WO2018181862A1 - 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪 - Google Patents

鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪 Download PDF

Info

Publication number
WO2018181862A1
WO2018181862A1 PCT/JP2018/013538 JP2018013538W WO2018181862A1 WO 2018181862 A1 WO2018181862 A1 WO 2018181862A1 JP 2018013538 W JP2018013538 W JP 2018013538W WO 2018181862 A1 WO2018181862 A1 WO 2018181862A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cooling
railway wheel
less
intermediate product
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/013538
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健人 前島
久保田　学
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to EP18776955.9A priority Critical patent/EP3608429A4/en
Priority to US16/493,608 priority patent/US11761053B2/en
Priority to JP2018547493A priority patent/JP6485604B2/ja
Priority to CA3057052A priority patent/CA3057052A1/en
Priority to BR112019020038A priority patent/BR112019020038A2/pt
Priority to UAA201910732A priority patent/UA123978C2/uk
Priority to CN201880022286.XA priority patent/CN110462069B/zh
Priority to AU2018246551A priority patent/AU2018246551B9/en
Priority to EA201992323A priority patent/EA201992323A1/ru
Publication of WO2018181862A1 publication Critical patent/WO2018181862A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/34—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tyres; for rims
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B60—VEHICLES IN GENERAL
    • B60B—VEHICLE WHEELS; CASTORS; AXLES FOR WHEELS OR CASTORS; INCREASING WHEEL ADHESION
    • B60B17/00—Wheels characterised by rail-engaging elements
    • B60B17/0006—Construction of wheel bodies, e.g. disc wheels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/667—Quenching devices for spray quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B60—VEHICLES IN GENERAL
    • B60B—VEHICLE WHEELS; CASTORS; AXLES FOR WHEELS OR CASTORS; INCREASING WHEEL ADHESION
    • B60B17/00—Wheels characterised by rail-engaging elements
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B60—VEHICLES IN GENERAL
    • B60B—VEHICLE WHEELS; CASTORS; AXLES FOR WHEELS OR CASTORS; INCREASING WHEEL ADHESION
    • B60B17/00—Wheels characterised by rail-engaging elements
    • B60B17/0065—Flange details
    • B60B17/0068—Flange details the flange being provided on a single side
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a railway wheel and a railway wheel.
  • the railway vehicle travel on the rails that make up the tracks.
  • the railway vehicle includes a plurality of railway wheels.
  • the railway wheel supports the vehicle, contacts the rail, and moves while rotating on the rail.
  • Railway wheels wear due to contact with the rails.
  • an increase in the weight of the railway vehicle and an increase in the speed of the railway vehicle are being promoted.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-202937
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-107295
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-231212
  • Patent Document 4 Unexamined-Japanese-Patent No. 2004-315928
  • the railway wheel disclosed in Patent Document 1 is mass%, C: 0.4 to 0.75%, Si: 0.4 to 0.95%, Mn: 0.6 to 1.2%, Cr: It contains 0 to less than 0.2%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, and the balance consists of Fe and other inevitable impurities.
  • a region from the surface of the wheel tread part to a depth of at least 50 mm is made of a pearlite structure.
  • the wheel tread portion is provided under the condition that the cooling curve of the wheel tread portion passes through the pearlite generation region in the continuous cooling transformation curve diagram and is on the long time side from the martensitic transformation curve. Includes a quenching process to cool.
  • the steel for wheels disclosed in Patent Document 2 is in mass%, C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.02 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1.90%, Cr : 0.02 to 0.50%, V: 0.02 to 0.20%, S ⁇ 0.04%, the balance is Fe and impurities, P ⁇ 0.05%, Cu ⁇ 0.20 %, Ni ⁇ 0.20%.
  • This chemical composition further satisfies the following relationship: [34 ⁇ 2.7 + 29.5 ⁇ C + 2.9 ⁇ Si + 6.9 ⁇ Mn + 10.8 ⁇ Cr + 30.3 ⁇ Mo + 44.3 ⁇ V ⁇ 43] and [0.76 ⁇ exp (0.05 ⁇ C) ⁇ exp ( 1.35 ⁇ Si) ⁇ exp (0.38 ⁇ Mn) ⁇ exp (0.77 ⁇ Cr) ⁇ exp (3.0 ⁇ Mo) ⁇ exp (4.6 ⁇ V) ⁇ 25].
  • Patent Document 2 describes that this vehicle steel is excellent in wear resistance, rolling fatigue resistance, and spoke resistance by satisfying the above chemical composition and the above formula.
  • the steel for wheels disclosed in Patent Document 3 is in mass%, C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.4 to 1.0%, Mn: 0.50 to 1.40%, Cr : 0.02 to 0.13%, S: 0.04% or less, V: 0.02 to 0.12%, Fn1 defined by the formula (1) is 32 to 43, and the formula Fn2 represented by (2) is 25 or less, and the balance consists of Fe and impurities.
  • Patent Document 3 describes that this vehicle steel has the above-mentioned chemical composition, and Fn1 and Fn2 satisfy the above ranges, thereby being excellent in wear resistance, rolling fatigue resistance, and spoke ring resistance. Yes.
  • the wheel for a railway vehicle disclosed in Patent Document 4 is mass%, C: 0.85 to 1.20%, Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, If necessary, further contains a predetermined amount of one or more of Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, Zr, and N, with the balance being Fe and
  • it is an integrated railway vehicle wheel made of steel containing a chemical component consisting of inevitable impurities, and at least a part of the tread surface and / or the flange surface of the wheel is a pearlite structure.
  • Patent Document 4 the life of a rail vehicle wheel depends on the amount of wear on the tread surface and flange surface (paragraph [0002] of Patent Document 4), and further, the amount of heat generated when braking is applied in a high-speed railway. It is described that it depends on the cracks in the tread surface and the flange surface that occur. And it is described that the abrasion resistance and the thermal crack of a tread surface and a flange surface can be suppressed because the wheel for railway vehicles has the said structure.
  • the railway wheel disclosed in Patent Document 4 is made of hypereutectoid steel with an increased C content as compared with Patent Documents 1 to 3.
  • this railway wheel is applied to a freight railway that requires increased loading weight and higher speed, there is a possibility that sufficient wear resistance will be obtained.
  • railway wheels are manufactured by the following method.
  • the steel piece is hot-worked to form a railway wheel-shaped intermediate product.
  • Heat treatment stamp surface quenching
  • tread quenching after heating an intermediate product, cooling water is injected onto the tread surface and flange of the intermediate product to quench it.
  • boss portion and the plate portion are allowed to cool.
  • a layer made of martensite and / or bainite is further formed on the upper layer of the fine pearlite on the surface layer immediately below the tread surface and the surface layer portion of the flange after quenching the tread surface.
  • the martensite and / or bainite layer formed in the surface layer of the tread surface and the surface layer of the flange by rapid cooling of the tread surface and the flange after the heat treatment is referred to as a “quenched layer” in the present specification.
  • the hardened layer formed on the surface layer of the tread and the surface layer of the flange is removed by cutting to the intermediate product of the railway wheel after the step surface quenching, and the fine pearlite is treaded. And exposed on the surface of the flange.
  • Conventional rail wheels are manufactured by the above manufacturing process.
  • An object of the present invention is to provide a railway wheel manufacturing method and a railway wheel that can stably produce a hypereutectoid steel railway wheel having excellent toughness.
  • a method for manufacturing a railway wheel according to an embodiment of the present invention includes a heating step and a cooling step.
  • C 0.80 to 1.15%
  • Si 1.00% or less
  • Mn 0.10 to 1.25%
  • P 0.050% or less
  • S 0.005% by mass.
  • An intermediate product of a railway wheel having a chemical composition composed of Fe and impurities in the balance including a boss portion, a rim portion including a tread surface and a flange, and a plate portion disposed between the boss portion and the rim portion, Heat above the A cm transformation point (° C.).
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C. on the surface other than the tread surface and the flange surface is Fn 1 ° C./second or less as defined by the formula (1), and the cooling rate in the intermediate product is the slowest.
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C. is not less than Fn 2 ° C./second defined by the formula (2), and the cooling rate at 800 to 500 ° C. on the tread surface and flange surface is not less than Fn 2 ° C./second. Cool the product.
  • Fn1 ⁇ 5.0 + exp (5.651-1.427 ⁇ C ⁇ 1.280 ⁇ Si ⁇ 0.7723 ⁇ Mn ⁇ 1.815 ⁇ Cr ⁇ 1.519 ⁇ Al ⁇ 7.798 ⁇ V) (1)
  • Fn2 0.515 + exp ( ⁇ 24.816 + 24.121 ⁇ C + 1.210 ⁇ Si + 0.529 ⁇ Mn + 2.458 ⁇ Cr-15.116 ⁇ Al-5.116 ⁇ V) (2)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the above formulas (1) and (2).
