耐磨性优良的珠光体类钢轨及其制造方法 本发明涉及一种能够提高钢轨耐磨性和耐损伤性，并大大提高其使用寿命以使之满足重载铁道的弯曲路段的钢轨要求的珠光体类钢轨及其制造方法。
作为铁路运输高效率化的手段，人们正在力图提高列车的速度和增加列车的装载重量。这样的铁路运输的高效率化意味着钢轨使用环境的苛刻化；以至于必须要求进一步改善钢轨的材质。具体地说，由于铺设在重载铁道弯曲路段的钢轨的磨损急剧地增加，因此，钢轨长寿命化的问题正日益地受到重视。
然而，由于最近对钢轨高强度化热处理技术的提高，已开发出一种使用共析碳素钢的，呈现微细珠光体组织的，如下所述的高强度(高硬度)钢轨，从而使重载铁路弯曲路段的钢轨寿命获得了飞跃的提高。
①一种轨头部为索氏体织织或细微珠光体组织地超大载重用的热处理钢轨(特公昭54-25490号公报)。
②一种添加Cr、Nb等合金的，不仅能提高耐磨性，而且能克服焊接部分的硬度降低的低合金热处理钢轨的制造方法(特公昭59-19173号公报)。
③在终轧后，或者从再加热的奥氏体区域的温度，按照1～4℃/秒的冷却速度将钢轨在850℃-500℃之间加速冷却成一种130kgf/mm2以上的高强度钢轨的制造方法(特公昭63-23244号公报)。
这些钢轨的特征是一种高强度(高硬度)钢轨，它呈现共析碳素钢那样的微细珠光体组织，其目的是为了提高钢轨的耐磨性。
然而在近年来，在重载铁道中，为了使铁路运输达到更高的效率，大力推进货物的高轴重化(列车装载量的增加)，特别是对于急拐弯路段的钢轨来说，即使采用上述开发的钢轨，也不能确保其耐磨性，而由于磨损导致的钢轨寿命的降低就成为当前严峻的问题。从这样的背景出发，人们要求开发一种具有比现有共析碳素钢的高强度钢轨更好耐磨性的钢轨。
另外，车轮与钢轨的接触状态是复杂的，特别是对于在弯曲路段的内轨与外轨来说，它们与车轮的接触状态有很大的差异。例如，对于重载铁道急拐弯路段处的外轨来说，在车轮的凸缘由于受到离心力的作用而强烈地挤压轨头拐角部位(gage corner portion)，并使外轨承受滑动接触，另一方面，对于弯曲路段的内轨轨头顶部来说，承受着来自车轮接触面的具有巨大接触面压的滚动接触。其结果，对于那些在轨头横截面内的轨头表面硬度均一的现有高强度耐磨钢轨来说，以其外轨承受滑动接触的轨头拐角部与内轨承受滚动接触的轨头顶部相比，前者的磨损要快得多，另一方面，内轨轨头顶部的磨损常常比轨头拐角部的磨损慢，而且来自车轮的接触面压常常是最大的，因此在轨头顶面被磨损之前就已经在其表面上积蓄了疲劳损伤。
对于那些在钢轨轨头的磨损特性均一的现有高强度耐磨钢轨来说，特别是对于处在弯曲路段的内轨来说，由于上述那样的车轮的接触状态，如果钢轨铺设后的初期磨损状态，钢轨与车轮的磨合较慢，则由于钢轨不断受到局部过大接触面压的作用，从而容易由于疲劳的产生表面损伤。另外，除此之外，即使在钢轨与车轮磨合之后，轨头顶部也经常受到巨大的接触面压的作用，而由于其磨损较少，伴随着塑性变形，容易产生类似于通常在轨头拐角部生成的粗糙裂纹那样的表面损伤，这是其存在的问题。
为了解决这一问题，有一种方法是把已经积蓄了滚动疲劳层的上述钢轨轨头顶部表层磨削掉，但是磨削需要消耗大量的时间和费用，因此人们开发了如下所述的钢轨。
④开发了一种具有如共析碳素钢那样微细珠光体组织的高强度、耐损伤的钢轨，在这种钢轨轨头部截面的硬度分布上设置这样一种硬度差，也就是使轨头拐角部的硬度高于轨头顶部的硬度，从而确保轨头拐角部具有与那些在轨头的横截面上硬度均一的现有高强度耐磨钢轨同等的耐磨性，而在轨头顶部由于低硬度化而具有降低最大面压的作用(由于接触面积增加)和加快磨损的作用。(特开平6-17193号公报)。
然而在近年来，在重载铁道中，为了使铁路运输达到更高的效率，大力推进货物的高轴重化(列车装载量的增加)，在此情况下即使采用上述开发的钢轨，对于特别急拐弯路段的内轨来说，必须定期地将其轨头顶部磨削才有可能防止表面的损伤，并且外轨轨头拐角部则不能确保耐磨性，这样就由于磨损而降低了钢轨的寿命，从而成为较大的问题。
以往可作为轨道钢使用的共析碳素钢的珠光体类组织是一种由硬度低的铁素体层和平板状的硬度高的渗碳体层形成的层状结构。本发明人等观察了珠光体类组织的磨损机理，结果确认，首先是由于车轮的反复通过而使得较软的铁素体组织被挤出，然而紧邻于滚压面下方的较硬的渗碳体就积叠起来，这样通过对前者加工硬化即可确保其耐磨性。
因此，本发明人等为了获得耐磨性，通过实验后发现，在提高珠光体类组织硬度的同时，提高碳含量也就是增加平板状的较硬的渗碳层的比例，从而提高紧接于滚动接触面下方的渗碳体的密度，这样就可以飞跃地提高耐磨性。
另外，本发明人注意到增加碳的含量可以对耐磨性的改善带来直接的影响，发明了一种能够在过共析钢中稳定地获得珠光体类组织的热处理方法。图1是将共析钢与过共析钢的耐磨损性进行实验室比较的结果，然而随着含碳量的增加，即使同一硬度(强度)，也能看出过共析钢一方明显地改善了耐磨性。作为热处理法的着眼点，如图2所示，将共析钢与过共析钢的连续冷却相变图进行比较，可以看出，随着含碳量的增加，珠光体相变的起点要比共析钢成分的材料更为明显地移向短时间一侧，从而容易发生珠光体相变。也就是说，在对过共析钢钢轨进行热处理时为了获得高强度，必须将冷却速度加快到比现有共析钢更快的冷却速度。另外本发明人还发现，过共析钢的另一个问题是脆化，为了防止能引起这种脆化的初析渗碳体的生成，提高冷却速度是有效的，这样可以防止在奥氏体的晶界处产生初析的渗碳体，从而可以期望，由于更高的碳含量，可以使耐磨性进一步提高。
