钢轨钢及车轮钢的选择方法及步骤

　　本发明涉及钢轨钢及车轮钢的选择方法，其通过控制钢轨头部的屈服强度与车轮轮圈部的屈服强度之比来抑制上述钢轨及车轮的疲劳损伤，从而能够延长该钢轨及车轮两者的寿命。

　　背景技术：

　　对于以矿石运输等为主体的高轴重铁路而言，对货车的车轴施加的负荷远高于客车，钢轨、车轮的使用环境非常严苛。作为在这样的环境下使用的钢轨、车轮，目前从重视耐磨损性的观点考虑，使用了主要具有珠光体组织、且虽然随使用环境而不同但屈服强度为800mpa以下的钢轨钢。同样地在铁路用车轮中使用了屈服强度为500mpa以下的车轮钢。

　　但是，近年来为了提高利用铁路运输的效率，货车的载重量进一步增加，要求进一步提高钢轨钢、车轮钢的耐久性。需要说明的是，高轴重铁路是列车、货车的载重量大的(载重量为例如150吨左右的)铁路。

　　因此，例如在专利文献1中提出了通过使c含量增加至0.85～1.20％而提高耐磨损性、耐热裂纹性的高碳铁路车辆用车轮。另外，在专利文献2中提出了通过控制钢轨钢与车轮钢的硬度之比来减少钢轨及车轮的磨损的方法。

　　现有技术文献

　　专利文献

　　专利文献1：日本特开2004-315928号公报

　　专利文献2：日本特开2013-147725号公报

　　技术实现要素：

　　发明要解决的课题

　　另一方面，如上所述，由于钢轨与车轮的使用环境变得更加严苛，钢轨与车轮的疲劳损伤成为了问题。特别是在高轴重铁路的弯道区间，要求抑制由于车轮的滚动应力和离心力引起的滑动力所导致的疲劳损伤的发生。

　　但是，对于专利文献1中记载的技术而言，虽然可一定程度提高车轮的耐磨损性、耐热裂纹性，但c含量高至0.85～1.20％，因此难以提高耐疲劳损伤性。这是由于，作为钢含有大量c的结果，根据热处理条件而生成初析渗碳体组织，珠光体层状组织中含有的渗碳体相的量增加。

　　另外，对于专利文献2中记载的技术而言，由于仅着眼于钢轨与车轮的硬度(维氏硬度)的关系，因此虽然能够抑制磨损，但难以抑制疲劳损伤。

　　本发明是鉴于上述实际情况而完成的，其目的在于提供一种能够抑制铁路轨道所使用的钢轨及铁路用车轮的疲劳损伤、可以延长钢轨及车轮两者的寿命的钢轨钢及车轮钢的选择方法。

　　解决课题的方法

　　发明人等为了解决上述课题，制作了使c、si、mn及cr的含量变化的钢轨钢和车轮钢，对屈服强度与耐疲劳损伤性的关系进行了深入研究。其结果发现，通过将钢轨的头部的屈服强度ysr与车轮的轮圈部的屈服强度ysw之比ysr/ysw设为0.85以上且1.95以下，可以抑制钢轨与车轮的疲劳损伤。

　　本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。

　　1.一种钢轨钢及车轮钢的选择方法，该方法包括：选择所述钢轨钢及车轮钢，使得在将钢轨钢和车轮钢分别制成钢轨及车轮在实际轨道中使用时，

　　所述钢轨的头部的屈服强度ysr为830mpa以上，

　　所述车轮的轮圈部的屈服强度ysw为580mpa以上，并且，

　　所述钢轨的头部的屈服强度ysr与所述车轮的轮圈部的屈服强度ysw之比ysr/ysw为下述式(1)所示的范围内，

　　0.85≤ysr/ysw≤1.95···(1)

