CN102301023B

CN102301023B - 耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨

Info

Publication number: CN102301023B
Application number: CN2010800056524A
Authority: CN
Inventors: 上田正治; 诸星隆; 关和典
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-02-18
Filing date: 2010-01-21
Publication date: 2013-07-10
Anticipated expiration: 2030-01-21
Also published as: ES2554854T3; KR101363717B1; US20110303756A1; WO2010095354A1; CA2752318C; EP2400040A4; CA2752318A1; AU2010216990B2; KR20110099783A; PL2400040T3; AU2010216990A1; EP2400040B1; RU2011131245A; JP4824141B2; US8469284B2; BRPI1007283B1; RU2485201C2; JPWO2010095354A1; EP2400040A1; CN102301023A

Abstract

本发明珠光体系钢轨由下述钢形成，所述钢以质量％计含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％及REM：0.0005～0.0500％，作为剩余部分，包含Fe及不可避免的杂质，在钢轨的头部中，由以头部角部及头顶部的表面为起点至深度10mm为止的范围构成的头表部为珠光体组织，上述头表部的硬度为Hv320～500的范围。

Description

耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨

技术领域

本发明涉及以在海外的货物铁道中使用的钢轨中使头部的耐磨损性和韧性同时提高为目的的珠光体系钢轨。

本申请基于2009年2月18日在日本申请的日本特愿2009-035472号要求优先权，将其内容援引于此。

背景技术

随着经济发展，一直在进行煤等天然资源的新开发。具体而言，一直在进行迄今为止未开发的自然环境严酷的地域的开采。与此相伴，对于输送资源的海外的货物铁道而言轨道环境变得非常严酷。对于钢轨，除了这种程度以上的耐磨损性以外，还逐渐要求在寒冷地区的韧性等。从这样的背景出发，要求开发具有现用的高强度钢轨以上的耐磨损性和高韧性的钢轨。

一般认为，为了提高珠光体钢的韧性，珠光体组织的微细化、具体是珠光体相变前的奥氏体组织的细粒化和珠光体块尺寸的微细化是有效的。为了实现奥氏体组织的细粒化，正在进行热轧时的轧制温度的降低、压下量的增加、以及在钢轨轧制后利用低温再加热的热处理。此外，为了实现珠光体组织的微细化，正在进行利用了相变核的从奥氏体晶粒内开始的珠光体相变的促进等。

但是，在钢轨的制造中，从确保热轧时的成形性的观点出发，轧制温度的降低、压下量的增加有限，不能实现奥氏体晶粒的充分的微细化。此外，关于利用了相变核的从奥氏体晶粒内开始的珠光体相变，存在难以控制相变核的量和从晶粒内开始的珠光体相变不稳定等问题，不能实现珠光体组织的充分的微细化。

针对上述诸问题，为了从根本上改善珠光体组织的钢轨的韧性，采用了在钢轨轧制后进行低温再加热，然后通过加速冷却产生珠光体相变，使珠光体组织微细化的方法。可是，近年来，为了改善耐磨损性而进行钢轨的高碳化，在上述的低温再加热热处理时，存在在奥氏体晶粒内溶解残留粗大的碳化物，加速冷却后的珠光体组织的延性和韧性降低的问题。此外，由于是再加热，因此还存在制造成本高、生产率也低等经济性的问题。

因此，一直在谋求确保轧制时的成形性、使轧制后的珠光体组织微细化的高碳钢钢轨的制造方法的开发。为了解决该问题，开发了如下所示的高碳钢钢轨的制造方法。这些钢轨的主要特征在于，为了使珠光体组织微细化，利用了高碳钢的奥氏体晶粒即使在比较低的温度下且较小的压下量下也容易再结晶的性质。由此，通过小压下的连续轧制得到整粒的微细粒，从而提高珠光体钢的延性和韧性(例如参照专利文献1、2、3)。

在专利文献1的公开技术中，在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过以规定的轧制道次间的时间进行连续3道次以上的轧制，能够提供高延性钢轨。

此外，在专利文献2的公开技术中，在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过以规定的轧制道次间的时间进行连续2道次以上的轧制，再在进行了连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，能够提供高耐磨损性和高韧性钢轨。

进而，在专利文献3的公开技术中，在含有高碳钢的钢轨的精轧中，通过在道次间实施冷却，在进行连续轧制后，在轧制后进行加速冷却，能够提供高耐磨损性和高韧性钢轨。

但是，在专利文献1～3的公开技术中，虽然通过连续热轧时的温度、轧制道次数或道次间时间的组合可实现某一定水平的奥氏体组织的微细化，可见到韧性的若干提高，但是存在对于以钢中存在的夹杂物为起点的破坏未见到其效果、未从根本上提高韧性的问题。

因此，为了抑制钢轨的代表性夹杂物即MnS或Al₂O₃的生成，研究了Ca的添加、氧的降低、Al的降低。这些制造方法的特征在于，在铁液预处理中，通过Ca的添加将MnS制成CaS而无害化，进而，适用脱氧元素的添加和真空处理，使氧尽可能降低，从而减少钢液中的夹杂物(例如参照专利文献4、5、6)。

在专利文献4的技术中，提出了通过优化Ca添加量而将S固定为CaS的手段从而降低了MnS系伸长夹杂物的高碳硅镇静高洁净钢液的制造方法。该技术是由于在凝固过程中偏析浓化的S与同样偏析浓化的Ca或钢液中生成的硅酸钙反应，并不断固定为CaS，所以MnS伸长夹杂物的生成得到抑制的技术。

专利文献5的技术中，提出了降低MnO夹杂物、降低由MnO析出的MnS伸长夹杂物的高碳高洁净钢液的制造方法。该技术中，用大气精炼炉熔炼后，在未脱氧或弱脱氧状态下出钢后，通过真空度为1Torr以下的真空处理将溶解氧控制在30ppm以下。接着添加Al、Si，然后添加Mn。通过以上操作，使最终在凝固部析出的成为MnS的晶核的2次脱氧产物数量减少，并且使氧化物中的MnO浓度降低。由此，抑制MnS的晶体析出。

在专利文献6的技术中，提出了使钢中的氧量、Al量降低的高碳高洁净钢液的制造方法。该技术根据氧化物系夹杂物的总氧值与损伤性的关系，通过限定总氧量，能够制造耐损伤性优异的钢轨。进而，通过将固溶Al量或夹杂物的组成限定在优选的范围内，从而使钢轨的耐损伤性更加提高。

