WO2013161548A1 - 車輪用鋼 - Google Patents

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竹下　幸輝
健太郎 桐山
加藤　孝憲
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a steel for wheels, and more particularly to a steel for wheels suitable as a material for high-hardness wheels for railways having excellent wear resistance, rolling fatigue resistance and spalling resistance.
  • Spalling is a phenomenon in which a heated and cooled part of a wheel by an emergency brake transforms into brittle martensite called a white layer, cracks progress from the white layer, and brittle fracture breaks off. . Sometimes called “hot crack”.
  • High temperature rolling fatigue (Thermal mechanical shelling, hereinafter referred to as “TMS”) that occurs as the wheel temperature rises during braking is beginning to be said to be the cause of wheel damage. Accordingly, there is a demand for wheels that ensure high temperature strength.
  • TMS Thermal mechanical shelling
  • AAR Association of American Railroads
  • the yield strength YS at 538 ° C. (1000 ° F.) is 345 MPa or more.
  • the Russian GOST10791 Grade 3 standard is 8% or higher
  • the China TB / T 2708 CL60 standard is 10% or higher
  • the European EN13262 ER9 standard is 12% or higher
  • the AAR Class-D standard is 14% or higher.
  • Patent Documents 1 to 11 disclose a technique related to wheels.
  • Patent Document 1 discloses “high-toughness steel for railway wheels” to which V is added.
  • Patent Document 2 discloses a “rim or integral wheel for a wheel set of a railway vehicle” that is excellent in wear resistance, crack resistance, and heat crack resistance.
  • Patent Document 3 by reducing the content of C and making the tread part a bainite structure, a tempered martensite structure, or a mixed structure of bainite and tempered martensite, "Railway vehicle wheels” having both flat peel resistance are disclosed.
  • Patent Document 4 discloses “a wheel for a high-carbon railway vehicle excellent in wear resistance and heat cracking resistance” in which the C content is increased to 0.85 to 1.20%.
  • Patent Document 5 C: 0.4 to 0.75%, Si: 0.4 to 0.95%, Mn: 0.6 to 1.2%, Cr: 0 to less than 0.2%, P : 0.03% or less and S: 0.03% or less, and the balance is a monolithic railway vehicle wheel composed of steel having a chemical composition consisting of Fe and impurities, and at least from the surface of the wheel tread
  • a “wheel for a railway vehicle excellent in wear resistance and heat crack resistance” characterized in that a region up to a depth of 50 mm is made of a pearlite structure and a manufacturing method thereof are disclosed.
  • Patent Document 6 and Patent Document 7 increase the strength by containing 0.01 to 0.12% and 0.009 to 0.013% of Nb, respectively, and provide rolling fatigue resistance and spalling resistance. “Railway wheel steel” with improved performance is disclosed.
  • Patent Document 8 discloses a steel for wheels containing V or Nb. According to this invention, it is said that the rolling fatigue resistance can be ensured with non-tempering.
  • Patent Document 9 discloses a high-strength rail using steel in which pearlite grains are refined by Ti deoxidation. According to this invention, it is said that ductility and toughness can be improved.
  • Patent Document 10 discloses a material with improved rolling fatigue resistance by defining the size of alumina clusters.
  • Patent Document 11 discloses a steel for wheels having high TMS resistance, which is improved in high-temperature strength by increasing the amounts of Si, Cr and Mo.
  • Patent Document 1 has low wear resistance because the C content is as low as 0.50 to 0.60%. Therefore, this steel cannot cope with the increase in the load capacity in recent years.
  • Patent Document 2 has low wear resistance because the C content is as low as 0.45 to 0.55%. Therefore, this steel cannot cope with the increase in the load capacity in recent years.
  • the tread portion has a bainite structure, a tempered martensite structure, or a mixed structure of bainite and tempered martensite. For this reason, in spite of high strength, the wear resistance is lower than that in the case where the tread portion is made of a pearlite structure, and it is difficult to obtain wear resistance higher than that of steel for general-purpose wagon wheels.
  • the bainite structure and the tempered martensite structure have a larger amount of wear than the pearlite structure, which has excellent work-hardening properties and shows the behavior that the lamella rearranges parallel to the surface as the wear progresses (for example, Yamamoto Sadahiro: “Technology for improving wear resistance of steel by microstructure control-Microstructure control technology for wear-resistant steel with weldability”, 161/162 Nishiyama Memorial Technology Course, 1996, edited by Japan Iron and Steel Institute, p. 221).
  • FIG. 1 A schematic diagram of an “integrated wheel” is shown in FIG. 1 as an example of a wheel.
  • heat treatment is performed to cool the rim portion from the outer periphery of the wheel in order to impart compressive residual stress to the rim portion.
  • This cooling process is rapidly cooled in the vicinity of the rim portion, but the cooling speed of the boss portion is slow. Therefore, when heat-treating the material steel of the wheel described in this document by the tread quenching method, there is a possibility that hypereutectoid cementite precipitates at the austenite grain boundary of the boss portion.
  • Hyper-eutectoid cementite acts the same as coarse inclusions and extremely reduces toughness and fatigue life (for example, Takayoshi Murakami: Effects of microdefects and inclusions (2004), p. Do]).
  • Patent Document 5 may have insufficient hardness. Therefore, it cannot always cope with the increase in the load capacity in recent years.
  • the steel for railway wheels disclosed in Patent Document 6 contains a large amount of Mo of 0.20 to 0.30%. For this reason, a structure with low wear resistance such as a bainite structure or a pseudo pearlite structure is likely to be generated, and it is difficult to obtain good wear resistance. Moreover, the above steel always contains 0.01 to 0.12% Nb. Coarse inclusions may be formed in the steel containing Nb, which extremely reduces the toughness and fatigue life like the hypereutectoid cementite described above.
  • the railway wheel steel disclosed in Patent Document 8 contains 0.15% or more of Cr. Steel with a high Cr content tends to form a structure with low wear resistance such as a bainite structure when the cooling rate is fast.
  • the formation of these structures is prevented by setting the temperature range from 700 ° C. to 500 ° C. after hot forging to a cooling rate with a slow cooling rate such as blast cooling.
  • a cooling rate with a slow cooling rate such as blast cooling.
  • sufficient hardness cannot be obtained, and it is not possible to cope with an increase in the load capacity in recent years.
  • the cooling rate is high, a bainite structure is formed in the rim portion, and the wear resistance is deteriorated.
  • Patent Document 10 The steel disclosed in Patent Document 10 is considered to have sufficient hardness and high rolling fatigue resistance, but no attention is paid to spalling resistance.
  • the present invention has been made in order to solve the above problems, and has an excellent balance of wear resistance, rolling fatigue resistance and spalling resistance, and has a high high-temperature yield strength and high ductility, and is long on a wheel. It aims at providing the steel for wheels which can be provided with a lifetime.
  • Abrasion resistance is improved as the steel material has a pearlite structure and the hardness is higher.
  • the present inventors have developed a steel in which a pearlite structure is obtained by heat treatment, and has high hardness, low hardenability, and optimized Si and V contents. I came to the conclusion that I should do it.
  • Jomini-type single-end quenching test hereinafter referred to as “Jominy test” in which the actual wheel tread quenching and heat treatment conditions are similar. did.
  • Steels 1 to 24 having the chemical composition shown in Table 1 were melted on a laboratory scale in a vacuum melting furnace to produce ingots, and each ingot was hot forged to produce a round bar having a diameter of 35 mm, a round bar having a diameter of 160 mm, and a diameter. A 70 mm round bar was produced.
  • a round bar having a diameter of 220 mm was also produced in order to produce a “rail test piece” for a rolling fatigue test described later.
  • a Jominy test piece was collected from the round bar having a diameter of 35 mm, austenitized at 900 ° C. for 30 minutes in the air atmosphere, then quenched once, then subjected to 1.0 mm parallel cutting, and Rockwell C hardness ( Hereinafter, it was also referred to as “HRC”).
  • the HRC measured at a position 40 mm from the water-cooled end is that the wheel is machined directly under the tread after heat treatment, and may be used repeatedly after the start of use. This is because the characteristics of the steel greatly affect the life of the wheel.
  • the steel 1 corresponding to the steel for rail wheels of “Class C” of AAR is indicated by a mark “ ⁇ ”.
  • the structure was mirror-polished at a position of 40 mm from the water-cooled end, corroded with nital, and judged by observation with an optical microscope.
  • Table 2 summarizes the measured values of the above “40 mm hardness” and Fn1 represented by the formula (1).
  • the hardenability is based on the hardness when the martensite structure fraction described in the ASTM A255 standard is 50%. From the Jominy hardness, the water-cooled end in mm units where this martensite structure fraction is 50%. The distance (hereinafter referred to as “M50%”) was measured and evaluated. As a result, as shown in FIG. 3, “M50%” was found to have a correlation with Fn2 represented by the following formula (2). In FIG. 3 as well, the steel 1 is indicated by a mark “ ⁇ ”.
