JP6773254B2 - 鉄道車輪 - Google Patents

Description

本開示は、鉄道車輪に関する。

鉄道車両は、線路を構成するレール上を走行する。鉄道車両は、複数の鉄道車輪を備える。鉄道車輪は、車両を支持し、レールと接触して、レール上を回転しながら移動する。鉄道車輪は、レールとの接触により摩耗する。最近、鉄道輸送の高効率化を目的として、鉄道車両への積載重量の増加、及び、鉄道車両の高速化が進められている。その結果、鉄道車輪の耐摩耗性の向上が求められている。

鉄道車輪の耐摩耗性を高める技術が、特開平９−２０２９３７号公報（特許文献１）、特開２０１２−１０７２９５号公報（特許文献２）、特開２０１３−２３１２１２号公報（特許文献３）、特開２００４−３１５９２８号公報（特許文献４）に提案されている。

特許文献１に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．４〜０．７５％、Ｓｉ：０．４〜０．９５％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｃｒ：０〜０．２％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避の不純物からなる。この鉄道車輪において、車輪踏面部の表面から少なくとも深さ５０ｍｍまでの領域が、パーライト組織からなる。特許文献１の鉄道車輪の製造方法は、車輪踏面部の冷却曲線が、連続冷却変態曲線図におけるパーライト生成領域を通り、かつ、マルテンサイト変態曲線より長時間側にある条件で、車輪踏面部を冷却する焼入れ工程を含む。

特許文献２に開示された車輪用鋼は、質量％で、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％を含有し、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有する。この化学組成はさらに、次の関係式を満たす。〔３４≦２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ≦４３〕かつ〔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〕。この車輪用鋼は、上記化学組成及び上記式を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示された車輪用鋼は、質量％で、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％を含有し、式（１）で定義されるＦｎ１が３２〜４３で、かつ、式（２）で表されるＦｎ２が２５以下であり、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで、式（１）は、Ｆｎ１＝２．７＋２９．５Ｃ＋２．９Ｓｉ＋６．９Ｍｎ＋１０．８Ｃｒ＋３０．３Ｍｏ＋４４．３Ｖであり、式（２）は、Ｆｎ２＝ｅｘｐ（０．７６）×ｅｘｐ（０．０５Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６Ｖ）である。この車輪用鋼は、上記化学組成を有し、Ｆｎ１及びＦｎ２が上記範囲を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．８５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．０５〜２．００％、必要に応じてさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒ、及びＮの１種又は２種以上を所定量含有し、残部がＦｅ及びその他不可避的不純物からなる化学成分を含有する鋼で構成された一体型の鉄道車輪であって、鉄道車輪の踏面及び／又はフランジ面の少なくとも一部がパーライト組織である。特許文献４では、鉄道車輪の寿命は、踏面及びフランジ面の摩耗量に依存し（特許文献４の段落［０００２］）、さらに、高速鉄道においてブレーキを掛けたときの発熱量の増大にともない発生する踏面及びフランジ面での亀裂に依存すると記載されている。そして、鉄道車輪が上記構成を有することにより、踏面及びフランジ面の耐摩耗性及び熱亀裂を抑制できる、と記載されている。

特開平９−２０２９３７号公報 特開２０１２−１０７２９５号公報 特開２０１３−２３１２１２号公報 特開２００４−３１５９２８号公報

Ｆ．Ｗｅｖｅｒ ｅｔ ａｌ．、Ｚｕｒ Ｆｒａｇｅ ｄｅｒ Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ ｄｅｒ Ｓｔａｈｌｅ ａｕｆ Ｇｒｕｎｄ ｉｈｒｅｒ Ｚｅｉｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ−Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ−Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ ｕ Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９〜７６１

特許文献１に提案されている鉄道車輪は、適度の焼入れ性と、パーライト組織が得られる性質とを得るために、Ｃｒ含有量を低く抑え、かつ、適量のＳｉを含有する。しかしながら、特許文献１に記載の鉄道車輪のＣ含有量は０．４〜０．７５％であり、この鉄道車輪はいわゆる亜共析鋼からなる。そのため、耐摩耗性の向上に限界がある。

特許文献２及び特許文献３に提案されている車輪用鋼では、Ｃ含有量が０．６５〜０．８４％の鋼にＶを含有することにより、パーライト組織を強化して、耐摩耗性を高めている。しかしながら、Ｖを含有するだけでは、耐摩耗性の向上に限界がある。

一方、特許文献４に提案されている鉄道車輪では、Ｃ含有量を高めた過共析鋼を用いることにより、耐摩耗性を高めている。

ところで、鉄道車輪の製造方法の一例は次のとおりである。鋼片を熱間加工して鉄道車輪形状の中間品を成形する。成形された中間品に対して、熱処理（踏面焼入れ）を実施する。踏面焼入れでは、中間品を加熱した後、中間品の踏面及びフランジ部を急冷する。これにより、踏面の表層部分のマトリクス組織には、耐摩耗性が高い微細パーライトが生成する。しかしながら、踏面焼入れ後の踏面の表層部分には、微細パーライトの上層にマルテンサイトからなる（又は、マルテンサイト及びベイナイトからなる）焼入れ層が形成される。鉄道車輪の使用中において、焼入れ層は摩耗しやすい。そのため、踏面焼入れ後、踏面の最表層に形成された焼入れ層を切削加工で除去して、微細パーライトを踏面に露出させる。以上の工程により、鉄道車輪が製造される。

上述のとおり、過共析鋼からなる鉄道車輪は、耐摩耗性に優れる。しかしながら、過共析鋼を用いて上述の製造方法で鉄道車輪を製造した場合、亜共析鋼とは異なり、鉄道車輪内、たとえば、鉄道車輪の板部又はボス部に、初析セメンタイトが生成しやすくなる。初析セメンタイトは鋼の靱性を低下する。したがって、過共析鋼からなる鉄道車輪において、初析セメンタイトの生成を抑制できる方が好ましい。

本開示の目的は、Ｃ含有量が０．８０％以上と高くても初析セメンタイトの生成を抑制できる、鉄道車輪を提供することである。

本開示による鉄道車輪は、
リム部と、
ボス部と、
前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
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％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のうち、少なくとも前記リム部及び前記板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が２．００本／１００μｍ以下である。
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）×１００ （１）