上述专利文献4～6的公开技术是控制在钢坯阶段生成的MnS和Al系夹杂物的形态和量的技术。但是，在钢轨轧制中，热轧中夹杂物的形态发生变化。特别是由于在轧制中沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物成为钢轨的破坏起点，所以存在仅通过控制在钢坯阶段的夹杂物无法稳定地提高钢轨的韧性的问题。

基于上述背景，希望提供一种提高了珠光体组织的耐磨损性、同时提高了韧性的耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7-173530号公报

专利文献2：日本特开2001-234238号公报

专利文献3：日本特开2002-226915号公报

专利文献4：日本特开平5-171247号公报

专利文献5：日本特开平5-263121号公报

专利文献6：日本特开2001-220651号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于提供特别是海外的货物铁道的钢轨所要求的、使头部的耐磨损性和韧性同时提高了的的珠光体系钢轨。

用于解决课题的手段

本发明的珠光体系钢轨由下述钢形成，所述钢以质量％计含有C：0.65～1.20％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％及REM：0.0005～0.0500％，作为剩余部分，包含Fe及不可避免的杂质，在钢轨的头部，由以头部角部及头顶部的表面为起点至深度10mm为止的范围构成的头表部为珠光体组织，上述头表部的硬度为Hv320～500的范围。

这里，所谓的Hv是指JIS B7774中规定的维氏硬度。

本发明的珠光体系钢轨中，在上述珠光体组织中的长度方向的任意截面中观察到的Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值可以为5.0以下。

所述钢以质量％计还含有S≤0.0100％，在上述珠光体组织中的长度方向的任意截面中，长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物相对于每单位面积以10～100个/mm²的量存在。

所述钢以质量％计还含有下述(1)～(11)中记载的钢成分中的任1种或2种以上。

(1)Ca：0.0005～0.0150％、Al：0.0040～0.50％中的1种或2种

(2)Co：0.01～1.00％

(3)Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～0.50％中的1种或2种

(4)V：0.005～0.50％、Nb：0.002～0.050％中的1种或2种

(5)B：0.0001～0.0050％

(6)Cu：0.01～1.00％

(7)Ni：0.01～1.00％

(8)Ti：0.0050～0.0500％

(9)Mg：0.0005～0.0200％

(10)Zr：0.0001～0.2000％

(11)N：0.0060～0.0200％

发明效果

根据本发明，通过控制钢轨钢的成分、组织、硬度，除此以外，添加REM，从而提高珠光体组织的耐磨损性和韧性，特别是能够提高海外的货物铁道用钢轨的使用寿命。进而，如果通过控制Mn硫化物系夹杂物的形态，并且降低S的添加量，从而控制Mn硫化物系夹杂物的个数，则能进一步提高珠光体组织的韧性，能进一步提高使用寿命。

附图说明

图1是表示本发明钢轨钢的横截面(相对于长度方向垂直的截面)中的名称的图。

图2是用Mn硫化物系夹杂物的长边(L)/短边(D)的长度之比(L/D)的平均值与冲击值的关系来表示采用碳量为1.00％且进一步添加有REM的钢进行模拟与钢轨相当的热轧条件的实验室轧制实验、进行冲击试验后得到的结果的图。

图3是表示本发明钢轨钢的Mn硫化物系夹杂物的观察位置的图。

图4是图示表4～9所示的磨损试验中的试验片采取位置的图。

图5是表示表4～9所示的磨损试验的概要的图。

图6是图示表4～9所示的冲击试验中的试验片采取位置的图。

图7是用碳量与磨损量的关系来表示本发明钢轨钢(钢：1～43)和比较钢轨钢(钢：44、46、47、48、49、62、64、65)的磨损试验的结果的图。

图8是用碳量与冲击值的关系来表示本发明钢轨钢(钢：1～43)和比较钢轨钢(钢：45、47、49、63、64、66)的冲击试验的结果的图。

图9是用碳量与冲击值的关系来表示表1～3所示的本发明钢轨钢和比较钢轨钢(钢：50～61、REM添加量为限定范围外的钢轨)的冲击试验的结果的图。

图10是用碳量与冲击值的关系来表示表1～3所示的本发明钢轨钢(钢：9～11、14～16、20～22、25～27、32～34、41～43)的冲击试验的结果的图。

具体实施方式

以下，作为实施本发明的方式，对耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨进行详细地说明。以下，组成中的质量只记载为％。

图1表示本发明的耐磨损性及韧性优异的珠光体系钢轨的相对于长度方向垂直的截面。钢轨头部3具有头顶部1和位于上述头顶部1的两端的头部角部2。头部角部2中的一个是主要与车轮接触的轨距边角(G.C.，gaugecorner)部。

将以上述头部角部2及上述头顶部1的表面为起点至深度10mm为止的范围称为头表部(符号：3a，实线部)。此外，用符号：3b(虚线部)来表示以上述头部角部2及上述头顶部1的表面为起点至深度20mm为止的范围。

首先，本发明者们阐明了对钢轨的韧性造成不良影响的沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物的生成机制。在钢轨轧制中，将钢坯暂时再加热至1200～1300℃进行热轧。调查了其轧制条件与MnS的形态的关系。其结果确认到，在轧制温度高的情况及轧制时的压下量大的情况下，软质的Mn硫化物系夹杂物容易引起塑性变形，容易沿钢轨长度方向延伸。

接着，本发明者们研究了抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸的方法。进行了使热轧时的轧制温度、压下量变化了的钢轨轧制实验，结果确认到，通过轧制温度的降低能够抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸。但是明确了在钢轨轧制中，由于轧制温度的降低难以确保成形性，所以难以通过轧制温度的控制来抑制延伸。

因此，本发明者们研究了抑制Mn硫化物系夹杂物自身的延伸的方法。进行了使MnS的生成形态变化了的各种试验熔解、热轧实验。其结果确认到，通过使成为Mn硫化物系夹杂物的核的夹杂物硬质化，能够抑制其延伸。

进而，本发明者们研究了在热轧时成为Mn硫化物系夹杂物的核的硬质夹杂物。采用熔点高的氧化物进行了热轧实验，结果查明，熔点高的REM的硫氧化物(REM₂O₂S)与Mn硫化物系夹杂物的匹配性高，以该硫氧化物为核有效地生成Mn硫化物系夹杂物。