  • Table 2 shows the measured value of “M50%” and Fn2 represented by the formula (2).
  • test piece was prepared by cutting the round bar having a diameter of 160 mm into a length of 100 mm, followed by heating at 900 ° C. for 30 minutes, followed by oil quenching.
  • test pieces having the shape shown in FIG. 4A were collected as “wheel test pieces” used in the rolling fatigue test from the central portion of the test pieces prepared as described above.
  • test piece that was oil-quenched after heating at 900 ° C. for 30 minutes was prepared and used for the rolling fatigue test from the center of the test piece.
  • a test piece having the shape shown in FIG. 4B was also collected as a “rail test piece”.
  • test piece For steels 1 to 24, the 70 mm diameter round bar was cut to a length of 100 mm, heated at 900 ° C. for 30 minutes, and then oil-quenched test pieces were prepared. From the central part of the test piece, a test piece having the shape shown in FIG. 5A was collected as a “wheel test piece” used in the wear test.
  • the specific conditions of the rolling fatigue test were Hertz stress: 1100 MPa, slip rate: 0.28%, rotational speed: 1000 rpm on the wheel side and 602 rpm on the rail side, and the test was performed under water lubrication.
  • the test was conducted while monitoring the acceleration with a vibration accelerometer, and the number of repetitions at which 0.5 G was detected was evaluated as the rolling fatigue life.
  • 0.5G was used as the standard. As a result of evaluating the relationship between the detected acceleration and the damage state in the preliminary test, if it exceeds 0.5G, the rolling surface is clearly separated. This is because it was confirmed.
  • Table 2 also shows the rolling fatigue life.
  • FIG. 7 shows the relationship between the rolling fatigue life and Fn1 expressed by the equation (1).
  • the rolling fatigue life correlates with Fn1 represented by the formula (1), and if Fn1 is 32 or more, steel corresponding to AAR “Class C” steel for railroad wheels. It has been found that it can be 1 or more.
  • a wear test is performed by the method schematically shown in FIG. Carried out.
  • a Nishihara type abrasion tester was used for the abrasion test.
  • the specific test conditions were Hertz stress: 2200 MPa, slip rate: 0.8%, rotational speed: 776 rpm on the wheel side, 800 rpm on the rail side, and a test piece before and after the test after testing up to 5 ⁇ 10 5 repetitions.
  • the amount of wear was determined from the difference in mass.
  • Table 2 also shows the wear amount.
  • FIG. 9 shows the relationship between the wear amount and Fn1 expressed by the equation (1). Also in FIG. 9, the steel 1 is indicated by a mark “ ⁇ ”.
  • the wear amount decreases in proportion to Fn1 represented by the formula (1), and if Fn1 is 32 or more, the wear amount is made steel 1 or less. It turns out that you can.
  • “Wheel test piece” having the shape shown in FIG. 4A of Steel 1, Steel 2, Steel 5, Steel 11, Steel 12, and Steel 14 shown in Table 1 and FIG.
  • the “rail test piece” having the shape shown in FIG. A thick white layer leading to peeling was formed on the test surface of the “wheel test piece” with a YAG laser, and then a rolling fatigue test was performed to examine the crack initiation life (spoling resistance).
  • the irradiation conditions of the YAG laser were laser output: 2500 W, feed rate: 1.2 m / min, and air cooling after laser irradiation.
  • the specific conditions for the rolling fatigue test were Hertz stress: 1100 MPa, slip rate: 0.28%, rotational speed: 100 rpm on the wheel side, 60 rpm on the rail side, and a test under water lubrication. It should be noted that the test was stopped every 200 times up to 2000 times and every 2000 times when the number of rolling exceeded 2000 times, and the presence or absence of cracks on the surface of the test piece was visually confirmed.
  • the thickness of the white layer increases with the increase in Fn2 represented by the above formula (2) that correlates with “M50%” that is an index of hardenability, Accompanying this, it was found that the crack initiation life decreased rapidly.
  • the inventors prepared ingots by melting steel 1 and steels 25 to 36 in Table 1 on a laboratory scale in a vacuum melting furnace, and from each ingot, a round bar having a diameter of 70 mm was formed by hot forging. Prepared, heated and oil-quenched, from the inner pearlite structure part, a 6mm diameter GL25mm high temperature tensile test piece compliant with ASTM E8 standard, and a 12.5mm diameter GL50mm room temperature tensile compliant with ASTM E370 standard Test specimens were collected.
  • the high temperature yield strength increases as the V content increases, and the room temperature elongation increases as the V content decreases.
  • steel having a Si content of 0.4% or more is hotter than steel having a Si content of less than 0.4% (shown as low Si in the figure). Both yield strength and room temperature elongation were found to be high.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the steel for wheels shown in the following (A) and (B).
  • Impurity refers to what is mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • the wheel steel of the present invention has an excellent balance of wear resistance, rolling fatigue resistance and spalling resistance, and can provide a long life to the wheel.
  • the wheel made of the steel for wheel of the present invention has a wear amount of the same level or less and a maximum of 30% less than the wheel made of steel for the wheel of AAR “Class C”.
  • the fatigue life is equivalent or longer, and the life is extended up to 3.2 times, and spalling hardly occurs.
  • the steel for a wheel of the present invention is extremely suitable for use as a material for a railway wheel that is used in an extremely harsh environment in which the travel distance and the load capacity are increased.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between “40 mm hardness”, which is Rockwell C hardness at a position 40 mm from the water-cooled end, and “Fn1” expressed by the formula (1) for steels 1 to 24. “Bainite” in the figure indicates that a bainite structure was partially formed. For steels 1 to 24, the relationship between “M50%”, which is the distance from the water-cooled end in mm units where the martensite structure fraction is 50%, and “Fn2” expressed by equation (2) are organized.
  • FIG. It is a figure which shows the shape of the "wheel test piece” and the "rail test piece” which were used for the rolling fatigue test.
  • (a) is a “wheel test piece”, and (b) is a “rail test piece”.
  • the unit of the dimension in a figure is "mm”. It is a figure which shows the shape of the "wheel test piece” and the "rail test piece” used for the abrasion test.
  • (a) is a “wheel test piece”
  • (b) is a “rail test piece”.
  • the unit of the dimension in a figure is "mm”. It is a figure which illustrates typically the method of the rolling fatigue test using the wheel test piece shown to Fig.4 (a), and the rail test piece shown to FIG.4 (b). It is a figure which arranges and shows the relation between rolling fatigue life and "Fn1" represented by Formula (1).
  • “Bainite” in the figure indicates that a bainite structure was partially formed. It is a figure which illustrates typically the method of the abrasion test using the wheel test piece shown to Fig.5 (a), and the rail test piece shown to FIG.5 (b). It is a figure which arrange
  • C 0.65 to 0.84% C increases hardness and improves wear resistance and rolling fatigue resistance. Further, C has a small effect on hardenability in this range, and can increase the hardness without significantly reducing the spalling resistance.
  • the content of C is less than 0.65%, sufficient hardness cannot be obtained, and the area ratio of ferrite is further increased and the wear resistance is lowered.
  • the C content exceeds 0.84%, coarse hypereutectoid cementite is generated in the wheel boss portion, and the toughness and fatigue life may be extremely reduced, which is not preferable for safety. Therefore, the C content is set to 0.65 to 0.84%.
  • the C content is preferably 0.68% or more, and more preferably 0.82% or less.
  • Si 0.4 to 1.0%
  • Si is an element that increases the hardness and further increases the high-temperature strength and ductility by reducing the spacing between pearlite lamellae and strengthening the solid solution of ferrite in the pearlite structure.
  • the Si content is less than 0.4%, the above effects are insufficient, and it is difficult to ensure high temperature strength and ductility.
  • the Si content exceeds 1.0%, the toughness decreases, the hardenability increases, and the spalling resistance also decreases. Therefore, the Si content is set to 0.4 to 1.0%.
  • the content is particularly preferably 0.5% or more, and more preferably 0.65% or more.
  • Si increases hardenability, it is preferable to make it 0.90% or less.
  • Mn 0.50 to 1.40%
  • Mn is an element that increases the hardness by reducing the lamella spacing of pearlite and strengthening the ferrite in the pearlite structure by solid solution strengthening. Mn forms MnS, captures S in the steel, and also has an effect of suppressing grain boundary embrittlement. When the content of Mn is less than 0.50%, the above effects, particularly the S trapping effect, are insufficient. On the other hand, if the content of Mn exceeds 1.40%, a bainite structure is formed and the wear resistance is lowered, and the hardenability is increased and the spalling resistance is also lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.50 to 1.40%. The Mn content is preferably 1.20% or less.
