头部硬度。
表16表示了用表14所示的供试验的钢轨钢、以比较热处理方法制造的钢轨的轧制长度、从钢轨的底端部轧制终了至热处理开始的经过时间、钢轨的头部、腰部、底部的加速冷却条件、显微组织，还有落锤冲击试验结果和头部硬度。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明热处理钢轨(11根)符号132～142是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围内的热处理条件制造的钢轨。
·比较热处理钢轨(9根)符号143～151是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围外的热处理条件制造的钢轨。
另外，表15、表16的钢都是在轨头的热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
另外，在头顶部以下5mm中的粒径为1～15μm的珠光体片每0.2mm2被检面积中都有200～500个。
各种试验条件如下。
·落锤冲击试验落锤重量 907kg支点间距离0.914m落锤高度 10.6m试验温度 常温(20℃)试验位置HT轨头拉伸应力
BT轨底拉伸应力如表15、表16所示那样，在表14所示的含高碳的钢轨钢中，用热轧终了后在某一定时间内对钢轨的钢轨的底端部进行事前的热处理、然后对钢轨的头部、腰部、底部进行加速冷却的本发明热处理方法制造的钢轨与用比较制造方法制造的钢轨相比，抑制了先共析渗碳体组织的生成，可以防止疲劳强度和韧性的降低。
另外，如表15、表16所示那样，通过控制轨头的加速冷却速度，可以确保轨头的耐磨性。
如上所述，在含高碳的钢轨钢中，热轧终了后，在某一定时间内，对钢轨的底端部进行加速冷却或升温，然后对钢轨的头部、腰部、底部进行加速冷却，就可以抑制对疲劳裂纹和脆性裂纹的发生有害的先共析渗碳体组织的生成，另外，通过谋求轨头的加速冷却速度的最佳化，就可以确保轨头的耐磨性。
表14
表15
*1轨底端部的冷却速度是说明书所述的位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*2轨头、轨腰、轨底的冷却速度是说明书所述位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨底端部、轨头、轨腰、轨底的显微组织观察位置是与冷却速度同一位置的深度2mm的位置。
*4落锤冲击试验是说明书所述的方法。*5轨头硬度测定位置是与显微组织观察位置的同一位置。
表16 *1轨底端部的冷却速度是说明书所述的位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*2轨头、轨腰、轨底的冷却速度是说明书所述位置的深度0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨底端部、轨头、轨腰、轨底的显微组织观察位置是与冷却速度同一位置的深度2mm的位置。
*4落锤冲击试验是说明书所述的方法。*5轨头硬度测定位置是与显微组织观察位置的同一位置。
(实施例8)表17表示供试验的钢轨钢的化学成分。另外，其余为Fe和不可避免的杂质。表18表示了用表17所示的供试验的钢轨钢、以本发明热处理方法制造的钢轨中的轧制长度、由轧制终了后至腰部热处理开始的时间、轨腰的热处理条件和显微组织、除钢轨的头部、底部的加速冷却条件外的显微组织，还有腰部的先共析渗碳体组织的交叉线数(N)和头部硬度的值。
表19表示了用表17所示的供试验的钢轨钢、以比较热处理方法制造的钢轨中的轧制长度、由轧制终了后至腰部热处理开始的时间、轨腰的热处理条件和显微组织、除钢轨的头部、底部的加速冷却条件外的显微组织，还有腰部的先共析渗碳体组织的交叉线数(N)和头部硬度的值。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明热处理钢轨(11根)符号152～162是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围内的热处理条件制造的钢轨。
·比较热处理钢轨(11根)符号163～173是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围外的热处理条件制造的钢轨。
另外，表18、表19的钢都是在轨头的热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
另外，在头顶部以下5mm中的粒径为1～15μm的珠光体片每0.2mm2被检面积中都有200～500个。
这里，说明实施例中所示的先共析渗碳体交叉线数(N)和测定时显出先共析渗碳体组织的方法。
首先说明先共析渗碳体组织的显出方法。先使轨头的横断面进行金刚石研磨。接着，将被研磨面浸渍在苦味酸苛性钠溶液中，显出先共析渗碳体组织。显出条件有必要根据研磨面的状态进行若干调整，但优选基本的液温80℃，浸渍约120分钟。
以下说明先共析渗碳体交叉线数(N)的测定方法。
用光学显微镜观察显出先共析渗碳体组织的轨头的任意的点。在200倍的视场倍率下，读出与互相垂直的300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数。图2是该测定方法的模式图。