接着，本发明者们将添加有REM的钢试验熔解，进行了热轧实验。其结果确认到，以REM的硫氧化物为核生成的Mn硫化物系夹杂物在热轧后基本上不会延伸，结果是沿长度方向延伸的Mn硫化物系夹杂物变少。进而，采用该钢进行了冲击试验，结果确认到，在添加有REM且延伸的Mn硫化物系夹杂物少的钢中，破坏的起点变少，冲击值提高。

进而，本发明者们为了进一步抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸，研究了通过试验熔解、热轧实验，从而使REM的硫氧化物微细地分散。其结果确认到，通过调整添加REM时的脱氧条件，从而使REM的硫氧化物微细地分散，结果是能够控制热轧后的Mn硫化物系夹杂物的形态。

除了这些Mn硫化物系夹杂物的形态控制以外，本发明者们还研究了通过降低S的添加量来降低Mn硫化物系夹杂物的总数，由此韧性是否提高。将添加有REM且使S的添加量变化了的钢试验熔解，进行了热轧实验。其结果确认到，通过降低S添加量而降低Mn硫化物系夹杂物的数量，从而破坏的起点锐减，冲击值进一步提高。

本发明者们将在碳量为1.00％的钢中添加有REM的钢试验熔解，进行了模拟与钢轨相当的热轧条件的试验轧制实验。并且进行了冲击试验，调查了Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)对冲击值的影响。另外，原材料的硬度通过热处理条件的控制而达到Hv400水平。

图2表示在碳量为1.00％的钢中，Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值与冲击值的关系。通过调整添加REM时的脱氧条件，从而使在长度方向的任意截面中观察到的Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值达到5.0以下，冲击值提高。进而，若使S添加量降低，则Mn硫化物系夹杂物的数量降低，破坏的起点锐减，冲击值进一步提高。

由这些材质试验的结果可以确认，为了提高含有高碳的耐磨损性优异的钢轨钢的韧性，Mn硫化物系夹杂物的形态控制、即REM的添加是有效的。进而新发现，为了提高韧性，在以REM为核的Mn硫化物系夹杂物的形态中存在最佳范围，进而通过降低S添加量，使得韧性进一步提高。

即，本发明中，通过在含有高碳的钢轨钢中添加REM，从而提高珠光体组织的耐磨损性和韧性。由此，特别是能够提高海外的货物铁道用钢轨的使用寿命。进而，通过控制Mn硫化物系夹杂物的形态，并通过降低S的添加量来控制Mn硫化物系夹杂物的数量，使得珠光体组织的韧性更加提高。根据以上内容，本发明提供一种以提高钢轨的使用寿命为目的的珠光体系钢轨。

接着，对本发明的限定理由(构成要件)进行详细说明。以下，组成中的质量％只记载为％。

(1)化学成分的限定理由

对在本发明的珠光体系钢轨中将钢轨钢的化学成分限定在上述数值范围的理由进行详细地说明。

C是促进珠光体相变、且确保耐磨损性的有效的元素。C量低于0.65％时，无法维持钢轨所要求的最低限度的强度和耐磨损性。此外，C量超过1.20％时，大量生成粗大的先共析渗碳体组织，耐磨损性和韧性降低。因此，将C添加量限定在0.65～1.20％。另外，为了充分地确保耐磨损性，优选将C量设定为0.90％以上。

Si是作为脱氧材料所必需的成分。此外，Si是通过向珠光体组织中的铁素体相的固溶强化来提升钢轨头部的硬度(强度)的元素。而且，Si是在过共析钢中抑制先共析渗碳体组织的生成而抑制韧性的降低的元素。但是，Si量低于0.05％时，不能充分地期待这些效果。此外，如果Si量超过2.00％，则在热轧时表面缺陷大量生成，或因氧化物的生成而使焊接性降低。而且，淬火性显著增加，生成对钢轨的耐磨损性和韧性有害的马氏体组织。因此，将Si添加量限定在0.05～2.00％。另外，为了确保淬火性，充分地抑制对耐磨损性和韧性有害的马氏体组织的生成，优选将Si添加量设定为0.25～1.25％。

Mn是提高淬火性、通过使珠光体片层间距微细化从而确保珠光体组织的硬度、提高耐磨损性的元素。但是，Mn量低于0.05％时，其效果小，难以确保钢轨所需要的耐磨损性。此外，如果Mn量超过2.00％，则淬火性显著增加，容易生成对耐磨损性和韧性有害的马氏体组织。因此，将Mn添加量限定在0.05～2.00％。另外，为了确保淬火性，充分抑制对耐磨损性和韧性有害的马氏体组织的生成，希望将Mn添加量设定为0.20～1.35％。

REM是脱氧/脱硫元素，通过添加而生成REM的硫氧化物(REM₂O₂S)，成为Mn硫化物系夹杂物的生成核。此外，由于作为该核的硫氧化物(REM₂O₂S)的熔点高，所以是抑制轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸的元素。但是，REM量低于0.0005％时，其效果小，作为Mn硫化物系夹杂物的生成核变得不充分。此外，如果REM量超过0.0500％，则REM的硫氧化物(REM₂O₂S)的数量变得过剩，不能成为Mn硫化物系夹杂物的核的单独的REM的硫氧化物(REM₂O₂S)增加。该硬质的硫氧化物(REM₂O₂S)使钢轨钢的韧性大大降低。因此，将REM添加量限定在0.0005～0.0500％。另外，为了可靠地抑制延伸了的Mn硫化物系夹杂物的生成，并且将不成为Mn硫化物系夹杂物的核、对韧性有害的硬质硫氧化物(REM₂O₂S)的生成抑制于未然，提高冲击值，优选将REM添加量设定为0.0010～0.0300％的范围。

另外，REM是稀土类金属，是选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上。上述添加量是限定了它们的总REM的添加量的量。如果总添加量的总和在上述范围内，则即使是单独、复合(2种以上)的稀土类金属的任意形态，均可获得同样的效果。