另外，本发明人在一种具有如上述那样增加了碳含量的珠光体类组织的钢轨轨头部设置一种硬度差，也就是使轨头拐角部的硬度比轨头顶部的硬度更高，这样就可使得在上述钢轨中成为问题的轨头拐角部的耐磨性得到提高，同时，由于轨头顶部接触面压的降低和加速了磨损，促进了车轮与处于初期磨损状态的钢轨的磨合，而且已通过实验室的实验确认，这样可以防止滚动疲劳层的出现。另外，作为使轨头顶部的硬度低于轨头拐角部的硬度的效果，当在重载铁道上正常行驶时，随着外轨的轨头拐角部的局部磨损，这样就可以使得为了防止由于应力集中到拐角部内部所引起的内部疲劳损伤而对钢轨轨头施加外形磨削处理时，磨削作业变得容易。可以期望，在对内轨轨头顶面进行磨削时，也能获得与上述效果相同的效果。
也就是说，本发明的目的是以低成本提供这样一种钢轨，这种钢轨能改善重载铁道的急转弯路段钢轨所要求的耐磨性和耐损伤性，从而大大地提高了钢轨的使用寿命。
另外，钢轨在焊接时普遍采用闪光对焊的焊接方法，由于这种热处理而使得高强度的母材部在其焊缝处软化，从而造成局部的磨损，而由于接缝的脱焊不但成为噪音、振动的发生源，而且有可能造成路基受损和钢轨的破损。
本发明为了解决上述的问题，提出了如下各个要点。
(1)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，它是一种按重量％含有C：0.85％以上，至1.20％的钢轨，该钢轨的组织是珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且在珠光体中渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(2)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，它是一种按重量％含有C：0.85％以上，至1.20％的钢轨，该钢轨从其轨头表面为起点的深度为20mm范围内的组织为珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且珠光体中渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(3)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，该钢轨按重量％含有
C：0.85以上～1.2％、
Si：0.10～1.00％、
Mn：0.40～1.50％，其余为铁和不可避免的杂质，该钢轨的组织为珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且珠光体中的渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(4)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，该钢轨按重量％含有
C：0.85以上～1.20％、
Si：0.10～1.00％、
Mn：0.40～1.50％，其余为铁和不可避免的杂质，该钢轨从其轨头表面为起点的深度为20mm范围内的组织为珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且珠光体中的渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(5)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，该钢轨按重量％含有
C：0.85以上～1.20％、
Si：0.10～1.00％、
Mn：0.40～1.50％，另外还含有
Cr：0.05～0.50％、
Mo：0.01～0.20％、
V：0.02～0.30％、
Nb：0.002～0.05％、
Co：0.10～2.00％、
B：0.0005～0.005％中的一种或两种以上，其余为铁和不可避免的杂质，该钢轨的组织为珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且珠光体组织中的渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(6)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，该钢轨按重量％含有
C：0.85以上～1.20％、
Si：0.10～1.00％、
Mn：0.40～1.50％，另外还含有
Cr：0.05～0.50％、
Mo：0.01～0.20％、
V：0.02～0.30％、
Nb：0.002～0.05％、
Co：0.10～2.00％、
B：0.0005～0.005％中的一种或两种以上，其余为铁和不可避免的杂质，该钢轨从其轨头表面为起点的深度为20mm范围内的组织为珠光体，上述珠光体的珠光体层间距在100nm以下，而且珠光体组织中的渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。
(7)一种焊接性和耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，在上述(1)或(2)所述的钢轨中，焊缝处的硬度与母材硬度之差在Hv30以下。
(8)一种焊接性和耐磨性优良的珠光体类钢轨，其特征在于，在上述(3)至(6)中任一项所述的钢轨中还含有按重量％计的化学成分Si＋Cr＋Mn：1.5～3.0％。
(9)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨的制造方法，该钢轨是一种由上述(1)至(6)中任一项所述化学成分组成的钢轨，其特征在于，该方法由下述工序组成，也就是把经过熔融、铸造的钢进行热轧，然后将保持有热轧后余热的钢轨或为了热处理而加热的钢轨，从奥氏体的温度按1～10℃/秒的冷却速度进行加速冷却，待该钢轨的温度达到700～500℃时停止该加速冷却，然后将其放冷，使该钢轨从其轨头表面至深度20mm范围内的硬度达到Hv320以上。