交叉的先共析渗碳体组织的根数是与互相垂直的300μm的各线段交叉的根数的总计。另外，作为观察视场，若考虑先共析渗碳体组织的波动度，优选即使最低也要进行5个视场或以上的观察，取其平均值作为代表值。
表18、表19表示了以上的结果。在含有表17所示的成分的含高碳的钢轨钢中，热轧终了后，在某一定时间内，对轨腰进行上述限定范围内的热处理，另外，对钢轨的头部、底部也进行上述限定范围内的加速冷却，用这样的本发明的热处理方法制造的钢轨与用比较热处理方法制造的钢轨相比，先共析渗碳体组织的交叉线数(N)大幅度降低。
另外，用进行上述限定范围内的加速冷却的热处理方法制造的钢轨与用比较热处理方法制造的钢轨相比，通过适当地控制热处理时的冷却速度，可以防止引起轨腰的韧性和疲劳强度降低的马氏体组织和粗大的珠光体组织的生成。
另外，如表18、表19所示，通过控制轨头的加速冷却速度，如用该热处理方法制造的钢轨(符号155、158～162)显示的那样，可以确保轨头的耐磨性。
如上所述，在含高碳的钢轨钢中，热轧终了后，在某一定时间内，对轨腰进行加速冷却或升温，而且在钢轨的头部和底部升温时也对轨腰进行加速冷却，由此，就可以抑制成为脆性破坏的发生起点、造成疲劳强度和韧性降低的先共析渗碳体组织的生成，另外，通过谋求轨头的加速冷却速度的最佳化，就可以确保轨头的耐磨性。
表17
表18 *1轨腰的升温温度、急速冷却时的冷却速度、冷却终了温度是说明书所述的位置的深度0-3mm的范围的平均值。
*2轨头、轨底的加速冷却速度是说明书所述的0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨头、轨腰、轨底的显微组织观察位置是与冷却速度测定位置同一的深度2mm的位置。
*4先共析渗碳体组织的显出方法、先共析渗碳体交叉线数(N)的测定方法参照说明书和图2。轨腰偏析部的测定位置是轨腰的横断面中立轴位置的宽度的中央部。轨腰表层部的测定位置是与显微组织同一位置的深度2mm的位置。
*5轨头硬度测定位置是与显微组织观察位置的同一位置。
表19 *1轨腰的升温温度、急速冷却时的冷却速度、冷却终了温度是说明书所述的位置的深度0-3mm的范围的平均值。
*2轨头、轨底的加速冷却速度是说明书所述的0-3mm的范围的平均冷却速度。
*3轨头、轨腰、轨底的显微组织观察位置是与冷却速度测定位置同一的深度2mm的位置。
*4先共析渗碳体组织的显出方法、先共析渗碳体交叉线数(N)的测定方法参照说明书和图2。轨腰偏析部的测定位置是轨腰的横断面中立轴位置的宽度的中央部。轨腰表层部的测定位置是与显微组织同一位置的深度2mm的位置。
(实施例9)表20表示供试验的钢轨钢的化学成分。另外，其余为Fe和不可避免的杂质。
表21表示了用表20所示的供试验的钢轨钢的CCR值、用表20所示的供试验的钢轨钢进行本发明法的热处理时的钢轨的轧制长度、至热处理开始的经过时间、钢轨的头部内部和头表面部的热处理条件(冷却速度、TCR值)以及轨头的显微组织。
表22表示了用表20所示的供试验的钢轨钢的CCR值、用表20所示的供试验的钢轨钢进行比较法的热处理时的钢轨的轧制长度、至热处理开始的经过时间、钢轨的头部内部和头表面部的热处理条件(冷却速度、TCR值)以及轨头的显微组织。
这里，说明本说明书中的图。图1是表示钢轨各部位的称呼的图。
另外，在图1中，1是头顶部，2是钢轨左右的头侧部(拐角部)，3是钢轨左右的颚下部。另外，4是头部内部，在由头顶部的钢轨宽的中央部深度30mm的位置附近。
另外，钢轨的构成如下。
·本发明热处理钢轨(11根)符号174～184是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围内的条件热处理轨头的钢轨。
·比较热处理钢轨(10根)符号185～194是使上述成分范围内的钢轨钢用上述限定范围外的条件热处理轨头的钢轨。
另外，表21、表22的钢都是在轨头的热轧至热处理的时间为180秒、精轧最终道次的断面缩小率为6％的条件下制造的。
另外，在头顶部以下5mm中的粒径为1～15μm的珠光体片每0.2mm2被检面积中都有200～500个。
如表21、表22所示，在表20所示的含高碳的钢轨钢中，用将头部内部的冷却速度(ICR)控制在由钢轨钢的化学成分求出的CCR值或CCR值以上的本发明的热处理方法制造的钢轨与用比较热处理方法制造的钢轨相比，可以防止头部内部的先共析渗碳体组织的生成，可以提高抗内部疲劳损伤性。
另外，如表21、表22所示，为了防止钢轨的头部内部的先共析渗碳体组织的生成，即，确保头部内部的冷却速度(ICR)，特别是为了谋求头表面部的珠光体组织的稳定化，通过将由钢轨的头表面部的各部位的冷却速度求出的TCR值控制在由CCR值所求出的范围内，就可以防止在头部内部生成对疲劳损伤的发生有害的先共析渗碳体组织，同时也就可以防止在钢轨的头表面部生成对耐磨性有害的贝氏体和马氏体组织。
如上所述，在含高碳的钢轨钢中，通过将钢轨的头部内部的冷却速度(ICR)纳入某一定范围内和将钢轨头部的表面部的各部位的冷却速度纳入某一定范围内，就可以防止在头部内部生成对疲劳损伤的发生有害的先共析渗碳体组织，同时，可以在钢轨头部的表面部得到耐磨性高的珠光体组织。