  • the railway wheel according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.80 to 1.15%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.10 to 1.25%, P: 0.050% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.025 to 0.650%, N: 0.0030 to 0.0200%, Cr: 0 to 0.60%, and V: 0 to 0.12%,
  • the remainder has a chemical composition composed of Fe and impurities, and includes a boss portion, a rim portion including a tread surface and a flange, and a plate portion disposed between the boss portion and the rim portion.
  • the pearlite area ratio is 95% or more, and the amount of proeutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the pearlite area ratio is 95% or more, and the amount of pro-eutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of pro-eutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the rail wheel manufacturing method according to the present embodiment can stably manufacture a hypereutectoid steel rail wheel having excellent toughness.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view parallel to the central axis of a railway wheel.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the Vickers hardness of the railway wheel and the wear amount of the railway wheel based on the result of the Nishihara-type wear test.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of the Nishihara type abrasion test.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the C content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of a heat treatment test assuming heat treatment during the manufacturing process of the railway wheel.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view parallel to the central axis of a railway wheel.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the Vickers hardness of the railway wheel and the wear amount of the railway wheel based on the result of the Nishihara-type wear test.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of the Nishihara type abrasion test.
  • FIG. 4 is a diagram
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the Si content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of a heat treatment test assuming heat treatment during the manufacturing process of the railway wheel.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the Mn content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of heat treatment tests assuming heat treatment during the manufacturing process of railway wheels.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the Cr content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of heat treatment tests assuming heat treatment during the manufacturing process of railway wheels.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the Al content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of a heat treatment test assuming heat treatment during the manufacturing process of the railway wheel.
  • FIG. 9 is a diagram showing the relationship between the V content, the cooling rate, the hardened layer, and proeutectoid cementite based on the results of a heat treatment test assuming heat treatment during the manufacturing process of the railway wheel.
  • FIG. 10 is a schematic diagram illustrating an example of a cooling device used in the method for manufacturing a railway wheel according to the present embodiment.
  • FIG. 11 is a schematic diagram for explaining a method for measuring the amount of proeutectoid cementite.
  • FIG. 12 is a diagram showing the distribution (Jomini curve) of the Rockwell hardness HRC with respect to the distance from the water-cooled end of the Jomini test piece obtained by the Jomini type one-end quenching test in the example.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view including a central axis of a railway wheel.
  • railway wheel 1 has a disk shape, and includes a boss portion 2, a plate portion 3, and a rim portion 4.
  • the boss portion 2 has a cylindrical shape and is arranged at the center portion of the railway wheel 1.
  • the boss 2 has a through hole 21.
  • the central axis of the through hole 21 coincides with the central axis of the railway wheel 1.
  • An axle shaft (not shown) is inserted into the through hole 21.
  • the thickness T2 of the boss portion 2 is thicker than the thickness T3 of the plate portion 3.
  • the rim portion 4 is formed on the outer peripheral edge of the railway wheel 1.
  • the rim portion 4 includes a tread surface 41 and a flange 42.
  • the tread surface 41 is connected to the flange 42.
  • a thickness T4 of the rim portion 4 is thicker than a thickness T3 of the plate portion 3.
  • the plate portion 3 is disposed between the boss portion 2 and the rim portion 4.
  • the inner peripheral edge portion of the plate portion 3 is connected to the boss portion 2, and the outer peripheral edge portion of the plate portion 3 is connected to the rim portion 4.
  • the thickness T3 of the plate portion 3 is thinner than the thickness T2 of the boss portion 2 and the thickness T4 of the rim portion 4.
  • the present inventors examined a method for increasing the wear resistance of railway wheels. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the Vickers hardness of the railway wheel and the wear amount of the railway wheel based on the result of the Nishihara-type wear test.
  • FIG. 2 was obtained by the following experiment. A round bar having a diameter of 40 mm was produced from an ingot having the chemical composition shown in Table 1.
  • An annular coarse test piece (corresponding to an intermediate product of a railway wheel) having a diameter of 32 mm and a width of 10 mm was prepared from a round bar.
  • the outer peripheral surface of the coarse test piece after being allowed to cool was cut to produce a cylindrical wheel test piece 100 (corresponding to a railway wheel) shown in FIG.
  • the wheel specimen 100 had a diameter D100 of 29.39 mm and a width W100 of 8 mm.
  • steel number 29 shown in Table 2 was prepared as a rail material.
  • An annular rail test piece 200 shown in FIG. 3 was prepared from the rail material of steel number 29.
  • the diameter D200 of the rail test piece 200 was 30.0 mm, and the width W200 was 5 mm.
  • the metal structure at a depth of 2 to 3 mm from the outer peripheral surface of the wheel specimen 100 toward the central axis was observed at 500 times using an optical microscope.
  • the metal structure at a depth of 2 to 3 mm from the outer peripheral surface of the rail test piece 200 toward the central axis was observed with an optical microscope at a magnification of 500 times.
  • the structures of the wheel test pieces 100 of steel numbers 1 to 4 and 21 to 28 were all pearlite single phase, and the structure of the rail test piece 200 was also pearlite single phase.
  • a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244 (2009) was performed on the wheel test piece 100 at the same position as the structure observation, that is, a position having a depth of 2 to 3 mm from the outer peripheral surface toward the central axis.
  • the test force was 2.9421N in all cases.
  • a Vickers hardness test according to JIS Z2244 (2009) was performed on the rail test piece 200 at the same position as in the structure observation, that is, at a position having a depth of 2 to 3 mm from the outer peripheral surface toward the central axis.
  • the test force was 2.9421N.
  • the Vickers hardness (HV) of the rail test piece 200 was 430.
  • the wheel test piece 100 and the rail test piece 200 are rotated against each other while being brought into contact with the center of the outer peripheral surface of the wheel test piece 100 and the width center of the outer peripheral face of the rail test piece 200 and pressed against each other with a force of 900 MPa.
  • the test was conducted.
  • the rotation speed of the wheel test piece 100 was 800 rpm, and the rotation speed of the rail test piece 200 was 775 rpm. Therefore, the slip ratio between the wheel test piece 100 and the rail test piece 200 was 1.1%.
  • the mass (g) of the wheel test piece 100 after the test was obtained.
  • the difference between the mass (g) of the pre-test wheel test piece 100 measured in advance before the test and the mass (g) of the post-test wheel test piece 100 is obtained, and this mass difference is divided by 50.
  • the value obtained was defined as the amount of wheel wear (g / 10,000 rev.).
  • Four wheel test pieces 100 were prepared for each steel number, and the same test was performed four times for each steel number using these.
  • the average value of the amount of wear of the wheel specimen 100 obtained by the four tests was calculated as the amount of wear of the railway wheel of each steel number.
  • FIG. 2 was created using the Vickers hardness and wear amount of the wheel specimen 100 obtained for each steel number.
  • “ ⁇ ” indicates a steel group containing no V (hereinafter referred to as “V” -free steel group in which the Si content is approximately constant at about 0.3% and the C content is changed from 0.8 to 1.1%. It is a test result using “V-free hypereutectoid steel group”. “ ⁇ ” indicates that the C content is within the range of 0.75 to 0.79%, the Si content is approximately constant at approximately 0.3%, and the V content is approximately 0 to 0.1%. It is the test result using the steel group (henceforth "V content change low Si eutectoid steel group") changed to 1%.
  • the Vickers hardness of the wheel increased as the V content increased. Specifically, as V content does not increase (steel 21) and V content increases to 0.028% (steel 22), 0.058% (steel 23), and 0.097% (steel 24), Vickers Hardness increased. However, the Vickers hardness is only about 350 HV, and the wear amount is also 0.015 g / 10000 rev. It decreased only to the extent.
  • the C content is 0.84% (steel 1), 0.93% (steel 2), 1.00% (steel 3).
  • Vickers hardness increased as it increased to 1.09% (steel 4).
  • the wear amount is 0.010 g / 10000 rev. Decreased to a degree.
  • the wear resistance of the railway wheel is increased by the above mechanism.
  • V the hardness of the steel is increased by precipitation strengthening of V carbonitride.
  • V carbonitride is produced in the ferrite, the hardness of the ferrite is mainly increased. That is, the inclusion of V does not significantly affect the pearlite refinement. Therefore, although the wear resistance can be increased to some extent by containing V, the wear resistance cannot be increased as much as the dispersion strengthening by crushed cementite and the solid solution strengthening of C.
  • the present inventors set the chemical composition of the railway wheel in mass%, C: 0.80 to 1.15%, Si: 1.00. %: Mn: 0.10 to 1.25%, P: 0.050% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.025 to 0.650%, N: 0.0030 to 0.0200 %, Cr: 0 to 0.60%, and V: 0 to 0.12%, with the balance being preferably a hypereutectoid steel composed of Fe and impurities.
  • the railway wheel is manufactured by performing heat treatment (stepping quenching) on an intermediate product of the railway wheel.