  • Cr 0.02 to 0.13% Cr has the effect of significantly increasing the hardness of pearlite by reducing the lamella spacing of pearlite. If the Cr content is less than 0.02%, these effects are not sufficient. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.13%, carbides are difficult to dissolve in austenite during heating, and depending on the heating conditions, undissolved carbides are formed, reducing hardness, toughness, fatigue strength, etc. There is a possibility to make it. Moreover, when manufacturing a heat-treated wheel, a bainite structure with low wear resistance is likely to be formed directly under the tread. Furthermore, hardenability increases and spalling resistance decreases. Therefore, the Cr content is set to 0.02 to 0.13%. The Cr content is preferably 0.05% or more, and preferably 0.12% or less.
  • S 0.04% or less
  • S is an impurity usually contained in steel, but has an effect of improving machinability although its influence on hardness and hardenability is small. For this reason, although S may be contained positively, excess S reduces the toughness of steel. Therefore, the content of S is set to 0.04% or less.
  • the S content is preferably 0.03% or less.
  • the improvement effect of machinability is remarkable when the S content is 0.005% or more.
  • V 0.02 to 0.12% V precipitates as V carbide on ferrite in pearlite, and has the effect of significantly increasing the hardness of pearlite. V also has the effect of increasing the yield strength at high temperatures. If the V content is less than 0.02%, these effects are not sufficient. On the other hand, when V exceeding 0.12% is contained, in addition to the decrease in room temperature elongation, the hardenability increases and the spalling resistance decreases. Therefore, when V is contained, the content is made 0.02 to 0.12%.
  • the V content is preferably 0.07% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • Fn1 (see the above formula (1)): 32 to 43
  • Fn1 is less than 32, the wear resistance and rolling fatigue resistance are hardly improved as compared with the case of using AAR “Class C” steel for railroad wheels as the material, and in some cases than “Class C” Lower. For this reason, it is difficult to use as a material for railway wheels used in extremely harsh environments such as an increase in travel distance and load capacity.
  • Fn1 exceeds 43, it becomes difficult to obtain a pearlite-based structure, and the wear resistance decreases. Furthermore, since the hardness increases too much, ductility and toughness are reduced. Therefore, Fn1 is in the range of 32 to 43.
  • Fn1 is preferably 37 or less, and more preferably 36 or less.
  • Fn2 (see the above formula (2)): 25 or less When Fn2 exceeds 25, the hardenability increases and the spalling resistance decreases. Fn2 is preferably 20 or less, and more preferably 15 or less.
  • Fn2 is less than 3, it becomes difficult to make Fn1 represented by Formula (1) 32 or more. For this reason, it is preferable that Fn2 is 3 or more.
  • One of the wheel steels of the present invention contains the above-mentioned elements, the balance is made of Fe and impurities, and the contents of P, Cu and Ni as impurities need to be limited to a predetermined range.
  • the range of the content of each element and the reason for limitation are as follows.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity contained in steel. If the P content exceeds 0.05%, the toughness decreases. Therefore, the content of P in the impurities is set to 0.05% or less. A more preferable content of P is 0.025% or less.
  • Cu 0.20% or less
  • Cu is an impurity contained in steel.
  • the content of Cu in the impurities is set to 0.20% or less.
  • a more preferable Cu content is 0.10% or less.
  • Ni 0.20% or less
  • Ni is an impurity contained in steel. If the amount of Ni exceeds 0.20%, the hardenability increases and the spalling resistance decreases. Therefore, the content of Ni in the impurities is set to 0.20% or less. A more preferable Ni content is 0.10% or less.
  • the steel for a wheel of the present invention may contain Mo instead of a part of Fe if necessary.
  • the range of Mo content and the reasons for limitation are as follows.
  • Mo 0.07% or less Mo, like V, has the effect of increasing the hardness of pearlite and has the effect of increasing the yield strength at high temperatures.
  • Mo content exceeds 0.07%, when manufacturing heat-treated wheels, a bainite structure is formed immediately below the tread surface, resulting in a decrease in wear resistance, a further increase in hardenability, and a decrease in spalling resistance. To do. Therefore, when Mo is contained, the content is set to 0.07% or less.
  • the Mo content is preferably 0.02% or more.
  • the total content (V + Mo) is set to 0.02 to 0.12%.
  • a more preferred upper limit is 0.07%, and a more preferred upper limit is 0.05%.
  • the wheel steel of the present invention may contain Al if necessary.
  • the range of Al content and reasons for limitation are as follows.
  • Al 0.20% or less Al has the effect of improving the toughness by refining crystal grains, so it may be contained. However, if the Al content exceeds 0.20%, coarse inclusions increase and the toughness and fatigue strength are reduced. Therefore, when it contains Al, the content is made 0.20% or less.
  • the Al content is preferably 0.08% or less. The effect of improving toughness becomes significant when the Al content is 0.002% or more. In particular, it is preferably 0.011% or more.
  • the wheel structure made of the steel for wheel according to the present invention preferably has a pearlite structure area ratio of 90% or more and most preferably a 100% pearlite structure at the rim.
  • the reason is that the structure other than pearlite such as ferrite and bainite has low wear resistance, and the total area ratio of the structure other than pearlite is preferably 10% or less.
  • a structure in which hypereutectoid cementite is not precipitated is desirable. The reason is that precipitation of hypereutectoid cementite reduces toughness.
  • the boss part is desirably the same structure as the rim part, but there is no particular problem even if the area ratio of the structure other than pearlite exceeds 10%.
  • a structure in which hypereutectoid cementite is not precipitated is desirable. The reason for this is that the precipitation of hypereutectoid cementite may lead to an extreme decrease in toughness and fatigue life, and at least the formation of hypereutectoid cementite observed with an optical microscope must be avoided.
  • a wheel made of the steel for a wheel of the present invention can be manufactured, for example, by sequentially performing the processes described in the following ⁇ 1> to ⁇ 3>.
  • a tempering process may be performed after the process of ⁇ 3>.
  • ⁇ 1> Melting and casting of steel After melting with an electric furnace, converter, etc., cast into a steel ingot.
  • the steel ingot may be either a slab by continuous casting or an ingot cast into a mold.
  • the steel ingot is formed into an appropriate method such as hot forging and machining directly from the steel ingot or after processing the steel ingot into one end steel piece.
  • an appropriate method such as hot forging and machining directly from the steel ingot or after processing the steel ingot into one end steel piece.
  • you may make a wheel shape directly by casting it is desirable to hot forge.
  • a quenching method in which compressive residual stress is generated in the rim portion such as the “tread surface quenching method” is adopted.
  • the heating temperature at the time of quenching is preferably from Ac 3 point to (Ac 3 point + 250 ° C.). If the heating temperature is less than Ac 3 point, it may not be transformed into austenite and pearlite with high hardness may not be obtained by cooling after heating. On the other hand, if it exceeds (Ac 3 point + 250 ° C.), the crystal grains are coarse. May deteriorate the toughness, which is not preferable in terms of wheel performance.
  • the cooling after the heating is preferably performed by an appropriate method such as water cooling, oil cooling, mist cooling, air cooling or the like so that the desired structure described above can be obtained in consideration of the dimensions and equipment of the wheels.
  • the wheel thus manufactured was subjected to a rim hardness test, a rim and boss texture investigation, a wear test, a rolling fatigue test, and a Jomini test.
  • the results are shown in Table 5.
  • the test result of steel 37 corresponding to AAR “Class C” steel for railway wheels was used as a reference.
  • the structure contains a ferrite or bainite structure
  • the area ratio was measured, and when it contained 5% or more, it was recognized as a structure containing ferrite or bainite.
  • ferrite or bainite is contained, “P + F” or “P + B” is described in Table 5 described later.
  • FIG. 5 For each steel, as shown in FIG. 18, a “wheel test piece” (FIG. 5 (FIG. 5 (FIG. 5) used for a wear test with reference to a position 40 mm (position indicated by “a” in the figure) from the tread at the center of the tread of the rim. A test piece having the shape shown in a) was collected.
  • Jominy test For each steel, as shown in FIG. 18, a Jominy test piece was taken with reference to the position of 40 mm (position indicated by “c” in the figure) from the tread at the center of the tread of the rim, and was 900 ° C. in an air atmosphere. After 30 minutes of austenite formation, one end quenching was performed, then 1.0 mm parallel cutting was performed, and the hardness distribution from the water-cooled end to the 50 mm position was measured to obtain “M50%”.
  • steels 37 to 39, 42, 45 to 47, 56, 57, 60, and 63 that do not satisfy the conditions specified in the present invention are wear test, rolling fatigue test, jominy test, high temperature tensile test.
  • the steels 40, 41, 43, 44, 48 to 55, 58, 59, 61 and 62 satisfying the conditions specified in the present invention were inferior.
