CN112771191A - 铁路车轮 - Google Patents

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Abstract

本发明提供即使C含量高也能够抑制先共析渗碳体的生成的铁路车轮。基于本实施方式的铁路车轮以质量％计具有如下化学组成：C：0.80～1.15％、Si：0.45％以下、Mn：0.10～0.85％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Al：0.200～1.500％、N：0.0200％以下、Nb：0.005～0.050％、Cr：0～0.25％、V：0～0.12％、且余量为Fe和杂质，至少在轮辋部和板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下。先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)×100(1)。

Description

铁路车轮
技术领域
本发明涉及铁路车轮。
背景技术
铁路车辆在构成线路的轨道上行驶。铁路车辆具备多个铁路车轮。铁路车轮支撑车辆，与轨道接触，边旋转边在轨道上移动。铁路车轮因与轨道的接触而磨损。最近，为了铁路运输的高效率化，正在推进在铁路车辆上的装载重量的增加和铁路车辆的高速化。结果，需要提高铁路车轮的耐磨性。
提高铁路车轮的耐磨性的技术在日本特开平9-202937号公报(专利文献1)、日本特开2012-107295号公报(专利文献2)、日本特开2013-231212号公报(专利文献3)、日本特开2004-315928号公报(专利文献4)中有提出。
专利文献1中公开的铁路车轮以质量％计含有C：0.4～0.75％、Si：0.4～0.95％、Mn：0.6～1.2％、Cr：0～小于0.2％、P：小于0.03％、S：0.03％以下，余量为Fe和其它不可避免的杂质。在该铁路车轮中，从车轮踏面部的表面到至少深度50mm为止的区域由珠光体组织形成。专利文献1的铁路车轮的制造方法包括：在车轮踏面部的冷却曲线通过连续冷却相变曲线图中的珠光体生成区域且与马氏体相变曲线相比位于长时间侧的条件下将车轮踏面部冷却的淬火工序。
专利文献2中公开的车轮用钢具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.65～0.84％、Si：0.02～1.00％、Mn：0.50～1.90％、Cr：0.02～0.50％、V：0.02～0.20％、S≤0.04％、P≤0.05％、Cu≤0.20％、Ni≤0.20％，且余量为Fe和杂质。该化学组成进一步满足下述关系式。〔34≤2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V≤43〕且〔0.76×exp(0.05×C)×exp(1.35×Si)×exp(0.38×Mn)×exp(0.77×Cr)×exp(3.0×Mo)×exp(4.6×V)≤25〕。专利文献2中记载了如下内容：该车轮用钢通过满足上述化学组成和上述式，使得耐磨性、耐滚动疲劳特性、抗火花性优异。
专利文献3中公开的车轮用钢以质量％计含有C：0.65～0.84％、Si：0.4～1.0％、Mn：0.50～1.40％、Cr：0.02～0.13％、S：0.04％以下、V：0.02～0.12％，由式(1)定义的Fn1为32～43且式(2)所示的Fn2为25以下，余量为Fe和杂质。在此，式(1)为Fn1＝2.7+29.5C+2.9Si+6.9Mn+10.8Cr+30.3Mo+44.3V，式(2)为Fn2＝exp(0.76)×exp(0.05C)×exp(1.35Si)×exp(0.38Mn)×exp(0.77Cr)×exp(3.0Mo)×exp(4.6V)。专利文献3中记载了如下内容：该车轮用钢通过具有上述化学组成，且Fn1和Fn2满足上述范围，使得耐磨性、耐滚动疲劳特性、抗火花性优异。
专利文献4中公开的铁路车轮为由含有下述化学成分的钢构成的一体型的铁路车轮：以质量％计含有C：0.85～1.20％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.05～2.00％，根据需要而进一步含有规定量的Cr、Mo、V、Nb、B、Co、Cu、Ni、Ti、Mg、Ca、Al、Zr和N中的1种或2种以上，余量为Fe和其它不可避免的杂质；铁路车轮的踏面和/或轮缘面的至少一部分为珠光体组织。专利文献4中记载了如下内容：铁路车轮的寿命取决于踏面和轮缘面的磨损量(专利文献4的第[0002]段)，进而，取决于在高速铁路中伴随刹车时的发热量增大而产生的踏面和轮缘面处的龟裂。并且还记载了：铁路车轮通过具有上述构成，能够提供踏面和轮缘面的耐磨性和抑制热龟裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平9-202937号公报
专利文献2：日本特开2012-107295号公报
专利文献3：日本特开2013-231212号公报
专利文献4：日本特开2004-315928号公报
非专利文献
非专利文献1：F.Wever et al.、Zur Frage der Warmebehandlung der Stahleauf Grund ihrer Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubilder、Stahl u Eisen、74(1954)、p749～761
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1中提出的铁路车轮为了获得适度的淬透性和可得到珠光体组织的性质，将Cr含量抑制得较低，且含有适量的Si。然而，专利文献1记载的铁路车轮的C含量为0.4～0.75％，该铁路车轮由所谓的亚共析钢形成。因此，耐磨性的提高是有限的。
专利文献2和专利文献3中提出的车轮用钢通过在C含量为0.65～0.84％的钢中含有V来强化珠光体组织，提高耐磨性。然而，仅凭借含有V，耐磨性的提高是有限的。
另一方面，专利文献4中提出的铁路车轮通过使用提高了C含量的过共析钢来提高耐磨性。
另一方面，铁路车轮的制造方法的一个例子如下。对钢片进行热加工而成形铁路车轮形状的中间品。对所成形的中间品实施热处理(踏面淬火)。在踏面淬火中，将中间品加热后对中间品的踏面和轮缘部进行急冷。由此，在踏面的表层部分的基体组织中生成耐磨性高的微细珠光体。然而，在踏面淬火后的踏面的表层部分，会在微细珠光体的上层形成由马氏体形成(或由马氏体和贝氏体形成)的淬火层。在铁路车轮的使用中，淬火层容易磨损。因此，踏面淬火后，会通过切削加工去除在踏面的最表层形成的淬火层，使微细珠光体在踏面露出。通过以上工序来制造铁路车轮。
如上所述，由过共析钢形成的铁路车轮的耐磨性优异。然而，判明在使用过共析钢按上述制造方法制造铁路车轮的情况下，与亚共析钢不同，容易在铁路车轮内、例如铁路车轮的板部或轮毂部生成先共析渗碳体。先共析渗碳体会降低钢的韧性。因此，在由过共析钢形成的铁路车轮中，优选能够抑制先共析渗碳体的生成。
本发明的目的在于提供即使C含量高达0.80％以上也能够抑制先共析渗碳体的生成的铁路车轮。
用于解决问题的方案
基于本发明的铁路车轮具备：
轮辋部；
轮毂部；以及
板部，其配置在前述轮辋部与前述轮毂部之间，且连接前述轮辋部和前述轮毂部，
前述铁路车轮的化学组成以质量％计为：
C：0.80～1.15％、