本发明中，优选如下所述限定S量。对在技术方案3中将S量限定在上述请求范围内的理由进行详细地说明。

S是生成对韧性有害的Mn硫化物系夹杂物的元素。如果S量超过0.0100％，则Mn硫化物系夹杂物的数量变多，无法期望韧性的显著提高。因此，将S添加量限定在0.0100％以下。另外，下限值没有限定，但为了实现氢缺陷的抑制，为了确保最低限度的Mn硫化物系夹杂物，同时提高韧性，优选设定为0.0020～0.0080％的范围。

此外，以上述的成分组成制造的钢轨中，出于谋求提高珠光体组织和先共析铁素体组织的硬度(强化)、提高韧性、防止焊接热影响部的软化、控制钢轨头部内部的截面硬度分布的目的，优选根据需要添加Ca、Al、Co、Cr、Mo、V、Nb、B、Cu、Ni、Ti、Mg、Zr或N的元素。

这里，以下示出上述元素的主要添加目的。

Ca、Al形成熔点高的氧化物，成为Mn硫化物系夹杂物的核，抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸，提高韧性。

Co使磨损面的片层结构和铁素体粒径微细化，提高珠光体组织的耐磨损性。

Cr、Mo使珠光体的平衡相变点上升，主要通过使珠光体片层间距微细化来确保珠光体组织的硬度。

V、Nb通过在热轧和其后的冷却过程中生成的碳化物和氮化物来抑制奥氏体晶粒的生长。进而，通过在铁素体组织和珠光体组织中析出硬化，从而提高珠光体组织的韧性和硬度。此外，稳定地生成碳化物和氮化物，防止焊接接头热影响部的软化。

B使珠光体相变温度的冷却速度依赖性降低，并使钢轨头部的硬度分布均匀。

Cu固溶于铁素体组织和珠光体组织中的铁素体中，从而提高珠光体组织的硬度。

Ni使铁素体组织和珠光体组织的韧性和硬度提高，同时防止焊接接头热影响部的软化。

Ti谋求热影响部的组织的微细化，并防止焊接接头部的脆化。

Mg在钢轨轧制时谋求奥氏体晶粒的微细化，同时促进铁素体和珠光体相变，提高韧性。

Zr通过ZrO₂夹杂物成为高碳钢轨钢的凝固核，提高凝固组织的等轴晶化率，从而抑制铸坯中心部的偏析带的形成，防止钢轨的韧性降低。

N通过偏析于奥氏体晶界中来促进珠光体相变，并使珠光体块尺寸微细化，从而提高韧性。

以下对这些成分的限定理由进行详细地说明。

Ca与REM同样地是脱氧/脱硫元素，通过Ca的添加，Ca的氧化物与硫化物生成集合体(CaO-CaS)。该集合体成为Mn硫化物系夹杂物的生成核，抑制轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸。进而，通过与REM复合添加，从而生成与REM的硫氧化物(REM₂O₂S)的复合氧化物。该复合氧化物进一步抑制Mn硫化物系夹杂物的延伸。Ca量低于0.0005％时，其效果小，作为Mn硫化物系夹杂物的生成核变得不充分。此外，如果Ca量超过0.0150％，则根据钢中的氧量，不成为Mn硫化物系夹杂物的核的单独的硬质CaO的数量增加。其结果是，钢轨钢的韧性大大降低。因此，将Ca添加量限定在0.0005～0.0150％。

Al是脱氧元素，生成氧化铝(Al₂O₃)，成为Mn硫化物系夹杂物的生成核，抑制轧制后的Mn硫化物系夹杂物的延伸。此外，Al是使共析相变温度向高温侧移动的元素，是有助于珠光体组织的高硬度(强度)化的元素。但是，Al量低于0.0040％时，其效果弱。此外，如果Al量超过0.50％，则变得难以固溶于钢中。由此，生成粗大的氧化铝系夹杂物，钢轨的韧性降低，同时由粗大的析出物产生疲劳损伤。进而，在焊接时生成氧化物，焊接性显著降低。因此，将Al添加量限定在0.0040～0.50％。

Co固溶于珠光体组织中的铁素体相中。由此，在钢轨头部的磨损面中，使通过与车轮的接触而形成的微细的铁素体组织更进一步微细化，从而提高耐磨损性。Co量低于0.01％时，无法实现铁素体组织的微细化，不能期待耐磨损性的提高效果。此外，即使超过1.00％添加Co量，上述的效果也饱和，不能实现相应于添加量的铁素体组织的微细化。此外，由于合金添加成本的增大，经济性降低。因此，将Co添加量限定在0.01～1.00％。

Cr使平衡相变温度上升，结果是使铁素体组织和珠光体组织微细化而有助于高硬度(强度)化。同时，强化渗碳体相，提高珠光体组织的硬度(强度)。但是，Cr量低于0.01％时，其效果小，完全见不到提高钢轨钢的硬度的效果。此外，如果进行Cr量超过2.00％的过剩的Cr添加，则淬火性增加，生成马氏体组织。由此，在头部角部和头顶部，产生以马氏体组织为起点的剥落(spalling)损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Cr添加量限定在0.01～2.00％。

Mo与Cr同样地通过使平衡相变温度上升，结果是使铁素体组织和珠光体组织微细化，从而有助于高硬度(强度)化。如上所述Mo是提高硬度(强度)的元素，但是Mo量低于0.01％时，其效果小，完全见不到提高钢轨钢的硬度的效果。此外，如果进行Mo量超过0.50％的过剩的Mo添加，则相变速度显著降低。由此，在头部角部和头顶部产生以马氏体组织为起点的剥落损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Mo添加量限定在0.01～0.50％。

V在进行在高温度下加热的热处理时，通过V碳化物和V氮化物的钉扎效果，使奥氏体晶粒微细化。进而，通过在热轧后的冷却过程中生成的V碳化物、V氮化物产生的析出硬化，提高铁素体组织和珠光体组织的硬度(强度)，同时提高韧性。为了获得这样的作用效果，V是有效的元素。此外，在被再加热至Ac1点以下的温度区域的热影响部中，V在较高的温度区域下生成V碳化物或V氮化物，是对于防止焊接接头热影响部的软化有效的元素。但是，V量低于0.005％时，不能充分地期待其效果，见不到铁素体组织和珠光体组织的硬度的提高和韧性的改善。此外，如果V量超过0.50％，则V的碳化物和氮化物的析出硬化变得过剩，铁素体组织和珠光体组织的韧性降低。由此，在头部角部和头顶部产生剥落损伤，耐表面损伤性降低。因此，将V添加量限定在0.005～0.50％。