  • Abrasion resistance is required for treads and flanges that can come into contact with rails in railway wheels. Therefore, in the conventional heat treatment of intermediate products during the manufacturing process of railway wheels, in order to form a fine pearlite structure on the surface layer and the flange layer immediately below the tread surface, the tread surface and flange of the rim part of the intermediate product of the railway wheel are formed.
  • a cooling medium water or a mixed fluid of water and air
  • cooling surfaces are not sprayed on surfaces other than the treads and flange surfaces of railroad wheels (the surface of the boss, the surface of the plate, and the side of the rim) without spraying the cooling medium. It was. As described above, wear resistance is required for the tread surface and the flange surface of the rim portion, and on the surfaces other than the tread surface and the flange surface of the railway wheel (boss surface, plate surface, and rim surface). This is because wear resistance is not required.
  • proeutectoid cementite is difficult to form.
  • a hypereutectoid steel having a C content of 0.80% or more as in the chemical composition described above if a railway wheel is produced by a conventional production method, proeutectoid cementite may be generated inside the railway wheel.
  • pro-eutectoid cementite is likely to be generated in the boss and plate portions, which were conventionally allowed to cool in tread quenching.
  • Proeutectoid cementite reduces toughness.
  • the toughness of the railway wheel is reduced. Therefore, on the other surfaces (boss surface, plate surface and rim side surface) except the tread surface and flange surface from which the hardened layer is removed by cutting, the generation of proeutectoid cementite is suppressed, It is preferable that generation can be suppressed.
  • the present inventors investigated and examined a method for suppressing proeutectoid cementite not only in the rim part including the tread and the flange but also in the plate part and the boss part in the manufacturing process of the railway wheel. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • FIG. 4 to 9 show the content of each element in steel based on the results of heat treatment tests assuming heat treatment during the manufacturing process of railway wheels (FIG. 4: C content, FIG. 5: Si content, FIG. 6). : Mn content, Fig. 7: Cr content, Fig. 8: Al content, Fig. 9: V content), average cooling rate (° C / sec) at 800-500 ° C, quenching layer and proeutectoid cementite It is a figure which shows the relationship.
  • FIG. 4 is based on the results obtained in the Jomini-type one-end quenching test described later using a plurality of samples (steel numbers 1, 2, 3, 4 in Table 3 described later) with varying C content. It was created.
  • FIG. 5 is created based on the results obtained in the Jomini type one-end quenching test using a plurality of samples (steel numbers 5, 3, and 6 in Table 3 to be described later) with varying Si content. is there.
  • FIG. 6 is created based on the results obtained in the Jomini-type one-end quenching test using a plurality of samples (steel numbers 7, 3, and 8 in Table 3 to be described later) with varying Mn contents. is there.
  • FIG. 7 was created based on the results obtained in the Jomini-type one-end quenching test using a plurality of samples with varying Cr contents (steel numbers 3, 9, 10, and 11 in Table 3 to be described later).
  • FIG. 8 shows the results obtained in the Jomini-type one-time quenching test using a plurality of samples (steel numbers 3, 12, 13, 14, 15, 16 in Table 3 described later) with varying Al content. Based on this.
  • FIG. 9 is created based on the results obtained in the Jomini-type one-end quenching test using a plurality of samples with varying V contents (steel numbers 3, 17, and 18 in Table 3 to be described later). is there.
  • the “ ⁇ ” mark means that a hardened layer (martensite and / or bainite) was formed. “ ⁇ ” indicates that no hardened layer is formed, the microstructure is substantially pearlite, the amount of pro-eutectoid cementite in the micro-structure is 1.0 / 100 ⁇ m or less, and the pro-eutectoid cementite is substantially Means it didn't exist. “X” mark indicates that no quenching layer is formed in the microstructure and the microstructure is substantially made of pearlite, but the amount of pro-eutectoid cementite exceeds 1.0 / 100 ⁇ m, and the eutectoid in the microstructure This means that cementite was generated.
  • the microstructure is substantially composed of pearlite means that the area ratio of pearlite in the microstructure is 95% or more.
  • the measuring method of proeutectoid cementite amount (this / 100 micrometer) is mentioned later.
  • the maximum cooling rate (cooling rate at the boundary between “ ⁇ ” mark and “ ⁇ ” mark in FIG. 4) in which pearlite is generated in the structure and the hardened layer is not generated is expressed as pearlite.
  • critical cooling rate. 4 to 9 the pearlite critical cooling rate is indicated by a broken line. Referring to FIG. 4, the pearlite critical cooling rate decreases as the C content increases. Referring to FIG. 5, the pearlite critical cooling rate decreases as the Si content increases. Referring to FIG. 6, the pearlite critical cooling rate decreases as the Mn content increases. Referring to FIG.
  • the pearlite critical cooling rate decreases as the Cr content increases.
  • the pearlite critical cooling rate decreases as the Al content increases.
  • the pearlite critical cooling rate decreases as the V content increases. That is, with reference to FIGS. 4 to 9, C, Si, Mn, Cr, Al, and V all have an action of lowering the pearlite critical cooling rate.
  • proeutectoid cementite may be generated in the structure. Referring to FIG. 4, if the C content is increased, pro-eutectoid cementite is generated even if the cooling rate is high.
  • the maximum cooling rate (the cooling rate at the boundary between “ ⁇ ” and “ ⁇ ” in the figure) generated when the amount of pro-eutectoid cementite exceeds 1.0 / 100 ⁇ m is determined as pro-eutectoid cementite critical cooling. Defined as speed.
  • the pro-eutectoid cementite critical cooling rate is shown by solid lines in FIGS.
  • C has an action of increasing the pro-eutectoid cementite critical cooling rate
  • Al has an action of lowering the pro-eutectoid cementite critical cooling rate
  • the present inventors have obtained a pearlite critical cooling rate, a pro-eutectoid cementite critical cooling rate, a C content, a Si content, a Mn content, a Cr content, an Al content, and a V content.
  • the relationship with quantity was further examined.
  • the intermediate product of the railway wheel after the heat treatment at the A cm transformation point or higher in the manufacturing process is cooled at 800 to 500 ° C.
  • the cooling rate (° C./second) is set to Fn1 or less as an index of the pearlite critical cooling rate and defined by the formula (1), it has been found that the formation of a hardened layer can be suppressed. Further, it has been found that the generation of pro-eutectoid cementite can be suppressed by setting it to Fn2 or more defined by the formula (2) as an index of the pro-eutectoid cementite critical cooling rate.
  • Fn1 ⁇ 5.0 + exp (5.651-1.427 ⁇ C ⁇ 1.280 ⁇ Si ⁇ 0.7723 ⁇ Mn ⁇ 1.815 ⁇ Cr ⁇ 1.519 ⁇ Al ⁇ 7.798 ⁇ V) (1)
  • Fn2 0.515 + exp ( ⁇ 24.816 + 24.121 ⁇ C + 1.210 ⁇ Si + 0.529 ⁇ Mn + 2.458 ⁇ Cr-15.116 ⁇ Al-5.116 ⁇ V) (2)
  • the content (mass%) of a corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).
  • 800 to 500 ° C. is a temperature range where pearlite and pro-eutectoid cementite are generated.
  • the method for manufacturing a railway wheel according to the present embodiment completed based on the above knowledge includes a heating step and a cooling step.
  • C 0.80 to 1.15%
  • Si 1.00% or less
  • Mn 0.10 to 1.25%
  • P 0.050% or less
  • S 0.005% by mass.
  • An intermediate product of a railway wheel having a chemical composition composed of Fe and impurities in the balance including a boss portion, a rim portion including a tread surface and a flange, and a plate portion disposed between the boss portion and the rim portion, Heat above the A cm transformation point.
  • the intermediate product is cooled.
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C. of the surface other than the tread and the flange surface of the intermediate product of the railway wheel is Fn 1 ° C./sec or less as defined by the equation (1).
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C. in the slowest region is Fn 2 ° C./second or more as defined by the equation (2), and among the intermediate products of the railway wheel, at 800 to 500 ° C. on the tread surface and the flange surface.
  • the intermediate product is cooled so that the cooling rate becomes Fn2 ° C./second or more.
  • Fn1 ⁇ 5.0 + exp (5.651-1.427 ⁇ C ⁇ 1.280 ⁇ Si ⁇ 0.7723 ⁇ Mn ⁇ 1.815 ⁇ Cr ⁇ 1.519 ⁇ Al ⁇ 7.798 ⁇ V) (1)
  • Fn2 0.515 + exp ( ⁇ 24.816 + 24.121 ⁇ C + 1.210 ⁇ Si + 0.529 ⁇ Mn + 2.458 ⁇ Cr-15.116 ⁇ Al-5.116 ⁇ V) (2)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the above formulas (1) and (2).
  • the intermediate product is further cooled so that the cooling rate at 800 to 500 ° C. on the tread surface and the flange surface is Fn 2 ° C./second or more and 5 ° C./second or more and 200 ° C./second or less. May be.