(10)一种耐磨性优良的珠光体类钢轨的制造方法，该钢轨是一种由上述(1)至(6)中任一项所述化学成分组成的钢轨，其特征在于，该方法由下述工序组成，也就是把经过熔融、铸造的钢进行热轧，然后将保持有热轧后余热的钢轨或为了热处理而加热的钢轨，从奥氏体的温度按10℃以上～30℃/秒的冷却速度进行加速冷却，待该钢轨的珠光体相变进行到70％以上时停止加速冷却，然后将其放冷，使该钢轨从其轨头表面至深度20mm范围内的硬度达到Hv320以上。
(11)一种耐磨性和耐损伤性优良的珠光体类钢轨的制造方法，该钢轨是一种由上述(1)至(6)中任一项所述化学成分组成的钢轨，其特征在于，该方法由下述工序组成，也就是把经过熔融、铸造的钢进行热轧，然后将保持有热轧后余热的钢轨或为了热处理而加热的钢轨轨头拐角部，从奥氏体的温度按1℃～10℃/秒的冷却速度进行加速冷却，待该钢轨的轨头拐角部的温度降到700～500℃时停止该加速冷却，然后将其放冷，使该钢轨的轨头拐角部的硬度在Hv360以上，而且轨头顶部的硬度为Hv250～320。
(12)一种耐磨性和耐损伤性优良的珠光体类钢轨的制造方法，它是一种由上述(1)至(6)中任一项所述化学成分组成的钢轨的制造方法，其特征在于，该方法由下述工序组成，也就是把经过熔融、铸造的钢进行热轧，然后将保持有热轧后余热的钢轨或为了热处理而加热的钢轨轨头拐角部，从奥氏体的温度按10℃以上～30℃/秒的冷却速度进行加速冷却，待该钢轨的轨头拐角处的珠光体相变进行到70％以上时停止加速冷却，然后将其放冷，使该钢轨的轨头拐角部的硬度达到Hv360以上，而且轨头顶部的硬度为Hv250～320。
(13)一种焊接性和耐磨性优良的珠光体类钢轨的制造方法，它是一种上述(7)或(8)中所述的钢轨的制造方法，其特征在于，该方法由下述工序组成，也就是把经过熔融、铸造的钢进行热轧，然后将保持有热轧后余热的钢轨或为了热处理而加热的钢轨，从奥氏体的温度按1～10℃/秒的冷却速度进行加速冷却，待该钢轨的温度降到700～500℃时停止该加速冷却，然后将其放冷，使该钢轨从其轨头表面至深度20mm范围内的硬度达到Hv320以上。
图1示出现有的共析成分珠光体钢轨和本发明过共析成分珠光体钢轨的磨损试验特性，由西原式磨损试验机测定。
图2示出共析轨道钢和过共析轨道钢在1000℃加热后的连续冷却相变图。
图3示出对比轨道钢和本发明轨道钢的层间距与渗碳体厚度/铁素体厚度之间的关系。
图4以层间距与磨损量的关系示出对比轨道钢与本发明轨道钢的磨损试验结果。
图5示出本发明轨道钢的渗碳体/铁素体的层间距的一例。
图6示出轨头截面表面位置的称呼。
图7是一个西原式磨损试验机的示意图。
图8以硬度与磨损量的关系示出本发明轨道钢与对比轨道钢的磨损试验结果。
图9表示本发明实施例的钢轨轨头截面硬度分布的一例。
图10是表示滚动疲劳试验机的示意图。
图11示出在滚动疲劳试验时，轨头拐角部硬度与最大磨损量的关系。
图12示出本发明轨道钢和对比轨道钢的焊缝附近位置与硬度分布的关系。
可作为现有轨道钢使用的共析碳素成分的珠光体组织是一种由硬度低的铁素体层与平板状的硬度高的渗碳体层构成的层状组织，作为提高珠光体组织的耐磨性的方法，通常是采用一种通过减小珠光体组织中层间距λ[λ＝(铁素体的厚度t1)＋(渗碳体的厚度t2)]来提高其硬度的方法。例如，象Metallurgical transactions，Vol.7A(1976)P.1217的图1中所示那样，通过使珠光体组织中的层间距微细化而使其硬度大大提高。
然而，对于那些呈现共析碳素钢的微细珠光体组织的高硬度钢轨来说，其硬度的上限值即为现有的珠光体硬度，为了提高其硬度，可以通过增加热处理的冷却速度和添加合金来使珠光体的层间距进一步微细化，并使得在珠光体组织中生成坚硬的马氏体组织，这样就降低钢轨的韧性和耐磨性。
另外，作为另一个解决问题的措施，可以考虑将一种具有比珠光体组织更耐磨的金属组织的材料作为轨道钢使用的方法，但是，对于钢轨与车轮那样的滚动磨损来说，还没有找到一种比微细珠光体组织更廉价的耐磨性优良的材料。
珠光体组织的耐磨机理如下所述，在与车轮接触的钢轨的表面层上，接受车轮反复接触的加工层首先按照与列车前进方向相反的方向发生珠光体组织的塑性变形，这时被夹在板状渗碳体之间的柔软的珠光体层被挤出去，同时受到加工的渗碳体板状物被截断，当钢轨进一步经受车轮的反复载荷时，被截断的渗碳体就发生球状化，然后，紧邻于车轮滚动接触面以下只有坚硬的渗碳体发生多层积叠，这样，除了由于车轮的加工硬化之外，这种渗碳体密度也是确保耐磨性的重要因素，这一点已由实验确认。因此，本发明人等，为了获得强度(硬度)，在使珠光体层间距微细化的同时，还通过提高碳含量来增加能够确保珠光体组织耐磨性的平板状硬渗碳体组织的比例，这样，渗碳体即使接受加工也难以被截断，而且难以发生球状化，除此之外，由于提高了紧邻在滚动接触面下方的渗碳体密度，故不会损害其韧性和延性，从而使耐磨性飞跃地提高，这一点已为实验证实。
下面详细地说明本发明。
首先说明在本发明中将钢轨的化学成分按照如上所述进行限定的理由。
C是一种用于生成珠光体组织和确保耐磨性的有效元素，对于通常的轨道钢来说，所用的C量为0.60～0.85％，但是，当C量在0.85％以下时，不能确保渗碳体厚度(t2)与铁素体厚度(t1)之比RC(RC＝t2/t1)(该比确保钢轨的耐磨性)在0.15以上，而且，由于淬透性降低，因此不能使珠光体组织中的层间距保持在100nm以下。另外，如果C含量超过1.20％，则在奥氏体晶界的初析渗碳体的量增加，从而大大地降低了其延性和韧性，因此将C量限定为0.85以上～1.20％。
下面对上述C以外的元素加以说明。
Si是一种可通过固溶硬化来提高珠光体组织中的铁素体相的硬度，并同时稍微改善轨道钢的韧性的元素，当Si含量在0.10％以下时，不能期望获得充分的效果，另外，当其含量超过1.20％时，将导致钢的脆化并降低了焊接性，因此将Si含量限定为0.10～1.20％。
