WO2015190088A1 - 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法 - Google Patents

鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法 Download PDF

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岩本　隆
遠藤　茂
稔 本庄
克行 一宮
長谷　和邦
和也 徳永
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a wheel for a railway vehicle, particularly a wheel having excellent wear resistance used in a high-axle environment such as a heavy cargo railway or a mine railway.
  • the high axle load environment refers to the case where the axle weight of the cargo is approximately 25 tons or more (approximately 15 tons or less for passenger railways).
  • rails used for such railways are often used with high-hardness rails exceeding Brinell hardness 370, and particularly when used in combination with such high-hardness rails.
  • the present invention relates to a wheel that not only has good wear and damage resistance, but can also reduce wear and damage to the rail surface.
  • Patent Document 1 discloses that a wheel tread has a bainite or tempered martensite structure with a Vickers hardness of 360 or more, or It is described that by using such a mixed structure, the shelling resistance and flat peel resistance of the wheel are improved.
  • Patent Documents 2 and 3 describe that wear resistance and heat crack resistance are improved by optimizing the chemical composition of the wheel and making the microstructure of the tread surface pearlite.
  • Patent Document 2 by increasing the carbon of pearlite steel, the volume ratio of the cementite phase in pearlite is increased to a Brinell hardness of 300 or more, and the heat crack resistance of the wheel is improved.
  • Patent Document 4 also describes an invention that improves the balance of wear resistance, rolling fatigue resistance and spalling resistance by optimizing the chemical composition of the wheel. This invention is made by paying attention to the hardness and structure of the rim part and boss part of the wheel, and the idea of improving the performance of the wheel by using steel having high hardness and low hardenability as a wheel material. Based on.
  • Patent Documents 1 to 4 are techniques aimed at improving the durability of the wheel itself by paying attention to the wear and damage of the wheel. Sufficient attention was not paid to wear and damage caused by Therefore, it cannot be said that the wear and damage of the wheels and rails are sufficiently suppressed in the use environment of heavy freight railways that are becoming increasingly severe in recent years.
  • an object of the present invention is to provide a railway vehicle wheel that can further reduce the total wear and fatigue damage of the wheel and rail.
  • the present inventors have obtained the following findings (1) to (4).
  • (1) When a pearlite rail used in recent years for high-axle load applications is used as the counterpart material, the bainite or tempered martensite employed in Patent Document 1 or the like is used when the microstructure of the wheel tread is pearlite. It is possible to suppress wear and fatigue damage in total of the wheel and rail than in the case of.
  • (2) Among wheels having a tread microstructure of pearlite, by using a pearlite lamellar spacing of 150 nm or less in a region at least 15 mm deep from the tread, wear and fatigue damage of the wheel and rail is further reduced. Can be suppressed.
  • the chemical composition of the wheel material is optimized, and in particular, the wear resistance and ductility are improved by setting C to 0.65 to 0.84 mass%. And toughness.
  • it is effective to set the block size of the pearlite structure to 30 ⁇ m or less as necessary.
  • the inventors have found the optimum chemical composition and microstructure of the wheel material from the viewpoint of reducing the total wear and fatigue damage of the wheel and rail, and have completed the present invention.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. In mass percent, C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.05 to 1.5%, P: 0.025% or less, S: 0.015 % Or less, Al: 0.001 to 0.08%, and Cr: 0.05 to 1.5%, the balance being Fe and inevitable impurities, at least in the region from the tread surface to a depth of 15 mm A wheel for a railway vehicle, wherein the microstructure is a pearlite structure, and the pearlite lamellar spacing in at least the region is 150 nm or less.
  • the present invention can improve the total wear resistance and surface damage resistance of the wheels and rails.
  • the rail vehicle wheel is in mass percent, Cu: 0.03-0.5%, Ni: 0.03-0.5%, Mo: 0.02-0.2%, V: One or more selected from 0.003 to 0.3%, Nb: 0.003 to 0.1%, and Ti: 0.002 to 0.02%.
  • the strength, ductility and toughness of the wheel material can be further improved.
  • the pearlite block size in the region is preferably 30 ⁇ m or less.
  • the 0.2% proof stress (YS) is 700 MPa or more and the yield ratio is 60% or more within 15 mm from the tread surface of the railcar wheel. Damage to the rail can be further reduced.
  • the elongation in the tensile test within 15 mm from the tread surface is preferably 12% or more, and the Charpy impact value at 20 ° C. is preferably 15 J or more, which leads to suppression of brittle fracture other than fatigue damage, Damage resistance is further improved.
  • the 0.2% proof stress, yield ratio, elongation, and Charpy impact value in this specification mean values at a position within 15 mm from the tread of the railcar wheel.
  • the method for manufacturing a wheel for a railway vehicle according to the present invention in mass percent, C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.05 to 1.5% , P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, Al 0.001 to 0.08%, and Cr: 0.05 to 1.5%, the balance being Fe and inevitable impurities Steel is melted in an electric furnace or converter and cast into a raw material, and the raw material is hot-rolled and / or hot-forged and formed, and then the formed wheel is heated to a heating temperature Ac 3 points + 50 ° C.
  • the steel further includes, in mass percent, Cu: 0.03-0.5%, Ni: 0.03-0.5%, Mo: 0.02- Contains one or more selected from 0.2%, V: 0.003-0.3%, Nb: 0.003-0.1%, and Ti: 0.002-0.02% It is preferable.
  • the heating temperature is preferably Ac 3 point + 150 ° C. or lower.
  • the present invention it is possible to suppress comprehensive wear and damage including not only the wheel but also the rail by appropriately controlling the component composition and microstructure of the wheel material. Thereby, the service life of a wheel and a rail can be improved.
  • the inventors consist of three types of microstructures: pearlite, bainite, and tempered martensite. Wheel materials were prepared, and each was subjected to a wear test in combination with the same rail material.
  • the two-cylinder wear tester shown in FIG. 1 is used for the wear test, and a wheel material test piece that simulates a wheel tread as one test piece, and a rail material test piece that simulates a rail as the other test piece. Were used respectively.
  • Table 1 shows the composition of the wheel and rail materials used in the test.
  • Eutectoid steel was used for pearlite wheel material and tempered martensite wheel material, and low carbon alloy steel was used for bainite wheel material.
  • the three kinds of wheel members having the closest possible hardness (Brinell hardness around 250) were used.
  • the rail material a pearlite rail material (Brinell hardness of 400) used for heavy cargo railway applications was used.
  • the wear test was performed under the condition of Hertz contact stress of 680 MPa, slip rate of ⁇ 10% (the rotation speed of the rail material is 10% less than the rotation speed of the wheel material), and no lubrication. During the wear test, air was blown onto the surface where the rail material and the wheel material were in contact. After the test time was 2 hours and the rotation speed on the rail material side was 82,000 times, the wear amount and surface damage of both the wheel material and the rail material were examined. The amount of wear was determined from the weight difference between the test pieces before and after the test. The test was performed twice for each of the wheel materials A to C having pearlite, bainite, and tempered martensite structures.
  • the results of the wear test are shown in Table 2. Looking at the amount of wear of the wheel material and the rail material, the amount of wear of the wheel material decreases in the order of bainite, tempered martensite, and pearlite, while the amount of wear of the rail material decreases with the wheel. It was found that the microstructure of the steel increased slightly in the order of bainite, tempered martensite and pearlite. The total wear amount obtained by integrating the wear amounts of the wheel material and the rail material was the smallest when the microstructure of the wheel was pearlite. Although the above results are in an experiment using a wheel material having a Brinell hardness of around 250, the same tendency was observed when a wheel material having a higher hardness was used.
  • FIG. 2 shows the state after the cross section of the test piece is mirror-polished, and the lower part of FIG. 2 shows the state after the test piece is further corroded with a nital solution (mixed solution of 1% nitric acid and alcohol). Show.