Nb与V同样，实施在高温度下进行加热的热处理时，通过Nb碳化物或Nb氮化物的钉扎效果，使奥氏体晶粒微细化。进而，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，提高铁素体组织和珠光体组织的硬度(强度)，同时提高韧性。为了获得这样的作用效果，Nb是有效的元素。此外，在被再加热到Ac1点以下的温度区域的热影响部中，Nb从低温度区域到高温度区域为止稳定地生成Nb的碳化物和Nb氮化物，是对于防止焊接接头热影响部的软化有效的元素。但是，Nb量低于0.002％时，不能期待其效果，见不到铁素体组织和珠光体组织的硬度的提高和韧性的改善。此外，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，铁素体组织和珠光体组织的韧性降低。由此，在头部角部和头顶部产生剥落损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Nb添加量限定在0.002～0.050％。

B在奥氏体晶界中形成铁碳硼化物(Fe₂₃(CB)₆)，促进珠光体相变。通过该珠光体相变的促进效果，使得珠光体相变温度的冷却速度依赖性降低，从钢轨的头表面到内部获得更均匀的硬度分布。因此，能够使钢轨高寿命化。但是，B量低于0.0001％时，其效果不充分，在钢轨头部的硬度分布上见不到改善。此外，如果B量超过0.0050％，则生成粗大的铁碳硼化物，导致韧性的降低。因此，将B添加量限定在0.0001～0.0050％。

Cu是固溶于铁素体组织和珠光体组织中的铁素体相中，通过固溶强化来提高珠光体组织的硬度(强度)的元素。Cu量低于0.01％时，不能期待其效果。此外，如果Cu量超过1.00％，则由于淬火性的显著提高，生成对韧性有害的马氏体组织。由此，在头部角部和头顶部产生剥落损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Cu量限定在0.01～1.00％。

Ni是提高铁素体组织和珠光体组织的韧性，同时通过固溶强化来实现高硬度(强度)化的元素。进而，在焊接热影响部中，与Ti的复合化合物即Ni₃Ti的金属间化合物微细地析出，通过析出强化来抑制软化。但是，Ni量低于0.01％时，其效果显著小。此外，如果Ni量超过1.00％，则铁素体组织和珠光体组织的韧性显著降低。由此，在头部角部和头顶部产生剥落损伤，耐表面损伤性降低。因此，将Ni添加量限定在0.01～1.00％。

Ti利用在焊接时的再加热中析出的Ti的碳化物和Ti的氮化物不溶解的性质来谋求被加热至奥氏体区域的热影响部的组织的微细化，是对于防止焊接接头部的脆化有效的成分。但是，Ti量小于0.0050％时，其效果小。如果Ti量超过0.0500％，则生成粗大的Ti的碳化物和Ti的氮化物，钢轨的韧性降低。同时由粗大的析出物产生疲劳损伤。因此，将Ti添加量限定在0.0050～0.050％。

Mg与O或S、Al等结合而形成微细的氧化物，在钢轨轧制时的再加热中，抑制晶粒的粒生长，谋求奥氏体晶粒的微细化，提高铁素体组织和珠光体组织的韧性。为了获得这样的作用效果，Mg是有效的元素。而且，MgO、MgS使MnS微细地分散，在MnS的周围形成Mn的稀薄带，由此有助于铁素体和珠光体相变的生成。其结果是，Mg由于主要使珠光体块尺寸微细化，所以是对于提高珠光体组织的韧性有效的元素。但是，Mg量低于0.0005％时，其效果弱。如果Mg量超过0.0200％，则生成Mg的粗大氧化物，钢轨的韧性降低，同时由粗大的析出物产生疲劳损伤。因此，将Mg添加量限定在0.0005～0.0200％。

Zr由于ZrO₂夹杂物与γ-Fe的晶格匹配性良好，所以成为γ-Fe为凝固初晶的高碳钢轨钢的凝固核，提高凝固组织的等轴晶化率。由此，Zr是抑制铸坯中心部的偏析带的形成、提高偏析部的特性的元素。但是，Zr量低于0.0001％时，ZrO₂系夹杂物的数量少，作为凝固核不显示充分的作用。此外，如果Zr量超过0.2000％，则大量生成粗大Zr系夹杂物，韧性降低，同时由粗大的析出物产生疲劳损伤。因此，将Zr添加量限定在0.0001～0.2000％。

N通过在奥氏体晶界中偏析，从而促进来自奥氏体晶界的铁素体和珠光体相变。由此，主要通过使珠光体块尺寸微细化，从而能够提高韧性。为了获得这样的作用效果，N是有效的元素。但是，N量低于0.0060％时，其效果弱。如果N量超过0.0200％，则难以固溶于钢中，生成成为疲劳损伤的起点的气泡，在钢轨头部内部产生疲劳损伤。因此，将N添加量限定在0.0060～0.0200％。

(2)钢轨头表部(符号：3a)的珠光体组织的区域及硬度的限定理由

接着，对钢轨的头表部3a为珠光体组织、并且将其硬度限定在Hv320～500的范围内的理由进行说明。

首先，对将珠光体组织的硬度限定在Hv320～500的范围内的理由进行说明。

本成分体系中，如果珠光体组织的硬度低于Hv320，则难以确保钢轨头表部3a的耐磨损性，钢轨的使用寿命降低。此外，在滚动面产生起因于塑性变形的剥片(flaking)损伤，钢轨头表部3a的耐表面损伤性大大降低。此外，如果珠光体组织的硬度超过Hv500，则珠光体组织的韧性显著降低，钢轨头表部3a的耐损伤性降低。因此将珠光体组织的硬度限定在Hv320～500的范围。

接着，说明将硬度为Hv320～500的珠光体组织的必要范围限定在钢轨钢的头表部3a的理由。

这里，钢轨的头表部3a如图1中所示，表示以头部角部2及头顶部1的表面为起点至深度10mm为止的范围(实线部)。如果在该部位配置上述的成分范围的珠光体组织，则可抑制因与车轮的接触产生的磨损，谋求钢轨的耐磨损性的提高。

此外，硬度为Hv320～500的珠光体组织优选配置在以头部角部2及头顶部1的表面为起点至深度20mm为止的范围3b、即至少图1中的虚线部内，由此可进一步确保因与车轮的接触进而磨损至钢轨头部内部时的耐磨损性，谋求钢轨的使用寿命的提高。