本実施形態による鉄道車輪は、Ｃ含有量が高くても、初析セメンタイト量を抑制できる。

図１は、鉄道車輪の中心軸を含む断面図である。 図２は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｃ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図３は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｓｉ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図４は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｍｎ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図５は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｃｒ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図６は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ａｌ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図７は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｖ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。 図８は、初析セメンタイト量の測定方法を説明するための模式図である。 図９Ａは、鉄道車輪を想定した試験材（低Ａｌ材）を用いたジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、水冷端からの距離と、ロックウェル硬さＨＲＣとの関係を示す図である。 図９Ｂは、鉄道車輪を想定した試験材（高Ａｌ材）を用いたジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、水冷端からの距離と、ロックウェル硬さＨＲＣとの関係を示す図である。 図１０は、表１に示す高Ａｌ材及び低Ａｌ材でのミクロ組織観察により得られた旧オーステナイト結晶粒径と、Ｎｂ含有量との関係を示す図である。

［鉄道車輪の構成］
図１は本実施形態による鉄道車輪の中心軸を含む断面図である。図１を参照して、鉄道車輪１は円盤状であり、ボス部２と、板部３と、リム部４とを備える。ボス部２は円筒状であり、鉄道車輪１の径方向（中心軸に対して垂直な方向）において、中央部に配置される。ボス部２は貫通孔２１を有する。貫通孔２１の中心軸は、鉄道車輪１の中心軸と一致する。貫通孔２１には、図示しない鉄道用車軸が挿入される。ボス部２の厚さＴ２は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。リム部４は、鉄道車輪１の外周の縁部に形成されている。リム部４は、踏面４１と、フランジ部４２とを含む。踏面４１は、フランジ部４２と繋がっている。鉄道車輪１の使用時において、踏面４１及びフランジ部４２はレール表面と接触する。リム部４の厚さＴ４は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。板部３は、ボス部２とリム部４との間に配置され、ボス部２及びリム部４とつながっている。具体的には、板部３の内周縁部はボス部２とつながっており、板部３の外周縁部はリム部４とつながっている。板部３の厚さＴ３は、ボス部２の厚さＴ２及びリム部４の厚さＴ４よりも薄い。

本発明者らは初めに、鉄道車輪において、耐摩耗性を高めるのに適切な化学組成について検討を行った。その結果、鉄道車輪においては、同じ硬さを得るにしても、Ｖ含有量を高めて硬さを高めるよりも、Ｃ含有量を０．８０％以上に高めて硬さを高めた方が、鉄道車輪として使用したときの耐摩耗性が高まることが分かった。このメカニズムは定かではないが、次の事項が考えられる。使用中の鉄道車輪の踏面は、レールから外力（荷重）を受ける。この外力により踏面直下の表層のパーライト中のセメンタイトが破砕され、分散強化により硬さが高まる。さらに、破砕された微細なセメンタイト中の炭素がパーライト中のフェライトに過飽和に固溶し、固溶強化により踏面直下の表層の硬さを高める。

鋼のＣ含有量を高めれば、パーライト中のセメンタイトの体積分率が増大し、さらに、パーライトがより微細なラメラを形成しやすい。この場合、上記メカニズムにより鉄道車輪の耐摩耗性が高まる。これに対して、鋼にＶを含有した場合、Ｖ炭窒化物の析出強化により鋼の硬さを高める。このとき、Ｖ炭窒化物はフェライト中に生成するため、主としてフェライトの硬さが高まる。つまり、Ｖの含有は、フェライトの硬さを高めるものの、パーライトの微細化にはそれほど影響しない。そのため、Ｖ含有によりある程度耐摩耗性を高めることはできるものの、破砕セメンタイトによる分散強化及びＣの固溶強化ほど、耐摩耗性を高めることができない。

そこで、本発明者らは、耐摩耗性を高めるためには、鉄道車輪の化学組成において、Ｃ含有量を０．８０〜１．１５％の過共析鋼とするのが好ましいと考えた。

しかしながら、本発明者らの検討の結果、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼の鉄道車輪では、初析セメンタイトが生成しやすいことが分かった。初析セメンタイトは、鉄道車輪の靭性を低下する。そこで、本発明者らは、Ｃ含有量が高い過共析鋼からなる鉄道車輪における、化学組成中の元素含有量と、初析セメンタイト量との関係について調査した。その結果、次の知見を得た。

図２〜図７は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、鋼中の各元素の含有量（図２：Ｃ含有量、図３：Ｓｉ含有量、図４：Ｍｎ含有量、図５：Ｃｒ含有量、図６：Ａｌ含有量、図７：Ｖ含有量）と、８００〜５００℃での平均冷却速度と、初析セメンタイトとの関係を示す図である。８００〜５００℃の平均冷却速度を規定したのは、初析セメンタイトの析出温度が８００〜５００℃のためである。

具体的には、図２は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｃ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図３は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｓｉ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図４は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｍｎ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図５は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｃｒ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図６は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ａｌ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図７は、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％とし、Ｖ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプルを用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。

ジョミニ式一端焼入れ試験は次の方法で実施した。上述の化学組成を有するジョミニ試験片（直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片）を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、Ａ_ｃｍ変態点以上の温度である９５０℃の炉内で３０分保持して、ジョミニ試験片の組織をオーステナイト単相とした。その後、一端焼入れ（水冷）を実施した。具体的には、ジョミニ試験片の一端に水を噴射して冷却した。

水冷後、水冷を実施したジョミニ試験片の側面を機械研磨し、その一端（水冷端）から軸方向に一定間隔で、ミクロ組織観察を実施した。ミクロ組織観察の観察位置は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。

上述のミクロ組織観察位置を含む面を観察面とするサンプルを準備した。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げした。その後、観察面に対して、初析セメンタイトの現出に適した腐食液であるピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸したピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬した。エッチング後のサンプルの観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察面において、旧オーステナイト結晶粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈する。そのため、初析セメンタイトの有無を確認できた。初析セメンタイトが確認された場合、次の方法により初析セメンタイト量（単位は本／１００μｍ。以下、初析θ量ともいう）を求めた。図８に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形の視野に、２本の対角線を引いた。そして、これら２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求めた。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して、１００μｍあたりの初析θ量（本／１００μｍ）を求めた。