  • the chemical composition of the intermediate product of the railway wheel may contain one or more selected from the group consisting of Cr: 0.02 to 0.60% and V: 0.02 to 0.12%. Good.
  • the railway wheel according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.80 to 1.15%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.10 to 1.25%, P: 0.050% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.025 to 0.650%, N: 0.0030 to 0.0200%, Cr: 0 to 0.60%, and V: 0 to 0.12%,
  • the remainder has a chemical composition composed of Fe and impurities, and includes a boss portion, a rim portion including a tread surface and a flange, and a plate portion disposed between the boss portion and the rim portion.
  • the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of pro-eutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of pro-eutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of proeutectoid cementite defined by the formula (A) is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the chemical composition of the intermediate product of the railway wheel may contain one or more selected from the group consisting of Cr: 0.02 to 0.60% and V: 0.02 to 0.12%. Good.
  • the railway wheel of the present embodiment has a shape including a boss portion 2, a plate portion 3, a rim portion 4 including a tread surface 41 and a flange 42.
  • the chemical composition of the railway wheel of this embodiment contains the following elements.
  • C 0.80 to 1.15% Carbon (C) increases the hardness of the steel and increases the wear resistance. If the C content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, pro-eutectoid cementite precipitates at the prior austenite grain boundaries, and the ductility, toughness and fatigue life of the steel decrease. Therefore, the C content is 0.80 to 1.15%.
  • the minimum with preferable C content is 0.85%, More preferably, it is 0.86%, More preferably, it is 0.87%, More preferably, it is 0.90%.
  • the upper limit with preferable C content is 1.05%, More preferably, it is 1.00%.
  • Si Silicon (Si) is inevitably contained. That is, the Si content is more than 0%. Si enhances the hardness of steel by solid-solution strengthening of ferrite. However, if the Si content is too high, proeutectoid cementite is likely to be generated. If the Si content is too high, the hardenability of the steel becomes too high and martensite is likely to be generated. Further, during use as a railway wheel, there is a case where the steel is cracked by frictional heat generated between the brake and the steel and the crack resistance of the steel is lowered. Therefore, the Si content is 1.00% or less.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is 0.65%, More preferably, it is 0.45%, More preferably, it is 0.35%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.01%, More preferably, it is 0.05%, More preferably, it is 0.20%.
  • Mn 0.10 to 1.25%
  • Manganese (Mn) enhances the hardness of steel by solid solution strengthening of ferrite. Mn further forms MnS and improves the machinability of the steel. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardenability of the steel becomes too high and martensite is likely to be generated. Further, during use as a railway wheel, there is a case where the steel is cracked by frictional heat generated between the brake and the steel and the crack resistance of the steel is lowered. Therefore, the Mn content is 0.10 to 1.25%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.50%, More preferably, it is 0.60%, More preferably, it is 0.70%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.00%, More preferably, it is 0.82%.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and lowers the toughness of the steel. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the upper limit with preferable P content is 0.030%, More preferably, it is 0.020%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, if the P content is excessively reduced, the refining cost becomes excessively high. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.0001%, more preferably 0.0005%.
  • S 0.030% or less Sulfur (S) is unavoidably contained. That is, the S content is more than 0%. When S is contained actively, S forms MnS and improves the machinability of steel. However, S decreases the toughness of the steel. Therefore, the S content is 0.030% or less. The upper limit with preferable S content is 0.020%. When the effect of improving machinability is obtained, the preferable lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.005%.
  • Al 0.025 to 0.650%
  • Aluminum (Al) suppresses the formation of pro-eutectoid cementite and increases the toughness of steel in the chemical composition of the railway wheel of this embodiment having a C content of 0.80% or more.
  • Al is further combined with N to form AlN, and the crystal grains are refined. As the crystal grains become finer, the toughness of the steel increases. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, coarse nonmetallic inclusions increase and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.025 to 0.650%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.030%, More preferably, it is 0.040%, More preferably, it is 0.050%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.450%, More preferably, it is 0.350%, More preferably, it is 0.250%, More preferably, it is 0.115%.
  • the Al content referred to in the present specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al).
  • N 0.0030 to 0.0200% Nitrogen (N) combines with Al to form AlN, and crystal grains are refined. The refinement of crystal grains increases the toughness of steel. If the N content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, the effect is saturated. Therefore, the N content is 0.0030 to 0.0200%.
  • the minimum with preferable N content is 0.0035%, More preferably, it is 0.0040%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.0100%, More preferably, it is 0.0080%.
  • the balance of the chemical composition of the railway wheel according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are industrially produced from the ore as a raw material, scrap, or production environment, and do not adversely affect the railway wheel of this embodiment. It means what is allowed in the range.
  • the chemical composition of the railway wheel according to the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Cr and V instead of a part of Fe.
  • Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. That is, the Cr content may be 0%. When included, Cr significantly increases the hardness of pearlite by reducing the lamella spacing of pearlite. However, if the Cr content is too high, proeutectoid cementite is likely to be generated. If the Cr content is too high, the hardenability is further increased and martensite is easily generated. Therefore, the Cr content is 0 to 0.60%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.30%, Preferably it is 0.25%, More preferably, it is 0.10%.
  • the preferable lower limit of the Cr content when obtaining the effect of reducing the lamella spacing of pearlite is 0.02%.
  • V 0 to 0.12% Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, V forms any of carbides, nitrides, and carbonitrides to precipitate strengthen the steel. As a result, the hardness of the railway wheel is remarkably increased and the wear resistance is further enhanced. However, if the V content is too high, the hardenability increases and the thickness of the hardened layer after the tread quenching increases excessively. Therefore, the V content is 0 to 0.12%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.09%.
  • the minimum with preferable V content is 0.02%, More preferably, it is 0.03%.
  • the method for manufacturing a railway wheel according to the present embodiment includes a heat treatment step.
  • the heat treatment step includes a heating step and a cooling step.
  • heating process In the heating step, first, an intermediate product having the above-described chemical composition and having a rough shape of a railway wheel including a boss portion, a plate portion, and a rim portion is prepared.
  • the intermediate product is manufactured by the following method.
  • the molten steel having the above-described chemical composition is manufactured using an electric furnace or a converter.
  • the material is manufactured using molten steel.
  • a slab is manufactured by a continuous casting method.
  • an ingot is manufactured by the ingot-making method.
  • a billet as a raw material is manufactured by carrying out ingot rolling or hot forging on a slab or ingot.
  • the raw material may be a slab manufactured by a continuous casting method.
  • the shape of the material is preferably a cylindrical shape.
  • the above intermediate product is molded.
  • the material is cut in a direction perpendicular to the longitudinal direction.
  • Hot working in a direction perpendicular to the cut surface to form a disk shape.
  • an intermediate product of a railway wheel is formed by hot working so that the wheel has a rough shape. In hot working, for example, hot forging is performed, and then hot rolling (wheel rolling) is performed as necessary.
  • An intermediate product is manufactured by the above process.
  • the manufactured intermediate product is heated. Specifically, the intermediate product is heated to an A cm transformation point (° C.) or higher.
  • the intermediate product is charged into a heating furnace and heated at a temperature (quenching temperature) equal to or higher than the A cm transformation point.
  • a temperature quenching temperature
  • Well-known conditions are sufficient for the heating rate and the holding time at the quenching temperature.
  • the quenching temperature is, for example, 850 to 1000 ° C.
  • a cooling process is implemented with respect to the heated intermediate goods.
  • the microstructure of the surface layer just below the tread and the surface layer of the flange of the intermediate product of the railway wheel is made into a fine pearlite structure with high wear resistance.
  • a hardened layer (a layer made of martensite and / or bainite) may be formed somewhat on the fine pearlite layer.
  • the hardened layer is removed by cutting in a subsequent process.
  • the surface of the intermediate product other than the tread surface and the flange surface suppresses the formation of a hardened layer in the microstructure.
  • the microstructure is substantially pearlite (perlite is 95% or more in area ratio).
  • the surface other than the tread surface and the flange surface means the surface of the plate portion, the surface of the boss portion, and the surface other than the tread surface and the flange surface of the rim portion. Suppressing the formation of a hardened layer on the surface other than the tread surface and the flange surface of the intermediate product is because cutting of the generated hardened layer is performed on the surface of the intermediate product other than the tread surface and the flange surface. This is because it is difficult.
  • the intermediate product of the railway wheel having the chemical composition which is the hypereutectoid steel described above suppresses the formation of proeutectoid cementite in any region of the intermediate product. That is, in the intermediate product of the railway wheel having the chemical composition which is the hypereutectoid steel described above, the generation of proeutectoid cementite is suppressed not only in the rim portion but also in the plate portion and the boss portion. It is the above hypereutectoid steel by suppressing the formation of a quenching layer in all the microstructures of the rim, plate and boss other than the tread and flange, and suppressing the formation of proeutectoid cementite. Even a railway wheel having a chemical composition can suppress a decrease in toughness.