因此，硬度为Hv320～500的珠光体组织优选配置在车轮与钢轨主要接触的钢轨头部3的表面附近，其以外的部分也可以是珠光体组织以外的金属组织。

另外，作为在钢轨头部获得硬度为Hv320～500的珠光体组织的方法，如后所述，优选对热轧后或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。

本发明的钢轨头部3中，上述的头表部3a、或包含头表部3a的至深度20mm为止的范围3b的金属组织优选仅由上述限定的珠光体组织构成。但是，根据钢轨的成分体系和热处理制造方法，有时会在珠光体组织中混入以面积率计为5％以下的微量的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织、贝氏体组织或马氏体组织。但是，由于即使这些组织以5％以下的含量混入，对钢轨头部3的耐磨损性及韧性也不会造成很大的不良影响，所以作为上述限定的珠光体组织，也包括微量的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织、贝氏体组织、马氏体组织等以5％以下的含量混合存在的组织。

换而言之，本发明的钢轨头部3中，上述的头表部3a、或包含头表部3a的至深度20mm为止的范围3b的金属组织只要95％以上为珠光体组织即可，但为了充分确保耐磨损性和韧性，优选钢轨头部3的金属组织的98％以上为珠光体组织。

另外，在后述的表1及表2中的显微组织的栏中，记载为微量意味着5％以下的含量，在珠光体组织以外的组织中未记载为微量意味着超过5％的量(本发明外)。

(3)Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值的限定理由

本发明中，在珠光体组织中的长度方向的任意截面(与钢轨的长度方向平行的截面)上观察到的Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值优选为5.0以下(权利要求2的必要条件)。

对将在长度方向的任意截面中观察到的Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值限定在上述数值范围内的理由进行详细地说明。

如果长度方向的Mn硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值超过5.0，则Mn硫化物系夹杂物变得长大，由于在夹杂物周围产生应力集中，变得容易产生钢轨的损伤。在钢的机械试验中不能期望冲击值的显著提高。因此，将硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值限定在5.0以下。

另外，对于硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的下限值，没有特别限定，但当夹杂物的长边与短边的长度相等时即为圆形时，长度之比(L/D)变为1.0，这成为事实上的下限。

此外，为了进一步减少促进应力集中的长大的Mn硫化物系夹杂物的影响，优选将长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的值限定在4.0以下。

这里，对硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度的测定方法及长度之比(L/D)的平均值的计算方法进行说明。

如图3所示，从钢轨的损伤所存在的钢轨头部的长度方向的截面切取样品，进行硫化物系夹杂物的测定。对切取的各样品的钢轨长度方向截面进行镜面研磨，在任意截面中，用光学显微镜拍摄100个左右的Mn硫化物系夹杂物。然后，用图像处理装置读取该照片，测定长度(L)和宽度(D)，进一步求出长度之比(L/D)，算出这些值的平均值。硫化物系夹杂物的测定部位没有特别限定，但优选测定从成为损伤的起点的钢轨头表面至深度3～10mm的范围。

另外，作为将硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值控制在5.0以下的方法，必须有效进而微细地生成成为硫化物系夹杂物的核的REM的硫氧化物(REM₂O₂S)。为了控制REM的硫氧化物，如后所述，必须控制添加REM之前的钢液氧量。

(4)长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量的限定理由

本发明中，长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物每单位面积优选为10～100个/mm²(技术方案3的必要条件)。对将作为评价对象的长度方向的任意截面(与钢轨的长度方向平行的截面)的Mn硫化物系夹杂物的长边长度限定在1～50μm的范围的理由进行详细地说明。

本成分体系中，调查了Mn硫化物系夹杂物的长边长度与实际钢轨的损伤实情，结果确认到，长边长度1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的数量与钢轨的耐损伤性有着很好的相关。因此，将Mn硫化物系夹杂物的数量的评价对象限定在长边长度1～50μm的范围内。

下面，对技术方案3中将在长度方向的任意截面中观察到的长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量限定在上述请求范围的理由进行详细地说明。

如果长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的总个数相对于每单位面积超过100个/mm²，则Mn硫化物系夹杂物的数量变得过剩，由于在夹杂物周围产生应力集中，钢轨发生损伤的可能性变高。在钢的机械试验中也不能期望冲击值的更进一步的提高。此外，如果长度方向的长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的总个数相对于每单位面积低于10个/mm²，则吸附钢中残存的不可避免的氢的捕捉位点显著减少，诱发氢性缺陷(氢脆化)的可能性变高，有损害钢轨耐损伤性的可能性。因此，将长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的总个数限定为每单位面积为10～100个/mm²以下。

此外，为了进一步减少成为破坏的起点的Mn硫化物系夹杂物的影响，同时将氢性的缺陷抑制于未然，稳定地提高钢轨的耐折损性，优选将长边1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的总个数控制在每单位面积为20～85个/mm²的范围。

另外，关于夹杂物的数量，按照如图3所示的方法采取样品，用光学显微镜在长度方向的任意截面中调查Mn硫化物系夹杂物，数出上述限定的尺寸的夹杂物数量，算出每单位截面的数量。观察优选至少进行10个视野以上，并将其平均值作为钢的代表值。硫化物系夹杂物的测定部位没有特别限定，但希望测定从成为损伤的起点的钢轨头表面至深度3～10mm的范围。

此外，为了将长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的个数控制在上述范围内，必须如上述限定的那样将钢液中的S添加量控制在0.0100％以下。具体而言，在一般的二次精炼中，优选添加CaO、Na₂CO₃、CaF₂等脱硫元素并进而添加Al进行精炼。另外，S添加量的下限值没有特别限定，但为了谋求氢缺陷的抑制，为了确保最低限度的Mn硫化物系夹杂物，同时提高韧性，优选设定为0.0020～0.0080％的范围。

(5)本发明的钢轨钢的制造方法

具有上述的成分组成及显微组织的钢轨钢没有特别限定，通常通过以下的方法来制造。

首先，用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼，得到钢液。向该钢液中添加REM，使REM的硫氧化物(REM₂O₂S)均匀地分散，控制Mn硫化物系夹杂物的分布。此外，将S添加量比通常的条件降低而设定为少量。然后，使用该钢液，通过铸锭·开坯法或连续铸造法，制造钢锭(钢坯)。进而对钢锭进行热轧，然后，通过实施热处理(再加热、冷却)，从而制造成钢轨。