次に、同一の観察面を再度、機械研磨により鏡面仕上げし、ナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）と、パーライトとは、コントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、及びパーライトを特定した。焼入れ層が少しでも確認された場合、焼入れ層が生成したと判定した。

なお、ジョミニ試験時の水冷端からの距離と８００〜５００℃までの冷却時間との関係については、実験的に示された非特許文献１（Ｆ．Ｗｅｖｅｒ ｅｔ ａｌ．、Ｚｕｒ Ｆｒａｇｅ ｄｅｒ Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ ｄｅｒ Ｓｔａｈｌｅ ａｕｆ Ｇｒｕｎｄ ｉｈｒｅｒ Ｚｅｉｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ−Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ−Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ ｕ Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９〜７６１）が存在する。この文献に基づいて、水冷端からの距離を変換し、各位置での８００〜５００℃での平均冷却速度（℃／秒）とした。

冷却速度が１℃／秒以下の場合については、ジョミニ式一端焼入れ試験では再現できない。そこで、冷却速度が１℃／秒以下の場合については、低冷速での連続冷却試験（フォーマスタ試験）を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各試験片を９５０℃で５分間均熱した。その後、一定の冷却速度１．０℃／秒（又は０．１℃／秒）で冷却した。冷却後の試験片に対して、上述の方法でミクロ組織観察を実施した。そして、初析セメンタイトが確認された場合、上述の方法により、初析θ量を求めた。以上の方法で得られた結果に基づいて、図２〜図７を作成した。

図２〜図７中の「○」印は、ミクロ組織が実質的にパーライトからなり、ミクロ組織中の初析θ量が２．００本／１００μｍ以下であることを示す。「×」印は、ミクロ組織中に焼入れ層が生成しておらず、ミクロ組織がパーライトからなるものの、初析θ量が２．００本／１００μｍを超えたことを意味する。なお、「ミクロ組織が実質的にパーライトからなる」とは、ミクロ組織中におけるパーライトの面積率が９５．０％以上であることを意味する。また、「●」印は、焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）が生成したことを意味する。

初析θ量が２．００本／１００μｍを超えて生成する最大の冷却速度（図中の「○」印と「×」印との境界の冷却速度）を、初析セメンタイト臨界冷却速度と定義する。初析セメンタイト臨界冷却速度を、図２〜図７に実線で示す。

図２において、Ｃ含有量が増加するほど、初析セメンタイト臨界冷却速度が上昇する。また、図３、図４、図５、及び図７において、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、Ｃ及びＡｌに比べると初析セメンタイト臨界冷却速度に対する影響は小さい。

一方、図６を参照して、Ａｌ含有量が増加すれば、初析セメンタイト臨界冷却速度は顕著に低下し、初析θ量が顕著に低下する。つまり、図２〜図７の結果、本発明者らは、鋼中の初析θ量に対して、Ｃは初析θ量を増加する作用を有するのに対して、Ａｌは初析θ量を顕著に低下する作用を有することを見出した。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼の鉄道車輪において、Ａｌ含有量を増やせば、鉄道車輪の製造工程において、熱処理時の冷却速度が遅い部分においても、初析θ量を抑えることができ、過共析鋼の鉄道車輪においても、優れた靱性が得られると考えた。そして、上記検討結果に基づいてさらに、過共析鋼の鉄道車輪の化学組成を検討した結果、鉄道車輪の化学組成が、質量％で、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％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成であれば、踏面焼入れにより急冷されるリム部だけでなく、冷却速度の遅い板部においても、初析θ量を抑えることができることを見出した。

しかしながら、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％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成での鉄道車輪の場合、Ａｌ含有量を増加させると、焼入れ層が増大し、旧オーステナイト結晶粒も大きくなることが判明した。

焼入れ層の増大について、図６に示すとおり、上述の化学組成の場合、Ａｌ含有量が増加すれば、踏面焼入れ時において、焼入れ層（図中「●」印）が生成しやすくなる。上述のとおり、鉄道車輪の製造工程において焼入れ層は切削加工により除去される。そのため、焼入れ層が多く生成すれば、製造工程において歩留まりが低下する。

また、上述の化学組成においてＡｌ含有量を増加すれば、粗大なＡｌＮが生成する。微細なＡｌＮが存在する場合、ピンニング効果により、踏面焼入れの加熱時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することができる。しかしながら、ＡｌＮが粗大化すれば、ピンニング効果が発揮されず、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が十分に抑制されない。旧オーステナイト結晶粒が微細なほど、靱性がさらに高まることは周知の技術事項である。したがって、靱性の向上を考慮した場合、旧オーステナイト結晶粒は微細な方が好ましい。

そこで、本発明者らはさらに、Ａｌ含有量を０．２００〜１．５００％とすることにより初析セメンタイト量を低減するとともに、製造工程時に生成する焼入れ層を低減でき、かつ、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できる鉄道車輪について、さらに検討を行った。その結果、上述の化学組成の鉄道車輪にさらに、Ｆｅの一部に代えてＮｂを０．００５〜０．０５０％含有して、鉄道車輪の化学組成を質量％で、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％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成とすることにより、少なくともリム部及び板部のミクロ組織において、初析θ量を２．００本／１００μｍ以下としつつ、焼入れ層を低減し、かつ、旧オーステナイト結晶粒の粗大化も抑制できることを見出した。以下、この点について説明する。

［焼入れ層生成の抑制について］
図９Ａ及び図９Ｂは、鉄道車輪を想定した試験材（高Ａｌ材、低Ａｌ材）を用いたジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、水冷端からの距離と、ロックウェル硬さＨＲＣとの関係を示す図である。図９Ａ及び図９Ｂは次の方法により求めた。