  • the microstructure of the wheel material is a pearlite structure.
  • Perlite is a layered structure (lamellar structure) made of soft ferrite and hard cementite, and the average interlayer distance of this lamellar structure is called pearlite lamellar spacing.
  • Three kinds of wheel materials having pearlite lamellar spacings of 270, 140, and 90 nm in actual measurement values were prepared, and a wear test was performed on each in combination with the same rail material.
  • rail material rail material A having the same pearlite structure as in the previous test was used.
  • the lamellar spacing is the number of cementite measured by the cutting method for the portion where the lamellar spacing is fine, that is, the portion where the lamellar spacing is properly observed, that is, by observing the pearlite structure at a magnification of 10,000 times or more using a scanning electron microscope. Calculated from As the value of the lamellar interval, an average value in 6 fields of view was used.
  • FIG. 3 is a plot of the amount of wear of each of the rail material and the wheel material in the wear test against the pearlite lamellar spacing of the wheel material. As shown in the upper diagram of FIG. 3, the amount of wear of the rail material was almost constant regardless of the pearlite lamellar spacing of the wheel material. On the other hand, as shown in the lower diagram of FIG. 3, the wear amount of the wheel material was smaller as the pearlite lamellar spacing of the wheel material was smaller.
  • the cross-sectional state of the rail material and wheel material after the wear test is shown in FIG.
  • the pearlite lamellar spacing of the wheel material was 270 nm
  • significant plastic flow was observed on the surface of the rail material.
  • a wheel material with a lamellar spacing of 140 nm is used, and when a wheel material with a lamellar spacing of 90 nm is used, there is almost no surface plastic flow in both the wheel material and the rail material, and the lamellar spacing is 270 nm. Fatigue damage was suppressed compared to the case of.
  • the microstructure in the region at least 15 mm deep from the tread surface is a pearlite structure, and the pearlite lamellar spacing in at least the region is 150 nm or less.
  • C 0.65 to 0.84% C is an important element that forms cementite to increase hardness and strength and improve the wear resistance of the wheel material.
  • the lower limit was made 0.65%.
  • the amount of C is increased, cementite is increased and hardness is increased, but ductility and toughness are lowered, so that sufficient performance as a wheel for heavy cargo railway cannot be obtained.
  • it exceeds 0.84% pro-eutectoid cementite comes to exist in the prior austenite grain boundaries, and the reduction of ductility and toughness becomes remarkable.
  • the upper limit of the C content is set to 0.84% in the present invention. Preferably it is 0.70 to 0.84% of range.
  • Si 0.1 to 1.5%
  • Si is an element that decreases the pearlite lamellar spacing by increasing the pearlite equilibrium transformation temperature (T E ) and enhances the hardness and strength of the pearlite structure by solid solution strengthening of ferrite in the pearlite structure. Furthermore, Si reduces oxygen in steel as a deoxidizer. In order to acquire the said effect, 0.1% or more of addition is required. On the other hand, excessive addition promotes decarburization and promotes the formation of rail surface defects, so the upper limit of the Si content was set to 1.5%.
  • the Si content is preferably 0.15 to 1.3%.
  • Mn 0.05 to 1.5%
  • Mn is an element having an effect of increasing the hardness of pearlite. Furthermore, Mn reduces oxygen in steel as a deoxidizer. In order to maintain high hardness up to the inside of the rail, 0.05% or more of Mn is added. On the other hand, addition exceeding 1.5% makes it easy to cause martensitic transformation harmful to rail wear and fatigue damage, so the upper limit of the Mn content is set to 1.5%.
  • the Mn content is preferably 0.3 to 1.3%.
  • P 0.025% or less P is segregated at the grain boundaries to reduce toughness and ductility. Therefore, the lower the mixing, the better. In the present invention, it is 0.025% or less. Further, there is no problem even if the lower limit is not particularly limited, but excessively low P leads to an increase in refining time and an increase in cost, so 0.001% or more is preferable.
  • S 0.015% or less S forms coarse MnS that extends in the rolling direction and decreases ductility and toughness.
  • the upper limit of the S content is set to 0.015%.
  • it is 0.007% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit is not particularly specified, but excessively low S causes an increase in refining time and an increase in cost, so 0.0005% or more is preferable.
  • Al 0.001 to 0.08% Al is added as a deoxidizer, but addition exceeding 0.08% tends to leave non-metallic inclusions (alumina clusters) in the steel and promotes fatigue damage. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.08%. Preferably it is 0.05% or less. In order to exhibit the effect of Al as a deoxidizing material, it is preferable to add Al at 0.003% or more. However, depending on the conditions of refining and casting, it becomes difficult for the nonmetallic inclusions (alumina) to float on the slag, and when the alumina cannot be sufficiently removed, deoxidation with Si or Mn can be performed. In this case, Al may be less than 0.003%, and deoxidation with Al may not be performed. Moreover, it is difficult to make Al less than 0.001% with the assumed general-purpose refining technology. Therefore, the lower limit of the Al content is 0.001%.
  • Cr 0.05 to 1.5% Cr contributes to refinement of the pearlite lamellar spacing by increasing T E and increases hardness and strength. Therefore, addition of 0.05% or more is required. On the other hand, if added over 1.5%, the occurrence of defects in the material increases and the hardenability increases, so that martensite that promotes rail damage is generated. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 1.5%. More preferably, it is in the range of 0.51 to 1.3%.
  • the wheel material of the present invention further includes Cu: 0.03 to 0.5%, Ni: 0.03 to 0.5%, Mo: 0.00.
  • Cu 0.03 to 0.5%
  • Ni 0.03 to 0.5%
  • Mo 0.00.
  • Ti 0.002-0.02% as required Can be added.
  • Cu 0.03-0.5%
  • Ni 0.03-0.5%
  • Ni is an element that improves toughness and ductility. Moreover, since Cu cracking can be suppressed by adding together with Cu, when adding Cu, it is preferable to add Ni simultaneously. Since these effects are not observed at less than 0.03%, the lower limit of the Ni content when adding Ni is set to 0.03% or more. On the other hand, addition exceeding 0.5% enhances hardenability and promotes the formation of martensite, so the upper limit of Ni content was set to 0.5%.
  • Mo 0.02 to 0.2%
  • Mo is an element effective for increasing the strength. Since the effect is small if it is less than 0.02%, when adding Mo, the Mo content is set to 0.02% or more. On the other hand, addition exceeding 0.2% increases the hardenability and promotes the formation of bainite and martensite, so the upper limit of the Mo content was set to 0.2%.
  • V 0.003-0.3%
  • V is an element that forms VC or VN and precipitates finely in ferrite and contributes to high strength through precipitation strengthening of ferrite. V also functions as a hydrogen trap site, and can be expected to suppress delayed fracture. In order to obtain these effects, 0.003% or more must be added. On the other hand, addition exceeding 0.3% saturates these effects and significantly increases the alloy cost, so the upper limit of V content was set to 0.3%. Preferably it is 0.005 to 0.12% of range.
  • Nb 0.003 to 0.1% Nb forms NbC to Nb (C, N) and refines the pearlite colony and block size through the austenite refinement during the wheel heat treatment, which is effective in improving ductility and toughness. Further, Nb has the effect of suppressing delayed fracture in the same way as V. In order to obtain these effects, 0.003% or more must be added. On the other hand, addition exceeding 0.1% causes Nb carbonitride to crystallize during the solidification process and lowers cleanliness, so the upper limit of Nb content was set to 0.1%. Preferably, it is 0.005 to 0.05%.
  • Ti 0.002 to 0.02%
  • Ti forms TiC or TiN and, like Nb, refines pearlite colonies and block sizes through refinement of austenite during wheel heat treatment, which is effective in improving ductility and toughness.