特别是为了使微细的REM的硫氧化物(REM₂O₂S)均匀地分散，优选在通常的精炼后，在高温的钢液锅或铸造时的中间包等中添加含有Fe-Si-REM合金或REM的铈合金料(主成分：Ce、La、Pr、Nd)。进而，为了防止在铸造阶段的硫氧化物(REM₂O₂S)的凝聚或偏析，优选用电磁力等对凝固过程中的钢液进行搅拌。此外，为了控制铸造时的钢液的流动，优选将铸造喷嘴的形状最佳化。

钢液制造的下一工序的钢锭的制造条件和钢锭的热轧条件没有特别限定，可以适用通常的条件。将由上述成分组成构成的钢轨钢用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼，通过铸锭·开坯法或连续铸造法，将该钢液制造成轧制用的钢坯。

进而，将钢坯再加热至1200℃以上后，进行数道次的热轧，进行钢轨的成形。从确保形状和材质的观点出发，进行最终成形的温度优选为900～10000℃的范围。

此外，关于热轧后的热处理，为了在钢轨头部3中获得硬度为Hv320～500的珠光体组织，优选对热轧后或再加热后的具有奥氏体区域的高温的钢轨头部3进行加速冷却。作为加速冷却的方法，通过采用专利文献7(日本特开平8-246100号公报)、专利文献8(日本特开平9-111352号公报)等中记载的方法进行热处理(及冷却)，能够获得规定的组织和硬度。

另外，在钢轨轧制后，为了通过再加热进行热处理，优选用火焰或高频波对钢轨头部3或钢轨整体进行加热。

进而，作为将硫化物系夹杂物的长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值控制在5.0以下的方法，必须有效进而微细地生成成为硫化物系夹杂物的核的REM的硫氧化物(REM₂O₂S)。为了控制REM的硫氧化物，必须控制添加REM之前的钢液氧量。具体而言，优选事先用Al或Si进行脱氧，使氧量降低至10ppm以下，然后添加REM。脱氧不充分时，不会生成硫氧化物(REM₂O₂S)，而生成不能成为硫化物系夹杂物的核的REM₂O₃，在将钢轨热轧之前的钢坯阶段的硫化物系夹杂物不能微细地分散。其结果是，在轧制后的钢轨中，硫化物系夹杂物延伸，难以将长边(L)与短边(D)的长度之比(L/D)的平均值控制在5.0以下。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。表1～3表示供试钢轨钢(本发明钢轨钢及比较钢轨钢)的化学成分。

另外，表中，#1的化学成分中，剩余部分为铁及不可避免的杂质。此外，表1及表2中，对于没有记载S量的钢轨钢，S量超过0.0100％且为0.0200％以下。

具有该表1～3所示的成分组成的钢轨钢通过以下的方法来制造。

用转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼。向该钢液中添加主成分为Ce、La、Pr、Nd的铈合金料作为REM，使REM的硫氧化物(REM₂O₂S)均匀地分散，控制Mn硫化物系夹杂物的分布。然后，通过铸锭·开坯法或连续铸造法制造钢锭，进一步对钢锭进行热轧。然后实施热处理，制成钢轨。

表1

表2

表3

通过上述方法，测定Mn硫化物系夹杂物的长边(L)/短边(D)的长度之比(L/D)及长边(L)为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的每单位面积的数量。

此外，如下所述测定钢轨头部的显微组织、硬度。

从包含头表部3a的钢轨头表部切取样品。然后，对观察面进行研磨之后，用硝酸乙醇(Nital)腐蚀液进行蚀刻。依照JIS G 0551，通过光学显微镜对观察面的显微组织进行观察。此外，根据JIS B7774，测定切取的样品的维氏硬度Hv。另外，以负荷98N(10kgf)对样品负载金刚石压头而测定维氏硬度。表中记载为(Hv、98N)。

另外，显微组织观察、硬度测定对距离钢轨头表部的深度为4mm的位置进行。

头部磨损试验

图4示出了磨损试验中的试验片的采取位置，图中的数字表示尺寸(mm)。如图4所示那样，从钢轨钢中包含头表部的区域切取圆盘状试验片。

然后，如图5所示那样，在相对的2根转轴中，在一个转轴上配置圆盘状试验片(钢轨试验片4)，在另一个转轴上配置配对材料5。在对钢轨试验片4施加规定的负荷的状态下，使钢轨试验片4与配对材料5接触。在该状态下，一边从冷却用喷嘴6供给压缩空气而进行冷却，一边使2根转轴以规定的旋转速度旋转。然后，旋转70万次后，测定钢轨试验片4的重量的减少量(磨损量)。

以下示出头部磨损试验的条件。

试验机：西原式磨损试验机(参照图5)

试验片形状：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)

试验片采取位置：钢轨头部表面下2mm(参照图4)

试验负荷：686N(接触面压640MPa)

滑移率：20％

配对材料：珠光体钢(Hv380)

气氛：大气中

冷却：利用压缩空气的强制冷却(流量：100N1/min)

重复次数：70万次

头部冲击试验

图6示出了冲击试验中的试验片的采取位置。如图6所示那样，在钢轨钢的横截面中，按照包含头表部的区域成为切口底的方式，从钢轨宽度(横截面)方向切取试验片。

然后，对所得到的试验片，在以下的条件下进行冲击试验，测定冲击值(J/cm²)。

试验机：冲击试验机

试验片形状：JIS3号2mmU切口

试验片采取位置：钢轨头部表面下2mm(参照图6)

试验温度：常温(20℃)

将所得到的结果示于表4～9中。

另外，表中，*1的头部材质的显微组织及硬度是头部表面下4mm位置的数据。*2的磨损试验结果是上述磨损试验的结果，关于磨损试验，从图4所示的位置采取试验片，按照图5所示的方法，在上述的条件下进行。*3的冲击试验结果是上述冲击试验的结果，关于冲击试验，从图6所示的位置采取试验片，在上述的条件下进行。