  • the intermediate product at the quenching temperature is cooled so as to satisfy all of the following (A) to (C).
  • (A) The cooling rate of the intermediate product other than the tread surface and the flange surface, that is, the boss surface, the plate surface, and the rim side surface (the rim surface other than the tread surface and the flange surface) at 800 to 500 ° C is Fn1 ° C / Cool the intermediate product so that it is less than a second.
  • the region where the cooling rate is the slowest at 800 to 500 ° C. that is, the region where the cooling rate is the slowest inside the boss part, the plate part and the rim part (hereinafter referred to as the slowest area)
  • the intermediate product is cooled so that the cooling rate at is at least Fn2 ° C./sec.
  • the intermediate product is cooled so that the cooling rate at 800 to 500 ° C. of the tread surface and flange surface of the intermediate product is Fn 2 ° C./second or more.
  • the cooling rate is set to Fn2 ° C./second or more on the tread surface and the flange surface.
  • the upper limit of the cooling rate of the tread surface and the flange surface is not particularly limited. However, if the cooling rate on the tread surface and the flange surface is too fast, the thickness of the hardened layer to be generated increases, and the range that must be removed in the cutting process increases. Therefore, the preferable upper limit of the cooling rate of the tread surface and the flange surface is 200 ° C./second.
  • the cooling rate of the tread surface and the flange surface is preferably Fn 2 ° C./second or more and 5 ° C./second or more. In this case, the pearlite structure of the surface layer immediately below the tread surface and the surface layer of the flange becomes finer, and further excellent wear resistance can be obtained.
  • the reason why the “cooling rate at 800 to 500 ° C.” is defined is that this temperature range is a temperature range where pearlite transformation occurs and a temperature range where proeutectoid cementite is generated.
  • the “cooling rate at 800 to 500 ° C.” means an average cooling rate (° C./second) at 800 to 500 ° C. in each region of the intermediate product of the railway wheel.
  • the cooling speed on the surface and inside of the intermediate product varies depending on the shape of the intermediate product (that is, the railway wheel) and the cooling method.
  • the temperature change of the surface of the intermediate product during cooling (that is, the cooling rate at each part) can be specified by using a heat distribution measuring device represented by thermography. Therefore, the cooling rate in the slowest region can also be specified by the heat distribution measuring device.
  • FIG. 10 is a side view of the cooling device 10 used in the cooling process.
  • the cooling device 10 includes a rotating device 11 having a rotating shaft and a plurality of cooling nozzles 12-14.
  • the plurality of cooling nozzles 12 to 14 includes one or more tread surface cooling nozzles 14, one or more plate part cooling nozzles 13, and one or more boss part cooling nozzles 12.
  • One or a plurality of tread cooling nozzles 14 are arranged around the rotation axis as in the prior art.
  • the nozzle opening of the tread cooling nozzle 14 is arranged to face the tread 41 of the intermediate product.
  • the nozzle opening of the tread surface cooling nozzle 14 may be disposed to face the surface of the intermediate flange 42.
  • One or a plurality of plate portion cooling nozzles 13 are arranged such that the nozzle openings face the surface of the plate portion 3.
  • One or a plurality of boss portion cooling nozzles 12 are arranged such that the nozzle opening faces the surface of the boss portion 2.
  • the tread surface cooling nozzle 14 injects a cooling medium from the nozzle opening, and mainly cools the surfaces of the tread surface 41 and the flange 42 of the rim portion 4.
  • the plate portion cooling nozzle 13 mainly cools the plate portion 3 by ejecting a cooling medium from the nozzle opening.
  • the boss portion cooling nozzle 12 mainly cools the boss portion 2 by jetting a cooling medium from the nozzle opening.
  • the tread surface cooling nozzle 14 may cool not only the surface of the tread surface 41 and the flange 42 of the rim portion 4 but also at least a part of the plate portion 3.
  • the plate portion cooling nozzle 13 may cool not only the plate portion 3 but also at least a portion of the rim portion 4 and / or at least a portion of the boss portion 2.
  • the boss portion cooling nozzle 12 may cool not only the boss portion 2 but also at least a part of the plate portion 3.
  • the arrangement and number of the tread surface cooling nozzle 14, the plate portion cooling nozzle 13, and the boss portion cooling nozzle 12 in FIG. 10 are merely examples, and are not limited thereto.
  • the configuration of the plurality of cooling nozzles of the cooling device is not particularly limited as long as cooling satisfying the above (A) to (C) is possible in the cooling step.
  • the cooling medium is not particularly limited as long as a cooling rate suitable for a desired tissue can be obtained.
  • the cooling medium is, for example, water, air (air), mist, brackish water (spray) or the like.
  • the cooling device 10 further includes one or more thermography (infrared heat distribution measuring device) 20.
  • the thermography 20 is arranged so as to be able to measure the upper surface temperature, the lower surface temperature, the side surface temperature, and the internal temperature of the intermediate product when the intermediate product of the railway wheel is mounted on the cooling device 10.
  • the arrangement and the number of the thermography 20 in FIG. 10 are examples, and are not limited thereto.
  • the plurality of thermography 20 includes a tread surface 41, a surface of the flange 42, a surface other than the surfaces of the tread surface 41 and the flange 42 (for example, side surfaces of the rim portion 4), and the surface of the plate portion 3.
  • the temperature distribution of the surface of the boss part 2 are arranged so as to be measurable.
  • a sample intermediate product heated above the A cm transformation point (a sample product having the same shape and composition as the intermediate product of the railway wheel that is actually the product and intended for temperature measurement) is placed in the cooling device 10. To do. While rotating the sample intermediate product by the rotating device 11, the cooling medium is ejected from each of the cooling nozzles 12 to 14, and cooling is started. During cooling, the temperature distribution of the sample intermediate product is measured by a plurality of thermographs 20.
  • the plurality of thermographs 20 are connected to a temperature distribution analyzer (not shown).
  • the temperature distribution analyzer includes, for example, a computer and a temperature distribution analysis program stored in a memory in the computer. When the temperature distribution analysis program is executed by the CPU, the temperature distribution analysis apparatus analyzes the temperature change per unit time in each region of the sample intermediate product (including the internal region of the sample intermediate product) three-dimensionally.
  • the temperature distribution analyzer can be analyzed by a well-known method using, for example, a well-known heat conduction analysis program using a three-dimensional FEM (finite element method).
  • the sample intermediate product ⁇ Cool the sample intermediate product to room temperature (rapid cooling) to identify the temperature change in each region of the sample intermediate product. Then, based on the result of the temperature change, the region (the slowest region) where the cooling rate at 800 to 500 ° C. is the slowest is specified among the sample intermediate products.
  • the surface other than the surface of the tread surface 41 and the flange 42 that is, the surface of the boss portion 2, the surface of the plate portion 3, and the surface of the rim portion 4 other than the tread surface 41 and the flange 42.
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C on the surface is less than Fn1 ° C / second, and the cooling rate at 800 to 500 ° C in the slowest region specified in the sample intermediate product by three-dimensional analysis is Fn2 ° C / second or more.
  • the cooling rate of the sample intermediate product is adjusted by the cooling device 10 so that the cooling rate at 800 to 500 ° C.
  • the flow rate of each cooling medium of the tread surface cooling nozzle 14, the plate portion cooling nozzle 13, and the boss portion cooling nozzle 12 is adjusted, or a plurality of tread surface cooling nozzles 14 disposed in the cooling device 10, A cooling nozzle to be used is selected from the plate portion cooling nozzle 13 and the boss portion cooling nozzle 12 to adjust the cooling rate.
  • cooling is performed using the cooling device 10 for the intermediate product for products heated to the A cm transformation point or higher instead of the sample intermediate product.
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C.
  • the cooling rate at 800 to 500 ° C. of the surface of the tread 41 and the flange 42 among the sample intermediate products measured by the thermography 20 is Fn 2 ° C./s and 5 ° C./s or more.
  • the cooling rate of the sample intermediate product is adjusted by the cooling device 10 so as to be 200 ° C./second or less.
  • the cooling rate is Fn1 ° C. / Cool the intermediate product so that it is less than a second. Thereby, generation
  • cooling is promoted not only in the tread surface 41 and the flange 42 but also in portions other than the tread surface 41 and the flange 42 (side surfaces of the boss portion 2, the plate portion 3, and the rim portion 4).
  • a cooling process is implemented by the above process.
  • the temperature of the intermediate product after the cooling step is, for example, room temperature (25 ° C.). However, the temperature of the intermediate product after the cooling step is not particularly limited as long as it is 500 ° C. or lower.
  • Tempering is performed on the intermediate product after the cooling process as necessary. Tempering may be performed at a known temperature and time.
  • the tempering temperature is not higher than the Ac1 transformation point.
  • the tempering temperature is, for example, 400 to 600 ° C.