  • Ti is also effective in improving delayed fracture characteristics.
  • addition of 0.002% or more is required.
  • addition over 0.02% causes Ti carbonitrides to crystallize during the solidification process and lowers cleanliness, so the upper limit of Ti content was made 0.02%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • O forms oxides (mainly alumina clusters) and thus reduces rolling fatigue resistance. Therefore, it is desirable that the total oxygen amount be as small as possible, but the content can be allowed up to 0.004%. Preferably it is 0.002% or less.
  • N forms a hard nitride such as AlN and lowers rolling fatigue damage resistance. Therefore, it is desirable that N be as small as possible, but its content is acceptable up to 0.005%. Preferably it is 0.004% or less.
  • a microstructure in at least a region from the wheel tread surface to a depth of 15 mm is a pearlite structure, and a pearlite lamellar interval in at least the region is 150 nm or less.
  • the microstructure of the entire tread surface is a pearlite in at least a tread part which is a part mainly in contact with the rail, specifically in a region from the tread to a depth of 15 mm. Since the wheel flange also comes into contact with the rail in the curve, it is preferable that the flange portion also has a pearlite structure.
  • the pearlite lamellar spacing in the region from the wheel tread to at least 15 mm is set to 150 nm or less.
  • the lamellar interval As described above, by setting the lamellar interval to 150 nm or less, it is possible to significantly reduce the amount of wear of the wheels and to suppress fatigue damage on the rail surface.
  • the lamellar spacing of the wheel tread part that is in contact with the rail needs to be 150 nm or less, but considering the wear of the wheel during use, etc., at least 15 mm deeper than the tread.
  • the pearlite lamellar spacing in the region was set to 150 nm or less.
  • the lower limit of the lamellar interval is not particularly defined, there is a limit to the refinement of the pearlite structure, and 50 nm is the limit under conditions that can be manufactured as a wheel material.
  • the average block size of pearlite from the wheel tread surface to at least 15 mm inside is 10 to 30 ⁇ m.
  • Ductility and toughness are also important in order to prevent destruction from starting when fatigue damage or heat cracks occur in the wheel material during use of the wheel material. By setting the average block size of pearlite from the wheel tread to at least 15 mm inside to 30 ⁇ m or less, ductility and toughness are improved.
  • pearlite is a layered structure (lamellar structure) made of soft ferrite and hard cementite, and a structural unit having the same orientation of ferrite is called a pearlite block.
  • the inventors investigated the toughness of steel whose pearlite block size was changed by heat treatment. The result is shown in FIG.
  • the toughness was evaluated by a Charpy impact test. Using Charpy impact test piece of 2mmU notch cut out from steel by machining, Charpy impact test was conducted at 20 ° C (room temperature), and the resulting Charpy absorbed energy uE 20 (J / cm 2 ) was used as an evaluation index for toughness (Charpy impact value).
  • the pearlite block size was measured by EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method.
  • the orientation of ferrite in a 0.25 ⁇ 0.25 mm size region was measured by EBSP, the block interface was traced, and the average block size was determined by image processing. In the measurement, the boundary where the electron beam size was 0.3 ⁇ m and the orientation difference of ferrite was 15 ° or more was defined as the block interface.
  • FIG. 5 shows that the toughness is extremely improved when the average block size is more than 30 ⁇ m, but the toughness is low when the average block size is 30 ⁇ m or less. Therefore, the average block size of pearlite is preferably 30 ⁇ m or less. More preferably, it is 25 ⁇ m or less. Although there is no particular lower limit of the preferred block size, it is industrially difficult to make the block size less than 10 ⁇ m under general-purpose manufacturing conditions, and the block size is practically 10 ⁇ m or more.
  • 0.2% YS 0.2% proof stress
  • the yield ratio is 60% or more in the inside of 15 mm from the tread.
  • 0.2% YS is less than 700 MPa and the yield ratio is less than 60%, the wheel surface is liable to be damaged, and the affected rail is also affected.
  • the upper limit is not particularly specified, it is preferable that 0.2% YS is 1100 MPa or less and the yield ratio is 85% or less in consideration of the manufacturing process.
  • the elongation within 15 mm from the tread is 12% or more and the Charpy impact value at 20 ° C. is 15 J or more from the viewpoint of preventing fatigue damage from wheel treads and heat cracks. If the elongation of the tread portion is less than 12%, it is insufficient for destruction due to surface damage during use. The elongation of the tread portion is more preferably 14% or more. Further, the Charpy impact value at 20 ° C. of the tread part is preferably 15 J or more. If the Charpy impact value at 20 ° C. is less than 15 J, the risk of breakage from fatigue damage increases during use. The Charpy impact value at 20 ° C. of the tread surface is more preferably 20 J or more.
  • the railway wheel according to the present invention is a hot rolling process and / or a hot rolling process for a material in which steel that has been melted, degassed, and alloy-adjusted in an electric furnace or top blow converter is made into a bloom by ingot or continuous casting. It can be manufactured by forming into a wheel shape through an intermediate forging process and then performing a heat treatment. The material is reheated when performing hot rolling and / or hot forging. The heating temperature at this time is preferably 1200 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1200 ° C.
  • the processing temperature at the time of forming into a wheel shape by hot forging or hot rolling becomes low, the forming load increases and the formability decreases.
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C., internal defects increase, so the heating temperature is preferably 1350 ° C. or lower.
  • the heating temperature for this heat treatment is Ac 3 point + 50 ° C. or higher.
  • the heating temperature is less than Ac 3 point + 50 ° C., sufficient strength cannot be obtained.
  • the heating temperature during the heat treatment exceeds the Ac 3 point + 150 ° C., the pearlite block size becomes coarse, and the toughness and ductility are lowered. Therefore, the heating temperature during the heat treatment is set to Ac 3 point + 150 ° C. or lower. It is preferable.
  • Accelerated cooling is performed following the heat treatment heating step.
  • it is necessary to set the cooling start temperature to 700 ° C. or higher, the cooling rate to 1 to 10 ° C./s, and the cooling stop temperature to 500 to 650 ° C.
  • the cooling start temperature is less than 700 ° C., the pearlite lamellar spacing becomes coarse, and sufficient strength cannot be secured, resulting in a decrease in wear resistance.
  • it is 730 ° C or more.
  • blast cooling, water / air mixed jet cooling, or the like can be used, but the cooling rate of the surface corresponding to the tread surface is in the range of 1 to 10 ° C./s.
  • the cooling rate When the cooling rate is less than 1 ° C./s, the pearlite lamellar spacing exceeds 150 nm. On the other hand, when the cooling rate is over 10 ° C./s, bainite and martensite are generated. A more preferable cooling rate range is 2 to 7 ° C./s.
  • the cooling stop temperature must be 500 to 650 ° C. When the cooling stop temperature exceeds 650 ° C., the cooling is stopped before the pearlite transformation is sufficiently completed, and the pearlite lamellar interval is widened. When accelerated cooling to below 500 ° C., a bainite structure and a martensite structure are generated. It is desirable to air-cool the wheels after the accelerated cooling is completed. Furthermore, although cooling may be started directly after completion of forging and / or hot rolling, the cooling start temperature needs to be 700 ° C or higher, preferably 730 ° C or higher.
  • stress relief annealing may be performed as necessary.
  • finish cutting is performed on the wheel so as to have a predetermined shape.
  • the microstructure of the wheel material in the region from the tread surface to a depth of 15 mm was determined by corroding the wheel material with a nital solution and observing under a microscope.
  • the lamellar spacing and the pearlite block size in the region were measured by the method described above.
  • the 0.2% YS, tensile tension, yield ratio, and elongation within 15 mm from the tread surface of the wheel material were measured by a tensile test at room temperature.
  • a tensile test AREMA round bar tensile specimens having a distance between grades (GL) of 50 mm and a diameter of 12.5 mm collected from the wheel material were used.