  • the wheel steel of the present invention has an excellent balance of wear resistance, rolling fatigue resistance and spalling resistance, and can provide a long life to the wheel.
  • the wheel made of the steel for wheel according to the present invention has a maximum wear reduction of 30% and the maximum rolling fatigue life compared to the wheel made of steel for the wheel of AAR “Class C”. 3.
  • the service life is doubled and spalling is less likely to occur.
  • the steel for a wheel of the present invention is extremely suitable for use as a material for a railway wheel that is used in an extremely severe environment such as an increase in travel distance and an increase in load capacity.

Abstract

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、下記の式(1)で表される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および不純物からなり、不純物中のP、CuおよびNiがそれぞれ、P:0.05%以下、Cu:0.20%以下およびNi:0.20%以下である車輪用鋼。この鋼は、耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性のバランスに優れ、高い高温降伏強度と高延性を備える。 Fn1=2.7+29.5×C+2.9×Si+6.9×Mn+10.8×Cr+30.3×Mo+44.3×V・・・(1) Fn2=exp(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)・・・(2)

Description

車輪用鋼
　本発明は、車輪用鋼に関し、詳しくは、耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性に優れた鉄道用高硬度車輪の素材として好適な車輪用鋼に関する。
　スポーリングとは、緊急ブレーキなどによって車輪の加熱急冷された部分が、白色層と呼ばれる脆いマルテンサイトに変態し、その白色層を起点としてき裂が進行し、脆性破壊して剥離する現象である。「熱き裂」と呼ばれる場合もある。
　近年、世界的な走行距離の増加および積載荷重の増加に伴い、従来にも増して長寿命を有する鉄道用車輪（以下、「車輪」ともいう。）が求められている。
　車輪の損傷要因には、主に（ｉ）摩耗、（ｉｉ）転動疲労および（ｉｉｉ）スポーリングの３つの現象があり、特に近年は走行距離の増加に伴う摩耗および積載荷重の増加に伴う転動疲労によって損傷する車輪が増加している。転動疲労は、「シェリング」と称されることがある。スポーリングで形成されるき裂は、「シェリング」と呼ばれる場合もあるが、本件明細書では、白色層の形成に起因するき裂の発生を「スポーリング」と定義する。
　ブレーキ時の車輪温度の上昇に伴い生じる高温転動疲労（Ｔｈｅｒｍａｌ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｓｈｅｌｌｉｎｇ　以下、「ＴＭＳ」と呼ぶ。）が車輪損傷の原因であると言われ始めている。それに伴い、高温強度を確保した車輪が求められている。例えばＡＡＲ（Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｒａｉｌｒｏａｄｓ）のＣｌａｓｓ－Ｄ規格では、５３８°C（１０００°F）における降伏強度ＹＳを３４５ＭＰａ以上とすることが規定されている。
　最近では、車輪踏面のき裂発生を抑制するため、最低限の延性を確保することが求められており、各国で様々な規定がある。例えば、ロシア　ＧＯＳＴ１０７９１　Ｇｒａｄｅ３規格では８％以上、中国ＴＢ／Ｔ　２７０８　ＣＬ６０規格では１０％以上、欧州ＥＮ１３２６２　ＥＲ９規格では１２％以上、ＡＡＲのＣｌａｓｓ－Ｄ規格では、伸びＥｌを１４％以上などとされている。
　経験的に、耐摩耗性および耐転動疲労性と、耐スポーリング性とは相反する性質であることが知られている。耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性のバランスに優れ、さらに高温強度と高延性を兼ね備えた、車輪に長寿命を付与できる車輪用鋼の開発が急務となっている。
　例えば、特許文献１～１１には車輪に関する技術が開示されている。
　特許文献１には、Ｖを添加した「高靱性鉄道車輪用鋼」が開示されている。
　特許文献２には、耐摩耗性、耐割損性および耐熱き裂性に優れた「鉄道車両の車輪セットのためのリムまたは一体車輪」が開示されている。
　特許文献３には、Ｃの含有量を低くし、踏面部をベイナイト組織、焼戻しマルテンサイト組織、または、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とすることによって、耐シェリング性と耐熱き裂性としての耐フラット剥離性とを両立した「鉄道車両用車輪」が開示されている。
　特許文献４には、Ｃの含有量を０．８５～１．２０％に高めた「耐摩耗性および耐熱き裂性に優れた高炭素鉄道車両用車輪」が開示されている。
　特許文献５には、Ｃ：０．４～０．７５％、Ｓｉ：０．４～０．９５％、Ｍｎ：０．６～１．２％、Ｃｒ：０～０．２％未満、Ｐ：０．０３％以下およびＳ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成の鋼で構成された一体型の鉄道車両用車輪であって、車輪踏面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ことを特徴とする「耐摩耗性および耐熱亀裂性に優れた鉄道車両用車輪」とその製造方法が開示されている。
　特許文献６および特許文献７には、それぞれ、０．０１～０．１２％および０．００９～０．０１３％のＮｂを含有させることによって高強度化し、耐転動疲労性および耐スポーリング性を向上させた「鉄道車輪用鋼」が開示されている。
　特許文献８には、ＶまたはＮｂを含有させた車輪用鋼が開示されている。この発明によれば、非調質で耐転動疲労特性を確保できるとされている。
　特許文献９には、Ｔｉ脱酸によってパーライト粒を微細化した鋼を使用した高強度レールが開示されている。この発明によれば、延性および靭性を向上できるとされている。
　特許文献１０には、アルミナクラスターのサイズを規定することにより、耐転動疲労特性を向上させた材料が開示されている。
　特許文献１１には、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏ量を増加させることにより高温強度を向上させた、耐ＴＭＳ性が高い車輪用鋼が開示されている。
特開昭５０－１０４７１７号公報 特開２００１－１５８９４０号公報 特開２００５－３５０７６９号公報 特開２００４－３１５９２８号公報 特開平９－２０２９３７号公報 米国特許第７５５９９９９号公報 米国特許第７５９１９０９号公報 特開昭５７－１４３４６９号公報 特開平６－２７９９２７号公報 特開平６－２７９９１８号公報 米国特許第６７８３６１０号公報
　特許文献１に開示された鋼は、Ｃの含有量が０．５０～０．６０％と低いため、耐摩耗性が低い。したがって、この鋼は、近年の積載荷重の増加に対応できない。
　特許文献２に開示された鋼は、Ｃの含有量が０．４５～０．５５％と低いため、耐摩耗性が低い。したがって、この鋼も、近年の積載荷重の増加に対応できない。
　特許文献３に開示された車輪は、踏面部がベイナイト組織、焼戻しマルテンサイト組織、または、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの混合組織からなるものである。このため、高強度であるにも拘わらず、踏面部がパーライト組織からなる場合に比べて耐摩耗性が低く、汎用貨車用車輪用鋼以上の耐摩耗性を得ることは困難である。すなわち、加工硬化特性に優れ、さらに摩耗の進行に伴いそのラメラが表面に平行に再配列する挙動を示すパーライト組織に比べて、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイト組織では摩耗量が多くなる（例えば、山本定弘：「組織制御による鋼の耐摩耗性向上技術－溶接性を備えた耐摩耗鋼の組織制御技術－」、第１６１・１６２回西山記念技術講座、平成８年、日本鉄鋼協会編、ｐ．２２１参照）。
　特許文献４に開示された車輪の素材鋼は、「踏面焼入れ法」と称される車輪独特の処理で製造する車輪には適用し難い。車輪の一例として「一体車輪」の模式図を図１に示す。車輪の場合、全体を加熱した後、リム部に圧縮残留応力を付与するために、車輪の外周からリム部を冷却する熱処理が施される。この冷却処理は、リム部近傍では急冷されるが、ボス部の冷却速度は遅い。そのため、この文献に記載されている車輪の素材鋼を踏面焼入れ法で熱処理する場合、ボス部のオーステナイト粒界に過共析セメンタイトが析出する可能性がある。過共析セメンタイトは粗大な介在物と同じ作用をして靱性および疲労寿命を極度に低下させてしまう（例えば、村上敬宜：微小欠陥と介在物の影響（２００４）、ｐ．１８２［養賢堂］参照）。