  • the holding time at the tempering temperature is, for example, 60 to 180 minutes.
  • the tempering temperature and the holding time are not limited to this. Tempering may not be performed.
  • the surface of the tread 41 and the flange 42 other than the surfaces of the tread 41 and the flange 42 (the surface of the boss 2, the surface of the plate 3, and the surface of the rim 4). It is difficult to form a hardened layer on the surface other than the surface. Therefore, in the manufacturing method of the railway wheel of the present embodiment, not only the intermediate rim part 4 of the railway wheel but also the plate part 3 and the boss part 2 are cooled, except for the surfaces of the tread 41 and the flange 42. It is not necessary to cut the surfaces (the surface of the boss portion 2, the surface of the plate portion 3, and the side surface of the rim portion 4).
  • the railway wheel of this embodiment is manufactured by the above process.
  • a railway wheel is produced by the production method of the present embodiment, in the region of the plate portion 3 and the boss portion 2, the pro-eutectoid cementite which is a factor of toughness reduction, despite being a railway wheel using hypereutectoid steel. Generation is suppressed.
  • the formation of a hardened layer that causes a reduction in toughness in the region of the plate portion 3 and the boss portion 2 can be suppressed.
  • generation of proeutectoid cementite is suppressed.
  • the microstructure of the railway wheel manufactured by the above manufacturing method is as follows.
  • the structure of the surface layer immediately below the tread and the surface layer portion of the flange is a pearlite structure.
  • the amount of proeutectoid cementite is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the microstructure of portions other than the tread surface and the flange of the boss portion, the plate portion, and the rim portion is substantially made of pearlite. That is, 95% or more of the area ratio is pearlite. Further, the amount of proeutectoid cementite is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the area ratio of pearlite is 95% or more in the microstructure of the boss part, and the amount of proeutectoid cementite is 1.0 / 100 ⁇ m. It is as follows. In the microstructure of the plate portion, the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of proeutectoid cementite is 1/100 ⁇ m or less. In the microstructure of the rim portion, the area ratio of pearlite is 95% or more, and the amount of proeutectoid cementite is 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the amount of proeutectoid cementite is defined by the formula (A).
  • Amount of pro-eutectoid cementite (lines / 100 ⁇ m) total number of pro-eutectoid cementites intersecting two diagonal lines of a square field of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m / (5.66 ⁇ 100 ⁇ m) (A)
  • the microstructure can be observed by the following method.
  • a sample for microstructural observation is collected at a position deeper than 5 mm from the surface of each part (boss part, plate part, rim part) of the railway wheel.
  • the sample observation surface is mirror-finished by mechanical polishing, the observation surface is corroded with a mixed solution of picric acid and sodium hydroxide.
  • a photographic image is generated using an optical microscope with a magnification of 500 times for an arbitrary field of view (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m) in the observation surface after corrosion.
  • the pro-eutectoid cementite produced at the prior austenite grain boundaries exhibits a black color, so that the presence or absence of pro-eutectoid cementite is specified.
  • two diagonal lines 101 are drawn on a square field of view 100 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m. Then, the sum total of the number of pro-eutectoid cementites intersecting these two diagonals 101 is obtained. As defined by equation (1), the total number of pro-eutectoid cementite obtained is divided by the total length of two diagonal lines 101 (5.66 ⁇ 100 ⁇ m), and the amount of pro-eutectoid cementite per 100 ⁇ m 100 ⁇ m).
  • pro-eutectoid cementite is 1.0 / 100 ⁇ m or less, generation of pro-eutectoid cementite can be sufficiently suppressed.
  • the same observation surface is mirror-finished again by mechanical polishing, and corroded with a nital solution (mixed solution of nitric acid and ethanol).
  • a photographic image is generated using an optical microscope with a magnification of 500 times for an arbitrary field of view (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m) in the observation surface after corrosion. Ferrite, bainite, martensite, and pearlite have different contrasts. Therefore, the hardened layer and the pearlite in the observation surface are specified based on the contrast. The area ratio of pearlite is obtained based on the total area of the specified pearlite and the area of the observation surface.
  • the microstructure of the rim portion including the tread and the flange has a pearlite area ratio of 95% or more, and is substantially made of pearlite.
  • the amount of proeutectoid cementite is 1.0 piece / 100 micrometers or less. Therefore, the railway wheel is excellent in wear resistance.
  • the microstructures of portions other than the tread and the flange of the boss portion, the plate portion, and the rim portion of the railway wheel are substantially made of pearlite.
  • the railway wheel according to the present embodiment is excellent in toughness even if it has a chemical composition that becomes hypereutectoid steel.
  • the railway wheel may include a hardened layer on the surface layer immediately below the tread surface of the rim portion and the surface layer of the flange.
  • the hardened layer is removed by the above-described cutting process.
  • the microstructure of the tread surface and the flange surface of the rim portion is substantially made of pearlite.
  • a round ingot (conical frustum type having a top surface diameter of 107 mm, a bottom surface diameter of 97 mm, and a height of 230 mm) was manufactured by the ingot method using the molten steel.
  • the ingot was heated to 1250 ° C. and then hot forged within a temperature range of 850 to 1100 ° C. to produce a round bar for a railway wheel having a diameter of 40 mm.
  • Jomini type one-side quenching test A Jomini test piece having a diameter of 25 mm and a length of 100 mm was prepared from a round bar having a diameter of 40 mm and steel numbers 1 to 18. Specifically, a round bar having a diameter of 40 mm was converted into a bar steel having a diameter of 25 mm by lathe processing. Then, the round bar was cut
  • a heat treatment process (heating process and cooling process) during the manufacturing process of the railway wheel was simulated, and a Jomini-type one-time quenching test according to JIS G0561 (2011) was performed using a Jomini test piece.
  • the Jomini test piece was held in a furnace at 950 ° C., which is a temperature equal to or higher than the A cm transformation point, in an air atmosphere for 30 minutes to make the Jomini test piece have an austenite single phase.
  • one-end quenching water cooling
  • water was sprayed onto one end of the Jomini test piece to cool it.
  • the side surface of the Jomini test piece subjected to water cooling is mechanically polished, and Rockwell hardness (HRC) using a C scale conforming to JIS Z2245 (2011) at regular intervals in the axial direction from one end (water cooling end) thereof.
  • HRC Rockwell hardness
  • FIG. 12 shows the results for steel numbers 1 to 4.
  • the Jomini curve is based on the hardness at the water-cooled end position of the test piece. Region A in which the hardness sharply decreases as the distance from the water-cooled end increases, and water-cooled end from region A
  • the region B is separated from the region A, and the region B has a lower hardness than the region A with respect to the distance from the water-cooled end.
  • the region A corresponds to a quenched layer made of martensite and / or bainite.
  • Region B was a structure consisting essentially of pearlite.
  • the quenching layer depth was obtained based on the HRC distribution as shown in FIG.
  • Microstructure observation at each distance from the water-cooled end was carried out by the following method.
  • the measurement surface of the sample side where HRC measurement was performed was used as the observation surface, and after mirror finishing by mechanical polishing, the observation surface was mixed with a mixture of picric acid and sodium hydroxide. Corroded.
  • a photographic image was generated using an optical microscope with a magnification of 500 times for an arbitrary field of view (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m) in the observation surface after corrosion.
  • the pro-eutectoid cementite produced at the prior austenite grain boundaries was black, so the presence or absence of pro-eutectoid cementite could be identified.
  • the same observation surface was again mirror-finished by mechanical polishing, and was corroded with a nital solution (mixed solution of nitric acid and ethanol).
  • a photographic image was generated using an optical microscope with a magnification of 500 times for an arbitrary field of view (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m) in the observation surface after corrosion. Ferrite, bainite, martensite, and pearlite have different contrasts. Therefore, the quenching layer and pearlite in the observation surface were specified based on the contrast.
  • the area ratio of pearlite was determined based on the total area of the identified pearlite and the area of the observation surface.
  • the “numerical value” in the column corresponding to the distance from the water-cooled end indicates the number of pro-eutectoid cementite per 100 ⁇ m at the distance where the structure is substantially composed of pearlite (the area ratio is 95% or more is pearlite).
  • the cooling rate (° C./second) is Fn1 or less defined by the formula (1) and the range of Fn2 or more defined by the formula (2) is colored in gray. did. Referring to Table 4, in the range of the cooling rate colored in gray, a hardened layer was not formed, and the amount of proeutectoid cementite was 1.0 / 100 ⁇ m or less.
  • the region where the cooling rate is the slowest at 800 to 500 ° C. that is, the region where the cooling rate is the slowest in the boss part, the plate part and the rim part (hereinafter, the slowest).
  • the intermediate product is cooled so that the cooling rate in the region) is at least Fn2 ° C / second, and the cooling rate at 800 to 500 ° C of the tread surface and flange surface of the intermediate product is at least Fn2 ° C / second.