Mn和C一样，是一种可以通过降低珠光体相变温度和提高淬透性而赋予高强度，而且可以抑制初析渗碳体生成的元素，但是，当其含量在0.40％以下时，其效果过小，而在超过1.50％时，则在偏析区中容易生成马氏体组织，因此将Mn的含量限定为0.40～1.50％。
另外，在按照上述成分组成制造的钢轨中，为了提高强度、延性、韧性的目的，可以根据需要，添加下述元素中的一种或两种以上。
Cr：0.05～0.50％、Mo：0.01～0.20％、
V：0.02～0.30％、Nb：0.002～0.050％、
Co：0.10～2.00％、B：0.0005～0.005％。
下面根据如上所定的理由来说明这些成分。
Cr可以使珠光体的平衡相变点升高，其结果是通过使珠光体组织微细化而达到高强度化，并同时强化了珠光体组织中的渗碳体相，因此Cr是一种可以提高耐磨性的元素，但是当其添加量在0.05％以下时，其效果较小，而在超过0.50％时，则会由于过多添加而生成马氏体组织，从而使钢脆化，因此将Cr的添加量限定为0.05～0.50％。
Mo与Cr一样可以使珠光体的平衡相变点升高，其结果是通过使珠光体组织微细化而达到高强度化，因此Mn是一种可以提高耐磨性的元素，但是当其添加量在0.01％以下时，其效果较小，而在超过0.20％时则会由于过多添加而使珠光体的相变速度降低，并生成对韧性有害的马氏体组织，因此将Mo的添加量限定为0.01～0.20％。
V能在钢材热轧时的冷却过程中生成V的碳化物和氮化物，由于V的碳化物和氮化物的析出硬化而提高了塑性变形能，在进行高温加热的热处理时V能抑制奥氏体晶粒的生长，从而能使奥氏体晶粒微细化，并能强化冷却后的珠光体组织，因此V是一种能够提高钢轨的要求的强度和韧性的有效成分，但当V的添加量在0.03％以下时不能达到所需效果，而当其含量超过0.30％时，也不能达到以上效果，故将V量限定为0.03～0.30％。
Nb与V一样能够形成Nb的碳化物和氮化物，是一种可使奥氏体晶粒细粒化的有效元素，Nb还能够将抑制奥氏体晶粒生长的效果扩大到比V更高的温度(1200℃附近)，从而可以改善钢轨的延性和韧性。当Nb的含量在0.002％以下时不能获得所需效果，而当其含量超过0.050％时，由于含量过多也不能达到以上效果。因此将Nb量限定为0.002～0.050％。
Co是一种能够增加珠光体的相变能，通过使珠光体组织微细化而提高其强度的元素，但当其含量在0.10％以下时，由于含量过少而不能达到所需效果，而在超过2.00％时则由于添加过多而达到了强化效果的饱和区域，因此将Co量限定为0.10～2.00％。
B具有能抑制初析渗碳体从原来的奥氏体晶界处生成的效果，是一种能使珠光体组织稳定地生成的有效元素。然而，当其添加量低于0.0005％时，其效果太弱，而当添加量超过0.0050％时，生成B的粗大的化合物，从而使钢轨材质劣化，因此将B量限定为0.0005～0.0050％。
另外，为了改善焊接部位，在本发明中，为了防止在焊缝处的硬度分布象常规轨道钢那样在进行闪光对焊时发生的焊缝处硬度降低的现象，特别注意将Si、Cr、Mn作为钢轨的成分。也就是说，要使得闪光对焊的焊缝处的硬度比母材硬度降低的数值不大于Hv30，作为这时的成分限定，如果Si＋Cr＋Mn的量不到1.5％，则不能防止焊缝处的硬度降低。另一方面，当Si十Cr＋Mn的量在3.0％以上时，在焊缝处混入马氏体组织，从而使焊缝的性能劣化，因此本发明将Si＋Cr＋Mn的值限定为1.5～3.0％。
按照上述成分组成制成的轨道钢，可以使用诸如转炉、电炉等通常使用的熔炼炉进行熔炼，将这样获得的钢水进行铸锭、分割法或者连续铸造法制坯，然后进一步经过热轧法来制造钢轨。然后，将保持有热轧后高温余热的钢轨，或者为了热处理的目的而进行高温加热的钢轨轨头进行加速冷却，从而使钢轨轨头的珠光体组织的层间距微细化。
另外，关于呈现珠光体组织的范围，优选是以该钢轨轨头的表面作为起点至少达到深度20mm的范围，如果达不到20mm，则轨头耐磨范围较小，不能获得满意的钢轨长寿命化的效果。另外，如果呈现上述珠光体组织的范围以该钢轨轨头的表面作为起点达到深度30mm以上的范围，则可以获得十分长寿命的效果。
应予说明，上述所谓钢轨轨头表面是指钢轨轨头的顶部和轨头的侧部，也就是说，特别是指与列车的车轮轮周表面和凸缘接触的那部分表面。
下面，关于将珠光体层间距λ(λ＝铁素体厚度t1＋渗碳体厚度t2)、珠光体组织中渗碳体厚度对铁素体厚度之比Rc(Rc＝t2/t1)作出如上限定的理由加以说明。
首先说明将珠光体层间距λ限定在100nm以下的理由。
如果层间距在100nm以上，则难以确保珠光体类组织的硬度，这时即使能确保渗碳体的厚度比Rc(Rc＝t2/t1)在0.15以上，也不能确保满足轮重15吨时重载铁道的急转弯路段钢轨所要求的耐磨性。另外，由于轨头表面上的塑性变形能引进裂纹等表面损伤，因此将珠光体的层间距λ限定在100nm以下。
下面说明关于将珠光体组织中渗碳体厚度(t2)对铁素体厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)限定在0.15以上的理由，如果Rc在0.15以下，则难以确保紧邻于滚动接触面下方的渗碳体的强度(抵抗截断和球状化)，而这是为了保证珠光体钢的耐磨性所必需的，同时也难以提高渗碳体的密度，故与现有的共析成分的钢轨相比，看不出其耐磨性的提高，因此将Rc限定在0.15以上。
应予说明，珠光体层间距λ、铁素体厚度t1和渗碳体厚度t2的测定是使用硝酸乙醇腐蚀液(nital)和苦味醇液(picral)等腐蚀液进行腐蚀，根据情况，可以对已腐蚀过的样品进行二次腐蚀。然后用扫描型电子显微镜在10视野的范围内观察这些样品，把在各视野中测得的λ、t1、t2进行平均取值。
另外，作为钢轨的金属组织，虽然优选是珠光体组织，但是根据钢轨的冷却方法和材料的偏析状态，有时会在珠光体中产生微量的初析渗碳体。但是即使在珠光体组织中有微量的初析渗碳体生成，也不会对钢轨的耐磨性、强度、韧性产生较大的影响，因此作为本发明的珠光体类钢轨组织，可以含有少量混杂在其中的渗碳体组织。