　特許文献５に開示された車輪は、硬度が不十分な場合がある。したがって、必ずしも近年の積載荷重の増加に対応できるというものではない。
　特許文献６に開示された鉄道車輪用鋼には、０．２０～０．３０％という多くのＭｏが含まれている。このため、ベイナイト組織または擬似パーライト組織といった耐摩耗性の低い組織が発生しやすくなり、良好な耐摩耗性が得られにくい。しかも、上記の鋼には０．０１～０．１２％のＮｂが必ず含まれる。Ｎｂを含む鋼には粗大な介在物が形成されることがあり、これは上述の過共析セメンタイトと同様に靱性および疲労寿命を極度に低下させてしまう。
　特許文献７に開示された鉄道車輪用鋼にも０．００９～０．０１３％のＮｂが必ず含まれる。上記のとおり、Ｎｂを含む鋼には粗大な介在物が形成されることがあり、これは過共析セメンタイトと同様に靱性および疲労寿命を極度に低下させてしまう。
　特許文献８に開示された鉄道用車輪鋼には、０．１５％以上のＣｒが含まれている。Ｃｒ含有量が多い鋼は、冷却速度が速いと、ベイナイト組織等の耐摩耗性の低い組織が形成されやすい。この発明では、熱間鍛造後に７００℃から５００℃の温度域を衝風冷却等の冷却速度の遅い冷却速度にすることにより、これらの組織の形成を防止している。しかし、この徐冷却では十分な硬さが得られず、近年の積載荷重の増加に対応できない。また、冷却速度が速い場合には、リム部にベイナイト組織が形成され、耐摩耗性が劣化する。
　特許文献９に開示された鋼は、製造工程によっては、Ｔｉを含む粗大な介在物が形成されることがある。これは、上述の過共析セメンタイトと同様に靱性および疲労寿命を極度に低下させてしまう。
　特許文献１０に開示された鋼は、十分な硬さと、高い耐転動疲労特性を有すると考えられるが、耐スポーリング性について留意されていない。
　特許文献１１に開示された車輪鋼は、Ｍｏを０．０８％以上含むので、高温強度が高く、耐ＴＭＳ性に優れるが、延性は考慮されていない。また、過度のＭｏ添加は、パーライトのラメラ組織を崩し、耐摩耗性が低下する傾向がある。さらに、過度のＭｏを含む鋼の場合、冷却速度が速いと、リム部にベイナイト組織が形成されるため、耐摩耗性の確保が難しい。
　本発明は、上記の問題を解決するためになされたもので、耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性のバランスに優れ、さらに高い高温降伏強度と高延性を兼ね備え、車輪に長い寿命を具備させることが可能な車輪用鋼を提供することを目的とする。
　本発明者らが、耐摩耗性、耐転動疲労性、耐スポーリング性、高温強度および延性について種々検討した結果、下記（ａ）～（ｅ）の事項が判明した。
　（ａ）耐摩耗性は、鋼材の組織をパーライト組織とし、かつ硬度が高いほど向上する。
　（ｂ）耐転動疲労性は、組織によらず硬度が高いほど向上する。
　（ｃ）耐スポーリング性は、焼入れ性が低いほど向上する。
　（ｄ）高温強度は、ＳｉおよびＶの含有量が多いほど、向上する。
　（ｅ）延性は、Ｓｉ含有量が多いほど、Ｖの含有量が少ないほど、向上する。
　このことから、本発明者らは、前記の課題を解決するためには、熱処理によってパーライト組織が得られ、しかも高硬度で焼入れ性が低く、ＳｉおよびＶの含有量を最適化した鋼を開発すればよいとの結論に達した。
　以下、本発明者らが検討した内容の一例を詳しく説明する。
　まず、本発明者らは、実車輪の踏面焼入れと熱処理条件が類似しているジョミニー式一端焼入れ試験（以下、「ジョミニー試験」という。）によって、硬度と焼入れ性に及ぼす各元素の影響を評価した。
　表１に示す化学組成を有する鋼１～２４を真空溶解炉にて実験室規模で溶解してインゴットを作製し、各インゴットから熱間鍛造によって直径３５ｍｍの丸棒、直径１６０ｍｍの丸棒および直径７０ｍｍの丸棒を作製した。鋼１については、後述する転動疲労試験の「レール試験片」を作製するため、直径２２０ｍｍの丸棒も作製した。
　なお、表１中の鋼１は、ＡＡＲ（Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｒａｉｌｒｏａｄｓ）のＭ－１０７／Ｍ－２０７規格における「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼に相当するものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記直径３５ｍｍの丸棒からジョミニー試験片を採取し、大気雰囲気中、９００℃で３０分のオーステナイト化後、一端焼入れを行い、次いで、１．０ｍｍの平行切削を施して、ロックウェルＣ硬度（以下、「ＨＲＣ」ともいう。）の測定を行った。
　水冷端から４０ｍｍ位置のＨＲＣ（以下、「４０ｍｍ硬度」という。）を測定し、その値に及ぼす各元素の影響を評価した。その結果、図２に示すように、「４０ｍｍ硬度」は、下記の式（１）で表されるＦｎ１と比例関係を有することが判明した。さらに鋼２３および鋼２４のように、Ｆｎ１が４３を超えると、少なくとも一部にベイナイト組織が形成され、比例関係が成り立たなくなることも判明した。
　なお、水冷端から４０ｍｍ位置のＨＲＣを測定したのは、車輪は、熱処理後に踏面直下を機械加工され、使用開始後も機械加工を繰り返して使用される場合があり、表面よりも硬度が低い内部の鋼の特性が車輪の寿命に大きく影響するためである。
　図２では、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼に相当する鋼１をマーク「▲」で示した。なお、組織は水冷端から４０ｍｍ位置を鏡面研磨してからナイタールで腐食し、光学顕微鏡観察して判定した。
　Ｆｎ１＝２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ・・・（１）
上記の式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　表２に、上記「４０ｍｍ硬度」の測定値と式（１）で表されるＦｎ１を整理して示す。
　焼入れ性は、ＡＳＴＭ　Ａ２５５規格に記載されているマルテンサイト組織分率が５０％になった場合の硬度に基づき、ジョミニー硬度から、このマルテンサイト組織分率が５０％になるｍｍ単位での水冷端からの距離（以下、「Ｍ５０％」という。）を測定して評価した。その結果、図３に示すように、「Ｍ５０％」は、下記の式（２）で表されるＦｎ２と相関を有することが判明した。なお、図３においても、鋼１をマーク「▲」で示した。
　Ｆｎ２＝ｅｘｐ（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）・・・（２）
上記の式（２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶも、その元素の質量％での含有量を意味する。「ｅｘｐ（０．０５×Ｃ）」などは「ｅ０．０５×Ｃ」などの指数表示を意味する。なお「ｅ」は数学定数の一つの「ネイピア数」であり、自然対数の底として用いられる。
　表２に、上記「Ｍ５０％」の測定値と式（２）で表されるＦｎ２を整理して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明者らは、次に、前記表１に示した鋼１～２４を用いて、耐転動疲労性および耐摩耗性と、式（１）で表されるＦｎ１との関係を調査した。
　すなわち、各鋼について上記直径１６０ｍｍの丸棒を１００ｍｍ長さに切断後、温度９００℃で３０分加熱後に油焼入れした試験片を作製した。
　鋼１～２４について、先ず、上記のようにして作製した試験片の中心の部位から、転動疲労試験に用いる「車輪試験片」として図４（ａ）に示す形状の試験片を採取した。
　鋼１については、上記の直径２２０ｍｍの丸棒を１００ｍｍ長さに切断後、９００℃で３０分加熱後に油焼入れした試験片を作製し、その試験片の中央部から、転動疲労試験に用いる「レール試験片」として図４（ｂ）に示す形状の試験片も採取した。
　同様に、鋼１～２４について、上記直径７０ｍｍの丸棒を１００ｍｍ長さに切断後、９００℃で３０分加熱後に油焼入れした試験片を作製した。この試験片の中心の部位から、摩耗試験に用いる「車輪試験片」として図５（ａ）に示す形状の試験片を採取した。
　鋼１については、上記の車輪試験片と同様の熱処理を実施した直径７０ｍｍで１００ｍｍ長さの丸棒試験片を作製し、その中心の部位から、摩耗試験に用いる「レール試験片」として図５（ｂ）に示す形状の試験片も採取した。
　先ず、上記の鋼１～２４の図４（ａ）に示す車輪試験片と、鋼１の図４（ｂ）に示すレール試験片を用いて、図６に模式的に示す方法で転動疲労試験を実施した。
　転動疲労試験の具体的な条件は、ヘルツ応力：１１００ＭＰａ、すべり率：０．２８％、回転速度：車輪側が１０００ｒｐｍ、レール側が６０２ｒｐｍであり、水潤滑下での試験とした。試験は振動加速度計で加速度をモニタリングしながら実施し、０．５Ｇを検出した繰返し数を転動疲労寿命として評価した。なお、０．５Ｇを基準としたのは、事前の予備試験で検出加速度と損傷状態の関係を評価した結果、０．５Ｇを超えた場合には転動面に明らかに剥離が生じていることが確認できたためである。
　表２に、上記転動疲労寿命を併せて示す。また、図７に転動疲労寿命と式（１）で表されるＦｎ１の関係を示す。