表１に示す化学組成の供試材（直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片）を準備した。

表１を参照して、以降の説明では、Ａｌを０．０３０％程度含有する試験番号１〜３を低Ａｌ材と称し、Ａｌを０．３００％程度含有する試験番号４〜６を高Ａｌ材と称する。表１では、Ｎｂ含有量の異なる３種類の低Ａｌ材と、Ｎｂ含有量の異なる３種類の高Ａｌ材とを準備した。具体的には、低Ａｌ材では、Ｎｂ非含有の試験番号１と、Ｎｂ含有量が０．０１０％程度の試験番号２と、Ｎｂ含有量が０．０２０％程度の試験番号３とを準備した。高Ａｌ材では、Ｎｂ非含有の試験番号４と、Ｎｂ含有量が０．０１０％程度の試験番号５と、Ｎｂ含有量が０．０２０％程度の試験番号６とを準備した。

準備した供試材を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、Ａ_ｃｍ変態点以上の温度である９５０℃の炉内で３０分保持して、ジョミニ試験片の組織をオーステナイト単相とした。その後、一端焼入れ（水冷）を実施した。具体的には、ジョミニ試験片の一端に水を噴射して冷却した。

水冷後、水冷を実施したジョミニ試験片の側面を機械研磨し、その一端（水冷端）から軸方向に一定間隔で、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠したＣスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施して、ＨＲＣ分布を得た。ＨＲＣの測定間隔は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。得られたＨＲＣをプロットして、図９Ａ及び図９Ｂを作成した。

図９Ａは低Ａｌ材の水冷端からのロックウェル硬さＨＲＣの分布（ジョミニ曲線）を示す。図９Ｂは高Ａｌ材の水冷端からのロックウェル硬さＨＲＣの分布（ジョミニ曲線）を示す。図９Ａ及び図９Ｂでは、水冷端からの距離Ｄが大きくなるにしたがい、ロックウェル硬さＨＲＣは急速に低下する。そして、Ｄが所定距離以上となれば、水冷端からの距離が離れても、ロックウェル硬さＨＲＣはそれほど低下しない。水冷端からロックウェル硬さＨＲＣが急激に低下するまでの領域Ａを「焼入れ層」と定義する。また、領域Ａよりも深い領域であって、ロックウェル硬さＨＲＣがそれほど低下していない領域Ｂを「母材」と定義する。図９Ａ及び図９Ｂではいずれも、Ｎｂを含有しない試験番号（図９Ａでは試験番号１、図９Ｂでは試験番号４）の領域Ａ（焼入れ層）と領域Ｂ（母材）とを示す。領域Ａと領域Ｂとは変曲点を介して区分可能である。

図９Ａ及び図９Ｂを参照して、低Ａｌ材（図９Ａ）及び高Ａｌ材（図９Ｂ）のいずれにおいても、Ｎｂ含有量の増大とともに、焼入れ層が低減する。そして、高Ａｌ材と低Ａｌ材とを比較すると、高Ａｌ材の方が、低Ａｌ材よりも、Ｎｂ含有による焼入れ層の低減が顕著である。したがって、Ａｌ含有量が０．２５０〜１．５００％の鉄道車輪において、Ｎｂを含有すれば、焼入れ層の生成を顕著に抑制できる。

［旧オーステナイト結晶粒の粗大化抑制について］
図１０は、表１に示す高Ａｌ材及び低Ａｌ材でのミクロ組織観察により得られた旧オーステナイト結晶粒径と、Ｎｂ含有量との関係を示す図である。図１０は次の方法により得られた。上述の試験番号１〜６の供試材に対して、低冷速での連続冷却試験（フォーマスタ試験）を実施した。具体的には、熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各試験片をＡｃｍ変態点以上の９５０℃で５分間均熱した。その後、一定の冷却速度０．０１〜０．１℃／秒未満で常温まで冷却した。冷却後の供試材を切断してミクロ組織観察試験片を作製した。これらの十分低い冷却速度で冷却した場合、旧オーステナイト結晶粒界に初析セメンタイトが析出している。そこで、ミクロ組織観察試験片の表面（観察面）に対して、初析セメンタイトの現出に適した腐食液であるピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸したピクリン酸ソーダ液にミクロ組織観察試験片を浸漬した。エッチング後のミクロ組織観察試験片の観察面を２００倍の光学顕微鏡で観察した。２００倍での観察視野は５００μｍ×５００μｍの正方形視野であった。観察視野の写真画像を生成した。上述のとおり、上記試験片において、旧オーステナイト結晶粒の粒界には初析セメンタイトが析出しているため、ミクロ組織観察において旧オーステナイト結晶粒を特定できる。そこで、視野内で特定された旧オーステナイト結晶粒の粒径を、切断法により求めた。具体的には、図８に示すとおり、正方形視野１００の視野に、２本の対角線１０１を引いた。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求めた。そして、次式により、旧オーステナイト結晶粒径（μｍ）を求めた。
旧オーステナイト結晶粒径＝２本の対角線１０１の総長さ／対角線１０１に交差する初析セメンタイトの総本数
ここで、２本の対角線１０１の総長さは１４１４μｍとした。

各試験番号で得られた旧オーステナイト結晶粒径をプロットして、図１０を得た。図１０中の「■」は高Ａｌ材の結果を示す。図１０中の「▲」は低Ａｌ材の結果を示す。

図１０を参照して、低Ａｌ材及び高Ａｌ材のいずれにおいても、Ｎｂ含有量の増大とともに、旧オーステナイト結晶粒径が小さくなる。そして、高Ａｌ材と低Ａｌ材とを比較すると、高Ａｌ材の方が、Ｎｂ含有量の増大に伴う旧オーステナイト結晶粒の微細化が顕著である。したがって、Ａｌ含有量が０．２５０〜１．５００％の鉄道車輪において、Ｎｂを含有すれば、旧オーステナイト結晶粒を微細に維持できる。

以上のとおり、鉄道車輪の化学組成が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％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成である場合、Ｆｅの一部に代えてさらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％を含有すれば、焼入れ層が顕著に低減し、かつ、旧オーステナイト結晶粒を微細に維持できる。この理由は定かではないが、次の事項が考えられる。