  • a 2 mm U-notch Charpy impact test piece was cut out by machining. The Charpy impact test was performed at 20 ° C. (room temperature) to determine the Charpy absorbed energy.
  • the performance of the wheel material was evaluated based on the amount of wear and the occurrence of surface damage in the wear test.
  • the wear test method and its conditions are as described above.
  • the cross section of the test piece after the abrasion test was mirror-polished, and the surface crack was found to be “existing” when the microscopic observation was made, and the surface crack was found to be “no”.
  • 0.82% C-0.55% Si-0.55% Mn-0.78% Cr-V rail steel was used as 0.82% C-0.55% Si-0.55% Mn-0.78% Cr-V rail steel was used.
  • the microstructure of the rail material was pearlite, and the hardness was HB400.
  • Table 4 shows the microstructure observation results
  • Table 5 shows the results of various tests.
  • the wear amount of the wheel itself is small and surface cracks are not observed. No surface damage was observed.
  • the total amount of wear including the amount of wear of the rail and the wheel is large, and surface cracks of the rail were observed.
  • the wheel materials of test numbers 4, 5, 6, and 7 have a microstructure of pearlite but a lamellar spacing of 150 nm or more.
  • the amount of wear of the rail material was slightly small, the amount of wear of the wheel material was large, and as a result, the total amount of wear was large.
  • test number 14 using a wheel material having a low C content the surface crack of the wheel material occurred and the wear amount was high even though the pearlite lamellar spacing satisfied the conditions of the present invention.
  • surface cracking was observed in test number 15 using a wheel material having a high C content. It can be seen that because the C content is high, the ductility (elongation) and toughness are low, and the damage resistance is low.
  • the wheels of the test numbers 1, 8 to 13, 18, and 20 in which the pearlite block size is 30 ⁇ m or less have higher elongation and toughness than the wheel material of the test number 22 in which the pearlite block size exceeds 30 ⁇ m. It was.
  • the total wear amount of the wheel material and rail material is reduced, and both the wheel and rail are reduced. It was possible to suppress the occurrence of surface damage. As a result, not only the wheel but also the service life of the rail can be dramatically improved.
  • by further finely controlling the pearlite block size ductility and toughness can be further improved, and a railway wheel having excellent wear resistance and damage resistance can be obtained.
  • the railway vehicle wheel of the present invention having such excellent characteristics is particularly useful as a wheel used in a harsh environment such as a heavy cargo railway.

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Abstract

　車輪とレールのトータルでの摩耗や疲労損傷をより低減できる鉄道車両用車輪を提供する。　質量パーセントで、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１～０．０８％、およびＣｒ：０．０５～１．５％を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織がパーライト組織であり、少なくとも前記領域におけるパーライトラメラー間隔が１５０ｎｍ以下であることを特徴とする鉄道車両用車輪。

Description

鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法
　本発明は、鉄道車両用の車輪、とりわけ重貨物鉄道や鉱山鉄道などの高軸重環境で使用される耐摩耗性に優れた車輪に関するものである。なお、高軸重環境とは、貨物の軸重が概ね２５トン以上である場合をさす（旅客鉄道は概ね１５トン以下）。こうした鉄道に用いられるレールには、耐久性を向上させるためにブリネル硬さ３７０を超える高硬度のレールが用いられる場合が多いが、特に、そのような高硬度レールと組み合わせて使用した場合において車輪の摩耗や耐損傷性が良好であるばかりでなく、レール表面の摩耗と損傷も軽減可能な車輪に関するものである。
　近年、アジアやアフリカなど世界的な経済発展に伴い、貨物鉄道や鉱山鉄道などの鉄道輸送が飛躍的に増大している。それに伴い走行距離や積載する貨物重量が増加し、車輪の摩耗や疲労損傷が加速されるため、これまで以上に耐久性に優れた鉄道用車輪のニーズが高まっている。
　車輪の耐摩耗性、耐損傷性を向上させる技術として様々なものが提案されており、例えば、特許文献１には、車輪踏面部をビッカース硬さ３６０以上のベイナイトや焼もどしマルテンサイト組織、あるいはその混合組織とすることで車輪の耐シェリング性や耐フラット剥離性を向上させることが記載されている。
　特許文献２、３には、車輪の化学組成を適正化するとともに踏面のミクロ組織をパーライトとすることで耐摩耗性や耐熱亀裂性を向上させることが記載されている。特に、特許文献２においてはパーライト鋼を高炭素化することによってパーライト中のセメンタイト相の体積比率を増加させてブリネル硬さ３００以上とし、車輪の耐熱亀裂性を向上させている。
　特許文献４にも、車輪の化学組成を適正化することにより耐摩耗性、耐転動疲労特性および耐スポーリング性のバランスを向上させる発明が記載されている。この発明は、車輪のリム部およびボス部の硬度と組織に着目してなされたものであり、高硬度かつ焼き入れ性が低い鋼を車輪材として使用することにより車輪の性能を向上させるという考え方に基づいている。