下面说明本发明钢轨各部位的硬度。
图6示出本发明钢轨轨头截面位置的名称。轨头包括轨头顶部1和轨头拐角部2，该轨头拐角部2一侧的一部分是主要与车轮凸缘相接触的轨距拐角部(G.C)。
本发明珠光体组织的硬度优选范围在Hv320以上。如果该硬度达不到Hv320，则难以确保按照本成分体系的重载铁道用钢轨所要求的耐磨性，而且在急转弯路段的钢轨G.C.(gage corner)部由于车轮与钢轨的强力接触而产生金属塑性流变，从而有可能产生细裂纹和剥皮等表面损伤。
为了进一步改善上述轨距拐角部的耐损伤性，在本发明中，当考虑地拐角部的耐损伤的情况时，轨头拐角部的硬度优选在Hv360以上。如果该硬度不到Hv360，则难以确保按照本成分体系的重载铁道的急拐弯区段钢轨轨头拐角部所要求的耐磨性，另外，在G.C.部，由于钢轨与车轮的强烈接触而产生金属塑性流变，而且容易产生裂纹和剥皮等表面损伤。
另外，轨头拐角部的高强度化也能够有效地防止来自拐角部内部产生的内部疲劳损伤，由于更高碳含量所获得的更高的硬化也可以防止作为内部疲劳损伤起点之一的初析铁素体的生成，从这两个观点来看，不仅在磨损方面，而且在内部疲劳损伤寿命方面都获得了改善，从而能达到超寿命化的效果。
在此情况下，轨头顶部的硬度优选在Hv250～320。如果该硬度小于Hv250，这时虽然由于接触面压的降低和磨损的加快而能防止滚动疲劳层的积蓄，但是其轨头顶部的强度显著不足，使得在由于磨损而除去滚动疲劳层之前，诸如裂纹等由塑性变形所引起的损伤就已显著发展，而且还可能引进波纹状磨损，因此将轨头顶部的硬度规定在Hv250以上。另一方面，如果该硬度超过Hv320，则轨头顶部的接触面压的降低和磨损的加快不充分，从而造成在轨头顶部积蓄了滚动疲劳层。
这时，关于轨头拐角部和轨头顶部的硬度，如果考虑到受钢轨磨损影响的使用寿命，在钢轨的内部，最好以钢轨各处的表面为起点至少20mm的范围内具有所预定的硬度。
下面详细地说明将各冷却停止温度范围和加速冷却速度作上述限定的理由。
首先说明，从奥氏体区域温度开始，按1～10℃/秒的冷却速度加速冷却，将冷却停止温度定为700～500℃范围的理由。
如果在700℃以上的温度停止加速冷却，则在加速冷却后立即开始珠光体相变，导致生成粗大而且硬度低的珠光体组织，并且钢轨轨头的硬度达不到Hv320，故将此温度限定在700℃以下。另外，如果将加速冷却一直进行到500℃以下，则在加速冷却后不能期望从钢轨内部获得充分的同流换热，从而导致在偏析区生成对钢轨的韧性和耐磨性有害的马氏体组织，因此将该温度限定在500℃以上。也就是说，此处将冷却停止温度限定在500℃以上的目的是要使钢轨内部的微偏析区成为健全的珠光体组织，当珠光体组织达到钢轨轨头全体的90％以上时，就表明已结束了珠光体变相。
如果加速冷却速度在1℃/秒以下，则在加速冷却途中就开始了珠光体相变，生成粗大而且低硬度的珠光体组织，导致钢轨轨头的硬度达不到Hv320，并且生成较多的，对钢轨的韧性和延性有害的初析渗碳体，因此将该冷却速度限定在1℃/秒以上。另一方面，如果要求使用10℃/秒以上的冷却速度，则在此情况下不能使用最廉价而且稳定的冷却剂——空气，因此将冷却速度上限规定为10℃/秒。
因此，为了制造具有Hv320以上硬度的珠光体组织而且耐磨性优良的钢轨，最好是将钢轨从奥氏体区域的温度起直至冷却停止温度700～500℃之间按照1～10℃/秒的冷却速度加速冷却，以便使其不生成粗大而且硬度低的珠光体组织以及对韧性和耐磨性有害的马氏体组织，而是在低温度区域生成硬度高的珠光体组织。
下面说明，使用空气以外的雾、喷雾水等的水作为冷却剂，从奥氏体区域温度按10以上～30℃/秒的冷却速度进行加速冷却的场合，在珠光体相变进行到70％以上时停止冷却的理由。
首先，如图2所示，当冷却温度在10℃/秒以下时，成分必定通过珠光体的端部，但在超过10℃/秒时，只有受限C％的成分才能通过该端部。在后一种情况下，冷却速度越大，则过冷却程度越大，如果继续按此速度冷却，则在珠光体组织中混入大量的马氏体组织。另一方面，在过冷却程度较大的情况下，即使在某一温度下停止冷却也会进行一定量的珠光体相变，这时由于珠光体的相变发热而能够在钢轨头部的全体完成珠光体相变。根据具体的实验，用于完成珠光体相变的限界珠光体相变量在70％以上，现将图2中示出的0.95％的例子再按概念示出在CCT图上。从该图可以看出，如果在达到75％相变点时停止加速冷却，则由钢轨本身可自行同流换热，并尽可能按照接近于10℃/秒以下的冷却曲线进行，以便由于同流换热而使其能够通过珠光体的相变区。
这一点将在下面更详述地描述。
首先，在使用水等作为冷却剂使用的情况下，把从奥氏体区域的温度进行冷却的速度限定为10以上～30℃/秒的理由如下，在此情况下其热处理的生产率要比按1～10℃/秒冷却的情况下高得多，如图2的连续冷却相变图所示那样，与共析钢相比，过共析钢的珠光体端部移向更短时间的一侧。另外，在本发明成分的范围内，该端部存在的位置相当于10以上～30℃/秒。由于连续冷却能够强制地抑制珠光体的相变热，因此，如果按照原来一定的速度冷却，则会使马氏体组织混入珠光体组织中，但在实际的钢轨热处理中，根据钢轨轨头所具有的体积，如能一次达到珠光体相变的端部，则由于钢轨的质量而促进充分的珠光体相变。但是，在用水等冷却剂时，按照10℃/秒以下进行水量调节不能稳定地控制冷却，因此将其下限值限定为10℃/秒。另外，如果按30℃/秒以上的冷却速度冷却，则成分不接触珠光体的端部，其大部分将变成马氏体组织，即使进到了珠光体的端部，也不能期望达到70％以上的珠光体相变，在冷却之后珠光体相变仍不充分，组织中混有马氏体组织。