Ａｌ含有量を０．２００％以上とすれば、初析セメンタイトの生成を顕著に抑制することができる（図６）。しかしながら、Ａｌ含有量が多いため、ＡｌＮが粗大化する。上述の化学組成を有する鉄道車輪の製造プロセスにおいて、ＡｌＮは溶鋼の冷却過程（凝固過程）で生成し、熱間加工前の再加熱時に固溶すると考えられる。上述のＡｌ含有量の場合、ＡｌＮは熱間加工前の加熱時に十分固溶せずに残存する。そのため、鉄道車輪でのＡｌＮは粗大化しやすい。粗大化したＡｌＮは、踏面焼入れ時の加熱時において、ピンニング粒子として機能しない。そのため、踏面焼入れ時の加熱段階において、オーステナイト結晶粒が粗大化する。オーステナイト結晶粒が粗大化することにより、焼入れ性が高まるため、踏面焼入れ後において焼入れ層が深く形成されてしまう。

一方、上述のＡｌ含有量の鉄道車輪に対してＮｂを０．００５〜０．０５０％含有した場合、踏面焼入れの加熱時に微細なＮｂＣが生成する。生成したＮｂＣはピンニング粒子として機能するため、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、微細なまま維持する。その結果、焼入れ性を抑えて焼入れ層を浅くすることができる。さらに、旧オーステナイト結晶粒は微細なまま維持されるため、十分な靭性も得られる。

なお、Ｖを含有することによりＶＣを生成し、ＶＣをピンニング粒子として機能させることも考えられる。しかしながら、上述の化学組成の場合、ＶＣはＮｂＣよりも固溶温度が低い。そのため、踏面焼入れの加熱時においてＶＣは固溶してしまい、ピンニング粒子としては機能できない。Ｖを含有した場合、上述のとおり、踏面焼入れでの冷却段階において、フェライト中にＶＣを析出してフェライトを強化するものの、ピンニング粒子としてオーステナイト結晶粒を微細化することができないと考えられる。

上記メカニズムは推定であるため、異なるメカニズムにより焼入れ層の生成が抑制され、旧オーステナイト結晶粒が微細化している可能性もある。しかしながら、上記化学組成の鉄道車輪において、Ｎｂを含有すれば、焼入れ層の生成を抑え、旧オーステナイト結晶粒が微細化することは、図９Ａ、図９Ｂ及び図１０から明らかである。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態の鉄道車輪は、次の構成を有する。

［１］
鉄道車輪であって、
リム部と、
ボス部と、
前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
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％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のうち、少なくとも前記リム部及び前記板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が２．００本／１００μｍ以下である、
鉄道車輪。
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）×１００ （１）

［２］
［１］に記載の鉄道車輪であって、
前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が２．００本／１００μｍ以下である、
鉄道車輪。

［３］
［１］又は［２］に記載の鉄道車輪であって、
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０２〜０．２５％、及び、
Ｖ：０．０２〜０．１２％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鉄道車輪。

以下、本実施形態の鉄道車輪について詳述する。本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［鉄道車輪の化学組成］
本実施形態の鉄道車輪の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．８０〜１．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の硬度を高め、鉄道車輪の耐摩耗性を高める。Ｃ含有量が０．８０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が１．１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、旧オーステナイト結晶粒界に初析セメンタイトが多く析出する場合がある。この場合、鉄道車輪の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．８０〜１．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８７％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．９５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％である。

Ｓｉ：０．４５％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、フェライトを固溶強化して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトが生成しやすくなる。Ｓｉ含有量が０．４５％を超えればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、踏面焼入れ時に踏面上に形成される焼入れ層の厚みが増大する。その結果、切削量が増大して歩留まりが低下する。Ｓｉ含有量が０．４５％を超えればさらに、鉄道車輪の使用中に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入る。この場合、鉄道車輪の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．４５％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｓｉ含有量の下限は特に制限されない。しかしながら、Ｓｉ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

Ｍｎ：０．１０〜０．８５％
マンガン（Ｍｎ）はフェライトを固溶強化して鋼の硬さを高める。Ｍｎはさらに、ＭｎＳを形成し、鋼の被削性を向上する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．８５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、焼入れ層の厚みが増大し、製造工程時における歩留まりが低下する。さらに、鉄道車輪の使用時に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入り、鋼の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０〜０．８５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８４％であり、さらに好ましくは０．８２％である。

Ｐ：０．０５０％以下
りん（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがってＳ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましい下限は０．００５％である。

Ａｌ：０．２００〜１．５００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトの生成を抑制する。Ａｌ含有量が０．２００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が１．５００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な非金属介在物が多くなり、鋼の靭性及び疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．２００〜１．５００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２７０％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．５００％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は１．４５０％であり、さらに好ましくは１．４００％であり、さらに好ましくは１．３５０％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｎ：０．０２００％以下
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、ＡｌＮが粗大化して、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は、鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れのための加熱時において、Ｃと結合して微細なＮｂＣを生成する。微細なＮｂＣはピンニング粒子として機能して、加熱時におけるオーステナイトの粗大化を抑制する。そのため、旧オーステナイト結晶粒が微細なまま維持され、鋼の焼入れ性が抑制される。その結果、鉄道車輪の製造工程中における焼入れ層の生成を抑制する。Ｎｂはさらに、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することにより、鋼材の靭性も高める。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＮｂＣが粗大化して鋼材の靭性がかえって低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２３％である。

本実施形態による鉄道車輪の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記鉄道車輪を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鉄道車輪に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。上述の不純物以外の不純物としては、たとえば、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏである。これらの不純物元素の含有量は次のとおりである。Ｏ：０．００７０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下であり、好ましくは０．０５％以下、Ｎｉ：０．２０％以下であり、好ましくは０．０５％以下、Ｍｏ：０．０７％以下であり、好ましくは０．０５％以下である。

［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態の鉄道車輪の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒを含有してもよい。

Ｃｒ：０〜０．２５％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を狭める。これにより、パーライトの硬度が顕著に増大する。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が過剰に高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％である。

本実施形態の鉄道車輪の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。

Ｖ：０〜０．１２％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のいずれかを形成して、鋼（具体的には鋼中のフェライト）を析出強化する。その結果、鉄道車輪の硬さが増大して、耐摩耗性をさらに高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．１２％を超えれば、焼入れ性が高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

［初析セメンタイト量について］
本実施形態による鉄道車輪は、リム部、ボス部及び板部のうち、少なくともリム部及び板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量（初析θ量）が２．００本／１００μｍ以下である。
初析θ量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）×１００ （１）

具体的には、鉄道車輪におけるリム部、ボス部及び板部のうち、リム部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下であり、かつ、板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下である。