  • the pearlite area ratio is 95% or more in any of the boss portion, the plate portion, and the rim portion, and the amount of proeutectoid cementite is 1.0. / 100 [mu] m or less and becomes, on the surface of the boss portion and the plate portion was found to be inhibiting the formation of hardened layer.
  • Charpy impact test Charpy test pieces (10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 55 mm) were prepared from the round bars of the respective test numbers (9-1 to 9-4). The central axis of the Charpy specimen coincided with the central axis of the round bar. A Charpy impact test according to JIS Z 2242 (2005) was performed at room temperature (25 ° C.) using Charpy test pieces.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

初析セメンタイトの生成が抑制された鉄道車輪を安定して製造する。　質量％でＣが０．８０～１．１５％の中間品をＡｃｍ変態点以上に加熱後、中間品の８００～５００℃における冷却速度（℃／秒）を下記の条件を満たすように冷却する。　踏面及びフランジ表面以外の表面：式（１）で定義されるＦｎ１以下、　冷却速度が最も遅くなる領域の冷却速度：式（２）で定義されるＦｎ２以上、及び、　踏面及びフランジ表面：Ｆｎ２以上。　Ｆｎ１＝－５．０＋ｅｘｐ（５．６５１－１．４２７×Ｃ－１．２８０×Ｓｉ－０．７７２３×Ｍｎ－１．８１５×Ｃｒ－１．５１９×Ａｌ－７．７９８×Ｖ）・・・（１）　Ｆｎ２＝０．５１５＋ｅｘｐ（－２４．８１６＋２４．１２１×Ｃ＋１．２１０×Ｓｉ＋０．５２９×Ｍｎ＋２．４５８×Ｃｒ－１５．１１６×Ａｌ－５．１１６×Ｖ）・・・（２）

Description

鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪
　本発明は、鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪に関する。
　鉄道車両は、線路を構成するレール上を走行する。鉄道車両は、複数の鉄道車輪を備える。鉄道車輪は、車両を支持し、レールと接触して、レール上を回転しながら移動する。鉄道車輪は、レールとの接触により摩耗する。鉄道輸送の高効率化を目的として、鉄道車両への積載重量の増加、及び、鉄道車両の高速化が進められている。その結果、鉄道車両に利用される鉄道車輪の耐摩耗性の向上が求められている。
　鉄道車輪の耐摩耗性を高める技術が、特開平９－２０２９３７号公報（特許文献１）、特開２０１２－１０７２９５号公報（特許文献２）、特開２０１３－２３１２１２号公報（特許文献３）、及び、特開２００４－３１５９２８号公報（特許文献４）に提案されている。
　特許文献１に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．４～０．７５％、Ｓｉ：０．４～０．９５％、Ｍｎ：０．６～１．２％、Ｃｒ：０～０．２％未満、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避の不純物からなる。この鉄道車輪において、車輪踏面部の表面から少なくとも深さ５０ｍｍまでの領域が、パーライト組織からなる。特許文献１の鉄道車輪の製造方法は、車輪踏面部の冷却曲線が、連続冷却変態曲線図におけるパーライト生成領域を通り、かつ、マルテンサイト変態曲線より長時間側にある条件で、車輪踏面部を冷却する焼入工程を含む。
　特許文献２に開示された車輪用鋼は、質量％で、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．５０～１．９０％、Ｃｒ：０．０２～０．５０％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｓ≦０．０４％を含み、残部がＦｅと不純物からなり、Ｐ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．２０％、Ｎｉ≦０．２０％の化学組成である。この化学組成はさらに、次の関係式を満たす。〔３４≦２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ≦４３〕かつ〔０．７６×ｅｘｐ（０．０５×Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５×Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８×Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７×Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０×Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６×Ｖ）≦２５〕。この車両用鋼は、上記化学組成及び上記式を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示された車輪用鋼は、質量％で、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．４～１．０％、Ｍｎ：０．５０～１．４０％、Ｃｒ：０．０２～０．１３％、Ｓ：０．０４％以下、Ｖ：０．０２～０．１２％を含有し、式（１）で定義されるＦｎ１が３２～４３で、かつ、式（２）で表されるＦｎ２が２５以下であり、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで、式（１）は、Ｆｎ１＝２．７＋２９．５Ｃ＋２．９Ｓｉ＋６．９Ｍｎ＋１０．８Ｃｒ＋３０．３Ｍｏ＋４４．３Ｖであり、式（２）は、Ｆｎ２＝ｅｘｐ（０．７６）×ｅｘｐ（０．０５Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６Ｖ）である。この車両用鋼は、上記化学組成を有し、Ｆｎ１及びＦｎ２が上記範囲を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献３には記載されている。
　特許文献４に開示された鉄道車両用車輪は、質量％で、Ｃ：０．８５～１．２０％、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、必要に応じてさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒ、及びＮの１種又は２種以上を所定量含有し、残部がＦｅ及びその他不可避的不純物からなる化学成分を含有する鋼で構成された一体型の鉄道車両用車輪であって、車輪の踏面及び／又はフランジ面の少なくとも一部がパーライト組織である。特許文献４では、鉄道車両用車輪の寿命は、踏面及びフランジ面の摩耗量に依存し（特許文献４の段落［０００２］）、さらに、高速鉄道においてブレーキを掛けたときの発熱量の増大にともない発生する踏面及びフランジ面での亀裂に依存すると記載されている。そして、鉄道車両用車輪が上記構成を有することにより、踏面及びフランジ面の耐摩耗性及び熱亀裂を抑制できる、と記載されている。
特開平９－２０２９３７号公報 特開２０１２－１０７２９５号公報 特開２０１３－２３１２１２号公報 特開２００４－３１５９２８号公報
Ｆ．Ｗｅｖｅｒ　ｅｔ　ａｌ．、Ｚｕｒ　Ｆｒａｇｅ　ｄｅｒ　Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ　ｄｅｒ　Ｓｔａｈｌｅ　ａｕｆ　Ｇｒｕｎｄ　ｉｈｒｅｒ　Ｚｅｉｔ－Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ－Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ－Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ　ｕ　Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９～７６１
　上述の特許文献１、２及び３に開示された鉄道車輪は、Ｖを積極的に含有することにより、鉄道車輪の耐摩耗性を高めている。しかしながら、これらの文献の鉄道車輪を、積載重量の増加及び高速化が求められる貨物鉄道に適用した場合、十分な耐摩耗性が得られない場合がある。
　一方、特許文献４に開示された鉄道車輪は、特許文献１～３と比較して、Ｃ含有量を高めた過共析鋼からなる。この鉄道車輪は、積載重量の増加及び高速化が求められる貨物鉄道に適用された場合、十分な耐摩耗性が得られる可能性がある。
　ところで、鉄道車輪は次の方法で製造される。鋼片を熱間加工して鉄道車輪形状の中間品を成形する。成形された中間品に対して、熱処理（踏面焼入れ）を実施する。踏面焼入れでは、中間品を加熱した後、中間品の踏面及びフランジに冷却水を噴射して急冷する。なお、踏面及びフランジを急冷している間、ボス部及び板部を放冷する。これにより、踏面直下の表層及びフランジの表層部分のマトリクス組織には、耐摩耗性が高い微細パーライトが生成する。
　しかしながら、踏面焼入れ後の踏面直下の表層及びフランジの表層部分には、微細パーライトの上層にマルテンサイト及び／又はベイナイトからなる層がさらに生成する。以下、熱処理後の踏面及びフランジの急冷により踏面の表層及びフランジの表層に形成されるマルテンサイト及び／又はベイナイトからなる層を、本明細書では「焼入れ層」という。踏面の表層及びフランジの表層に焼入れ層を有する鉄道車輪を使用した場合、鉄道車輪の使用中において、焼入れ層は摩耗しやすい。そのため、従来の鉄道車輪の製造工程においては、踏面焼入れ後の鉄道車輪の中間品に対して、踏面の表層及びフランジの表層に形成された焼入れ層を切削加工で除去して、微細パーライトを踏面及びフランジの表面に露出させている。以上の製造工程により、従来の鉄道車輪が製造されている。
　しかしながら、鉄道車輪が特許文献４のような過共析鋼である場合、従来の鉄道車輪の製造方法では、ボス部及び板部の靱性が低下する場合があることが、本発明者らの検討で明らかになった。従来の鉄道車輪では、鉄道車輪の寿命向上を目的として、リム部の踏面及びフランジの組織については検討されているものの、鉄道車輪のボス部及び板部の組織に着目した検討はされていなかった。
　本発明の目的は、靱性に優れる過共析鋼の鉄道車輪を安定して製造できる、鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪を提供することである。