　なお、上記図７における「２．Ｅ＋０６」などは「２．０×１０６」などを意味する。図７においても、鋼１をマーク「▲」で示した。
　図７に示すように、転動疲労寿命は式（１）で表されるＦｎ１と相関を有し、Ｆｎ１が３２以上であれば、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼に相当する鋼１以上とすることができることが判明した。
　さらに、前記の鋼１～２４の図５（ａ）に示す車輪試験片と、鋼１の図５（ｂ）に示すレール試験片を用いて、図８に模式的に示す方法で摩耗試験を実施した。なお、摩耗試験には西原式摩耗試験機を用いた。
　具体的な試験条件は、ヘルツ応力：２２００ＭＰａ、すべり率：０．８％、回転速度：車輪側が７７６ｒｐｍ、レール側が８００ｒｐｍであり、繰返し数５×１０５回まで試験した後、試験前後の試験片の質量差から摩耗量を求めた。
　表２に、上記摩耗量を併せて示す。また、図９に摩耗量と式（１）で表されるＦｎ１の関係を示す。図９においても、鋼１をマーク「▲」で示した。
　図９に示すように、組織がパーライト組織である限り、摩耗量は式（１）で表されるＦｎ１に比例して減少し、Ｆｎ１が３２以上であれば、摩耗量を鋼１以下にすることができることが判明した。
　一方、Ｆｎ１が４３を超えると前述のとおり少なくとも一部にベイナイト組織が形成される。そして、ベイナイト組織を含む場合には、Ｆｎ１が増加しても摩耗量が減少せず、パーライト主体の組織の場合に比べて耐摩耗性が劣ることが確認できた。
　金鷹らは、鉄道総研報告、Ｖｏｌ．１９（２００５）Ｎｏ９、ｐ．１７で、白色層と呼ばれる焼入れ層の厚さが厚いほど亀裂深さが大きくなり、剥離（文中では「シェリング」と記載されているが、これは本明細書にいう「スポーリング」のことである。）が生じやすくなることを報告している。
　そこで、本発明者らは、スポーリングに及ぼす焼入れ性の影響についても詳細に検討した。
　金鷹らの報告から、焼入れ性が大きくなるほど白色層の厚みが増し、き裂が発生して剥離寿命が低下することが予想されるため、白色層が形成された場合の焼入れ性とき裂発生寿命の関係を調査した。
　具体的には、表１に記載の鋼１、鋼２、鋼５、鋼１１、鋼１２および鋼１４の図４（ａ）に示す形状の「車輪試験片」、鋼１の図４（ｂ）に示す形状の「レール試験片」を用いた。「車輪試験片」の試験面に剥離につながる分厚い白色層をＹＡＧレーザーによって形成し、その後に転動疲労試験を実施して、き裂発生寿命（耐スポーリング性）を調べた。ＹＡＧレーザーの照射条件は、レーザー出力：２５００Ｗ、送り速度：１．２ｍ／ｍｉｎであり、レーザー照射後は空冷した。
　なお、転動疲労試験の具体的な条件は、ヘルツ応力：１１００ＭＰａ、すべり率：０．２８％、回転速度：車輪側が１００ｒｐｍ、レール側が６０ｒｐｍであり、水潤滑下での試験とした。なお、転動数が２０００回までは２００回ごとに、２０００回を超えた場合は２０００回ごとに試験を止めて、目視で試験片の表面のき裂の有無を確認した。
　その結果、図１０および図１１に示すように、焼入れ性の指標となる「Ｍ５０％」と相関のある前記の式（２）で表されるＦｎ２の増加に伴い白色層の厚みが増し、それに伴って、き裂発生寿命は急激に減少することが判明した。
　さらに、Ｆｎ２が２５を超えると、最初の目視検査（つまり、転動数２００回での目視検査）で既にき裂が確認できるほど、き裂発生寿命が極度に低下することも判明した。
　上記の結果から、本発明者らは、鋼の化学組成を、前記の式（２）で表されるＦｎ２で２５以下にすれば、剥離寿命、つまり、スポーリング発生寿命の極端な低下を避けることができると結論付けた。
　次に、本発明者らは、表１の鋼１、鋼２５～３６を真空溶解炉にて実験室規模で溶解してインゴットを作製し、各インゴットから熱間鍛造によって直径７０ｍｍの丸棒を作製し、それを加熱、油焼入れし、内部のパーライト組織部から、ＡＳＴＭ　Ｅ８規格に準拠した直径６ｍｍ　ＧＬ２５ｍｍの高温引張試験片と、ＡＳＴＭ　Ｅ３７０規格に準拠した、直径１２．５ｍｍ、ＧＬ５０ｍｍの常温引張試験片を採取した。
　これらの試験片を用いて、ＡＳＴＭ　Ｅ２１規格に準拠して、１０００°Ｆでの引張試験を実施し、高温降伏強度に及ぼす成分の影響を調査した。さらにＡＳＴＭ　Ｅ３７０規格に準拠して常温引張試験を実施した。これらの結果を表３に示す。また、図１２および図１３には、それぞれ高温降伏強度および常温伸びの結果をＶ含有量で整理した図を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３ならびに図１２および図１３に示すように、高温降伏強度はＶ含有量が高いほど向上し、常温伸びは、Ｖ含有量が低いほど向上する。特に、Ｓｉ含有量が０．４％以上である鋼（図中には高Ｓｉと表記）は、Ｓｉ含有量が０．４％未満である鋼（図中では低Ｓｉと表記）よりも高温降伏強度および常温伸びの両者が高いことが判明した。
　以上の検討から、十分な高温降伏強度と常温伸びを得るためには、０．４％以上のＳｉを含有させ、かつ、Ｖを０．０２％～０．１２％の範囲で含有させるのが有効である。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（Ａ）および（Ｂ）に示す車輪用鋼にある。
　（Ａ）　質量％で、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．４～１．０％、Ｍｎ：０．５０～１．４０％、Ｃｒ：０．０２～０．１３％およびＳ：０．０４％以下を含有し、Ｖ：０．０２～０．１２％を含有し、下記の式（１）で表される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および不純物からなり、不純物中のＰ、ＣｕおよびＮｉがそれぞれ、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下である車輪用鋼。
　　Ｆｎ１＝２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ・・・（１）
　Ｆｎ２＝ｅｘｐ（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）・・・（２）
　ただし、上記の式（１）および式（２）における各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。
　（Ｂ）上記（Ａ）の車輪用鋼であって、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．０７％以下を含有し、かつＶおよびＭｏの合計含有量が０．０２～０．１２％である車輪用鋼。
　「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
　本発明の車輪用鋼は、耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性のバランスに優れ、車輪に長い寿命を具備させることができる。本発明の車輪用鋼を素材とする車輪は、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼を素材とする車輪と比較して、摩耗量が同程度以下で最大３０％減少し、かつ転動疲労寿命が同等以上で最大３．２倍に長寿命化するとともに、スポーリングも発生し難い。さらに高温強度と延性も兼ね備えているため、ＴＭＳおよび踏面のき裂の発生リスクも少ない。したがって、本発明の車輪用鋼は、走行距離の増加および積載荷重の増加という極めて過酷な環境下で使用される鉄道用車輪の素材として用いるのに極めて好適である。
車輪の一例として「一体車輪」について模式的に説明する図である。 鋼１～２４について、水冷端から４０ｍｍ位置のロックウェルＣ硬度である「４０ｍｍ硬度」と式(1)で表される「Ｆｎ１」との関係を整理して示す図である。図中の「ベイナイト」は、一部にベイナイト組織が形成されたことを示す。 鋼１～２４について、マルテンサイト組織分率が５０％になるｍｍ単位での水冷端からの距離である「Ｍ５０％」と式(2)で表される「Ｆｎ２」との関係を整理して示す図である。 転動疲労試験に用いた「車輪試験片」と「レール試験片」の形状を示す図である。図中（ａ）が「車輪試験片」であり、（ｂ）が「レール試験片」である。なお、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 摩耗試験に用いた「車輪試験片」と「レール試験片」の形状を示す図である。図中（ａ）が「車輪試験片」であり、（ｂ）が「レール試験片」である。なお、図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 図４（ａ）に示す車輪試験片と、図４（ｂ）に示すレール試験片を用いた転動疲労試験の方法について模式的に説明する図である。 転動疲労寿命と式(1)で表される「Ｆｎ１」との関係を整理して示す図である。図中の「ベイナイト」は、一部にベイナイト組織が形成されたことを示す。 図５（ａ）に示す車輪試験片と、図５（ｂ）に示すレール試験片を用いた摩耗試験の方法について模式的に説明する図である。 摩耗量と式(1)で表される「Ｆｎ１」との関係を整理して示す図である。図中の「ベイナイト」は、一部にベイナイト組織が形成されたことを示す。 鋼１、鋼２、鋼５、鋼１１、鋼１２および鋼１４について、白色層の厚みと式(2)で表される「Ｆｎ２」との関係を整理して示す図である。 鋼１、鋼２、鋼５、鋼１１、鋼１２および鋼１４について、き裂発生寿命と式(2)で表される「Ｆｎ２」との関係を整理して示す図である。 高温降伏強度の結果をＶ含有量で整理した図である。 常温伸びの結果をＶ含有量で整理した図である。 車輪にいわゆる「踏面焼入れ」を行うために実施例で用いた装置を説明する図である。 実施例において作製した車輪のブリネル硬度の測定位置を説明する図である。 実施例において作製した車輪のリム部ミクロ組織を調査した位置を説明する図である。 実施例において作製した車輪のボス部ミクロ組織を調査した位置を説明する図である。 実施例において作製した車輪から摩耗試験片、転動疲労試験片およびジョミニー試験片を採取した位置を説明する図である。図中「ａ」、「ｂ」および「ｃ」で示す位置を基準にして、それぞれ、摩耗試験片、転動疲労試験片およびジョミニー試験片を採取した。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．６５～０．８４％