特開２００５－３５０７６９号公報 特開２００４－３１５９２８号公報 特開平０９－２０２９３７号公報 特開２０１２－１０７２９５号公報
　しかしながら、特許文献１～４に記載されている技術は車輪の摩耗や損傷に着目して、車輪自体の耐久性を向上させることを目的とした技術であり、その車輪を使用した際にレール側に生じる摩耗や損傷には十分な注意が払われていなかった。そのため、近年ますます過酷化する重貨物鉄道の使用環境では、車輪とレールのトータルでの摩耗や損傷が十分に抑えられているとはいえなかった。
　レールの耐摩耗性や損傷性を車輪の組織や材質の観点から検討した例は非常に少なく、レール材、車輪材ともに炭素量を増加することが有効であること、レールと車輪の硬さの比が高くなるとレール、車輪のトータルな摩耗量は減少し、１を超えると飽和することなどが過去にわずかに示されているのみである。
　本発明は、上述の問題点に鑑み、車輪とレールのトータルでの摩耗や疲労損傷をより低減できる鉄道車両用車輪を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、次の（１）～（４）の知見を得た。
（１）高軸重用途で近年利用されているパーライトレールを相手材とした場合、車輪踏面のミクロ組織がパーライトである場合の方が、特許文献１などで採用されているベイナイトや焼戻しマルテンサイトである場合よりも車輪とレールのトータルでの摩耗や疲労損傷を抑制できる。
（２）踏面のミクロ組織がパーライトである車輪の中でも、少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下としたものを用いることにより、さらに車輪とレールの摩耗や疲労損傷を抑制できる。
（３）上記（２）のパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とした車輪において、車輪材の化学組成を最適化し、特に、Ｃを０．６５～０．８４質量％とすることにより耐摩耗性と延性および靱性とを両立できる。
（４）さらに、延性や靭性を確保するためには、必要に応じてパーライト組織のブロックサイズは３０μｍ以下とすることが有効である。
　以上の知見に基づき、車輪とレールのトータルでの摩耗や疲労損傷を低減するという観点から車輪材の化学組成とミクロ組織として最適なものを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
　質量パーセントで、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１～０．０８％、およびＣｒ：０．０５～１．５％を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織がパーライト組織であり、少なくとも前記領域におけるパーライトラメラー間隔が１５０ｎｍ以下である鉄道車両用車輪。
　以上の構成を採ることにより、本発明では車輪とレールのトータルでの耐摩耗性、耐表面損傷性を向上させることができる。
　さらに、本発明では前記鉄道車両用車輪が質量パーセントで、Ｃｕ：０．０３～０．５％、Ｎｉ：０．０３～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．２％、Ｖ：０．００３～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％、およびＴｉ：０．００２～０．０２％から選ばれる１種または２種以上を含有する。これにより、車輪材の強度や延性、靱性をより向上させることができる。
　さらに、本発明では前記領域におけるパーライトのブロックサイズを３０μｍ以下とすることが好ましい。これにより、延性および靭性を確保でき、疲労損傷以外の脆性破壊の抑制につながり、耐損傷性が一層向上する。
　さらに、本発明では前記鉄道車両用車輪の踏面から１５ｍｍ内部での、０．２％耐力（ＹＳ）を７００ＭＰａ以上、降伏比を６０％以上とすることが好ましく、これにより、相手材として使用されるレールの損傷をより軽減することができる。
　さらに、本発明では、踏面から１５ｍｍ内部での、引張試験における伸びが１２％以上、２０℃におけるシャルピー衝撃値が１５Ｊ以上であることが好ましく、これにより疲労損傷以外の脆性破壊の抑制につながり、耐損傷性が一層向上する。なお、本明細書における０．２％耐力、降伏比、伸び、およびシャルピー衝撃値は、特に断らない限り、鉄道車両用車輪の踏面から１５ｍｍ内部の位置における値を意味するものとする。
　また、本発明の鉄道車両用車輪の製造方法は、質量パーセントで、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ０．００１～０．０８％、およびＣｒ：０．０５～１．５％を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、電気炉あるいは転炉で溶製し、鋳造して素材とし、該素材を熱間圧延および／または熱間鍛造を行い成形した後、該成形された車輪を加熱温度Ａｃ3点＋５０℃以上に加熱し、冷却開始温度：７００℃以上、冷却速度：１～１０℃／ｓ、冷却停止温度：５００～６５０℃の加速冷却を行った後、空冷する鉄道車両用車輪の製造方法である。
　本発明の鉄道車両用車輪の製造方法では、前記鋼が、さらに、質量パーセントで、Ｃｕ：０．０３～０．５％、Ｎｉ：０．０３～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．２％、Ｖ：０．００３～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％、およびＴｉ：０．００２～０．０２％から選ばれる１種または２種以上を含有することが好ましい。
　さらに、本発明の鉄道車両用車輪の製造方法では、前記加熱温度がＡｃ3点＋１５０℃以下であることが好ましい。
　本発明によれば、車輪材の成分組成やミクロ組織を適正に制御することで、車輪だけでなくレールも含めた総合的な摩耗や損傷を抑制することができる。これにより、車輪とレールの使用寿命を向上させることができる。
摩耗試験機の概略図と試験条件である。 車輪材のミクロ組織を変化させた場合の摩耗試験後の断面状態である。 車輪材とレール材の摩耗量に対する車輪材のパーライトラメラー間隔の影響を示す図である。 車輪材のパーライトラメラー間隔を変化させた場合の摩耗試験後の断面状態である。 車輪材の２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（靭性）に及ぼすパーライトブロックサイズの影響を示す図である。
・ミクロ組織の種類の影響
　次に、本発明を具体的に説明する。
　まず、発明者らは、車輪踏面のミクロ組織の種類が車輪とレールの摩耗及び表面損傷に与える影響を明らかにするために、パーライト、ベイナイト、および焼もどしマルテンサイトの３種類のミクロ組織からなる車輪材を用意し、それぞれについて同一のレール材との組み合わせで摩耗試験を行った。前記摩耗試験には図１に示した二円筒式の摩耗試験機を使用し、一方の試験片として車輪踏面を模擬した車輪材試験片を、他方の試験片としてレールを模擬したレール材試験片を、それぞれ用いた。
　試験に使用した車輪材とレール材の成分組成を表１に示す。パーライト車輪材および焼もどしマルテンサイト車輪材には共析鋼を、ベイナイト車輪材には低炭素合金鋼を用いた。ミクロ組織以外の影響を排除するため、３種の車輪材としては可能な範囲で硬さが近いもの（ブリネル硬さが２５０前後）を使用した。レール材としては、重貨物鉄道用途で利用されているパーライトレール材（ブリネル硬さが４００）を使用した。
　該摩耗試験は、ヘルツの接触応力６８０ＭＰａ、すべり率－１０％（レール材の回転数が車輪材の回転数より１０％少ない）、無潤滑の条件で行った。摩耗試験中、レール材と車輪材が接する面にはエアーを吹き付けた。試験時間２時間、レール材側の回転数にして８．２万回回転させた後、車輪材とレール材双方の摩耗量と表面損傷を調べた。摩耗量は、試験前後の試験片の重量差より求めた。試験は、パーライト、ベイナイト、および焼もどしマルテンサイト組織からなる車輪材Ａ～Ｃそれぞれについて、各２回ずつ実施した。
　前記摩耗試験の結果を表２に示す。車輪材とレール材、ぞれぞれの摩耗量についてみると、車輪材の摩耗量はベイナイト、焼もどしマルテンサイトおよびパーライトの順で少なくなっているのに対して、レール材の摩耗量は車輪のミクロ組織がベイナイト、焼もどしマルテンサイトおよびパーライトの順でわずかではあるが増加することが分かった。そして、車輪材とレール材の摩耗量を積算したトータルの摩耗量は車輪のミクロ組織がパーライトである場合に最も少なかった。以上の結果はブリネル硬さが２５０前後の車輪材を用いた実験におけるものであるが、より硬度の高い車輪材を用いた場合でも同様の傾向であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、上記摩耗試験後のレール材、車輪材それぞれの表面損傷を確認した。摩耗試験後のレール材と車輪材の断面の顕微鏡写真を図２に示す。図２上段は試験片の断面を鏡面研磨した後の状態を、図２下段は同試験片をさらにナイタール液（１％濃度の硝酸とアルコールの混合液）で腐食させた後の状態を、それぞれ示している。