Si：0.45％以下、
Mn：0.10～0.85％、
P：0.050％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.200～1.500％、
N：0.0200％以下、
Nb：0.005～0.050％、
Cr：0～0.25％、
V：0～0.12％、且
余量为Fe和杂质，
在前述铁路车轮的前述轮辋部、前述轮毂部和前述板部之中，至少在前述轮辋部和前述板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下。
先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的两条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)×100 (1)
发明的效果
基于本实施方式的铁路车轮即便C含量高也能够抑制先共析渗碳体量。
附图说明
图1是包括铁路车轮的中心轴的剖视图。
图2是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的C含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图3是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的Si含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图4是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的Mn含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图5是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的Cr含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图6是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的Al含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图7是示出通过乔米尼式末端淬火试验和Formaster试验得到的V含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。
图8是用于说明先共析渗碳体量的测定方法的示意图。
图9A是示出通过使用设想铁路车轮的试验材(低Al材)的乔米尼式末端淬火试验得到的、距水冷端的距离与洛氏硬度HRC的关系的图。
图9B是示出通过使用设想了铁路车轮的试验材(高Al材)的乔米尼式末端淬火试验得到的、距水冷端的距离与洛氏硬度HRC的关系的图。
图10是示出通过表1所示的高Al材和低Al材的微观组织观察得到的原奥氏体结晶粒径与Nb含量的关系的图。
具体实施方式
[铁路车轮的构成]
图1是包括基于本实施方式的铁路车轮的中心轴的剖视图。参照图1，铁路车轮1为圆盘状，具备轮毂部2、板部3和轮辋部4。轮毂部2为圆筒状，在铁路车轮1的径向(与中心轴垂直的方向)上配置在中央部。轮毂部2具有通孔21。通孔21的中心轴与铁路车轮1的中心轴一致。在通孔21中插入未图示的铁路用车轴。轮毂部2的厚度T2比板部3的厚度T3更厚。轮辋部4形成在铁路车轮1的外周的缘部。轮辋部4包括踏面41和轮缘部42。踏面41与轮缘部42连接。在铁路车轮1的使用时，踏面41和轮缘部42与轨道表面接触。轮辋部4的厚度T4比板部3的厚度T3更厚。板部3配置在轮毂部2与轮辋部4之间，连接轮毂部2和轮辋部4。具体而言，板部3的内周缘部与轮毂部2连接，板部3的外周缘部与轮辋部4连接。板部3的厚度T3比轮毂部2的厚度T2和轮辋部4的厚度T4更薄。
本发明人等首先针对在铁路车轮中适宜提高耐磨性的化学组成进行了研究。结果发现，在铁路车轮中，即使获得相同硬度，与提高V含量来提高硬度相比，提高C含量至0.80％以上来提高硬度会使作为铁路车轮使用时的耐磨性提高。其机理尚不确定，但可考虑如下情况。使用中的铁路车轮的踏面会受到来自轨道的外力(载荷)。通过该外力使踏面正下方的表层的珠光体中的渗碳体破碎，通过分散强化使得硬度提高。进而，经破碎的微细渗碳体中的碳过饱和地固溶于珠光体中的铁素体，通过固溶强化来提高踏面正下方的表层的硬度。
如果提高钢的C含量，则珠光体中的渗碳体的体积分数增大，进而，珠光体容易形成更微细的片层。该情况下，通过上述机理使得铁路车轮的耐磨性提高。与此相对，在钢中含有V的情况下，通过V碳氮化物的析出强化来提高钢的硬度。此时，由于V碳氮化物在铁素体中生成，因此主要是铁素体的硬度提高。即，V的含有虽然会提高铁素体的硬度，但对珠光体的微细化没有太大影响。因此，通过含有V，虽然能够在一定程度上提高耐磨性，但无法像由破碎渗碳体带来的分散强化和C的固溶强化那样提高耐磨性。
因而，本发明人等认为，为了提高耐磨性，在铁路车轮的化学组成中，优选采用C含量为0.80～1.15％的过共析钢。
然而，本发明人等研究的结果发现，C含量为0.80％以上的过共析钢的铁路车轮容易生成先共析渗碳体。先共析渗碳体会降低铁路车轮的韧性。因而，本发明人等对由C含量高的过共析钢形成的铁路车轮的化学组成中的元素含量与先共析渗碳体量的关系进行了调查。其结果获得了如下的见解。
图2～图7是基于设想铁路车轮的制造工序中的热处理而得到的热处理试验的结果来示出钢中的各元素的含量(图2：C含量、图3：Si含量、图4：Mn含量、图5：Cr含量、图6：Al含量、图7：V含量)与800～500℃下的平均冷却速度与先共析渗碳体的关系的图。规定800～500℃的平均冷却速度是由于先共析渗碳体的析出温度为800～500℃。
具体而言，图2是使用具有使各元素含量基本恒定为Si：0.29～0.30％、Mn：0.79～0.80％、P：0.001％、S：0.002％、Al：0.032～0.036％、N：0.0040～0.0042％、使C含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和Formaster试验中得到的结果来绘制的。图3是使用具有使各元素含量基本恒定为C：1.00～1.03％、Mn：0.80～0.81％、P：0.001～0.002％、S：0.001～0.002％、Al：0.031～0.034％、N：0.0040～0.0042％、使Si含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和后述的Formaster试验中得到的结果来绘制的。图4是使用具有使各元素含量基本恒定为C：1.00～1.04％、Si：0.29～0.31％、P：0.001～0.002％、S：0.001～0.002％、Al：0.030～0.034％、N：0.0040～0.0058％、使Mn含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和后述的Formaster试验中得到的结果来绘制的。图5是使用具有使各元素含量基本恒定为C：1.00～1.05％、Si：0.29～0.30％、Mn：0.78～0.80％、P：0.001％、S：0.001～0.002％、Al：0.033～0.034％、N：0.0030～0.0040％、使Cr含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和后述的Formaster试验中得到的结果来绘制的。图6是使用具有使各元素含量基本恒定为C：1.00～1.03％、Si：0.29～0.30％、Mn：0.79～0.81％、P：0.001％、S：0.001～0.002％、N：0.0034～0.0046％、使Al含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和后述的Formaster试验中得到的结果来绘制的。图7是使用具有采用C：1.00～1.03％、Si：0.29～0.30％、Mn：0.80％、P：0.001～0.002％、S：0.001～0.002％、N：0.0040～0.0048％、Al：0.026～0.034％、使V含量变化、余量为Fe和杂质的化学组成的多个样品，基于乔米尼末端淬火试验和后述的Formaster试验中得到的结果来绘制的。