　　所述钢轨钢具有以下成分组成：以质量％计，含有

　　c：0.70％以上且低于0.85％、

　　si：0.10～1.50％、

　　mn：0.40～1.50％、以及

　　cr：0.05～1.50％，

　　余量由fe及不可避免的杂质构成，

　　所述车轮钢具有以下成分组成：以质量％计，含有

　　c：0.57％以上且低于0.85％、

　　si：0.10～1.50％、

　　mn：0.40～1.50％、以及

　　cr：0.05～1.50％，

　　余量由fe及不可避免的杂质构成。

　　2.根据上述1所述的钢轨钢及车轮钢的选择方法，其中，所述钢轨钢的成分组成以质量％计，还含有选自下述中的1种或2种以上，

　　cu：1.0％以下、

　　ni：1.0％以下、

　　v：0.30％以下、

　　nb：0.05％以下、

　　mo：0.5％以下、

　　w：0.5％以下、

　　al：0.07％以下、

　　ti：0.05％以下、以及

　　b：0.005％以下。

　　3.根据上述1或2所述的钢轨钢及车轮钢的选择方法，其中，所述车轮钢的成分组成以质量％计，还含有选自下述中的1种或2种以上，

　　cu：1.0％以下、

　　ni：1.0％以下、

　　v：0.30％以下、

　　nb：0.05％以下、

　　mo：0.5％以下、

　　w：0.5％以下、

　　al：0.07％以下、

　　ti：0.05％以下、以及

　　b：0.005％以下。

　　发明的效果

　　根据本发明，通过使用具有给定成分组成的钢轨钢和车轮钢，并且控制钢轨与车轮的屈服强度之比，可以抑制上述钢轨及车轮的疲劳损伤，从而能够延长该钢轨及车轮两者的寿命。

　　附图说明

　　图1是示出疲劳损伤的试验方法的示意图。

　　符号说明

　　1车轮材料

　　2钢轨材料

　　具体实施方式

　　接下来，对实施本发明的方法具体地进行说明。在本发明中，钢轨钢及车轮钢具有上述成分组成是重要的。因此，首先对本发明中如上所述限定成分组成的原因进行说明。需要说明的是，各成分的含量的单位是“质量％”，简称为“％”。

　　[钢轨钢的成分组成]

　　c：0.70％以上且低于0.85％

　　c(碳)是在珠光体组织中形成渗碳体而具有确保屈服强度、耐疲劳损伤性的效果的元素。c含量低于0.70％时，屈服强度降低，难以获得优异的耐疲劳损伤性。另一方面，c含量为0.85％以上时，热轧后相变时在奥氏体晶界生成初析渗碳体，耐疲劳损伤性明显降低。因此，c含量设为0.70％以上且低于0.85％。

　　si：0.10～1.50％

　　si(硅)是作为脱氧剂及珠光体组织的强化元素而添加的元素。为了获得si的添加效果，需要将si含量设为0.10％以上。另一方面，si含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，si含量设为0.10～1.50％。

　　mn：0.40～1.50％

　　mn(锰)是通过使珠光体相变温度降低而使层间隔变小，从而有助于钢轨的高屈服强度化的元素，但mn含量低于0.40％时，无法获得足够的效果。另一方面，mn含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，mn含量设为0.40～1.50％。

　　cr：0.05～1.50％

　　cr(铬)是通过使珠光体平衡相变温度升高而使珠光体层间隔微细化、固溶强化，从而具有提高屈服强度的效果的元素，cr含量低于0.05％时，无法获得足够的屈服强度。另一方面，cr含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，cr量设为0.05～1.50％。

　　作为本发明的一个实施方式中的钢轨钢所具有的成分组成，其具有以上的成分，余量为fe及不可避免的杂质。作为上述不可避免的杂质，例如可以列举p及s，分别允许含有p：0.025％以下、s：0.025％以下。另一方面，p含量及s含量的下限没有特别限定，可以为0％，但工业上大于0％。另外，如果过度降低p及s的含量，则会导致精炼成本的增加，因此优选将p含量及s含量设为0.0005％以上。需要说明的是，本发明的钢轨钢的成分组成优选由以上成分和余量的fe及不可避免的杂质构成，或者由上述成分及后面叙述的能够任意含有的成分构成，在实质上对本发明的作用效果不造成影响的范围内，含有其它微量元素的钢轨钢也属于本发明。