表20
表21 *1 CCR值(℃/秒)＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr]*2轨头内部的冷却速度(℃/秒)由头顶面深度30mm位置的温度范围在750-650℃的冷却速度*3轨头表面部(头顶部、头侧部、颚下部)的冷却速度表面～5mm位置的温度范围750-500℃的冷却速度另外，头侧部、颚下部冷却速度是钢轨左右部位的平均值。
*4 TCR值＝0.05T(头顶部的冷却速度、℃/秒)+0.10S(头侧部的冷却速度、℃/秒)+0.50J(颚下部的冷却速度、℃/秒)*5显微组织观察位置头顶部由头顶部深度2mm的位置、轨头内部由头顶面深度30mm的位置表22 *1 CCR值(℃/秒)＝0.6+10×[％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr]*2轨头内部的冷却速度(℃/秒)从头顶面深度为30mm位置的温度范围在750-650℃的冷却速度*3轨头表面部(头顶部、头侧部、颚下部)的冷却速度表面～5mm位置的温度范围750-500℃的冷却速度另外，头侧部、颚下部冷却速度是钢轨左右部位的平均值。
*4 TCR值＝0.05T(头顶部的冷却速度、℃/秒)+0.10S(头侧部的冷却速度、℃/秒)+0.50J(颚下部的冷却速度、℃/秒)*5显微组织观察位置头顶部由头顶部深度2mm的位置、轨头内部由头顶面深度30mm的位置综上所述，本发明可以提供以提高重载荷铁路的轨头所要求的耐磨性，并通过控制轨头的微细的珠光体片的粒数谋求延性的提高，抑制钢轨折损发生，同时降低轨腰和轨底的先共析渗碳体组织的生成量，防止轨腰和轨底的韧性的降低作为目的的珠光体系钢轨，并可以提供谋求上述钢轨用钢坯(板坯)加热条件的最佳化，防止热轧时的裂纹、断裂，抑制钢坯(板坯)外表面部的脱碳，高效率而且高质量的珠光体系钢轨的制造方法。
权利要求
1.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分中，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或200个以上。
2.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片有200个或200个以上。
3.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，在具有含C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％、Cr0.05～2.00％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分中，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或200个以上。
4.如权利要求1～3的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，含碳量为超过0.85％至1.40％。
5.如权利要求1～4的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，热轧后的钢轨长度是100～200m。
6.如权利要求1～5的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点，至少深度20mm的范围的硬度Hv在300～500的范围内。
7.如权利要求1～6的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，进一步含有Mo0.01～0.50％。
8.如权利要求1～7的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，进一步含有V0.005～0.50％、Nb0.002～0.050％、B0.0001～0.0050％、Co0.10～2.00％、Cu0.05～1.00％、Ni0.05～1.00％、N0.0040～0.0200％的1种或1种以上。
9.如权利要求1～8的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ti0.0050～0.0500％、Mg0.0005～0.0200％、Ca0.0005～0.0150％、Al0.0080～1.00％、Zr0.0001～0.2000％的1种或1种以上。
10.如权利要求4～9的任一项所述的珠光体系钢轨，其特征在于，在轨腰的中立轴的中央部，与互相垂直的长度300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(NC先共析渗碳体的交叉线数)相对于用下述式(1)表示的值(CE)，满足NS≤CE而降低腰部的先共析渗碳体组织的生成量，CE＝60([质量％C])+10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])+50式(1)。