乔米尼末端淬火试验按如下方法实施。使用具有上述化学组成的乔米尼试验片(直径25mm、长度100mm的圆棒试验片)，实施依据JIS G0561(2011)的乔米尼末端淬火试验。具体而言，将乔米尼试验片在大气气氛中、在作为Acm相变点以上的温度的950℃的炉内保持30分钟，使乔米尼试验片的组织为奥氏体单相。然后，实施末端淬火(水冷)。具体而言，对乔米尼试验片的一端喷射水进行冷却。
水冷后，对实施了水冷的乔米尼试验片的侧面进行机械研磨，从其一端(水冷端)起沿轴向以一定间隔实施微观组织观察。对于微观组织观察的观察位置，在直至距水冷端15mm的位置为止采用1.0mm间距，在距水冷端15mm以上的位置采用2.5mm间距。
准备以包括上述微观组织观察位置的面作为观察面的样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，使用适于现出先共析渗碳体的腐蚀液即苦味酸钠溶液(水100ml+苦味酸2g+氢氧化钠25g)，对观察面实施蚀刻。在蚀刻中，将样品浸渍在煮沸的苦味酸钠溶液中。对于蚀刻后的样品的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。在观察面中，在原奥氏体晶界生成的先共析渗碳体呈黑色。因此，能够确认有无先共析渗碳体。在确认到先共析渗碳体的情况下，通过如下方法求出先共析渗碳体量(单位为根/100μm。以下也称为先共析θ量)。如图8所示，在200μm×200μm的正方形的视野中划出2条对角线。接着，求出与这2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和。用所求出的先共析渗碳体的总根数除以2条对角线的总长度(5.66×100μm)，求出平均每100μm的先共析θ量(根/100μm)。
接着，再次通过机械研磨对同一观察面进行镜面精加工，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)进行腐蚀。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。淬火层(马氏体和/或贝氏体)与珠光体的对比度不同。因此，基于对比度确定观察面中的淬火层和珠光体。即使在确认到少量淬火层的情况下，也判定为生成了淬火层。
需要说明的是，关于乔米尼试验时的距水冷端的距离与800℃～500℃的冷却时间的关系，存在实验性示出的非专利文献1(F.Wever et al.、Zur Frage derWarmebehandlung der Stahle auf Grund ihrer Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubilder,Stahl u Eisen,74(1954),p749～761)。基于该文献，转换距水冷端的距离作为各位置在800～500℃下的平均冷却速度。
对于冷却速度为1℃/秒以下的情况，乔米尼末端淬火试验是无法再现的。因此，对于冷却速度为1℃/秒以下的情况，实施低冷却速度下的连续冷却试验(Formaster试验)。热处理使用富士电波工机株式会社制造的Formaster试验机。具体而言，对各试验片在950℃下进行5分钟的均热。然后，以恒定的冷却速度1.0℃/秒(或0.1℃/秒)进行冷却。对于冷却后的试验片，按上述方法实施微观组织观察。接着，在确认到先共析渗碳体的情况下，通过上述方法求出先共析θ量。基于以上方法中得到的结果绘制图2～图7。
图2～图7中的“○”标记表示：微观组织实质上由珠光体构成，微观组织中的先共析θ量为2.00根/100μm以下。“×”标记表示：在微观组织中未生成淬火层，微观组织由珠光体构成，但先共析θ量超过2.00根/100μm。需要说明的是，“微观组织实质上由珠光体构成”是指微观组织中的珠光体的面积率为95.0％以上。此外，“●”标记表示：生成了淬火层(马氏体和/或贝氏体)。
将先共析θ量生成超过2.00根/100μm的最大冷却速度(图中的“○”标记与“×”标记的边界的冷却速度)定义为先共析渗碳体临界冷却速度。在图2～图7中用实线示出先共析渗碳体临界冷却速度。
在图2中，C含量越增加，先共析渗碳体临界冷却速度越上升。此外，在图3、图4、图5和图7中，与C和Al相比，Si、Mn、Cr和V对先共析渗碳体临界冷却速度的影响小。
另一方面，参照图6，如果Al含量增加，则先共析渗碳体临界冷却速度明显降低，先共析θ量明显降低。换言之，根据图2～图7的结果，本发明人等发现：针对钢中的先共析θ量，C具有增加先共析θ量的作用，与此相对，Al具有明显降低先共析θ量的作用。
基于以上研究结果，本发明人等想到，如果在C含量为0.80％以上的过共析钢的铁路车轮中增加Al含量，则在铁路车轮的制造工序中，即使在热处理时的冷却速度慢的部分也能够抑制先共析θ量，即使在过共析钢的铁路车轮中也能够获得优异的韧性。于是，基于上述研究结果进一步对过共析钢的铁路车轮的化学组成进行了研究，结果发现：如果铁路车轮的化学组成以质量％计为C：0.80～1.15％、Si：0.45％以下、Mn：0.10～0.85％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Al：0.200～1.500％、N：0.0200％以下、Cr：0～0.25％、V：0～0.12％，且余量为Fe和杂质，则不仅在通过踏面淬火而急冷的轮辋部，在冷却速度慢的板部也能够抑制先共析θ量。
然而，发现在C：0.80～1.15％、Si：0.45％以下、Mn：0.10～0.85％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Al：0.200～1.500％、N：0.0200％以下、Cr：0～0.25％、V：0～0.12％且余量为Fe和杂质的化学组成的铁路车轮的情况下，若增加Al含量，则淬火层增大，原奥氏体晶粒也变大。
关于淬火层的增大，如图6所示那样，在上述化学组成的情况下，如果Al含量增加，则在踏面淬火时，容易生成淬火层(图中的“●”标记)。如上所述，在铁路车轮的制造工序中，淬火层通过切削加工而被去除。因此，如果生成大量淬火层，则制造工序中的成品率降低。
此外，如果增加上述化学组成中的Al含量，则会生成粗大的AlN。存在微细的AlN时，能够利用钉扎效应来抑制踏面淬火的加热时的奥氏体晶粒的粗大化。然而，如果AlN粗大化，则发挥不出钉扎效果，无法充分抑制原奥氏体晶粒的粗大化。原奥氏体晶粒越微细则韧性越会提高是公知的技术事项。因此，在考虑到韧性的提高的情况下，原奥氏体晶粒微细是优选的。