(1)本发明钢轨(43根)、钢符号1～43

钢No.1～9、14、17～20、25、32、41：是化学成分在本发明的限定范围内，钢轨头部的显微组织、硬度在本发明的限定范围内的珠光体系钢轨。

钢No.10、13、15、21、26、28～31、33、39、42：是化学成分在本发明的限定范围内，Mn硫化物系夹杂物的长边(L)/短边(D)的长度之比(L/D)、钢轨头部的显微组织、硬度在本发明的范围内的珠光体系钢轨。

钢No.11、12、16、22～24、27、34～38、40、43：是化学成分在本发明的限定范围内，Mn硫化物系夹杂物的长边(L)/短边(D)的长度之比(L/D)、S添加量、长边(L)：1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的数量、钢轨头部的显微组织、硬度在本发明的限定范围内的珠光体系钢轨。

另外，本发明钢轨中，在显微组织中包含微量先共析铁素体、微量先共析渗碳体、微量贝氏体、微量马氏体的钢轨中，珠光体组织以外的这些微量的组织比率为5％以下。

(2)比较钢轨(23根)符号44～66

钢No.44～49：是C、Si、Mn的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.50～61：是REM的成分在本发明的范围外的钢轨。

钢No.62～64：是化学成分在本发明的范围内，但头部的显微组织在本发明的限定范围外的钢轨。

钢No.65～66：是化学成分在本发明的范围内，但头部的硬度在本发明的限定范围外的钢轨。

另外，比较钢轨中，在显微组织中包含先共析铁素体、先共析渗碳体、马氏体的钢轨中，珠光体以外的这些组织比率超过5％，在包含微量先共析渗碳体、微量贝氏体的钢轨中，这些微量的组织比率为5％以下。

如表1～9所示，本发明钢轨钢(钢：1～43)与比较钢轨钢(钢：44～49)相比，将钢的C、Si、Mn的化学成分控制在本发明的限定范围内。由此，不会生成对耐磨损性和韧性带来不良影响的先共析铁素体组织、先共析渗碳体组织、马氏体组织，能够稳定地获得一定的硬度范围内的珠光体组织。

如表1～9所示，本发明钢轨钢(钢：1～43)与比较钢轨钢(钢：62～66)相比，将头部(头表部)的显微组织设定为珠光体组织，将硬度控制在某一定范围内。由此，能够提高钢轨的耐磨损性和韧性。

图7表示本发明钢轨钢(钢：1～43)与比较钢轨钢(钢：44、46、47、48、49、62、64、65)的磨损试验的结果。通过将钢的C、Si、Mn的化学成分控制在本发明的限定范围内，防止对耐磨损性带来不良影响的先共析铁素体组织、马氏体组织的生成，进而将硬度控制在本发明的范围内，从而在任意的碳量中，均能够大大提高耐磨损性。

图8表示本发明钢轨钢(钢：1～43)与比较钢轨钢(钢：45、47、49、63、64、66)的冲击试验的结果。通过将钢的C、Si、Mn的化学成分控制在本发明的限定范围内，防止对韧性带来不良影响的先共析渗碳体组织、马氏体组织的生成，进而将硬度控制在本发明的范围内，从而在任意的碳量中，均能大大提高韧性。

此外，如表1～9及图9所示，本发明钢轨钢(钢：1～43)与比较钢轨钢(钢：50～61)相比，通过将REM的添加量控制在本发明的范围内，从而在任意的碳量中，均能够大大提高珠光体组织的钢轨的韧性。

进而，如表1～9及图10所示，本发明钢轨钢(钢：9～11、14～16、20～22、25～27、32～34、41～43)通过事先的脱氧来控制制造钢轨的钢液时的转炉中的REM添加时的氧量，进而将REM的添加量控制在本发明的范围内。由此，通过将Mn硫化物系夹杂物的长边(L)/短边(D)的长度之比(L/D)控制在本发明的范围内，从而能够提高珠光体组织的钢轨的韧性。除上述以外，通过降低S添加量，将长边(L)：1～50μm的Mn硫化物系夹杂物的数量控制在本发明的范围内，能够进一步提高珠光体组织的钢轨的韧性。

产业上的可利用性

本发明的珠光体系钢轨具有现用的高强度钢轨以上的优异的耐磨损性及韧性。因此，作为像输送在自然环境的严酷的地域开采的天然资源的货物铁道用的钢轨那样在非常严酷的轨道环境中使用的钢轨，本发明可以优选适用。

符号说明

1：头顶部、2：头部角部、3：钢轨头部、3a：头表部、3b：以头部角部及头顶部的表面为起点至深度20mm为止的范围、4：钢轨试验片、5：配对材料、6：冷却用喷嘴。

Claims

1.一种珠光体系钢轨，其具有下述钢组成，所述钢组成以质量%计仅由C：0.65～1.20%、Si：0.05～2.00%、Mn：0.05～2.00%、REM：0.0005～0.0500%、以及作为剩余部分的Fe及不可避免的杂质构成，

在钢轨的头部中，在由以头部角部及头顶部的表面为起点至深度10mm为止的范围构成的头表部、或者以头部角部及头顶部的表面为起点至深度20mm为止的范围中，金属组织的95%以上为珠光体组织，

所述头表部的硬度为Hv320～500的范围，

所述珠光体组织中的沿着长度方向从头顶部的表面至深度3～10mm的范围的部位采取的任意截面中观察到的Mn硫化物系夹杂物的长边L与短边D的长度之比L/D的平均值为5.0以下。

2.一种珠光体系钢轨，其具有下述钢组成，所述钢组成以质量%计仅由C：0.65～1.20%、Si：0.05～2.00%、Mn：0.05～2.00%、REM：0.0005～0.0500%、选自S：0.0020～0.0200%、Ca：0.0005～0.0150%、Al：0.0040～0.50%、Co：0.01～1.00%、Cr：0.01～2.00%、Mo：0.01～0.50%、Nb：0.002～0.050%、B：0.0001～0.0050%、Ni：0.01～1.00%、Ti：0.0050～0.0500%、Mg：0.0005～0.0200%、Zr：0.0001～0.2000%及N：0.0060～0.0200%中的一种以上、以及作为剩余部分的Fe及不可避免的杂质构成，

所述头表部的硬度为Hv320～500的范围，

3.根据权利要求1或2所述的珠光体系钢轨，其特征在于，在所述珠光体组织中的长度方向的任意截面中，长边L为1～50μm的Mn硫化物系夹杂物相对于每单位面积以10～100个/mm²的量存在。