11.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在含有C0.65～1.40质量％的钢轨的热轧中，使精轧在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内进行，并实施最终道次的断面缩小率为6％或6％以上的精轧，然后，使该钢轨的轨头以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，使以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或200个以上。
12.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在以质量％计，含有C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％的钢轨的热轧中，在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内进行精轧，并实施最终道次的断面缩小率为6％或6％以上的精轧，然后，使该钢轨的轨头以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，使以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或200个以上。
13.一种耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在以质量％计，含有C0.65～1.40％、Si0.05～2.00％、Mn0.05～2.00％、Cr0.05～2.00％的钢轨的热轧中，在该钢轨的表面温度为850～1000℃的范围内进行精轧，并实施最终道次的断面缩小率为6％或6％以上的精轧，然后，使该钢轨的轨头以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，而且，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm2被检面积中粒径1～15μm的珠光体片存在200个或200个以上。
14.如权利要求11～13的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，该钢轨的热轧中的精轧是使每道次的断面缩小率为1～30％的轧制在2道次或2道次以上，并且实施轧制道次间隔在10秒或10秒以下的连续精轧。
15.如权利要求11～13的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，该钢轨的热轧中的精轧终了后，在200秒以内使该钢轨的头部以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃。
16.如权利要求11～13的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，该钢轨的热轧中的精轧终了后，在200秒以内使该钢轨的头部以1～30℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至550℃，并且，在200秒以内使该钢轨的腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
17.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在具有上述钢成分的钢坯或板坯的再加热工序中，以钢坯或板坯的最高加热温度(Tmax；℃)相对于用由上述钢坯或板坯的含碳量构成的下述式(2)表示的值(CT)，满足Tmax≤CT，并且，钢坯或板坯在1100℃或1100℃以上的温度下加热后的保持时间(Mmax；分)相对于用由上述钢坯或板坯的含碳量构成的下述式(3)表示的值(CM)满足Tmax≤CM的方式，对上述钢坯或板坯进行再加热，CT＝1500-140([质量％C])-80([质量％C])2式(2)CM＝600-120([质量％C])-60([质量％C])2式(3)。
18.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以5～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
19.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在100秒以内使上述钢轨的腰部以2～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
20.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部以5～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且热轧后，在100秒以内使上述钢轨的腰部以2～20℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃，并且，使上述钢轨的头部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