因而，本发明人等进一步针对通过使Al含量为0.200～1.500％而降低先共析渗碳体量并能够降低制造工序时生成的淬火层、且能够抑制原奥氏体晶粒的粗大化的铁路车轮，进一步进行了研究。其结果发现：通过在上述化学组成的铁路车轮中进一步含有0.005～0.050％的Nb来代替一部分Fe，将铁路车轮的化学组成设为以质量％计C：0.80～1.15％、Si：0.45％以下、Mn：0.10～0.85％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Al：0.200～1.500％、N：0.0200％以下、Nb：0.005～0.050％、Cr：0～0.25％、V：0～0.12％且余量为Fe和杂质的化学组成，使得至少在轮辋部和板部的微观组织中，能够使先共析θ量为2.00根/100μm以下，并且减少淬火层，且还可以抑制原奥氏体晶粒的粗大化。以下，针对这一点进行说明。
[关于淬火层生成的抑制]
图9A和图9B是示出通过使用设想铁路车轮的试验材(高Al材、低Al材)的乔米尼式末端淬火试验而得到的、距水冷端的距离与洛氏硬度HRC的关系的图。图9A和图9B通过如下方法来求出。
准备表1所示的化学组成的供试材(直径25mm、长度100mm的圆棒试验片)。
[表1]
表1
Figure BDA0002994715840000111
参照表1，在以下的说明中，将含有0.030％左右的Al的试验编号1～3称为低Al材，将含有0.300％左右的Al的试验编号4～6称为高Al材。表1中，准备Nb含量不同的3种低Al材和Nb含量不同的3种高Al材。具体而言，在低Al材中，准备不含Nb的试验编号1、Nb含量为0.010％左右的试验编号2和Nb含量为0.020％左右的试验编号3。在高Al材中，准备不含Nb的试验编号4、Nb含量为0.010％左右的试验编号5和Nb含量为0.020％左右的试验编号6。
使用所准备的供试材，按照JIS G0561(2011)实施乔米尼式末端淬火试验。具体而言，将乔米尼试验片在大气气氛中、在作为Acm相变点以上的温度的950℃的炉内保持30分钟，使乔米尼试验片的组织为奥氏体单相。然后，实施末端淬火(水冷)。具体而言，对乔米尼试验片的一端喷射水进行冷却。
水冷后，对实施了水冷的乔米尼试验片的侧面进行机械研磨，从其一端(水冷端)起沿轴向以一定间隔实施基于JIS Z 2245(2011)的使用了C标尺的洛氏硬度(HRC)试验，得到HRC分布。关于HRC的测定间隔，从水冷端起至15mm位置为止设为1.0mm间距，距离水冷端为15mm以上的位置设为2.5mm间距。对得到的HRC进行标绘，制作图9A和图9B。
图9A示出低Al材的距水冷端的洛氏硬度HRC的分布(乔米尼曲线)。图9B示出高Al材的距水冷端的洛氏硬度HRC的分布(乔米尼曲线)。图9A和图9B中，随着距水冷端的距离D变大，洛氏硬度HRC急速降低。并且，如果D达到规定距离以上，则即使距水冷端的距离变大，洛氏硬度HRC也不怎么降低。将从水冷端起至洛氏硬度HRC剧烈降低为止的区域A定义为“淬火层”。此外，将比区域A更深的区域且洛氏硬度HRC不怎么降低的区域B定义为“母材”。图9A和图9B中，均示出不含Nb的试验编号(图9A中为试验编号1，图9B中为试验编号4)的区域A(淬火层)和区域B(母材)。区域A和区域B可通过拐点来区分。
参照图9A和图9B，低Al材(图9A)和高Al材(图9B)均是在Nb含量增大的同时淬火层降低。并且，若将高Al材与低Al材进行对比，则高Al材与低Al材相比通过含有Nb而导致的淬火层的降低明显。因此，在Al含量为0.250～1.500％的铁路车轮中，如果含有Nb，则能够明显抑制淬火层的生成。
[关于原奥氏体晶粒的粗大化的抑制]
图10是示出通过表1所示的高Al材和低Al材的微观组织观察得到的原奥氏体晶粒直径与Nb含量的关系的图。图10通过如下方法来获得。对于上述试验编号1～6的供试材，实施低冷却速度下的连续冷却试验(Formaster试验)。具体而言，热处理使用富士电波工机株式会社制造的Formaster试验机。具体而言，将各试验片以Acm相变点以上的950℃均热5分钟。然后，以恒定的冷却速度0.01℃/秒以上且小于0.1℃/秒冷却至常温。切割冷却后的供试材来制作微观组织观察试验片。以上述充分低的冷却速度进行冷却时，先共析渗碳体在原奥氏体晶界析出。因而，使用适于现出先共析渗碳体的腐蚀液即苦味酸钠溶液(水100ml+苦味酸2g+氢氧化钠25g)，对微观组织观察试验片的表面(观察面)实施蚀刻。在蚀刻中，将微观组织观察试验片浸渍在煮沸的苦味酸钠溶液中。利用200倍的光学显微镜观察蚀刻后的微观组织观察试验片的观察面。200倍下的观察视野为500μm×500μm的正方形视野。生成观察视野的照片图像。如上所述，在上述试验片中，先共析渗碳体在原奥氏体晶粒的晶界析出，因此，在微观组织观察中能够确定原奥氏体晶粒。因而，通过切割法求出在视野内确定的原奥氏体晶粒的粒径。具体而言，如图8所示那样，在正方形视野100的视野中画出两条对角线101。接着，求出与这两条对角线101交叉的先共析渗碳体的根数的总和。接着，通过下式，求出原奥氏体晶粒直径(μm)。
原奥氏体晶粒直径＝两条对角线101的总长度/与对角线101交叉的先共析渗碳体的总根数
此处，两条对角线101的总长度设为1414μm。
对各试验编号中得到的原奥氏体晶粒直径进行标绘，得到图10。图10中的“■”示出高Al材的结果。图10中的“▲”示出低Al材的结果。
参照图10，低Al材和高Al材均是在Nb含量增大的同时，原奥氏体晶粒直径变小。并且，若将高Al材与低Al材进行对比，则高Al材的与Nb含量增大相伴的原奥氏体晶粒的微细化明显。因此，在Al含量为0.250～1.500％的铁路车轮中，如果含有Nb，则能够微细地维持原奥氏体晶粒。
如上所示，铁路车轮的化学组成为C：0.80～1.15％、Si：0.45％以下、Mn：0.10～0.85％、P：0.050％以下、S：0.030％以下、Al：0.200～1.500％、N：0.0200％以下、Cr：0～0.25％、V：0～0.12％且余量为Fe和杂质的化学组成时，如果进一步含有Nb：0.005～0.050％来代替一部分Fe，则淬火层明显减少且能够微细地维持原奥氏体晶粒。其理由尚未确定，但可想到如下事项。
将Al含量设为0.200％以上时能够明显抑制先共析渗碳体的生成(图6)。然而，由于Al含量多，因此，AlN粗大化。认为在具有上述化学组成的铁路车轮的制造工艺中，AlN在钢水的冷却过程(凝固过程)中生成，并在热加工前的再加热时发生固溶。在上述Al含量的情况下，AlN在热加工前的加热时未充分固溶而发生残留。因此，铁路车轮中的AlN容易粗大化。粗大化的AlN在踏面淬火时的加热时不会作为钉扎颗粒发挥功能。因此，在踏面淬火时的加热阶段中，奥氏体晶粒发生粗大化。由于奥氏体晶粒发生粗大化会导致淬透性提高，因此，在踏面淬火后深深地形成淬火层。
另一方面，相对于上述Al含量的铁路车轮而含有0.005～0.050％的Nb时，在踏面淬火的加热时会生成微细的NbC。所生成的NbC作为钉扎颗粒而发挥功能，因此，会抑制奥氏体晶粒的粗大化，维持微细的状态。其结果，能够抑制淬透性而使淬火层变浅。进而，由于原奥氏体晶粒维持微细的状态，因此，还能够获得充分的韧性。