　図２に示したように、パーライト、ベイナイト、および焼もどしマルテンサイト組織からなる車輪材のいずれを用いた場合でも、摩耗試験後の車輪材表面には明確な割れなどの損傷は見られなかった。一方、レール材についてみると、車輪材がパーライト組織である場合にはレール材表面に顕著な割れは観察されなかったが、車輪材が焼もどしマルテンサイトまたはベイナイト組織の場合にはレール材の表面に割れが生じていた。すなわち、焼もどしマルテンサイトまたはベイナイト組織からなる車輪を使用した場合、車輪自身には表面損傷が発生しないものの、レール材表面に損傷を与えてしまうことが分かる。
　以上の試験結果より、車輪材の硬度が同程度であっても、該車輪材のミクロ組織をパーライトとすることによって、レール材と車輪材、トータルの摩耗量を軽減させると同時に、レール表面の損傷を軽減できることが分かった。よって、本発明では車輪材のミクロ組織をパーライト組織とする。
・パーライトラメラー間隔の影響
　次に、パーライト組織の車輪を使用した場合に、該パーライト組織のラメラー間隔が車輪材とレール材、両者の摩耗と表面損傷に及ぼす影響について検討した。
　パーライトは軟質なフェライトと硬質なセメンタイトからなる層状組織（ラメラー組織）であり、このラメラー組織の平均層間距離をパーライトラメラー間隔という。該パーライトラメラー間隔が実測値で２７０、１４０、及び９０ｎｍである３種の車輪材を用意し、それぞれについて同一のレール材との組み合わせで摩耗試験を行った。レール材としては、先ほどの試験と同じパーライト組織を持つレール材Ａを用いた。
　ラメラー間隔は、走査型電子顕微鏡を用いて１万倍以上の倍率でパーライト組織を観察し、ラメラー間隔が細かい部分、すなわち、適切に観察できている部分について切断法にて計測されたセメンタイトの数より算出した。前記ラメラー間隔の値としては、６視野における平均値を用いた。
　図３は前記摩耗試験におけるレール材と車輪材それぞれの摩耗量を車輪材のパーライトラメラー間隔に対してプロットしたものである。図３の上図に示すように、車輪材のパーライトラメラー間隔によらず、レール材の摩耗量はほぼ一定であった。一方、図３の下図に示すように、車輪材の摩耗量は該車輪材のパーライトラメラー間隔が小さいほど少なかった。
　前記摩耗試験後のレール材および車輪材の断面状態を図４に示す。車輪材のパーライトラメラー間隔が２７０ｎｍの場合には、レール材の表面に顕著な塑性流動が観察された。一方、ラメラー間隔が１４０ｎｍの車輪材を用いた場合、およびラメラー間隔が９０ｎｍの車輪材を用いた場合には、車輪材、レール材ともに表面の塑性流動はほとんど生じておらず、ラメラー間隔が２７０ｎｍの場合に比べて疲労損傷が抑制されていた。
　以上の実験結果は、車輪材のミクロ組織をパーライト組織とし、そのパーライトラメラー間隔を小さくすることによって、車輪材だけでなくレール材を含めたトータルでの摩耗量と疲労損傷を抑制できることを示している。この結果をふまえ、本発明の鉄道車両用車輪では少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織をパーライト組織とし、少なくとも前記領域におけるパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とする。
　以下、本発明における限定理由を具体的に説明する。
　まず、本発明において、車輪材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．６５～０．８４％
　Ｃはセメンタイトを形成して硬さや強度を高め、車輪材の耐摩耗性を向上させる重要な元素である。しかし、０．６５％未満ではそれらの効果が小さいことから下限を０．６５％とした。しかし、Ｃ量を増加させるとセメンタイトが増加して硬度が増すが、延性や靭性が低下するため、重貨物鉄道用の車輪として十分な性能が得られない。特に、０．８４％を超えると、初析セメンタイトが旧オーステナイト粒界に存在するようになり、延性や靱性の低下が顕著となる。これらを考慮して本発明ではＣ含有量の上限を０．８４％とした。好ましくは０．７０～０．８４％の範囲である。
Ｓｉ：０．１～１．５％
　Ｓｉはパーライト平衡変態温度（ＴE）を上昇させることによってパーライトラメラー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して、パーライト組織の硬さや強度を上昇させる元素である。さらに、Ｓｉは脱酸材として鋼中の酸素を低減させる。前記効果を得るために０．１％以上の添加が必要である。一方、過剰の添加は脱炭を促進し、レールの表面庇の生成を促進させることから、Ｓｉ含有量の上限を１．５％とした。Ｓｉ含有量は０．１５～１．３％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．０５～１．５％
　Ｍｎはパーライトの硬さを上昇させる効果を有する元素である。さらに、Ｍｎは脱酸材として鋼中の酸素を低減させる。レール内部まで高硬度を維持するために、Ｍｎを０．０５％以上添加することとする。一方、１．５％を超えての添加は、レールの摩耗や疲労損傷に対して有害なマルテンサイト変態をおこしやすくするため、Ｍｎ含有量の上限を１．５％とした。Ｍｎ含有量は０．３～１．３％とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは結晶粒界に偏析して靭性や延性を低下させるため、その混入は低いほど望ましく、本発明では０．０２５％以下とする。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下
　Ｓは圧延方向に伸展した粗大なＭｎＳを形成して、延性や靭性を低下させる。特に、高軸重環境にさらされる車輪の場合には延性の低下は顕著となる。そのため、Ｓの含有量の上限は０．０１５％とした。好ましくは、０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。一方、下限については特に規定しないが、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００１～０．０８％
　Ａｌは脱酸材として添加するが、０．０８％を超えての添加は鋼中に非金属介在物（アルミナクラスター）が残存しやすくなり、疲労損傷を促進させる。そこで、Ａｌ含有量の上限は０．０８％とした。好ましくは０．０５％以下である。Ａｌの脱酸材としての作用を発現させるには、０．００３％以上でＡｌを添加することが好ましい。しかし、精錬や鋳込みの条件によって、非金属介在物（アルミナ）のスラグへの浮上が困難となり、アルミナが十分に除去できない場合には、ＳｉやＭｎによる脱酸を行うことも可能である。この場合は、Ａｌは０．００３％未満であってもかまわず、Ａｌによる脱酸を行わないこともできる。また、Ａｌを０．００１％未満とすることは、想定している汎用の精錬技術では困難である。よって、Ａｌ含有量の下限は０．００１％とする。
Ｃｒ：０．０５～１．５％
　Ｃｒは、ＴEを上昇させることによってパーライトラメラー間隔の微細化に寄与し、硬さ
や強度を上昇させる。そのため、０．０５％以上の添加を必要とする。一方、１．５％を超えて添加すると、素材の欠陥発生が増加するとともに、焼入れ性が増加するためレール損傷を促進させるマルテンサイトが生成する。そこで、Ｃｒ含有量の上限を１．５％とした。より好ましくは、０．５１～１．３％の範囲である。
　以上、本発明における車輪材の基本成分について説明したが、さらに、本発明の車輪材にはＣｕ：０．０３～０．５％、Ｎｉ：０．０３～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．２％、Ｖ：０．００３～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％、Ｔｉ：０．００２～０．０２％の１種または２種以上を必要に応じて添加することができる。
Ｃｕ：０．０３～０．５％
　Ｃｕを添加することによって、固溶強化による一層の高硬度化を図ることができる。この効果を得るためには０．０３％以上の添加が必要である。一方、０．５％を超えての添加は連続鋳造時や圧延時に表面割れを生じ易くすることから、Ｃｕ含有量の上限は０．５％とする。
Ｎｉ：０．０３～０．５％
　Ｎｉは靭性や延性を向上させる元素である。また、Ｃｕと複合添加することでＣｕ割れを抑制することができるため、Ｃｕを添加する場合には同時にＮｉを添加することが好ましい。０．０３％未満ではこれら効果が認められないことから、Ｎｉを添加する場合におけるＮｉ含有量の下限を０．０３％以上とした。一方、０．５％を超えての添加は、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進させるので、Ｎｉ含有量の上限を０．５％とした。
Ｍｏ：０．０２～０．２％
　Ｍｏは高強度化に有効な元素である。０．０２％未満ではその効果が小さいので、Ｍｏを添加する場合には、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とする。一方、０．２％を超えての添加は焼入れ牲を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進するので、Ｍｏ含有量の上限は０．２％とした。
Ｖ：０．００３～０．３％