上述のとおり、鉄道車輪のリム部、板部及びボス部のうち、特に、レールと接触するリム部と、リム部、板部及びボス部のうちで最も厚さが薄い板部とにおいて、初析θ量が多ければ、鉄道車輪の靱性が低下する。本実施形態の鉄道車輪は、０．２００〜１．５００％のＡｌを含有する。上記過共析鋼の化学組成の場合、０．２００〜１．５００％のＡｌを含有することにより、製造工程中の踏面焼入れ工程後の鉄道車輪において、初析θ量が顕著に低減し、少なくともリム部及び板部のミクロ組織において、２．００本／１００μｍ以下に抑えることができる。初析θ量の好ましい上限は１．６０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．５０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．４０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．２０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．００本／１００μｍである。

好ましくは、鉄道車輪におけるリム部、ボス部、及び板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下である。つまり、リム部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下であり、かつ、板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下であり、かつ、ボス部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析θ量が２．００本／１００μｍ以下である。この場合、鉄道車輪の靭性がさらに高まる。リム部、ボス部、及び板部のミクロ組織における初析θ量の好ましい上限は１．６０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．５０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．４０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．２０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．００本／１００μｍである。

初析θ量は次の方法により測定される。鉄道車輪のリム部の厚さ方向の中央位置、板部の厚さ方向の中央位置、及びボス部の厚さ方向の中央位置からそれぞれサンプルを採取する。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げする。その後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施する。エッチングでは、煮沸したピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬する。エッチング後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。観察面において、旧オーステナイト結晶粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈する。そのため、初析セメンタイトの有無を確認できる。図８に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形視野１００に、２本の対角線１０１を引く。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求める。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線１０１の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して（つまり、式（１）に基づいて）、初析θ量（本／１００μｍ）を求める。

［鉄道車輪のミクロ組織］
本実施形態の鉄道車輪のリム部、板部、及びボス部のミクロ組織は、実質的にパーライトからなる。ここで「実質的にパーライトからなる」とは、ミクロ組織におけるパーライトの面積率が９５．０％以上であることを意味する。

パーライトの面積率は次の方法で求める。鉄道車輪のリム部の厚さ方向の中央位置、板部の厚さ方向の中央位置、及びボス部の厚さ方向の中央位置からそれぞれサンプルを採取する。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げする。その後、観察面をナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食する。腐食後の観察面内の任意の１視野（５００μｍ×５００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）と、パーライトとは、コントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、及び、パーライトを特定する。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求める。

［鉄道車輪の製造方法］
上述の鉄道車輪を製造する方法の一例を説明する。本製造方法は、鉄道車輪用鋼を製造する工程（素材製造工程）と、熱間加工により、鉄道車輪用鋼から車輪形状の中間品を成形する工程（成形工程）と、成形された中間品に対して熱処理（踏面焼入れ）を実施する工程（熱処理工程）と、熱処理後の中間品の踏面等から焼入れ層を切削加工により除去して鉄道車輪とする工程（切削加工工程）とを含む。以下、各工程について説明する。

［素材製造工程］
素材製造工程では、電気炉又は転炉等を用いて上述の化学組成を有する溶鋼を溶製した後、鋳造して鋼塊にする。なお、鋼塊は連続鋳造による鋳片、鋳型によって鋳込まれたインゴットのいずれであってもよい。

鋳片又はインゴットを熱間加工して、所望のサイズの鉄道車輪用鋼材を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造、熱間圧延等である。熱間圧延により鉄道車輪用鋼材を製造する場合、たとえば、次の方法で鉄道車輪用鋼材を製造する。熱間圧延ではたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、鉄道車輪用鋼材を製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後の鋼材に対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの鉄道車輪用鋼材を製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。熱間圧延での加熱炉の加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００〜１３５０℃である。以上の製造工程により、鉄道車輪用鋼材が製造される。

なお、鉄道車輪用鋼材は、鋳造材（鋳片又はインゴット）であってもよい。つまり、上述の熱間加工は省略されてもよい。以上の工程により、鉄道車輪の素材である鉄道車輪用鋼材が製造される。鉄道車輪用鋼材はたとえば、円柱状の素材である。

［成形工程］
成形工程では、準備された鉄道車輪用鋼材を用いて、熱間加工により車輪形状の中間品を成形する。中間品は車輪形状を有するため、ボス部と、板部と、踏面及びフランジ部を含むリム部とを備える。熱間加工はたとえば、熱間鍛造、熱間圧延等である。

熱間加工時における鉄道車輪用鋼材の好ましい加熱温度は１２２０℃以上である。この場合、熱間加工時の加熱工程において、鉄道車輪用鋼材中のＡｌＮやＮｂＣが十分に固溶する。熱間加工時の加熱温度の好ましい下限は１２３０℃であり、さらに好ましくは１２５０℃であり、さらに好ましくは１３００℃である。熱間加工時の加熱温度の好ましい上限は１３５０℃である。

なお、熱間加工後の中間品の冷却方法は特に限定されない。放冷でもよいし、水冷でもよい。

［熱処理工程］
熱処理工程では、成形された車輪形状の中間品に対して踏面焼入れを実施する。具体的には、熱間加工（熱間鍛造又は熱間圧延）後の中間品をＡ_ｃｍ変態点以上に再加熱する（再加熱処理）。加熱後、中間品の踏面及びフランジ部を急冷（踏面焼入れ）する。たとえば、冷却媒体により踏面及びフランジ部を冷却する。冷却媒体はたとえば、エアー、ミスト、汽水（スプレー）であり、所望の組織に合った冷却速度が得られるものであれば特に限定されるものではない。なお、踏面焼入れ時において、板部及びボス部は水冷せずに放冷する。本実施形態では、鉄道車輪の化学組成におけるＡｌ含有量を０．２００〜１．５００％とすることにより、踏面焼入れ時において板部及びボス部を従前の製造方法と同じく放冷しても、初析セメンタイトの生成を十分に抑制できる。具体的には、リム部、板部、ボス部において、初析θ量を２．００本／１００μｍ以下に抑えることができる。さらに、Ｎｂを０．００５〜０．０５０％含有することにより、熱処理工程の加熱時において微細なＮｂＣが生成し、ピンニング粒子として機能する。その結果、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が抑制される。