需要说明的是，也可以想到通过含有V而生成VC，使VC作为钉扎颗粒而发挥功能。然而，在上述化学组成的情况下，VC与NbC相比固溶温度低。因此，在踏面淬火的加热时，VC会发生固溶，无法作为钉扎颗粒而发挥功能。认为在含有V的情况下，如上所述，在踏面淬火的冷却阶段中，VC虽然会在铁素体中析出而使铁素体强化，但无法作为钉扎颗粒使奥氏体晶粒发生微细化。
上述机理是推测，因此，也有可能因不同的机理而抑制淬火层的生成，使原奥氏体晶粒发生微细化。然而，根据图9A、图9B和图10可以明显看出，在上述化学组成的铁路车轮中含有Nb时，会抑制淬火层的生成，原奥氏体晶粒发生微细化。
基于以上见解而完成的本实施方式的铁路车轮具有如下的构成。
[1]一种铁路车轮，其具备：
轮辋部；
轮毂部；以及
板部，其配置在前述轮辋部与前述轮毂部之间，且连接前述轮辋部和前述轮毂部，
前述铁路车轮的化学组成以质量％计为：
C：0.80～1.15％、
Si：0.45％以下、
Mn：0.10～0.85％、
P：0.050％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.200～1.500％、
N：0.0200％以下、
Nb：0.005～0.050％、
Cr：0～0.25％、
V：0～0.12％、且
余量为Fe和杂质，
在前述铁路车轮的前述轮辋部、前述轮毂部和前述板部之中，至少在前述轮辋部和前述板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下。
先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的两条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)×100 (1)
[2]根据[1]所述的铁路车轮，其中，
在前述铁路车轮的前述轮辋部、前述轮毂部和前述板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下。
[3]根据[1]或[2]所述的铁路车轮，其中，
前述化学组成含有选自由
Cr：0.02～0.25％和
V：0.02～0.12％
组成的组中的1种以上元素。
以下，针对本实施方式的铁路车轮进行详述。在本说明书中，与元素有关的“％”只要没有特别限定就是指质量％。
[铁路车轮的化学组成]
本实施方式的铁路车轮的化学组成含有如下的元素。
C：0.80～1.15％
碳(C)提高钢的硬度，提高铁路车轮的耐磨性。如果C含量小于0.80％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法获得该效果。另一方面，如果C含量超过1.15％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，有时也会在原奥氏体晶界析出大量的先共析渗碳体。该情况下，铁路车轮的韧性降低。因此，C含量为0.80～1.15％。C含量的优选下限为0.85％，进一步优选为0.87％，进一步优选为0.90％，进一步优选为0.95％。C含量的优选上限为1.10％，进一步优选为1.05％。
Si：0.45％以下
硅(Si)是不可避免地含有的。即，Si含量超过0％。Si对铁素体进行固溶强化来提高钢的硬度。然而，如果Si含量超过0.45％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也容易产生成为钢韧性降低原因的先共析渗碳体。如果Si含量超过0.45％，则钢的淬透性还会变得过高，容易生成马氏体。该情况下，在踏面淬火时在踏面上形成的淬火层的厚度增大。其结果，切削量增大而成品率降低。如果Si含量超过0.45％，则还会在铁路车轮的使用中由于与制动器之间产生的摩擦热而烧灼。该情况下，铁路车轮的抗裂性有时会降低。因此，Si含量为0.45％以下。Si含量的优选上限为0.35％，进一步优选为0.25％。Si含量的下限没有特别限定。然而，Si含量的过度降低会提高制造成本。因此，Si含量的优选下限为0.01％，进一步优选为0.05％。
Mn：0.10～0.85％
锰(Mn)对铁素体进行固溶强化来提高钢的硬度。Mn还会形成MnS，提高钢的切削性。如果Mn含量小于0.10％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法获得这些效果。另一方面，如果Mn含量超过0.85％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢的淬透性也会过高。该情况下，淬火层的厚度增大，制造工序时的成品率降低。进而，在铁路车轮的使用时，由于与制动器之间产生的摩擦热而烧灼，钢的抗裂性有时降低。因此，Mn含量为0.10～0.85％。Mn含量的优选下限为0.50％，进一步优选为0.70％。Mn含量的优选上限为0.84％，进一步优选为0.82％。
P：0.050％以下
磷(P)是不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。P会在晶界偏析而降低钢的韧性。因此，P含量为0.050％以下。P含量的优选上限为0.030％，进一步优选为0.020％。P含量优选尽可能低。然而，P含量的过度降低会提高制造成本。因此，在考虑到通常的工业生产的情况下，P含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。
S：0.030％以下
硫(S)是不可避免地含有的。即，S含量超过0％。S会形成MnS，提高钢的切削性。另一方面，如果S含量过高，则钢的韧性降低。因此，S含量为0.030％以下。S含量的优选上限为0.020％。S含量的过度降低会提高制造成本。因此，S含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％，进一步优选下限为0.005％。
Al：0.200～1.500％
铝(Al)会抑制成为钢韧性降低原因的先共析渗碳体的生成。如果Al含量小于0.200％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，如果Al含量超过1.500％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，粗大的非金属夹杂物也变多，钢的韧性和疲劳强度降低。因此，Al含量为0.200～1.500％。Al含量的优选下限为0.250％，进一步优选为0.270％，进一步优选为0.300％，进一步优选为0.400％，进一步优选为0.500％。Al含量的优选上限为1.450％，进一步优选为1.400％，进一步优选为1.350％。本说明书中提及的Al含量是指酸可溶Al(sol.Al)的含量。
N：0.0200％以下
氮(N)是不可避免地含有的杂质。如果N含量超过0.0200％，则AlN发生粗大化，降低钢的韧性。因此，N含量为0.0200％以下。N含量的优选上限为0.0100％，进一步优选为0.0080％。N含量优选尽可能低。然而，N含量的过度降低会提高制造成本。因此，如果考虑到通常的工业生产，则N含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0010％，进一步优选为0.0030％。
Nb：0.005～0.050％