　Ｃは、硬度を高めて、耐摩耗性および耐転動疲労性を向上させる。またＣは、このレンジでは焼入れ性への影響が小さく、耐スポーリング性をあまり低下させずに硬度を高めることができる。Ｃの含有量が０．６５％を下回る場合には十分な硬度が得られず、さらにフェライトの面積率が増加して耐摩耗性が低下する。一方、Ｃの含有量が０．８４％を超えると、車輪ボス部に粗大な過共析セメンタイトが発生して、靱性および疲労寿命を極度に低下させることがあり、安全上好ましくない。よって、Ｃの含有量を０．６５～０．８４％とした。Ｃの含有量は０．６８％以上とすることが好ましく、また０．８２％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．４～１．０％
　Ｓｉは、パーライトのラメラの間隔を減少させるとともに、パーライト組織中のフェライトを固溶強化することによって、硬度を高め、さらに高温強度や延性も高める元素である。Ｓｉの含有量が０．４％を下回る場合には、前記の効果が不十分であり、また高温強度および延性の確保が困難になる。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、靱性が低下し、さらに焼入れ性が増加して耐スポーリング性も低下する。よって、Ｓｉの含有量を０．４～１．０％とした。ただし、Ｓｉによって硬度、高温強度および延性を増加させるためには、特に、その含有量を０．５％以上とするのが好ましく、０．６５％以上とするのがさらに好ましい。一方、Ｓｉは焼入れ性を増加させるので、０．９０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．５０～１．４０％
　Ｍｎは、パーライトのラメラ間隔を減少させるとともに、パーライト組織中のフェライトを固溶強化することによって、硬度を高める元素である。Ｍｎは、ＭｎＳを形成して鋼中のＳを捕捉し、粒界脆化を抑制する作用も有する。Ｍｎの含有量が０．５０％未満では前記の効果、なかでも、Ｓの捕捉効果が不十分となる。一方、Ｍｎの含有量が１．４０％を超えると、ベイナイト組織が形成されて耐摩耗性が低下し、さらに焼入れ性が増加して耐スポーリング性も低下する。よって、Ｍｎの含有量を０．５０～１．４０％とした。Ｍｎの含有量は１．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．０２～０．１３％
　Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を減少させることにより、パーライトの硬度を顕著に増加させる効果がある。Ｃｒの含有量が０．０２％未満では、これらの効果が十分ではない。一方、Ｃｒの含有量が０．１３％を超えると、加熱時に炭化物がオーステナイト中に固溶しにくくなり、加熱条件によっては未固溶の炭化物が形成されて硬度、靱性、疲労強度等を低下させる可能性がある。また、熱処理車輪を製造する場合には、耐摩耗性が低いベイナイト組織が踏面直下に形成されやすい。さらに、焼入れ性が増加して耐スポーリング性が低下する。よって、Ｃｒの含有量を０．０２～０．１３％とした。Ｃｒの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１２％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０４％以下
　Ｓは、通常、鋼に含有される不純物であるが、硬さおよび焼入れ性への影響は小さいが、被削性を向上させる効果を有する。このため、Ｓを積極的に含有させてもよいが、過剰なＳは鋼の靱性を低下させる。よって、Ｓの含有量を０．０４％以下とした。Ｓの含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果が顕著なのは、Ｓの含有量が０．００５％以上の場合である。
　Ｖ：０．０２～０．１２％
　Ｖは、パーライト中のフェライトにＶ炭化物として析出し、パーライトの硬度を顕著に増加させる効果がある。また、Ｖには高温における降伏強度を高める効果がある。Ｖの含有量が０．０２％未満では、これらの効果が十分ではない。一方、０．１２％を超えるＶを含有させると、常温伸びが低下することに加えて、焼入れ性が増加して耐スポーリング性が低下する。よって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．０２～０．１２％とする。Ｖの含有量は０．０７％以下とすることが好ましく、また０．０５％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｆｎ１（前記式（１）参照）：３２～４３
　Ｆｎ１が３２未満では、耐摩耗性および耐転動疲労性が、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼を素材とする場合と比較してほとんど向上せず、場合によっては「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」より低くなる。このため、走行距離の増加および積載荷重の増加という極めて過酷な環境下で使用される鉄道用車輪の素材として用いることは難しい。一方、Ｆｎ１が４３を超えると、パーライト主体の組織を得ることが困難になって、耐摩耗性が低下する。さらに硬度が上昇しすぎるため、延性、靱性が低下する。よって、Ｆｎ１は３２～４３の範囲とする。Ｆｎ１は、３７以下が好ましく、３６以下がさらに好ましい。
　Ｆｎ２（前記式（２）参照）：２５以下
　Ｆｎ２が２５を超えると、焼入れ性が高くなって、耐スポーリング性の低下をきたす。Ｆｎ２は、２０以下であることが好ましく、１５以下であることがさらに好ましい。
　なお、Ｆｎ２が３未満の場合は、式(1)で表されるＦｎ１を３２以上にすることが困難になる。このため、Ｆｎ２は３以上であることが好ましい。
　本発明の車輪用鋼の一つは、上記元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものであり、不純物としてのＰ、ＣｕおよびＮｉの含有量は所定の範囲に制限する必要がある。それぞれの元素の含有量の範囲および限定理由は下記のとおりである。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、靱性が低下する。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０５％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２５％以下である。
　Ｃｕ：０．２０％以下
　Ｃｕは、鋼に含有される不純物である。Ｃｕの量が０．２０％を超えると、製造時の表面疵の発生が増加し、さらに焼入れ性が増加して耐スポーリング性が低下する。したがって、不純物中のＣｕの含有量を０．２０％以下とした。より好ましいＣｕの含有量は０．１０％以下である。
　Ｎｉ：０．２０％以下
　Ｎｉは、鋼に含有される不純物である。Ｎｉの量が０．２０％を超えると、焼入れ性が増加して耐スポーリング性が低下する。したがって、不純物中のＮｉの含有量を０．２０％以下とした。より好ましいＮｉの含有量は０．１０％以下である。
　本発明の車輪用鋼には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有させてもよい。Ｍｏの含有量の範囲および限定理由は下記のとおりである。
　Ｍｏ：０．０７％以下
　Ｍｏは、Ｖと同様、パーライトの硬度を増加させる作用を有するとともに、高温における降伏強度を高める効果がある。Ｍｏの含有量が０．０７％を超えると、熱処理車輪を製造する場合には踏面直下にベイナイト組織が形成されて耐摩耗性が低下し、さらに焼入れ性が増加して耐スポーリング性も低下する。よって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を０．０７％以下とする。Ｍｏの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。
　特に、ＶおよびＭｏの両方を含有させる場合には、その合計含有量（Ｖ＋Ｍｏ）を０．０２～０．１２％とする。より好ましい上限は、０．０７％であり、さらに好ましい上限は０．０５％である。
　本発明の車輪用鋼には、必要に応じて、Ａｌを含有させてもよい。Ａｌの含有量の範囲および限定理由は下記のとおりである。
　Ａｌ：０．２０％以下