此外，当珠光体相变达到70％以上时停止冷却的理由如下，因为如果按10以上～30℃/秒连续加速冷却至低温，并在70％以下就停止冷却，这时即使由于珠光体相变而增加发热，也不能使钢轨轨头全部完成珠光体的相变。其结果，在钢轨轨头部生成大量的马氏体，在含有微偏析的钢轨轨头内部以未相变的状态受冷却，导致其中的岛状马氏体组织以分散的形态存在，它们对钢轨的使用有害，因此必须限定在珠光体端部内达到70％以上的珠光体相变时停止加速冷却，这样就可利用钢轨头部保持的热量来促使偏析区的珠光体相变完全。此处，用于判断达到70％的珠光体相变量的方法如下，也就是通过安装在钢轨头部表面的热电偶来测定冷却速度，这时由于珠光体相变而发热，当由于相变发热导致的温度上升即将停止时，就相当于约70％的珠光体相变量。
从以上的加速冷却速度和加速冷却停止时间来考虑，将加速冷却速度的范围限定为10以上～30℃/秒，而将加速冷却停止时间限定为珠光体相变达到70％以上。另外，作为获得10～30℃/秒冷却速度的方法，可以使用气雾冷却、水和空气混合喷射冷却，或者将这些方法结合起来使用，另外，可以通过将钢轨轨头或钢轨全部浸入油、热水、聚合物＋水、盐浴中而获得所需的冷却速度。
另外，在加速冷却停止后，将其放冷。放冷时的冷却速度通常在1℃/秒以下，这时即使在低温下，事实上也不会发生马氏体相变。
另外，为了改善本发明的焊缝区，按照上述加速冷却的冷却速度为1～10℃/秒，并在700～500℃时停止加速冷却的条件即可充分达到目的。而且，即使是为了改善本发明的轨头拐角部的耐损伤性，按照上述的加速冷却条件也能获得满意的结果。
下面参照实施例的附图来详细解释本发明。
实施例1
表1示出了本实施例的珠光体组织的本发明轨道钢与对比轨道钢的化学成分。另外，在表2中示出了这些材料的层间距λ[λ＝(铁素体厚度t1)＋(渗碳体厚度t2)]、渗碳体厚度t2对铁素体厚度t1之比Rc(Rc＝t2/t1)以及在西原式磨损试验时的干燥条件下，反复50万次后的磨损量测定结果。
另外，图3和图4示出对比轨道钢和本发明轨道钢的层间距(λ)与渗碳体厚度/铁素体厚度和磨损量的关系，图5示出本发明轨道钢(No8)的10000倍显微组织的一例。在图5中，本发明的轨道钢用5％的硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，然后用扫描电子显微镜观察所获的结果，图中的白色部分是渗碳体层，黑色部分是铁素体层。
各钢轨的构成如下。
·本发明的钢轨(10条)，No.1～10
：该钢轨是一种对轨头施加了加速冷却的热处理钢轨，其成分在上述成分范围内，其珠光体层间距λ(λ＝铁素体厚度t1＋渗碳体厚度t2)在100nm以下，而且在珠光体组织中渗碳体厚度(t2)对铁素体厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)在0.15以上。
·对比钢轨(6条)，No.11～16
：这是一种共析碳素钢的对比钢轨。
磨损试验的条件如下。图7中示出了西原式磨损试验机。图中，3指钢轨试验片、4指配合材料、5指冷却喷嘴。
·试验机 ：西原式磨损试验机
·试验片形状 ：圆盘状试验片(外径：30mm、厚度：8mm)
·试验荷重 ：686N
·滑动率 ：9％
·配合材料 ：回火的马氏体钢(Hv350)
·气氛 ：空气中
·冷却 ：用压缩空气进行强制冷却(流量：100N l/min)
·重复次数 ：70万次
表1钢轨 No. 化学成分(wt％) C Si Mn Cr Mo V Nb Co本发明的轨道钢 1 0.86 0.52 1.20 - 0.19 - - - 2 0.86 0.61 1.21 - - - - 1.20 3 0.90 0.25 1.12 - - - - - 4 0.91 0.25 0.81 0.45 - - - - 5 0.94 0.25 0.85 - - - - - 6 0.95 0.21 0.61 0.30 - - - - 7 0.97 0.25 0.75 - - - - - 8 0.99 0.17 0.49 0.23 - - - - 9 1.05 0.20 0.59 - - - 0.05 - 10 1.19 0.10 0.40 - - 0.17 - -对比的轨道钢 11 0.78 0.24 1.33 - - - - - 12 0.79 0.50 1.24 - - - - - 13 0.78 0.81 1.11 - - - - - 14 0.79 0.24 1.10 0.21 - - - - 15 0.79 0.50 1.03 0.24 - - - - 16 0.78 0.81 0.91 0.58 - - - -
表2 钢轨 No. 层间距 λ(nm) Rc＝t2/t1* 磨损量 (g/50万次)本发明轨道钢 1 85 0.15 0.76 2 99 0.16 0.73 3 90 0.17 0.66 4 82 0.17 0.62 5 92 0.18 0.61 6 80 0.18 0.58 7 87 0.19 0.56 8 77 0.19 0.51 9 72 0.20 0.49 10 68 0.24 0.48对比轨道钢 11 121 0.13 1.31 12 110 0.14 1.21 13 105 0.13 1.18 14 86 0.14 1.02 15 84 0.14 0.98 16 79 0.13 0.94
*比Rc＝渗碳体厚度t2：铁素体厚度t1
从表1和表2可以看出，与对比的轨道钢相比，本发明轨道钢除了在层间距(λ)微细化之外，其渗碳体厚度(t2)对铁素体厚度(t1)之比Rc(Rc＝t2/t1)也较高，而且在与对比钢轨同样层间距的情况下其磨损量较少，其耐磨性有飞跃的提高。
实施例2
表3示出了本发明轨道钢的化学成分和加速冷却条件，表4示出了对比轨道钢的化学成分和加速冷却条件。另外，表3和表4示出了加速冷却后的硬度，并同时示出了在图7所示的西原式磨损试验中，在以压缩空气强制冷却的条件下重复70万次以后磨损量的测定结果。
另外，在图8中将表1和表4中所示的本发明轨道钢与对比轨道钢的磨损试验结果以硬度与磨损量的关系进行比较所获得的结果。