　Ｖは、ＶＣあるいはＶＮなどを形成してフェライト中へ微細に析出し、フェライトの析出強化を通して高強度化に寄与する元素である。また、Ｖは水素のトラップサイトとしても機能し、遅れ破壊を抑制する効果も期待できる。これらの効果を得るために、０．００３％以上の添加を必要とする。一方、０．３％を超えての添加はそれらの効果が飽和し合金コストの上昇も甚だしいので、Ｖ含有量の上限を０．３％とした。好ましくは０．００５～０．１２％の範囲である。
Ｎｂ：０．００３～０．１％
　Ｎｂは、ＮｂＣないしＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、車輪熱処理時のオーステナイト微細化を通してパーライトコロニーやブロックサイズを微細化させるため、延性や靭性の向上に有効である。また、Ｎｂは、Ｖと同様に遅れ破壊を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．００３％以上の添加を必要とする。一方、０．１％を超えての添加は、凝固過程でＮｂ炭窒化物を晶出させ、清浄性を低下させるので、Ｎｂ含有量の上限を０．１％とした。好ましくは、０．００５～０．０５％である。
Ｔｉ：０．００２～０．０２％
　Ｔｉは、ＴｉＣないしＴｉＮを形成し、Ｎｂと同様に車輪熱処理時のオーステナイト微細化を通してパーライトコロニーやブロックサイズを微細化するため、延性や靭性向上に有効である。また、Ｔｉは、遅れ破壊特性向上にも有効である。これらの効果を得るためには、０．００２％以上の添加を必要とする。一方、０．０２％を超えての添加は、凝固過程でＴｉ炭窒化物を晶出させ、清浄性を低下させるので、Ｔｉ含有量の上限を０．０２％とした。
　なお、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。Ｏは酸化物（主にアルミナクラスター）を形成するので耐転動疲労損傷性を低下させる。そのため、トータル酸素量は極力少ないことが望ましいが、０．００４％を上限として含有を許容できる。好ましくは０．００２％以下である。Ｎは硬質のＡｌＮなどの窒化物を形成し、耐転動疲労損傷性を低下させるので、極力少ないことが望ましいが、０．００５％を上限として含有を許容できる。好ましくは０．００４％以下である。
　次に、ミクロ組織の限定理由について述べる。本発明では、少なくとも車輪踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域（以下、この領域を踏面部とも云う）におけるミクロ組織をパーライト組織とし、少なくとも前記領域におけるパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とする。前述したとおり、車輪材のミクロ組織をベイナイトや焼もどしマルテンサイトでなくパーライト組織とすることにより、使用時におけるレールの摩耗量を大幅に低減できるとともに、レール表面の疲労損傷を抑制できる。この効果を得るために、本発明では車輪全体のうち、少なくとも主にレールと接する部位である踏面部、具体的には踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織をパーライトとする。カーブでは車輪フランジもレールと接触するため、フランジ部もパーライト組織であることが好ましい。
　さらに、車輪踏面から少なくとも１５ｍｍ内部までの領域におけるパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とする。前述のように、ラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とすることで、車輪の摩耗量を大幅に低減できるとともに、レール表面の疲労損傷を抑制できる。この効果を得るために、レールと接する部位である車輪踏面部のラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とする必要があるが、使用時の車輪の摩耗などを考慮して、少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるパーライトラメラー間隔を１５０ｎｍ以下とした。ラメラー間隔の下限は特に規定しないが、パーライト組織の微細化には限度があり、車輪材として製造可能な条件では概ね５０ｎｍが限界である。
　さらに加えて、車輪踏面から少なくとも１５ｍｍ内部までにおけるパーライトの平均ブロックサイズを１０～３０μｍとすることが好ましい。車輪材の使用中に、車輪材に疲労損傷やヒートクラックが生じた場合、それを起点に破壊することを抑制するためには延性や靭性も重要である。車輪踏面から少なくとも１５ｍｍ内部までにおけるパーライトの平均ブロックサイズを３０μｍ以下とすることで、延性や靭性が向上する。
　パーライトは、前述のとおり軟質なフェライトと硬質なセメンタイトからなる層状組織（ラメラー組織）であるが、フェライトの方位が同じ方位である組織単位のことをパーライトブロックと呼ぶ。発明者らは、熱処理によりパーライトのブロックサイズを変化させた鋼について、靭性を調査した。その結果を図５に示す。ここで、靭性はシャルピー衝撃試験により評価した。鋼から機械加工により切り出した２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片を使用して、２０℃（室温）でシャルピー衝撃試験を行い、得られたシャルピー吸収エネルギーｕＥ20（Ｊ／ｃｍ2）を靭性の評価指標（シャルピー衝撃値）とした。パーライトブロックサイズは、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法により測定した。ＥＢＳＰにより、０．２５×０．２５ｍｍサイズの領域のフェライトの方位を測定し、ブロック界面をトレースして、画像処理により平均ブロックサイズを求めた。前記測定においては、電子線のサイズを０．３μmとし、フェライトの方位差が１５°以上の境界をブロック界面と定義した。
　図５より、平均ブロックサイズが３０μｍ超では靭性が低いが、３０μｍ以下とすることで靭性が極めて向上することが分かる。したがって、パーライトの平均ブロックサイズは、３０μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは２５μｍ以下である。なお、好ましいブロックサイズの下限は特にないが、ブロックサイズを１０μｍ未満にすることは汎用的な製造条件では工業的に困難であり、ブロックサイズは現実的には１０μｍ以上である。
　次に、踏面部の０．２％耐力（ＹＳ）と降伏比の限定理由について説明する。
　本発明の車輪では、踏面から１５ｍｍ内部における、０．２％ＹＳを７００ＭＰａ以上、降伏比を６０％以上とすることが好ましい。これにより、車輪とレールの表面損傷を抑制することができる。０．２％ＹＳが７００ＭＰａ未満、降伏比６０％未満では、車輪の表面損傷が生じやすくなり、接触するレールにもその影響が及ぶためである。上限については特に規定しないが、製造工程を考慮すると０．２％ＹＳを１１００ＭＰａ以下、降伏比を８５％以下とすることが好ましい。
　さらに、踏面から１５ｍｍ内部における伸びを１２％以上、２０℃におけるシャルピー衝撃値を１５Ｊ以上とすることが、車輪踏面の疲労損傷やヒートクラックからの破壊防止の観点から好ましい。踏面部の伸びが１２％未満では、使用中の表面損傷などに起因した破壊に対して不十分である。踏面部の伸びは１４％以上であることがさらに好ましい。また、踏面部の２０℃におけるシャルピー衝撃値は１５Ｊ以上が好ましい。２０℃におけるシャルピー衝撃値が１５Ｊ未満では、使用中に疲労損傷からの割損リスクが高まる。踏面部の２０℃におけるシャルピー衝撃値は２０Ｊ以上であることがさらに好ましい。
　なお、踏面部の０．２％耐力、降伏比、および伸びは、車輪材の踏面部から採取した、具体的には踏面から１５ｍｍ内部の位置が試験片の軸中心となるように採取した、ＡＲＥＭＡの丸棒引張試験片（評点間距離（ＧＬ）：５０ｍｍ、直径１２．５ｍｍ）を用い、常温における引張試験にて評価するものとする。シャルピー衝撃値は、車輪材の踏面部より採取した２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片を用いて２０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギーを求めて評価するものとする。
　次に、上記した本発明の鉄道車両用車輪を製造するための方法について説明する。
　本発明の鉄道用車輪は、電気炉や上吹き転炉などで溶製、脱ガス処理、合金調整をした鋼をインゴットや連続鋳造によりブルームとした素材に対し、熱間圧延工程および／または熱間鍛造工程を経て車輪形状へ成形し、その後、熱処理を施すことによって製造できる。
熱間圧延および／または熱間鍛造を行うにあたって素材を再加熱する。この際の加熱温度は、１２００～１３５０℃が好ましい。加熱温度が１２００℃未満では、熱間鍛造や熱間圧延で車輪形状へ成形する際の加工温度が低温となり、成形荷重が増大して成形性が低下する。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると内部欠陥が増加するので、加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