　Ａｌは、結晶粒を微細化して靱性を向上する効果を有するので、含有させてもよい。しかし、Ａｌの含有量が０．２０％を超えると、粗大な介在物が多くなり、靱性および疲労強度を低下させる。したがって、Ａｌを含有させる場合には、その含有量を０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０８％以下とするのが好ましい。靭性を向上する効果は、Ａｌ含有量が０．００２％以上の場合に顕著となる。特に、０．０１１％以上とするのが好ましい。
　本発明の車輪用鋼を素材とする車輪の組織は、リム部についてはパーライト組織の面積率が９０％以上であることが望ましく、１００％パーライト組織であることが最も望ましい。その理由はフェライト、ベイナイト等のパーライト以外の組織は耐摩耗性が低いためであり、パーライト以外の組織の合計面積率が１０％以下であることが望ましい。さらに、過共析セメンタイトが析出していない組織が望ましい。その理由は、過共析セメンタイトの析出が靭性を低下させるためである。
　ボス部についても、リム部と同様の組織であることが望ましいが、パーライト以外の組織の面積率が１０％を超えても特に問題はない。しかし、過共析セメンタイトが析出していない組織が望ましい。その理由は、過共析セメンタイトの析出が靱性および疲労寿命の極度の低下を招く場合があるためであり、少なくとも光学顕微鏡で観察される過共析セメンタイトの形成は避けなければならない。
　本発明の車輪用鋼を素材とする車輪は、例えば、下記〈１〉～〈３〉に述べる処理を順に施すことによって製造することができる。〈３〉の処理の後に焼戻し処理を行ってもよい。
　〈１〉鋼の溶製および鋳造：
　電気炉、転炉などによって溶製した後、鋳造して鋼塊にする。なお、鋼塊は連続鋳造による鋳片、鋳型に鋳込まれたインゴットのいずれであっても構わない。
　〈２〉車輪への成形：
　所定の車輪形状とするために、鋼塊から直接に、あるいは鋼塊を一端鋼片に加工した後に、熱間鍛造、機械加工など適宜の方法で成形する。なお、鋳造によって直接車輪形状にしても構わないが、熱間鍛造することが望ましい。
　〈３〉焼入れ：
　「踏面焼入れ法」のような、リム部に圧縮残留応力が発生する焼入れ方法を採用する。なお、焼入れに際しての加熱温度は、Ａｃ3点～（Ａｃ3点＋２５０℃）とすることが好ましい。加熱温度がＡｃ3点未満では、オーステナイトに変態せず、加熱後の冷却によって硬度の高いパーライトを得ることができない場合があり、一方、（Ａｃ3点＋２５０℃）を超えると、結晶粒が粗大化して靱性が低下する場合があって、車輪の性能上好ましくない。
　加熱後の冷却は、車輪の寸法、設備などを勘案して、車輪に上述した望ましい組織が得られるように、水冷、油冷、ミスト冷却、空気冷却など、適宜の方法で行うことが好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表４の鋼３７～６３を電気炉にて溶解した後、直径５１３ｍｍの鋳型に鋳造してインゴットを作製し、各インゴットを長さ３００ｍｍに切断し、１２００℃に加熱した後、通常の方法で熱間鍛造して直径９６５ｍｍの車輪を製造した。この車輪は、ＡＡＲのＭ－１０７／Ｍ－２０７規格に記載の「ＡＡＲ　ＴＹＰＥ：Ｂ－３８」の形状を有する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次いで、各車輪を９００℃で２時間加熱した後、図１４に示す装置を用いて、車輪を回転させながらノズルから水を噴射して冷却する手法（いわゆる「踏面焼入れ」）で熱処理した。この熱処理後には、焼戻し処理（５００℃で２時間保持してから大気中で冷却する処理）を実施した。
　このようにして製造した車輪について、リム部の硬度試験、リム部およびボス部の組織調査、摩耗試験、転動疲労試験およびジョミニー試験を実施した。その結果を表５に示す。各試験について、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼に相当する、鋼３７の試験結果を基準とした。
　［１］リム部の硬度試験：
　各鋼について、図１５に示すように、リム部の踏面中央部の踏面から４０ｍｍ位置におけるブリネル硬度（以下、「ＨＢＷ」という。）を測定した。
　［２］リム部の組織調査：
　各鋼について、図１６に示すように、リム部の踏面中央部の踏面から４０ｍｍ位置のミクロ組織を調査した。なお、ナイタールで腐食し、４００倍の倍率で光学顕微鏡観察して組織を同定した。
　なお、組織にフェライトまたはベイナイト組織を含む場合にはその面積率を測定し、５％以上含まれる場合は、フェライトまたはベイナイトを含む組織と認定した。フェライトまたはベイナイトを含む場合は、後述する表５中には、「Ｐ＋Ｆ」または「Ｐ＋Ｂ」と記載した。
　［３］ボス部の組織調査：
　各鋼について、図１７に示すように、ボス部中央位置のミクロ組織を調査した。なお、ナイタールで腐食し、リム部と同様にして組織を観察した。
　［４］摩耗試験：
　各鋼について、図１８に示すように、リム部の踏面中央部の踏面から４０ｍｍ位置（図中「ａ」で示す位置）を基準にして、摩耗試験に用いる「車輪試験片」（図５（ａ）に示す形状の試験片）を採取した。これらの「車輪試験片」と鋼１の「レール試験片」を用いて、西原式摩耗試験機により、乾燥条件で、ヘルツ応力：２２００ＭＰａ、すべり率：０．８％、回転速度：車輪側が７７６ｒｐｍ、レール側が８００ｒｐｍの条件で摩耗試験を行い、繰返し数５×１０5回まで試験した後、試験前後の試験片の質量差から摩耗量を求めた。
　［５］転動疲労試験：
　各鋼について、図１８に示すように、リム部の踏面中央部の踏面から４０ｍｍ位置（図中「ｂ」で示す位置）を基準にして、転動疲労試験に用いる「車輪試験片」（図４（ａ）に示す形状の試験片）を採取した。これらの「車輪試験片」と鋼１の「レール試験片」を用いて、ヘルツ応力：１１００ＭＰａ、すべり率：０．２８％、回転速度：車輪側が１０００ｒｐｍ、レール側が６０２ｒｐｍ、水潤滑下の条件で転動疲労試験を行い、加速度計で０．５Ｇを検出した繰返し数を転動疲労寿命として評価した。
　［６］ジョミニー試験：
　各鋼について、図１８に示すように、リム部の踏面中央部の踏面から４０ｍｍ位置（図中「ｃ」で示す位置）を基準にして、ジョミニー試験片を採取し、大気雰囲気中、９００℃で３０分のオーステナイト化後、一端焼入れを行い、次いで、１．０ｍｍの平行切削を施して、水冷端から５０ｍｍ位置までの硬さ分布を測定し、「Ｍ５０％」を求めた。
　［７］高温引張試験
　各鋼について、ＡＳＴＭ　Ｅ２１規格に準拠して、１０００°Ｆでの引張試験を実施し、高温降伏強度を測定した。
　［８］常温引張試験
　各鋼について、ＡＳＴＭ　Ｅ３７０規格に準拠して常温引張試験を実施し、常温伸びを測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示すように、本発明で規定する条件を満たさない鋼３７～３９、４２、４５～４７、５６、５７、６０および６３は、摩耗試験、転動疲労試験、ジョミニー試験、高温引張試験および常温引張試験のいずれか一つ以上の試験において、本発明で規定する条件を満たす鋼４０、４１、４３、４４、４８～５５、５８、５９、６１および６２と比較して劣っていた。
　本発明の車輪用鋼は、耐摩耗性、耐転動疲労性および耐スポーリング性のバランスに優れ、車輪に長い寿命を具備させることができる。本発明の車輪用鋼を素材とする車輪は、ＡＡＲの「Ｃｌａｓｓ　Ｃ」の鉄道車輪用鋼を素材とする車輪と比較して、摩耗量が最大３０％減少し、かつ転動疲労寿命が最大３．２倍に長寿命化するとともに、スポーリングも発生し難い。さらに高温強度と延性も兼ね備えているため、ＴＭＳおよび踏面のき裂の発生リスクも少ない。したがって、本発明の車輪用鋼は、走行距離の増加および積載荷重の増加という極めて過酷な環境下で使用される鉄道用車輪の素材として用いるのに極めて好適である。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．６５～０．８４％、
    Ｓｉ：０．４～１．０％、
    Ｍｎ：０．５０～１．４０％、
    Ｃｒ：０．０２～０．１３％および
    Ｓ：０．０４％以下を含有し、
    Ｖ：０．０２～０．１２％を含有し、
    下記の式（１）で表される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および不純物からなり、
    不純物中のＰ、ＣｕおよびＮｉがそれぞれ、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｃｕ：０．２０％以下および
    Ｎｉ：０．２０％以下である車輪用鋼。
    　　Ｆｎ１＝２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ・・・（１）
    　Ｆｎ２＝ｅｘｐ（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）・・・（２）
    　ただし、上記の式（１）および式（２）における各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　請求項１に記載の車輪用鋼であって、
    Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．０７％以下を含有し、かつＶおよびＭｏの合計含有量が０．０２～０．１２％である車輪用鋼。
  3. 　請求項１または２に記載の車輪用鋼であって、
    Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ａｌ：０．２０％以下を含有する車輪用鋼
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