　　上述钢轨钢的成分组成以质量％计，还可以任意含有选自下述中的1种或2种以上，

　　cu：1.0％以下、

　　ni：1.0％以下、

　　v：0.30％以下、

　　nb：0.05％以下、

　　mo：0.5％以下、

　　w：0.5％以下、

　　al：0.07％以下、

　　ti：0.05％以下、以及

　　b：0.005％以下。

　　v：0.30％以下

　　v(钒)是通过形成碳/氮化物并向基础钢板中分散析出而具有提高屈服强度的效果的元素。但是，v含量超过0.30％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。另外，v是昂贵的元素，因此会增加钢轨钢的成本。因此，在添加v的情况下，优选将v含量设为0.30％以下。需要说明的是，v含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将v含量设为0.001％以上。

　　cu：1.0％以下

　　cu(铜)与cr相同，是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，cu含量超过1.0％时，容易发生cu破裂，因此，在添加cu的情况下，优选将cu含量设为1.0％以下。需要说明的是，cu含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将cu含量设为0.001％以上。

　　ni：1.0％以下

　　ni(镍)是具有提高屈服强度的效果而不使延展性变差的元素。另外，由于可以通过与cu复合添加而抑制cu破裂，因此，在添加cu的情况下，优选也添加ni。但是，ni含量超过1.0％时，淬火性升高，生成马氏体，其结果是耐疲劳损伤性容易降低。因此，在添加ni的情况下，优选将ni含量设为1.0％以下。需要说明的是，ni含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将ni含量设为0.001％以上。

　　nb：0.05％以下

　　nb(铌)与钢中的c、n结合，在轧制中及轧制后以碳化物、氮化物、碳氮化物的形式析出，对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加nb，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步延长钢轨的寿命。但是，nb含量超过0.05％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加nb的情况下，优选将nb含量设为0.05％以下。需要说明的是，nb含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将nb含量设为0.001％以上。

　　mo：0.5％以下

　　mo(钼)是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，mo含量超过0.5％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加mo的情况下，优选将mo含量设为0.5％以下。需要说明的是，mo含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将mo含量设为0.001％以上。

　　w：0.5％以下

　　w(钨)是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，w含量超过0.5％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加w的情况下，优选将w含量设为0.5％以下。需要说明的是，w含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将w含量设为0.001％以上。

　　al：0.07％以下

　　al(铝)与钢中的n结合，在轧制中及轧制后以氮化物的形式析出，对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加al，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步延长钢轨的寿命。但是，al含量超过0.07％时，钢中大量生成氧化物，反而容易使钢轨钢发生疲劳损伤。因此，在添加al的情况下，优选将al含量设为0.07％以下。需要说明的是，al含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将al含量设为0.001％以上。

　　b：0.005％以下

　　b(硼)在轧制中及轧制后以氮化物的形式析出，通过析出强化对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加b，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步提高钢轨的寿命。但是，b含量超过0.005％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加b的情况下，优选将b含量设为0.005％以下。需要说明的是，b含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将b含量设为0.0001％以上。

　　ti：0.05％以下

　　ti(钛)在轧制中及轧制后以碳化物、氮化物、碳氮化物的形式析出，通过析出强化对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加ti，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步提高钢轨的寿命。但是，ti含量超过0.05％时，生成粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，其结果是反而使钢轨的耐疲劳损伤性降低。因此，在添加ti的情况下，优选将ti含量设为0.05％以下。需要说明的是，ti含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将ti含量设为0.001％以上。