　熱間圧延工程および／または熱間鍛造工程で、車輪形状へ成形した後は、ミクロ組織および機械的性質を制御するために熱処理を行う。この熱処理の際の加熱温度はＡｃ3点＋５０℃以上とする。加熱温度がＡｃ3点＋５０℃未満の場合、十分な強度が得られない。一方、熱処理の際の加熱温度がＡｃ3点＋１５０℃を超えると、パーライトブロックサイズが粗大化して、靭性や延性が低下するので、熱処理の際の加熱温度は、Ａｃ3点＋１５０℃以下とすることが好ましい。
　熱処理の加熱工程に引き続いて加速冷却を行う。加速冷却は、冷却開始温度を７００℃以上とし、冷却速度を１～１０℃／ｓとし、冷却停止温度を５００～６５０℃とする必要がある。冷却開始温度が７００℃未満ではパーライトラメラー間隔が粗大となり、十分な強度が確保できず、耐摩耗性を低下させる。好ましくは７３０℃以上である。冷却手段としては、衝風冷却や、水・空気混合噴射冷却などが利用できるが、踏面に相当する表面の冷却速度は１～１０℃／ｓの範囲とする。冷却速度が１℃／ｓ未満では、パーライトラメラー間隔が１５０ｎｍを超える。一方、冷却速度を１０℃／ｓ超として冷却するとベイナイトやマルテンサイトが生成する。より好ましい冷却速度範囲は、２～７℃／ｓである。冷却停止温度は５００～６５０℃とする必要がある。冷却停止温度が６５０℃を超えるとパーライト変態が十分に完了しないうちに冷却を停止することとなり、パーライトラメラー間隔が広くなる。５００℃未満まで加速冷却するとベイナイト組織やマルテンサイト組織が生成する。加速冷却終了後は、車輪を空冷することが望ましい。さらに、鍛造および／または熱間圧延終了後、直接冷却を開始しても構わないが、その場合も冷却開始温度は７００℃以上、好ましくは７３０℃以上とする必要がある。
　前記熱処理を行った後、必要に応じて応力除去焼なましを行ってもよい。以上の処理の後、所定の形状となるように車輪に対して仕上げ切削加工が施される。
　以下、実施例に基づいて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。
　表３に示した種々の成分組成の鋼を素材として、表４に示す圧延前加熱温度で加熱した後、熱間圧延を施して車輪を模擬した板材（以下、車輪材とも云う）に成形した。車輪形状に成形した素材を、表４に示す条件で熱処理を施し車輪材を得た。得られた車輪材を試料として、ミクロ組織の観察、引張試験、シャルピー衝撃試験および摩耗試験を実施した。使用した車輪材およびレール材は常用の製造工程を模擬してシミュレーションで再現させ、ラボで製造した。
　車輪材の、踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織は該車輪材を鏡面研磨した後、ナイタール液で腐食させ、顕微鏡観察して判定した。前記領域におけるミクロ組織がパーライト組織であった試料については、先に述べた方法で該領域におけるラメラー間隔およびパーライトブロックサイズを測定した。
　車輪材の、踏面から１５ｍｍ内部における０．２％ＹＳ、引張張力、降伏比、および伸びは、常温における引張試験によって測定した。該引張試験には、車輪材より採取した評点間距離（ＧＬ）５０ｍｍ、直径１２．５ｍｍのＡＲＥＭＡの丸棒引張試験片を使用した。
　シャルピー衝撃試験片は、２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片を機械加工により切り出した。シャルピー衝撃試験は２０℃（室温）で行い、シャルピー吸収エネルギーを求めた。
　車輪材の性能は、摩耗試験における摩耗量と表面損傷の発生に基づいて評価した。摩耗試験方法およびその条件は先に述べたとおりである。表面損傷の評価においては、摩耗試験後の試験片断面を鏡面研磨し、顕微鏡観察して割れが発見されたものを表面割れ「あり」、発見されなかったものを「なし」とした。摩耗試験における相手材であるレール材としては、０．８２％Ｃ－０．５５％Ｓｉ－０．５５％Ｍｎ－０．７８％Ｃｒ－Ｖ系のレール鋼を使用した。該レール材のミクロ組織はパーライトであり、硬さはＨＢ４００であった。
　ミクロ組織の観察結果を表４に、各種試験結果を表５に示す。ミクロ組織とパーライトラメラー間隔の両者が本発明の条件を満たす車輪材では、車輪自身の摩耗量が少なく、表面割れが観察されなかっただけでなく、相手材であるレールの摩耗も少なく、レールの表面損傷も観察されなかった。
　一方、車輪材のミクロ組織やパーライトラメラー間隔が本発明の範囲から逸脱している比較例では、レールと車輪の摩耗量を合算したトータル摩耗量が多く、また、レールの表面割れが認められた。例えば、試験番号４、５、６、７の車輪材はミクロ組織はパーライトであるがラメラー間隔が１５０ｎｍ以上である。その結果、レール材の摩耗量はやや少ないものの、車輪材の摩耗量が多く、結果としてトータルの摩耗量が多い結果となった。
　また、Ｃ含有量が低い車輪材を用いた試験番号１４では、パーライトラメラー間隔が本発明の条件を満たしているにもかかわらず車輪材の表面割れが生じ、摩耗量も高かった。　反対に、Ｃ含有量が高い車輪材を用いた試験番号１５では表面割れが認められた。Ｃ含有量が高いために延性（伸び）や靭性も低く、耐損傷性が低いことが分かる。なお、パーライトブロックサイズが３０μｍ以下である試験番号１、８～１３、１８、２０の発明例の車輪では、パーライトブロックサイズが３０μｍを超えている試験番号２２の車輪材よりも伸びや靭性が高かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　このように、車輪材の成分組成を最適化し、かつ車輪踏面部のミクロ組織及びパーライトラメラー間隔を制御することにより、車輪材とレール材のトータルでの摩耗量を低減するとともに、車輪とレール双方における表面損傷の発生を抑制することができた。これにより、車輪だけでなくレールの使用寿命をも飛躍的に向上させることが可能となった。加えて、さらにパーライトブロックサイズを微細に制御することにより、延性や靭性をより向上でき、耐摩耗性と耐損傷性に優れる鉄道用車輪を得ることができる。このように優れた特性を有する本発明の鉄道車両用車輪は、重貨物鉄道などの過酷な環境下で使用される車輪として特に有用である。

Claims (8)

  1. 　質量パーセントで、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１～０．０８％、およびＣｒ：０．０５～１．５％を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、少なくとも踏面より深さ１５ｍｍ内部までの領域におけるミクロ組織がパーライト組織であり、少なくとも前記領域におけるパーライトラメラー間隔が１５０ｎｍ以下である鉄道車両用車輪。
  2. 　請求項１に記載の鉄道車両用車輪であって、
    　さらに、質量パーセントで、Ｃｕ：０．０３～０．５％、Ｎｉ：０．０３～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．２％、Ｖ：０．００３～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％、およびＴｉ：０．００２～０．０２％から選ばれる１種または２種以上を含有する鉄道車両用車輪。
  3. 　請求項１または２に記載の鉄道車両用車輪であって、前記領域における平均パーライトブロックサイズが３０μｍ以下である鉄道車両用車輪。
  4. 　請求項１乃至３のいずれか一項に記載の鉄道車両用車輪であって、踏面から１５ｍｍ内部での、０．２％耐力（ＹＳ）が７００ＭＰａ以上、降伏比が６０％以上である鉄道車両用車輪。
  5. 　請求項３に記載の鉄道車両用車輪であって、踏面から１５ｍｍ内部での、０．２％耐力（ＹＳ）が７００ＭＰａ以上、降伏比が６０％以上、伸びが１２％以上、２０℃におけるシャルピー衝撃値が１５Ｊ以上である鉄道車両用車輪。
  6. 　質量パーセントで、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．０５～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ０．００１～０．０８％、およびＣｒ：０．０５～１．５％を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、電気炉あるいは転炉で溶製し、鋳造して素材とし、該素材を熱間圧延および／または熱間鍛造を行い成形した後、該成形された車輪を加熱温度Ａｃ3点＋５０℃以上に加熱し、冷却開始温度：７００℃以上、冷却速度：１～１０℃／ｓ、冷却停止温度：５００～６５０℃の加速冷却を行った後、空冷する鉄道車両用車輪の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の鉄道車両用車輪の製造方法であって、
    　前記鋼は、さらに、質量パーセントで、Ｃｕ：０．０３～０．５％、Ｎｉ：０．０３～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．２％、Ｖ：０．００３～０．３％、Ｎｂ：０．００３～０．１％、およびＴｉ：０．００２～０．０２％から選ばれる１種または２種以上を含有する鉄道車両用車輪の製造方法。
  8. 　請求項６または７に記載の鉄道車両用車輪の製造方法であって、
    　前記加熱温度はＡｃ3点＋１５０℃以下である鉄道車両用車輪の製造方法。
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