铌(Nb)在铁路车轮的制造工序中的用于踏面淬火的加热时，与C结合而生成微细的NbC。微细的NbC作为钉扎颗粒发挥功能，抑制加热时的奥氏体的粗大化。因此，原奥氏体晶粒维持微细的状态，抑制钢的淬透性。其结果，抑制铁路车轮的制造工序中的淬火层的生成。Nb还会抑制原奥氏体晶粒的粗大化，由此，钢材的韧性也提高。如果Nb含量小于0.005％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，如果Nb含量超过0.050％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，NbC也会粗大化，钢材的韧性反而降低。因此，Nb含量为0.005～0.050％。Nb含量的优选下限为0.007％，进一步优选为0.009％。Nb含量的优选上限为0.030％，进一步优选为0.023％。
基于本实施方式的铁路车轮的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指：在工业上制造上述铁路车轮时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是在不对本实施方式的铁路车轮产生不良影响的范围内可接受的物质。作为除上述杂质之外的杂质，例如为O、Cu、Ni、Mo。这些杂质元素的含量如下所示。O：0.0070％以下；Cu：0.20％以下，优选为0.05％以下；Ni：0.20％以下，优选为0.05％以下；Mo：0.07％以下，优选为0.05％以下。
[关于任选元素(Optional Elements)]
本实施方式的铁路车轮的化学组成可进一步含有Cr来代替Fe的一部分。
Cr：0～0.25％
铬(Cr)为任选元素，可以不含。即，Cr含量可以为0％。在含有的情况下，Cr减小珠光体的片层间距。由此，使得珠光体的硬度明显增大。然而，如果Cr含量超过0.25％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，淬透性也会过高，踏面淬火后的淬火层的厚度过度增大。因此，Cr含量为0～0.25％。Cr含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.03％。Cr含量的优选上限为0.24％，进一步优选为0.23％，进一步优选为0.22％。
本实施方式的铁路车轮的化学组成可以进一步含有V来代替Fe的一部分。
V：0～0.12％
钒(V)为任选元素，可以不含。即，V含量可以为0％。在含有的情况下，V形成碳化物、氮化物和碳氮化物中的任一者，对钢(具体为钢中的铁素体)进行析出强化。其结果，铁路车轮的硬度增大，进一步提高耐磨性。然而，如果V含量超过0.12％，则淬透性变高，踏面淬火后的淬火层的厚度过度增大。因此，V含量为0～0.12％。V含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.03％。V含量的优选上限为0.11％，进一步优选为0.10％。
[关于先共析渗碳体量]
基于本实施方式的铁路车轮的轮辋部、轮毂部和板部之中，至少在轮辋部和板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量(先共析θ量)为2.00根/100μm以下。
先共析θ量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的两条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)×100 (1)
具体而言，铁路车轮的轮辋部、轮毂部和板部之中，在轮辋部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下，并且，在板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下。
如上所述，铁路车轮的轮辋部、板部和轮毂部之中，尤其是在与轨道接触的轮辋部以及轮辋部、板部和轮毂部之中厚度最薄的板部中，如果先共析θ量多，则铁路车轮的韧性降低。本实施方式的铁路车轮含有0.200～1.500％的Al。在上述过共析钢的化学组成的情况下，通过含有0.200～1.500％的Al，在制造工序中的踏面淬火工序后的铁路车轮中，先共析θ量明显降低，至少在轮辋部和板部的微观组织中，能够抑制至2.00根/100μm以下。先共析θ量的优选上限为1.60根/100μm，进一步优选为1.50根/100μm，进一步优选为1.40根/100μm，进一步优选为1.20根/100μm，进一步优选为1.00根/100μm。
优选在铁路车轮的轮辋部、轮毂部和板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下。即，在轮辋部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下，并且，在板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下，并且，在轮毂部的微观组织中，由式(1)定义的先共析θ量为2.00根/100μm以下。该情况下，铁路车轮的韧性进一步提高。轮辋部、轮毂部和板部的微观组织中的先共析θ量的优选上限为1.60根/100μm，进一步优选为1.50根/100μm，进一步优选为1.40根/100μm，进一步优选为1.20根/100μm，进一步优选为1.00根/100μm。
先共析θ量通过如下方法进行测定。分别从铁路车轮的轮辋部的厚度方向的中央位置、板部的厚度方向的中央位置和轮毂部的厚度方向的中央位置采取样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，使用苦味酸钠溶液(水100ml+苦味酸2g+氢氧化钠25g)对观察面实施蚀刻。在蚀刻中，将样品浸渍在煮沸的苦味酸钠溶液中。对于蚀刻后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜来生成照片图像。在观察面中，在原奥氏体晶界生成的先共析渗碳体呈黑色。因此，能够确认先共析渗碳体的有无。如图8所示那样，在200μm×200μm的正方形视野100中画出两条对角线101。接着，求出与这两条对角线101交叉的先共析渗碳体的根数的总和。所求得的先共析渗碳体的总根数除以两条对角线101的总长度(5.66×100μm)(即基于式(1))，求出先共析θ量(根/100μm)。
[铁路车轮的微观组织]
本实施方式的铁路车轮的轮辋部、板部和轮毂部的微观组织实质上由珠光体构成。此处，“实质上由珠光体构成”是指微观组织中的珠光体的面积率为95.0％以上。
珠光体的面积率按如下方法求出。分别从铁路车轮的轮辋部的厚度方向的中央位置、板部的厚度方向的中央位置和轮毂部的厚度方向的中央位置采集样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(500μm×500μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。淬火层(马氏体和/或贝氏体)与珠光体的对比度为不同。因此，基于对比度确定观察面中的淬火层和珠光体。珠光体的面积率基于所确定的珠光体的总面积和观察面的面积求出。
[铁路车轮的制造方法]
对制造上述铁路车轮的方法的一个例子进行说明。本制造方法包括下述工序：制造铁路车轮用钢的工序(坯料制造工序)，通过热加工由铁路车轮用钢成形车轮形状的中间品的工序(成形工序)，对所成形的中间品实施热处理(踏面淬火)的工序(热处理工序)，以及通过切削加工自热处理后的中间品的踏面等去除淬火层、制成铁路车轮的工序(切削加工工序)。以下，对各工序进行说明。