　　[车轮钢的成分组成]

　　c：0.57％以上且低于0.85％

　　c(碳)是在珠光体组织中形成渗碳体而具有确保屈服强度、耐疲劳损伤性的效果的元素。c含量低于0.57％时，屈服强度降低，难以获得优异的耐疲劳损伤性。另一方面，c含量为0.85％以上时，热轧后相变时在奥氏体晶界生成初析渗碳体，耐疲劳损伤性明显降低。因此，c含量设为0.57％以上且低于0.85％。

　　si：0.10～1.50％

　　si(硅)是作为脱氧剂及珠光体组织的强化元素而添加的元素。为了获得si的添加效果，需要将si含量设为0.10％以上。另一方面，si含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，si含量设为0.10～1.50％。

　　mn：0.40～1.50％

　　mn(锰)是通过使珠光体相变温度降低而使层间隔变小，从而有助于车轮的高屈服强度化的元素，但mn含量低于0.40％时，无法获得足够的效果。另一方面，mn含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，mn含量设为0.40～1.50％。

　　cr：0.05～1.50％

　　cr(铬)是通过使珠光体平衡相变温度升高而使珠光体层间隔微细化、固溶强化，从而具有提高屈服强度的效果的元素，cr含量低于0.05％时，无法获得足够的屈服强度。另一方面，cr含量超过1.50％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，cr量设为0.05～1.50％。

　　作为本发明的一个实施方式的车轮钢所具有的成分组成，其具有以上的成分，余量为fe及不可避免的杂质。作为上述不可避免的杂质，例如可以列举p及s，分别允许含有p：0.030％以下、s：0.030％以下。另一方面，p含量及s含量的下限没有特别限定，可以为0％，但工业上大于0％。另外，如果过度降低p及s的含量，则会导致精炼成本的增加，因此优选将p含量及s含量设为0.0005％以上。需要说明的是，本发明的车轮钢的成分组成优选由以上成分和余量的fe及不可避免的杂质构成，或者由上述成分及后面叙述的能够任意含有的成分构成，在实质上对本发明的作用效果不造成影响的范围内，含有其它微量元素的钢轨钢也属于本发明。

　　上述车轮钢的成分组成以质量％计，还可以任意含有选自下述中的1种或2种以上，

　　cu：1.0％以下、

　　ni：1.0％以下、

　　v：0.30％以下、

　　nb：0.05％以下、

　　mo：0.5％以下、

　　w：0.5％以下、

　　al：0.07％以下、

　　ti：0.05％以下、以及

　　b：0.005％以下。

　　v：0.30％以下

　　v(钒)是通过形成碳/氮化物并向基础钢板中分散析出而具有提高屈服强度的效果的元素。但是，v含量超过0.30％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。另外，v是昂贵的元素，因此会增加车轮钢的成本。因此，在添加v的情况下，优选将v含量设为0.30％以下。需要说明的是，v含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将v含量设为0.001％以上。

　　cu：1.0％以下

　　cu(铜)与cr相同，是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，cu含量超过1.0％时，容易发生cu破裂，因此，在添加cu的情况下，优选将cu含量设为1.0％以下。需要说明的是，cu含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将cu含量设为0.001％以上。

　　ni：1.0％以下

　　ni(镍)是具有提高屈服强度的效果而不使延展性变差的元素。另外，由于可以通过与cu复合添加而抑制cu破裂，因此，在添加cu的情况下，优选也添加ni。但是，ni含量超过1.0％时，淬火性升高，生成马氏体，其结果是耐疲劳损伤性容易降低。因此，在添加ni的情况下，优选将ni含量设为1.0％以下。需要说明的是，ni含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将ni含量设为0.001％以上。

　　nb：0.05％以下

　　nb(铌)与钢中的c、n结合，在轧制中及轧制后以碳化物、氮化物、碳氮化物的形式析出，对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加nb，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步延长车轮的寿命。但是，nb含量超过0.05％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，在添加nb的情况下，优选将nb含量设为0.05％以下。需要说明的是，nb含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将nb含量设为0.001％以上。

　　mo：0.5％以下

　　mo(钼)是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，mo含量超过0.5％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，在添加mo的情况下，优选将mo含量设为0.5％以下。需要说明的是，mo含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将mo含量设为0.001％以上。