21.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部的温度比升温前上升50～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
22.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在100秒以内使上述钢轨的腰部的温度比升温前上升20～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
23.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，将具有上述钢成分的钢坯或板坯热轧成钢轨形状后，在60秒以内使上述钢轨的底端部的温度比升温前上升20～100℃，并且热轧后，在100秒内使上述钢轨的腰部的温度比升温前上升20～100℃，并且，使上述钢轨的头部、腰部和底部以1～10℃/秒的范围的冷却速度从奥氏体区的温度至少加速冷却至650℃。
24.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，使上述钢轨的头部从奥氏体区的温度加速冷却时，以从上述钢轨的头顶面到深度30mm的头部内部中的温度范围在750～650℃时的冷却速度(ICR℃/sec)相对于用由上述钢轨的化学成分构成的下述式(4)表示的值(CCR)，满足ICR≥CCR的方式进行加速冷却，CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)。
25.如权利要求11～16的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，使上述钢轨的头部从奥氏体区的温度加速冷却时，上述加速冷却按照由温度范围在750～500℃时的上述钢轨的头顶部表面的的冷却速度(TH℃/秒)、头侧部表面的冷却速度(TS℃/秒)、颚下部表面的冷却速度(TJ℃/秒)构成的下述(5)式表示的值(TCR)相对于用由上述钢轨的化学成分构成的下述式(4)表示的值(CCR)满足4CCR≥TCR≥2CCR的方式进行加速冷却，CCR＝0.6+10×([％C]-0.9)-5×([％C]-0.9)×[％Si]-0.17[％Mn]-0.13[％Cr] 式(4)TCR＝0.05TH(℃/秒)+0.10TS(℃/秒)+0.50TJ(℃/秒)式(5)。
26.如权利要求11～25的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，碳含量是0.85～1.40％。
27.如权利要求11～26的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，热轧后的钢轨长度是100～200m。
28.如权利要求11～27的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以权利要求1～10的任一项所述的珠光体系钢轨的轨头的拐角部、头顶部的表面作为起点，至少深度20mm的范围的硬度Hv在300～500的范围内。
29.如权利要求11～28的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有Mo0.01～0.50％。
30.如权利要求11～29的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有V0.005～0.50％、Nb0.002～0.050％、B0.0001～0.0050％、Co0.10～2.00％、Cu0.05～1.00％、Ni0.05～1.00％、N0.0040～0.0200％的1种或1种以上。
31.如权利要求11～30的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，以质量％计，进一步含有Ti0.0050～0.0500％、Mg0.005～0.0200％、Ca0.0005～0.0150％、Al0.0080～1.00％、Zr0.0001～0.2000％的1种或1种以上。
32.如权利要求11～31的任一项所述的珠光体系钢轨的制造方法，其特征在于，在轨腰的中立轴的中央部，与互相垂直的长度300μm的线段交叉的先共析渗碳体组织的根数(NC先共析渗碳体的交叉线数)相对于用下述式(1)表示的值(CE)，满足NS≤CE地降低腰部的先共析渗碳体组织的生成量，CE＝60([质量％C])+10([质量％Si])+10([质量％Mn])+500([质量％P])+50([质量％S])+30([质量％Cr])+50 式(1)。
全文摘要
本发明提供了在以质量％计，具有含C0.65～1.40％的珠光体组织的钢轨中，以头部的拐角部、头顶部的表面作为起点至深度为10mm的范围的至少一部分，每0.2mm
文档编号C21D9/04GK1522311SQ0380057
公开日2004年8月18日 申请日期2003年4月4日 优先权日2002年4月5日
发明者上田正治, 一郎, 松下公一郎, 夫, 藤田和夫, 也, 岩野克也, 一, 内野耕一, 诸星隆, 小林玲 申请人:新日本制铁株式会社