本実施形態の鉄道車輪の直径はたとえば、７００ｍｍ〜１０００ｍｍである。また、踏面焼入れ時の踏面の好ましい冷却速度は５〜２００℃／秒である。また、踏面焼入れ時の中間品のリム部及び板部において、最も冷却速度が遅い領域の好ましい冷却速度は０．１℃／秒以上である。この場合、鉄道車輪のリム部、板部及びボス部のうち、少なくともリム部及び板部のミクロ組織において、初析θ量が２．００本／１００μｍ以下になる。中間品のうち冷却速度が最も遅い領域は、たとえば、踏面冷却中の中間品の温度分布変化を複数のサーモグラフィを用いて測定することにより、求めることができる。さらに好ましくは、踏面焼入れ時の中間品のリム部、板部及びボス部の領域のうち、最も冷却速度が遅い領域の好ましい冷却速度は０．１℃／秒以上である。この場合、鉄道車輪のリム部、板部及びボス部のミクロ組織において、初析θ量が２．００本／１００μｍ以下になる。

踏面焼入れにより、踏面の表層に微細パーライトが生成する。本実施形態の鉄道車輪のＣ含有量は０．８０〜１．１５％と高い。そのため、微細パーライトの耐摩耗性が高まる。また、本実施形態の鉄道車輪のＡｌ含有量は０．２００〜１．５００％と高い。そのため、踏面焼入れ時に、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトの生成が抑制される。さらに、Ｎｂを０．００５〜０．０５０％含有することにより、熱処理工程の加熱時において微細なＮｂＣが生成し、ピンニング粒子として機能する。その結果、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が抑制される。旧オーステナイト結晶粒が微細なまま維持されるため、鋼材の焼入れ性を抑えることでき、その結果、焼入れ層の生成も抑制される。

上記説明では中間品を再加熱するが、熱間加工後の中間品に対して直接（再加熱せずに）、踏面焼入れを実施してもよい。

また、上述の説明では、踏面焼入れ時において、板部及びボス部を放冷しているが、放冷する場合、板部及びボス部の表面には焼入れ層が生成しにくい。一方、踏面焼入れ時において、板部及びボス部を放冷以上の冷却速度で冷却してもよい。この場合、板部及びボス部の表面に焼入れ層が生成しない程度の冷却速度で冷却するのが好ましい。

踏面焼入れ後の中間品に対して、必要に応じて焼戻しを実施する。焼戻しは周知の温度及び時間で行えば足りる。焼戻し温度はたとえば、４００〜６００℃である。

［切削加工工程］
上述のとおり、熱処理後の中間品の踏面の表層には微細パーライトが形成されるが、その上層には焼入れ層が形成されている。鉄道車輪の使用において、焼入れ層の耐摩耗性は低いため、切削加工により焼入れ層を除去する。切削加工は周知の方法で行えば足りる。上述のとおり、本実施形態の鉄道車輪ではＮｂを０．００５〜０．０５０％含有することにより、焼入れ層の生成を抑制できる。そのため、製造工程における歩留まりも高めることができる。

以上の工程により本実施形態の鉄道車輪が製造される。上記製造工程で製造された鉄道車輪において、初析θ量は２．００本／１００μｍ以下である。そのため、鉄道車輪の靱性が高まると考えられる。さらに、Ｎｂを含有することにより旧オーステナイト結晶粒径を小さく抑えることができ、鉄道車輪の靭性を十分に高く維持できる。

［実施例１］
表２に示す化学組成を有する鋼番号１〜１７の溶鋼を製造した。

表２中において、「０．００」は対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。鉄道車輪の製造工程の素材製造工程を模擬して、上記溶鋼を用いて造塊法により丸インゴット（上面直径１０７ｍｍ、底面直径９７ｍｍ、高さ２３０ｍｍの円錐台型）を製造した。鉄道車輪の製造工程の成形工程を模擬して、インゴットを１２５０℃に加熱後、熱間鍛造して、直径４０ｍｍの丸棒を製造した。

［模擬踏面焼入れ試験］
鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れを模擬した模擬踏面焼入れ試験を実施して、模擬踏面焼入れ試験後の初析θ量を調査した。

［初析θ量測定試験］
各試験番号の丸棒の表面から径方向にＤ／４深さ位置（「Ｄ」は、丸棒の直径）から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの熱処理試験片を作製した。熱処理試験片の長手方向は、丸棒の中心軸方向と一致した。

作製された熱処理試験片を用いて連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各鋼番号の試験片を２個ずつ用意し、９５０℃で５分間均熱した。その後、試験片の１つは、一定の冷却速度１．０℃／秒で冷却した。試験片の他の１つは、一定の冷却速度０．１℃／秒で冷却した。冷却後の各試験片に対して、以下の方法で初析θ量を求めた。

熱処理試験片の長手方向に垂直な断面を観察面とするサンプルを作製した。観察面において、次の方法により初析θ量を測定した。観察面を機械研磨した後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸させたピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬した。エッチング後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。コントラストに基づいて、観察視野中の初析セメンタイトを確認した。初析セメンタイトが観察された場合、上述の方法により、初析θ量を算出した。

［焼入れ層深さ測定試験］
さらに、焼入れ層の深さについて、ジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。ジョミニ式一端焼入れ試験は次の方法で実施した。各鋼番号の直径４０ｍｍの丸棒から、直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのジョミニ試験片を作製した。ジョミニ試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と一致した。ジョミニ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、Ａ_ｃｍ変態点以上の温度である９５０℃の炉内で３０分保持して、ジョミニ試験片の組織をオーステナイト単相とした。その後、一端焼入れ（水冷）を実施した。具体的には、ジョミニ試験片の一端に水を噴射して冷却した。

水冷後、水冷を実施したジョミニ試験片の側面を機械研磨し、その一端（水冷端）から軸方向に一定間隔で、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠したＣスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施して、ＨＲＣ分布を得た。ＨＲＣの測定間隔は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。得られたＨＲＣ分布から、次の方法により焼入れ層厚さを求めた。