　　w：0.5％以下

　　w(钨)是具有通过固溶强化而提高屈服强度的效果的元素。但是，w含量超过0.5％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的钢轨钢发生疲劳损伤。因此，在添加w的情况下，优选将w含量设为0.5％以下。需要说明的是，w含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将w含量设为0.001％以上。

　　al：0.07％以下

　　al(铝)与钢中的n结合，在轧制中及轧制后以氮化物的形式析出，对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加al，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步延长车轮的寿命。但是，al含量超过0.07％时，钢中大量生成氧化物，反而容易使车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加al的情况下，优选将al含量设为0.07％以下。需要说明的是，al含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将al含量设为0.001％以上。

　　b：0.005％以下

　　b(硼)在轧制中及轧制后以氮化物的形式析出，通过析出强化对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加b，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步提高车轮的寿命。但是，b含量超过0.005％时，屈服强度过高，反而容易使作为对象材料的车轮钢发生疲劳损伤。因此，在添加b的情况下，优选将b含量设为0.005％以下。需要说明的是，b含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将b含量设为0.0001％以上。

　　ti：0.05％以下

　　ti(钛)在轧制中及轧制后以碳化物、氮化物、碳氮化物的形式析出，通过析出强化对高屈服强度化有效地起作用。因此，通过添加ti，可大幅提高耐疲劳损伤性，能够进一步提高车轮的寿命。但是，ti含量超过0.05％时，生成粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，其结果是反而使车轮的耐疲劳损伤性降低。因此，在添加ti的情况下，优选将ti含量设为0.05％以下。需要说明的是，ti含量的下限没有特别限定，从提高屈服强度的观点考虑，优选将ti含量设为0.001％以上。

　　[屈服强度之比ysr/ysw]

　　在本发明中，在将具有上述成分组成的钢轨钢和车轮钢分别制成钢轨及车轮在实际轨道中使用时，对所述钢轨钢及车轮钢进行选择，使得所述钢轨的头部的屈服强度ysr与所述车轮的轮圈部的屈服强度ysw之比ysr/ysw为下式(1)所示的范围内。

　　0.85≤ysr/ysw≤1.95···(1)

　　这里，钢轨的屈服强度ysr如下求出：从aremachapter4的2.1.3.4中记载的位置采集astma370中记载的平行部为0.25英寸或0.5英寸的拉伸试验片，进行拉伸试验。车轮的屈服强度ysw如下求出：从aarspecificationm-107/m-208的3.1.1.中记载的位置采集与钢轨的试验相同的拉伸试验片，进行拉伸试验。

　　钢轨钢和车轮钢的耐疲劳损伤性依赖于各自的屈服强度。因此，认为可以通过提高屈服强度来抑制钢轨、车轮的疲劳损伤。但是，如果钢轨钢的屈服强度与车轮钢的屈服强度之比不在适宜的范围，则因疲劳层的积蓄，反而会使耐疲劳损伤性降低。在ysr/ysw比低于0.85的情况下，钢轨钢的屈服强度过低、或车轮钢的屈服强度过高、或者两者均有。钢轨钢的屈服强度低时，钢轨钢自身的耐疲劳损伤性降低，钢轨钢中容易发生疲劳损伤。另外，车轮钢的屈服强度高时，作为对偶材料的钢轨钢中疲劳层积蓄，其结果是容易在钢轨钢中发生疲劳损伤。另一方面，在ysr/ysw之比超过1.95的情况下，车轮钢的屈服强度过低、或钢轨钢的屈服强度过高、或者两者均有。车轮钢的屈服强度低时，车轮钢自身的耐疲劳损伤性降低，车轮钢中容易发生疲劳损伤。另外，钢轨钢的屈服强度高时，作为对偶材料的车轮钢中疲劳层积蓄，其结果是容易在车轮钢中发生疲劳损伤。因此，将ysr/ysw比设为0.85以上且1.95以下。需要说明的是，ysr/ysw比优选设为0.86以上。另外，ysr/ysw比优选设为1.90以下。

　　[钢轨的头部的屈服强度ysr]