[坯料制造工序]
在坯料制造工序中，使用电炉或转炉等熔炼具有上述化学组成的钢水后，进行铸造制成钢锭。需要说明的是，钢锭可以是基于连铸的板坯、通过铸模铸造成的铸锭中的任一种。
对板坯或铸锭进行热加工，制造期望尺寸的铁路车轮用钢材。热加工例如为热锻、热轧等。通过热轧制造铁路车轮用钢材时，例如利用如下方法来制造铁路车轮用钢材。热轧中使用例如初轧机。利用初轧机对坯料实施初轧，制造铁路车轮用钢材。在初轧机的下游设置有连轧机时，可以使用连轧机对初轧后的钢材进一步实施热轧，从而制造进一步尺寸的铁路车轮用钢材。在连轧机中，具有一对水平辊的水平轧机与具有一对垂直辊的垂直轧机交替地排成一列。热轧中的加热炉的加热温度没有特别限定，例如为1100～1350℃。通过以上制造工序来制造铁路车轮用钢材。
需要说明的是，铁路车轮用钢材也可以为铸造材(板坯或铸锭)。即，可以省略上述热加工。通过以上工序来制造作为铁路车轮坯料的铁路车轮用钢材。铁路车轮用钢材例如为圆柱状的坯料。
[成形工序]
在成形工序中，使用所准备的铁路车轮用钢材，利用热加工来成形车轮形状的中间品。中间品具有车轮形状，因此具备轮毂部、板部、以及包括踏面和轮缘部的轮辋部。热加工例如为热锻、热轧等。
热加工时的铁路车轮用钢材的优选加热温度为1220℃以上。该情况下，在热加工时的加热工序中，铁路车轮用钢材中的AlN、NbC会充分固溶。热加工时的加热温度的优选下限为1230℃，进一步优选为1250℃，进一步优选为1300℃。热加工时的加热温度的优选上限为1350℃。
需要说明的是，热加工后的中间品的冷却方法没有特别限定。可以是自然冷却，也可以是水冷。
[热处理工序]
在热处理工序中，对所成形的车轮形状的中间品实施踏面淬火。具体而言，将热加工(热锻或热轧)后的中间品再加热至Acm相变点以上(再加热处理)。加热后，对中间品的踏面和轮缘部进行急冷(踏面淬火)。例如，通过冷却介质将踏面和轮缘部冷却。冷却介质例如为空气、雾、汽化水(喷雾)，只要能够获得符合所期望的组织的冷却速度，就没有特别限定。需要说明的是，在踏面淬火中，板部和轮毂部不进行水冷而自然冷却。在本实施方式中，使铁路车轮的化学组成中的Al含量为0.200～1.500％，从而即使在踏面淬火中与以往的制造方法同样地将板部和轮毂部自然冷却，也能够充分抑制先共析渗碳体的生成。具体而言，在轮辋部、板部、轮毂部中，能够将先共析θ量控制在2.00根/100μm以下。进而，通过含有0.005～0.050％的Nb，在热处理工序的加热时会生成微细的NbC，作为钉扎颗粒而发挥功能。其结果，原奥氏体晶粒的粗大化受到抑制。
本实施方式的铁路车轮的直径例如为700mm～1000mm。此外，踏面淬火时的踏面的优选冷却速度为5～200℃/秒。此外，在踏面淬火时的中间品的轮辋部和板部中，冷却速度最慢的区域的优选冷却速度为0.1℃/秒以上。该情况下，在铁路车轮的轮辋部、板部和轮毂部之中，至少在轮辋部和板部的微观组织中，先共析θ量成为2.00根/100μm以下。中间品之中冷却速度最慢的区域可通过例如使用多个热成像仪测定踏面冷却中的中间品的温度分布变化来求出。进一步优选在踏面淬火时的中间品的轮辋部、板部和轮毂部的区域之中，冷却速度最慢的区域的优选冷却速度为0.1℃/秒以上。该情况下，在铁路车轮的轮辋部、板部和轮毂部的微观组织中，先共析θ量成为2.00根/100μm以下。
通过踏面淬火，在踏面的表层生成微细珠光体。本实施方式的铁路车轮的C含量高达0.80～1.15％。因此，微细珠光体的耐磨性提高。此外，本实施方式的铁路车轮的Al含量高达0.200～1.500％。因此，在踏面淬火时可抑制成为钢韧性降低原因的先共析渗碳体的生成。进而，通过含有0.005～0.050％的Nb，在热处理工序的加热中会生成微细的NbC，作为钉扎颗粒而发挥功能。其结果，原奥氏体晶粒的粗大化受到抑制。由于原奥氏体晶粒维持微细的状态，因此，能够抑制钢材的淬透性，其结果，淬火层的生成也受到抑制。
在上述说明中，对中间品进行再加热，但也可以对热加工后的中间品直接(不经再加热地)实施踏面淬火。
此外，在上述说明中，在踏面淬火时，将板部和轮毂部自然冷却，在自然冷却的情况下，在板部和轮毂部的表面不容易生成淬火层。另一方面，在踏面淬火时，可以以自然冷却以上的冷却速度将板部和轮毂部冷却。该情况下，优选以不在板部和轮毂部的表面生成淬火层的程度的冷却速度进行冷却。
对于踏面淬火后的中间品，根据需要实施回火。回火以公知的温度和时间进行即可。回火温度例如为400～600℃。
[切削加工工序]
如上所述，在热处理后的中间品的踏面的表层形成微细珠光体，但在其上层会形成有淬火层。在铁路车轮的使用中，由于淬火层的耐磨性低，因此通过切削加工将淬火层去除。切削加工按周知的方法进行即可。如上所述，本实施方式的铁路车轮通过含有0.005～0.050％的Nb而能够抑制淬火层的生成。因此，制造工序中的成品率也能够提高。
通过以上的工序来制造本实施方式的铁路车轮。在通过上述制造工序而制造的铁路车轮中，先共析θ量为2.00根/100μm以下。因此，可以认为铁路车轮的韧性提高。进而，通过含有Nb而能够将原奥氏体晶粒直径抑制得较小，能够将铁路车轮的韧性维持得足够高。
实施例
[实施例1]
制造具有表2所示的化学组成的钢编号1～17的钢水。
[表2]
Figure BDA0002994715840000251
表2中，“0.00”是指对应的元素含量小于检出限。模拟铁路车轮的制造工序的坯料制造工序，使用上述钢水，通过铸锭法制造圆铸锭(上表面直径107mm、底面直径97mm、高度230mm的锥台型)。模拟铁路车轮的制造工序的成形工序，将铸锭加热至1250℃后，进行热锻，制造直径40mm的圆棒。
[模拟踏面淬火试验]
实施模拟铁路车轮的制造工序中的踏面淬火的模拟踏面淬火试验，调查模拟踏面淬火试验后的先共析θ量。
[先共析θ量测定试验]
从在径向上距离各试验编号的圆钢的表面为D/4深度的位置(“D”为圆钢的直径)制作直径3mm、长度10mm的热处理试验片。热处理试验片的长度方向与圆钢的中心轴方向一致。
使用所制作的热处理试验片实施连续冷却试验。热处理使用富士电波工机株式会社制造的Formaster试验机。具体而言，各钢编号的试验片分别准备2个，在950℃下进行5分钟的均热。然后，1个试验片以恒定的冷却速度1.0℃/秒进行冷却。另一个试验片以恒定的冷却速度0.1℃/秒进行冷却。对于冷却后的各试验片，按以下方法求出先共析θ量。
制作以热处理试验片的与长度方向垂直的截面作为观察面的样品。在观察面中，通过如下方法来测定先共析θ量。对观察面进行机械研磨后，使用苦味酸钠溶液(水100ml+苦味酸2g+氢氧化钠25g)对观察面实施蚀刻。在蚀刻中，将样品浸渍在煮沸的苦味酸钠溶液中。对于蚀刻后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。基于对比度，确认观察视野中的先共析渗碳体。观察到先共析渗碳体时，通过上述方法来计算先共析θ量。
[淬火层深度测定试验]
进而，对于淬火层的深度，实施乔米尼末端淬火试验。乔米尼末端淬火试验按如下方法实施。由各钢编号的直径40mm的圆棒制作直径25mm、长度100mm的乔米尼试验片。乔米尼试验片的中心轴与圆棒的中心轴一致。使用乔米尼试验片，实施依据JIS G0561(2011)的乔米尼末端淬火试验。具体而言，将乔米尼试验片在大气气氛中、在作为Acm相变点以上的温度的950℃的炉内保持30分钟，使乔米尼试验片的组织为奥氏体单相。然后，实施末端淬火(水冷)。具体而言，对乔米尼试验片的一端喷射水进行冷却。