各試験番号の鋼材に対して図９Ａ又は図９Ｂに示すジョミニ曲線を作成した。上述のとおり、ジョミニ曲線において、ロックウェル硬さＨＲＣが急激に低下する領域Ａを「焼入れ層」と定義し、ロックウェル硬さＨＲＣがそれほど低下しない領域Ｂを「母材」と定義した。領域Ａと領域Ｂとは変曲点を介して区分可能であった。各鋼番号のＨＲＣ分布（ジョミニ曲線）から領域Ａを特定して、焼入れ層厚さ（ｍｍ）を求めた。

なお、各試験番号のジョミニ式一端焼入れ試験後のジョミニ試験片に対して、ミクロ組織観察試験を実施して、焼入れ層が生成していない領域でのミクロ組織中のパーライト面積率を求めた。具体的には、各鋼番号のジョミニ試験片のうち、領域Ｂ（母材）に相当する部分から、サンプルを採取した。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げした。その後、観察面をナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（５００μｍ×５００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。コントラストに基づいて、観察面中のパーライトを特定した。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求めた。

［旧オーステナイト結晶粒径測定試験］
各試験番号の丸棒の表面から径方向にＤ／４深さ位置から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの熱処理試験片を作製した。熱処理試験片の長手方向は、丸棒の中心軸の方向と一致した。

作製された熱処理試験片を用いて連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各試験番号の試験片を、９５０℃で５分間均熱した。その後、冷却速度０．０１〜０．１℃／秒未満で冷却した。冷却後の各試験片の長手方向に垂直な断面を観察面とするサンプルを作製した。観察面を機械研磨した後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸させたピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬した。エッチング後の観察面内の任意の１視野に対して、２００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察視野は５００μｍ×５００μｍの正方形視野であった。コントラストに基づいて、初析セメンタイトが析出している部分を旧オーステナイト結晶粒の粒界と判断して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒の粒径を、切断法により求めた。具体的には、図８に示すとおり、正方形視野１００の視野に、２本の対角線１０１を引いた。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイト（旧オーステナイト結晶粒界）の本数の総和を求めた。そして、次式により、旧オーステナイト結晶粒の粒径（μｍ）を求めた。
旧オーステナイト結晶粒の粒径＝２本の対角線１０１の総長さ／対角線１０１に交差する初析セメンタイトの総本数
ここで、２本の対角線１０１の総長さは、１４１４μｍであった。

［試験結果］
試験結果を表２に示す。表２を参照して、いずれの試験番号においても、焼入れ層以外の領域でのミクロ組織は実質的にパーライトからなる組織であった。つまり、パーライト面積率が９５．０％以上であった。

さらに、試験番号９〜１４、１６及び１７の化学組成は適切であった。そのため、冷却速度が０．１℃／秒、１．０℃／秒のいずれの場合においても、初析θ量が２．００本／１００μｍ以下であった。そのため、優れた靱性が得られることが予想できた。さらに、旧オーステナイト結晶粒径は４０μｍ以下であり、優れた靱性が得られることが予想できた。さらに、焼入れ層深さは１０．０ｍｍ以下に抑えられた。

一方、試験番号１〜８では、Ａｌ含有量及び／又はＮｂ含有量が低かった。そのため、冷却速度が０．１℃／秒、１．０℃／秒のいずれの場合においても、初析θ量が２．００本／１００μｍを超えた（試験番号１〜３，７及び８）。また、旧オーステナイト結晶粒径が４０μｍを超えた（試験番号４〜６）。なお、試験番号６では、試験番号５と比較してＡｌ含有量が高かったため、焼入れ層の厚さが１０．０ｍｍを超えた。

試験番号１５では、Ｎｂ含有量が低かった。そのため、旧オーステナイト結晶粒径が４０μｍを超えた。

［実施例２］
表２の試験番号１〜１７のうち、Ｎｂ以外の元素含有量が適切な試験番号５の直径４０ｍｍの丸棒と、全ての元素含有量が適切な試験番号９、１０、１２及び１３の直径４０ｍｍの丸棒とを用いて、靱性を次の方法で評価した。具体的には、試験番号５、９、１０、１２及び１３の丸棒から、幅１２ｍｍ、高さ１２ｍｍ、長さ７０ｍｍの角棒状熱処理素材を３本ずつ採取した。角棒状熱処理素材は丸棒の中心軸から半径４ｍｍの範囲を避けて採取した。角棒状熱処理素材の長手方向は、丸棒の長手方向に平行であった。

角棒状熱処理素材に対して、踏面焼入れを模擬した連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製の熱サイクル試験機を使用した。角棒状熱処理素材を９５０℃で５分間均熱した。その後、角棒状熱処理素材を一定の冷却速度１．０℃／秒で冷却した。以上の工程により、鉄道車輪の製造工程を模擬した熱処理を施した。熱処理後、角棒状熱処理素材を機械加工して、幅１０ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＵノッチ試験片を作製した。

製造したＵノッチ試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を常温、大気中で実施し、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を求めた。３つの値の平均値を、その試験番号のシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）と定義した。得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を表２に示す。

表２を参照して、本発明例である試験番号９、１０、１２及び１３のシャルピー衝撃値は、Ｎｂ含有量が低すぎた試験番号５と比較して、シャルピー衝撃値が高かった。具体的には、試験番号９、１０、１２及び１３のシャルピー衝撃値は、１３．０Ｊ／ｃｍ^２以上であった。

以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。

１ 鉄道車輪
２ ボス部
３ 板部
４ リム部
４１ 踏面
４２ フランジ

Claims (3)

1. 鉄道車輪であって、
   リム部と、
   ボス部と、
   前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
   前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
   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％、及び、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のミクロ組織におけるパーライトの面積率が９５．０％以上であり、
   前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のうち、少なくとも前記リム部及び前記板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が２．００本／１００μｍ以下である、
   鉄道車輪。
   初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）×１００ （１）
2. 請求項１に記載の鉄道車輪であって、
   前記鉄道車輪の前記リム部、前記ボス部及び前記板部のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が２．００本／１００μｍ以下である、
   鉄道車輪。
3. 請求項１又は請求項２に記載の鉄道車輪であって、
   前記化学組成は、
   Ｃｒ：０．０２〜０．２５％、及び、
   Ｖ：０．０２〜０．１２％、
   からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   鉄道車輪。
   

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