　　如果提高钢轨的头部的屈服强度ysr，则可以进一步提高钢轨自身的耐疲劳损伤性，因此将ysr设为830mpa以上。另一方面，对于ysr的上限，没有特别限定，但如果使ysr过高，则难以满足式(1)的条件，因此优选设为1200mpa以下。

　　钢轨的头部的屈服强度ysr可以通过在利用热轧将钢原材料成型为钢轨形状并在随后进行冷却而制造钢轨时，控制热轧前的加热温度、轧制后的冷却中的冷却速度来进行调整。即，加热温度越高、热轧后的冷却速度越快，屈服强度ysr越高，因此只要根据目标ysr来调整加热温度、冷却速度即可。

　　[车轮的轮圈部的屈服强度ysw]

　　只要提高车轮的轮圈部的屈服强度ysw，就能够进一步提高车轮自身的耐疲劳损伤性，因此将ysw设为580mpa以上。另一方面，对于ysr的上限没有特别限定，但如果使ysw过高，则难以满足式(1)的条件，因此优选设为1000mpa以下。

　　车轮的轮圈部的屈服强度ysw可以通过在利用热轧、热锻这样的热加工成型为车轮时，控制热加工前的加热温度、热加工后的冷却中的冷却速度来进行调整。即，加热温度越高、热轧后的冷却速度越快，屈服强度ysw越高，因此只要根据目标ysw来调整加热温度、冷却速度即可。

　　[钢轨钢及车轮钢的钢组织]

　　钢轨钢的头部的钢组织优选为珠光体组织。这是由于，与回火马氏体组织、贝氏体组织相比，珠光体组织具有优异的疲劳损伤性。

　　另外，车轮钢的车轮轮圈部的钢组织优选为珠光体组织。这是由于，如上所述，与回火马氏体组织、贝氏体组织相比，珠光体组织具有优异的疲劳损伤性。

　　需要说明的是，为了使钢轨钢的头部的钢组织为珠光体组织，在将钢原材料加热至1000℃～1300℃后，进行热轧。接着，以冷却速度0.5℃～3℃/秒进行气冷至400℃。

　　另外，为了使车轮钢的轮圈部的钢组织为珠光体组织，在将钢原材料加热至900℃～1100℃后，进行热锻。接着，以冷却速度0.5℃～3℃/秒进行气冷至400℃。

　　实施例

　　对于屈服强度之比ysr/ysw对疲劳损伤的发生所造成的影响进行了评价。需要说明的是，疲劳损伤的评价优选在实际轨道上使用钢轨和车轮来进行，但该方法的试验需要极长的时间。因此，在以下的实施例中，使用由钢轨钢和车轮钢制成的试验片，利用双筒型试验机进行模拟了实际钢轨与车轮的接触条件的试验，由此评价了疲劳损伤的发生。此时，分别在模拟了钢轨的头部的条件下制造了钢轨钢的试验片，在模拟了车轮的轮圈部的条件下制造了车轮钢的试验片。具体的制造条件和试验方法如下所述。

　　(实施例1)

　　将具有表1所示的成分组成的钢100kg进行真空熔化，热轧为80mm厚度。将得到的轧制材料切断为150mm长，然后加热至1000～1300℃，进行热轧，使得最终板厚为12mm。接着，以冷却速度0.5～3℃/秒气冷至400℃，然后，自然冷却，得到了钢轨钢。此时，通过调整上述热轧前的加热温度、冷却速度，控制了最终得到的钢轨钢的屈服强度。

　　同样地将具有表2所示的成分组成的钢100kg进行真空熔化，热轧为80mm厚。将得到的轧制材料切断为150mm长，然后加热至900～1100℃，进行热轧，使得最终板厚为12mm。接着，以冷却速度0.5～3℃/秒气冷至400℃，然后，自然冷却。此时，通过调整上述热轧前的加热温度、冷却速度，控制了最终得到的车轮钢的屈服强度。