另外，某些钢轨的构成如下。
·本发明钢轨(16条)，No.17～32。
：该钢轨是一种对轨头施加了加速冷却的热处理钢轨，其成分在上述成分范围内，以该钢轨的轨头拐角部和轨头顶部的表面作为起点，在深度至少为20mm的范围内呈现珠光体组织，上述范围的珠光体组织的硬度在Hv320以上。
·对比钢轨(6条)，No.33～38
表3钢轨 No. 化学成分(wt％) 轨头加速 冷却速度 (℃/秒) 轨头硬度 (HV) 钢轨轨头试 验片磨损量 (g/70万次) C Si Mn Cr Mo V Nb Co B本发明轨道钢 17 0.86 0.49 1.48 - 0.02 - - - - 4 385 0.90 18 0.88 0.65 1.05 - - - - 0.05 - 10 391 0.86 19 0.90 0.49 1.02 0.21 - - - - - 3 402 0.81 20 0.91 0.98 0.81 0.59 - - - - - 1 412 0.74 21 0.94 0.25 0.85 - - 0.09 - - - 5 401 0.68 22 0.95 0.24 0.83 - - 0.10 - - - 5 400 319* 0.68 23 0.94 0.26 0.86 - - 0.08 - - - 5 398 275* 0.70 24 0.95 0.21 0.61 0.30 - - - - - 4 415 0.54 25 0.94 0.22 0.63 0.29 - - - - - 4 413 317* 0.55 26 0.94 0.23 0.61 0.29 - - - - - 4 410 278* 0.57 27 0.97 0.46 0.75 - - - - - - 2 371 0.52 28 0.98 0.43 0.73 - - - - - - 2 369 316* 0.52 29 0.97 0.45 0.75 - - - - - - 2 368 276* 0.54 30 0.98 0.17 0.49 0.23 - - - - - 3 384 0.44 31 1.04 0.22 0.60 - - - 0.05 - - 3 416 0.31 32 1.19 0.10 0.41 - - - - - 0.0010 2 421 0.21
*在对基底进行受控冷却时，基底表面下1mm点的硬度
表4 钢轨 No. 化学成分(wt％)轨头加速冷却速度(℃/秒) 轨头硬度 (Hv)钢轨轨头试验片磨损量(g/70万次) C Si Mn Cr Mo V Nb Co B对比轨道钢 33 0.77 0.22 1.36 - - - - - - 4 364 1.44 34 0.78 0.54 1.30 - - - - - - 3 368 1.40 35 0.82 0.78 1.05 - - - - - - 3 374 1.32 36 0.81 0.21 1.21 0.19 - - - - - 3 386 1.22 37 0.82 0.49 1.10 0.22 - - - - - 3 396 1.17 38 0.81 0.85 0.81 0.51 - - - - - 4 412 1.11
如图8所示，与对比轨道钢相比，本发明的轨道钢的含碳量提高，同时其硬度也随之提高，而且，当其硬度与对比钢轨相同时，其磨损量较少，因此大大提高了耐磨性。
实施例3
表5示出了本实施例的本发明轨道钢与对比钢的化学成分和钢轨热处理时的加速冷却速度以及停止加速冷却时的珠光体组织百分数。另外，表6示出在轨头热处理后的轨头表面硬度(Hv)与西原式磨损试验后的磨损量。示出了用上述图7所示西原式磨损试验机测得的钢轨轨头材料的磨损试验结果。
磨损试验条件如下所示。
·试验机 ：西原式磨损试验机
·试验片形状 ：圆盘状试验片(外径30mm、厚度8mm)
·试验荷重 ：686N
·滑动率 ：20％
·配合材料 ：珠光体钢(Hv390)
·气氛 ：大气中(用压缩空气强制冷却)
·重复次数 ：70万次。
表5钢轨 No. 化学成分(wt％) 轨头加速 冷却速度 (℃/秒)冷却停止时的珠光体比例 (％) C Si Mn Cr Mo V Nb本发明轨道钢 39 0.86 0.86 1.20 28 75 40 0.90 0.63 1.00 25 80 41 1.02 0.45 0.81 20 85 42 1.20 0.31 0.62 15 90 43 1.39 0.21 0.24 12 95 44 0.87 0.23 0.45 0.55 25 75 45 0.91 0.23 0.40 0.25 0.21 20 75 46 0.89 0.41 0.51 0.12 30 80 47 0.92 0.56 0.65 0.08 0.015 30 80对比轨道钢 48 0.76 0.23 0.89 25 95 49 0.79 0.41 0.87 0.25 28 90 50 0.76 0.82 0.88 0.55 15 85 51 1.50 0.23 0.85 12 *- 52 0.90 1.23 0.85 12 *65 53 0.87 0.23 1.82 12 *70
*冷却后在钢轨轨头内部混入了马氏体组织和贝氏体组织
表6钢轨 No. 轨头硬度 (Hv) 磨损量 (g/70万次)本发明轨道钢 39 403 0.95 40 395 0.92 41 418 0.63 42 431 0.25 43 438 0.21 44 396 0.98 45 403 0.74 46 392 0.75对比轨道钢 47 397 0.77 48 385 1.36 49 391 1.25 50 393 1.23 51 580 1.56 52 371 1.35 53 395 1.31