水冷后，对实施了水冷的乔米尼试验片的侧面进行机械研磨，从其一端(水冷端)起沿轴向以一定间隔实施依据JIS Z 2245(2011)的使用C标尺的洛氏硬度(HRC)试验，得到HRC分布。对于HRC的测定间隔，在直至距水冷端15mm的位置为止采用1.0mm间距，在距水冷端15mm以上的位置采用2.5mm间距。根据所得HRC分布，通过如下方法求出淬火层厚度。
对于各试验编号的钢材，制作图9A或图9B所示的乔米尼曲线。如上所述，在乔米尼曲线中，将洛氏硬度HRC急剧降低的区域A定义为“淬火层”，将洛氏硬度HRC不怎么降低的区域B定义为“母材”。区域A和区域B可根据拐点来区分。根据各钢编号的HRC分布(乔米尼曲线)确定区域A，求出淬火层厚度(mm)。
需要说明的是，对于各试验编号的乔米尼式末端淬火试验后的乔米尼试验片，实施微观组织观察试验，求出未生成淬火层的区域中的微观组织中的珠光体面积率。具体而言，从各钢编号的乔米尼试验片中的与区域B(母材)相当的部分采取样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(500μm×500μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。基于对比度来确定观察面中的珠光体。珠光体的面积率基于所确定的珠光体的总面积和观察面的面积来求出。
[原奥氏体晶粒直径测定试验]
从在径向上距离各试验编号的圆棒的表面为D/4深度的位置制作直径3mm、长度10mm的热处理试验片。热处理试验片的长度方向与圆棒的中心轴的方向一致。
使用所制作的热处理试验片来实施连续冷却试验。热处理使用富士电波工机株式会社制造的Formaster试验机。具体而言，将各试验编号的试验片以950℃均热5分钟。然后，以0.01℃/秒以上且小于0.1℃/秒的冷却速度进行冷却。制作以冷却后的各试验片的与长度方向垂直的截面作为观察面的样品。对观察面进行机械研磨后，使用苦味酸钠溶液(水100ml+苦味酸2g+氢氧化钠25g)对观察面实施蚀刻。在蚀刻中，将样品浸渍在煮沸的苦味酸钠溶液中。对于蚀刻后的观察面内的任意1个视野，使用200倍的光学显微镜生成照片图像。观察视野为500μm×500μm的正方形视野。基于对比度，将析出有先共析渗碳体的部分判断为原奥氏体晶粒的晶界，确定原奥氏体晶粒。通过切割法求出所确定的原奥氏体晶粒的粒径。具体而言，如图8所示那样，在正方形视野100的视野中画出两条对角线101。接着，求出与这两条对角线101交叉的先共析渗碳体(原奥氏体晶界)的根数的总和。接着，通过下式来求出原奥氏体晶粒的粒径(μm)。
原奥氏体晶粒的粒径＝两条对角线101的总长度/与对角线101交叉的先共析渗碳体的总根数
此处，两条对角线101的总长度为1414μm。
[试验结果]
将试验结果示于表2。参照表2，在任意试验编号中，除淬火层之外的区域中的微观组织均是实质上由珠光体构成的组织。即，珠光体面积率为95.0％以上。
进而，试验编号9～14、16和17的化学组成适当。因此，在冷却速度为0.1℃/秒、1.0℃/秒的任意情况下，先共析θ量均为2.00根/100μm以下。因此，可预测能够获得优异的韧性。进而，原奥氏体晶粒直径为40μm以下，可预测能够获得优异的韧性。进而，淬火层深度被抑制在10.0mm以下。
另一方面，试验编号1～8中，Al含量和/或Nb含量低。因此，在冷却速度为0.1℃/秒、1.0℃/秒的任意情况下，先共析θ量均超过2.00根/100μm(试验编号1～3、7和8)。此外，原奥氏体晶粒直径超过40μm(试验编号4～6)。需要说明的是，试验编号6中，与试验编号5相比Al含量更高，因此，淬火层的厚度超过10.0mm。
试验编号15中，Nb含量低。因此，原奥氏体晶粒直径超过40μm。
[实施例2]
表2的试验编号1～17之中，使用除Nb之外的元素含量适当的试验编号5的直径40mm的圆棒和全部元素含量适当的试验编号9、10、12和13的直径40mm的圆棒，通过如下方法来评价韧性。具体而言，由试验编号5、9、10、12和13的圆棒采取宽度12mm、高度12mm、长度70mm的方棒状热处理坯料各三根。方棒状热处理坯料避开距离圆棒的中心轴为4mm半径的范围进行采取。方棒状热处理坯料的长度方向与圆棒的长度方向平行。
对于方棒状热处理坯料，实施模拟踏面淬火的连续冷却试验。热处理使用富士电波工机株式会社制造的热循环试验机。将方棒状热处理坯料以950℃均热5分钟。然后，将方棒状热处理坯料以恒定的冷却速度1.0℃/秒进行冷却。通过以上的工序，实施模拟铁路车轮的制造工序的热处理。在热处理后，对方棒状热处理坯料进行机械加工，制作宽度10mm、高度10mm、长度55mm的U形切口试验片。
对于所制造的U形切口试验片，在常温、大气中实施基于JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验，求出夏比冲击值(J/cm2)。将3个值的平均值定义为该试验编号的夏比冲击值(J/cm2)。将所得夏比冲击值(J/cm2)示于表2。
参照表2，作为本发明例的试验编号9、10、12和13的夏比冲击值比Nb含量过低的试验编号5的夏比冲击值高。具体而言，试验编号9、10、12和13的夏比冲击值为13.0J/cm2以上。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式仅为用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述实施方式，可以在不脱离其主旨的范围内对上述实施方式进行适当变更来实施。
附图标记说明
1 铁路车轮
2 轮毂部
3 板部
4 轮辋部
41 踏面
42 轮缘

Claims (3)

1.一种铁路车轮，其具备：
轮辋部；
轮毂部；以及
板部，其配置在所述轮辋部与所述轮毂部之间，且连接所述轮辋部和所述轮毂部，
所述铁路车轮的化学组成以质量％计为：
C：0.80～1.15％、
Si：0.45％以下、
Mn：0.10～0.85％、
P：0.050％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.200～1.500％、
N：0.0200％以下、
Nb：0.005～0.050％、
Cr：0～0.25％、
V：0～0.12％、且
余量为Fe和杂质，
在所述铁路车轮的所述轮辋部、所述轮毂部和所述板部之中，至少在所述轮辋部和所述板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下，
先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的两条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)×100(1)。
2.根据权利要求1所述的铁路车轮，其中，
在所述铁路车轮的所述轮辋部、所述轮毂部和所述板部的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为2.00根/100μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的铁路车轮，其中，
所述化学组成含有选自由
Cr：0.02～0.25％和
V：0.02～0.12％
组成的组中的1种以上元素。
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