　　·屈服强度

　　通过按照astma370的拉伸试验对得到的各钢轨钢及车轮钢的屈服强度进行了评价。从各钢轨钢及车轮钢采集astma370所规定的、平行部直径为0.25英寸(6.35mm)的拉伸试验片，以拉伸速度1mm/分进行拉伸试验，将根据应力-应变曲线求出的0.2％屈服点作为屈服强度，将测得的值示于表2。

　　·钢组织

　　将得到的各钢轨钢及车轮钢的表面抛光为镜面后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，以倍率100倍实施了组织观察。

　　·疲劳损伤

　　从得到的各钢轨钢及车轮钢制作将接触面设为曲率半径15mm的曲面的直径30mm的试验片，使用双筒型试验机对表3所示的钢轨钢和车轮钢的组合的疲劳损伤的发生进行了评价。在接触压力：2.2gpa、滑动率(slipratio)：-20％、油润滑条件下实施试验，将发生剥离(疲劳损伤)时的转数示于表3。上述转速的值可以视为钢轨及车轮的疲劳损伤寿命的指标。需要说明的是，持续试验至发生剥离会花费很长时间，因此，在本实施例中，对于低于1728000转时钢轨钢发生了剥离的情况、以及低于2160000转时车轮钢发生了剥离的情况而言，该钢轨钢与车轮钢的组合的情况判断为无法获得足够的耐疲劳损伤性，中止了试验。在该情况下，对于未发生剥离的构件，将表2的转数一栏记为“－”。另外，上述转数在钢轨钢的情况下如果为1728000转以上，在车轮钢的情况下如果为2160000转以上，则判断为耐疲劳损伤性良好，在表3中记为“未剥离”。

　　根据表3所示的结果可知，通过选择成分组成和屈服强度比ysr/ysw满足本申请发明的条件的钢轨钢和车轮钢，可以有效地抑制钢轨和车轮的疲劳损伤。另一方面，对于不满足本申请发明的条件的组合而言，短时间内发生了剥离，可知容易发生疲劳损伤。

　　[表1]

　　*余量为fe及不可避免的杂质

　　[表2]

　　*余量为fe及不可避免的杂质

　　[表3]

　　*p为珠光体，m为马氏体

　　(实施例2)

　　除了使用了表4所示成分组成的钢轨钢和表5所示成分组成的车轮钢以外，在与实施例1相同的条件下进行了试验。将使用的钢轨钢与车轮钢的组合和评价结果示于表6。根据该结果可知，通过选择成分组成和屈服强度比ysr/ysw满足本申请发明的条件的钢轨钢和车轮钢，可以有效地抑制钢轨和车轮的疲劳损伤。

　　(实施例3)

　　除了使用了表7所示成分组成的钢轨钢和表8所示成分组成的车轮钢以外，在与实施例1相同的条件下进行了试验。而且，利用维氏硬度试验机在载荷98n下测定最终得到的钢轨钢的维氏硬度hr和最终得到的车轮钢的维氏硬度hw，求出了钢轨钢的硬度hr与车轮钢的硬度hw之比hr/hw。将使用的钢轨钢与车轮钢的组合和评价结果示于表9。

　　根据该结果可知，通过选择成分组成和屈服强度比ysr/ysw满足本发明的条件的钢轨钢和车轮钢，可以有效地抑制钢轨和车轮的疲劳损伤。另外可知，即使是如专利文献2所记载那样的钢轨钢的硬度hr与车轮钢的硬度hw之比hr/hw设为1.00以上且1.30以下的钢轨钢与车轮钢的组合，在钢轨钢的屈服强度低于830mpa的情况、车轮钢的屈服强度低于580mpa的情况、以及屈服强度比ysr/ysw不在本发明的范围0.85～1.95内的情况下，钢轨和车轮的耐疲劳损伤性变差。而且可知，在车轮钢的钢组织不是珠光体的情况下，车轮的耐疲劳损伤性变差。

　　[表7]

　　*余量为fe及不可避免的杂质

　　[表8]

　　*余量为fe及不可避免的杂质