与现有的共析珠光体钢相比，本发明的过共析珠光体钢轨即使在同一硬度的条件下其耐磨性也较优，并且大幅度地改善了弯曲路段外轨钢轨的耐磨性，另外，在铺设于急拐弯路段的外轨的轨距拐角部里面，也不生成以内部疲劳裂纹为起点的初析铁素体，因此，抗内部疲劳损伤的性能也很优良，而且，通过对急速加速冷却和冷却停止的组合，可以使钢轨的热处理性能飞跃地提高。
实施例4
表7示出了本实施例轨道钢与对比轨道钢的化学成分。另外，表8示出了钢轨轨头拐角部的加速冷却速度、加速冷却后的轨头拐角部和轨头顶部的硬度。另外，图9示出了本发明钢轨轨头部截面硬度分布的一例(No.46)。
表7 钢轨 No. 化学成分(wt％) C Si Mn Cr Mo V Nb Co B本发明轨道钢 54 0.87 0.51 1.49 - 0.01 - - - - 55 0.88 0.67 1.01 - - - - 0.40 - 56 0.90 0.55 0.98 0.21 - 0.07 - - - 57 0.91 0.99 0.78 0.58 - - - - - 58 0.94 0.26 0.88 - - - - - 0.0010 59 0.95 0.22 0.71 0.25 - - - - - 60 0.97 0.49 0.78 - - - - - - 61 0.98 0.19 0.51 0.23 - - - - - 62 1.05 0.30 0.71 - - - 0.05 - - 63 1.19 0.10 0.41 - - 0.09 - - -对比轨道钢 64 0.77 0.51 1.36 - - - - - - 65 0.78 0.54 1.30 - - - - - - 66 0.82 0.25 1.05 0.25 - - - - - 67 0.81 0.28 1.08 0.21 - - - - - 68 0.82 0.49 1.10 0.22 - - - - - 69 0.82 0.51 1.12 0.24 - - - - -
表8钢轨 No.轨头拐角部的加速冷却速度 (℃/秒)轨头拐角部的硬度 (Hv)轨头顶部的硬度 (Hv)轨头拐角部的最大磨损量 (mm)轨头顶部是否发生表面损伤 (100万次)本发明轨道钢 54 3 385 288 1.8 不发生损伤 55 10 392 275 1.9 不发生损伤 56 3 402 305 1.7 不发生损伤 57 1 411 300 1.6 不发生损伤 58 5 384 285 1.3 不发生损伤 59 3 398 294 1.2 不发生损伤 60 2 380 271 1.2 不发生损伤 61 3 384 292 1.2 不发生损伤 62 3 416 304 0.8 不发生损伤 63 2 421 315 0.6 不发生损伤对比轨道钢 64 4* 392 388 3.7 发生损伤 65 4 388 305 3.8 不发生损伤 66 3* 396 390 3.4 发生损伤 67 3 391 319 3.5 不发生损伤 68 3* 405 399 3.1 发生损伤 69 3 400 315 3.2 不发生损伤
*对轨头顶部和轨头拐角部按同一冷却速度进行加速冷却
另外，表8中还记载了钢轨试验片的轨头拐角部的最大磨损量以及在轨头顶部是否发生了表面损伤，该试验是使用如图10所示按钢轨和车轮的形状缩小成1/4加工成的圆盘试验片6、7，用水润滑的疲劳试验装置进行试验。
另外，某些钢轨的构成如下。
·本发明钢轨(10条)，No.54～63
：这是对轨头拐角部进行了加速冷却的热处理钢轨，其成分在上述成分范围内，该钢轨轨头拐角部的硬度在Hv360以上，而且轨头顶部的硬度在Hv250～320的范围内。
·对比钢轨(6条)，No.64～69
：由共析碳素钢制成的对比钢轨。
另外，滚动疲劳试验的条件如下。
·试验机 ：滚动疲劳试验机(参照图10)
·试验片形状 ：圆盘状试验片(外径：200mm、钢轨截面形状：136磅钢轨的1/4模型)
·试验载荷 ：径向载荷：2.0吨推力载荷：0.5吨
·扭转角 ：0.5°(急拐弯路段再现)
·气氛 ：干燥＋水润滑(60CC/分)
·旋转数 ：干燥；100rpm、水润滑；300rpm
·重复次数 ：在干燥状态下0～5000次，然后在水润滑下试验70万次
如表7所示，与对比轨道钢相比，本发明的轨道钢提高了碳含量，同时通过热处理而形成了硬度差，这正如图9所示，在截面硬度分布上，轨头拐角部的硬度较轨头顶部的硬度高，因此轨头拐角部的最大磨损量也比对比钢轨少，另外，与那些轨头拐角部的硬度比轨头顶部硬度高的现有对比钢轨相比，具有同等的轨头顶部的耐表面损伤性。
实施例5
本实施例是关于对焊缝区进行改善的试验。表9中示出本实施例的本发明轨道钢和对比轨道钢的主要化学成分
表9 品种 主要化学成分(wt％)Si＋Cr＋Mn (wt％)C Si Mn Cr本发明轨道钢0.90 0.88 0.60 0.58 2.06对比轨道钢0.91 0.46 0.58 0.21 1.25
另外，每种钢轨的构成如下。
本发明轨道钢：这是一种对钢轨轨头进行了加速冷却的热处理钢轨，其成分为上述成分，其珠光体的层间距在100nm以下，而且在其珠光体组织中，渗碳体厚度对铁素体厚度之比在0.15以上。对比钢轨：由共析碳素钢制的对比钢轨。闪光对焊的焊接条件如下。
焊接机：K-355型
容量：150KVA
二次电流：最大20,000A
夹持力：最大125吨
焊接量(Upset amount)：10mm
图12中示出了本实施例的焊接后硬度值与距焊缝处的距离的关系。由该图可以看出，在本发明的轨道钢中，由于脱碳而使焊缝处硬度降低的情况获得了改善，另外，在受热影响区，由于球状化而使硬度降低的情况也有减少的倾向。另外，在上述的硬度严重降低的位置以外的焊缝处，其硬度与母材硬度之差在Hv30以下。
本发明的轨道钢的碳含量高于现有的轨道钢，其珠光体组织内的层间距也更狭，而且为了提高珠光体加工时的耐分断性，限定了渗碳体厚度对铁素体厚度的比例，同时，通过降低焊缝处的硬度，有可能提供一种耐磨性、耐损伤性优良的钢轨，并可以缩短热处理工序的时间，提高生产效率。