　本発明の実施形態による鉄道車輪の製造方法は、加熱工程と、冷却工程とを備える。加熱工程では、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、Ｎ：０．００３０～０．０２００％、Ｃｒ：０～０．６０％、及び、Ｖ：０～０．１２％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ボス部と、踏面及びフランジを含むリム部と、ボス部とリム部との間に配置される板部とを備える鉄道車輪の中間品を、Ａｃｍ変態点（℃）以上に加熱する。冷却工程では、中間品において踏面及びフランジ表面以外の表面の８００～５００℃における冷却速度が式（１）で定義されるＦｎ１℃／秒以下であり、中間品において冷却速度が最も遅くなる領域での８００～５００℃における冷却速度が式（２）で定義されるＦｎ２℃／秒以上であり、踏面及びフランジ表面での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、中間品を冷却する。
　Ｆｎ１＝－５．０＋ｅｘｐ（５．６５１－１．４２７×Ｃ－１．２８０×Ｓｉ－０．７７２３×Ｍｎ－１．８１５×Ｃｒ－１．５１９×Ａｌ－７．７９８×Ｖ）・・・（１）
　Ｆｎ２＝０．５１５＋ｅｘｐ（－２４．８１６＋２４．１２１×Ｃ＋１．２１０×Ｓｉ＋０．５２９×Ｍｎ＋２．４５８×Ｃｒ－１５．１１６×Ａｌ－５．１１６×Ｖ）・・・（２）
　ここで、上記の式（１）及び式（２）における各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本実施形態による鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、Ｎ：０．００３０～０．０２００％、Ｃｒ：０～０．６０％、及び、Ｖ：０～０．１２％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ボス部と、踏面及びフランジを含むリム部と、ボス部とリム部との間に配置される板部とを備える。ボス部のミクロ組織において、パーライト面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。板部のミクロ組織において、パーライト面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。リム部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。
　初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）　（Ａ）
　本実施形態による鉄道車輪の製造方法は、靱性に優れる過共析鋼の鉄道車輪を安定して製造できる。
図１は、鉄道車輪の中心軸に平行な断面図である。 図２は、西原式摩耗試験の結果に基づく、鉄道車輪のビッカース硬さと鉄道車輪の摩耗量との関係を示す図である。 図３は、西原式摩耗試験の模式図である。 図４は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ｃ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図５は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ｓｉ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図６は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ｍｎ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図７は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ｃｒ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図８は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ａｌ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図９は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、Ｖ含有量と、冷却速度と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。 図１０は、本実施形態による鉄道車輪の製造方法に用いる冷却装置の一例を示す模式図である。 図１１は、初析セメンタイト量の測定方法を説明するための模式図である。 図１２は、実施例でのジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、ジョミニ試験片の水冷端からの距離に対するロックウェル硬さＨＲＣの分布（ジョミニ曲線）を示す図である。
　［鉄道車輪の構成］
　図１は、鉄道車輪の中心軸を含む断面図である。図１を参照して、鉄道車輪１は円盤状であり、ボス部２と、板部３とリム部４とを備える。ボス部２は円筒状であり、鉄道車輪１の中央部に配置される。ボス部２は貫通孔２１を有する。貫通孔２１の中心軸は、鉄道車輪１の中心軸と一致する。貫通孔２１には、図示しない車軸が挿入される。ボス部２の厚さＴ２は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。リム部４は、鉄道車輪１の外周の縁部に形成されている。リム部４は、踏面４１と、フランジ４２とを含む。踏面４１は、フランジ４２と繋がっている。鉄道車輪１の使用時において、踏面４１及びフランジ４２の表面はレール表面と接触する。リム部４の厚さＴ４は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。板部３は、ボス部２とリム部４との間に配置される。板部３の内周縁部はボス部２とつながっており、板部３の外周縁部はリム部４とつながっている。板部３の厚さＴ３は、ボス部２の厚さＴ２及びリム部４の厚さＴ４よりも薄い。
　本発明者らは、鉄道車輪の耐摩耗性を高める方法について検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　［Ｃ含有量増加による耐摩耗性の向上］
　図２は、西原式摩耗試験の結果に基づく、鉄道車輪のビッカース硬さと鉄道車輪の摩耗量との関係を示す図である。図２は次の実験により得られた。表１に示す化学組成を有するインゴットから、直径４０ｍｍの丸棒を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　丸棒から、直径３２ｍｍ、幅１０ｍｍの円環状の粗試験片（鉄道車輪の中間品に相当）を作製した。
　粗試験片に対して、鉄道車輪における踏面焼入れを模擬した焼入れを実施した。具体的には、各鋼番号の粗試験片に対して、９５０℃の熱処理温度で２０分間均熱した。均熱後、微細なパーライト組織を形成させるため、粗試験片を炉から取り出し、５５０℃のソルトバスに浸漬した。ソルトバスへの浸漬時間は７分間であった。粗試験片をソルトバスに浸漬してから７分経過したとき、粗試験片をソフトバスから取り出して、粗試験片を常温（２５℃）まで放冷した。車輪製造時の焼戻しを模擬するため、放冷後の各粗試験片を４５０℃の熱処理温度で３時間保持した。粗試験片を４５０℃の熱処理温度で３時間保持した後、粗試験片を常温（２５℃）まで放冷した。
　放冷後の粗試験片の外周面を切削加工して、図３に示す円筒状の車輪試験片１００（鉄道車輪に相当）を作製した。車輪試験片１００の直径Ｄ１００は２９．３９ｍｍであり、幅Ｗ１００は８ｍｍであった。
　さらに、表２に示す鋼番号２９をレール材として準備した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋼番号２９のレール材から図３に示す円環状のレール試験片２００を作製した。レール試験片２００の直径Ｄ２００は３０．０ｍｍであり、幅Ｗ２００は５ｍｍであった。
　車輪試験片１００の外周面から中心軸に向かって深さ２～３ｍｍの位置での金属組織を、光学顕微鏡を用いて５００倍で観察した。同様に、レール試験片２００の外周面から中心軸に向かって深さ２～３ｍｍの位置の金属組織を、光学顕微鏡により５００倍で観察した。組織観察の結果、鋼番号１～４、２１～２８の車輪試験片１００の組織はいずれもパーライト単相であり、レール試験片２００の組織もパーライト単相であった。
　また、車輪試験片１００において、組織観察と同じ位置、すなわち外周面から中心軸に向かって深さ２～３ｍｍの位置において、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力はいずれも２．９４２１Ｎとした。同様に、レール試験片２００において、組織観察と同じ位置、すなわち外周面から中心軸に向かって深さ２～３ｍｍの位置において、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は２．９４２１Ｎとした。その結果、レール試験片２００のビッカース硬さ（ＨＶ）は４３０であった。
　車輪試験片１００の外周面の幅中央とレール試験片２００の外周面の幅中央とを接触させ、９００ＭＰａの力で互いに押し当てながら、車輪試験片１００及びレール試験片２００を互いに回転して摩耗試験を実施した。車輪試験片１００の回転速度は８００ｒｐｍとし、レール試験片２００の回転速度は７７５ｒｐｍとした。したがって、車輪試験片１００とレール試験片２００とのすべり率は１．１％であった。車輪試験片１００が５００，０００回転した後、試験後の車輪試験片１００の質量（ｇ）を求めた。そして、試験前に予め測量しておいた試験前の車輪試験片１００の質量（ｇ）と、試験後の車輪試験片１００の質量（ｇ）との差を求め、この質量差を５０で除した値を、車輪の摩耗量（ｇ／１０，０００ｒｅｖ．）と定義した。なお、車輪試験片１００は各鋼番号で４個用意し、これらを用いて同一の試験を各鋼番号につき４回実施した。４回の試験で得られた車輪試験片１００の摩耗量の平均値を各鋼番号の鉄道車輪の摩耗量として算出した。各鋼番号において得られた車輪試験片１００のビッカース硬さ及び摩耗量を用いて、図２を作成した。
　図２中の「◇」印は、Ｓｉ含有量を０．３％程度でほぼ一定とし、Ｃ含有量を０．８～１．１％まで変化させたＶ非含有の鋼群（以下、「Ｖ非含有過共析鋼群」という）を用いた試験結果である。「○」印は、Ｃ含有量を０．７５～０．７９％の範囲内とし、Ｓｉ含有量を０．３％程度でほぼ一定とし、かつ、Ｖ含有量を０～０．１％程度まで変化させた鋼群（以下、「Ｖ含有量変更低Ｓｉ共析鋼群」という）を用いた試験結果である。「△」印は、Ｃ含有量を０．７５～０．７９％の範囲内とし、Ｓｉ含有量を０．８％程度でほぼ一定とし、Ｖ含有量を０～０．１％程度まで変化させた鋼群（以下、「Ｖ含有量変更高Ｓｉ共析鋼群」という）を用いた試験結果である。図２中の各印横の数字は、表１の鋼番号を示す。
　図２を参照して、Ｖ含有量変更低Ｓｉ共析鋼群（「○」印）では、Ｖ含有量が高まるに従い、車輪のビッカース硬さが増大した。具体的には、Ｖ非含有（鋼２１）、Ｖ含有量が、０．０２８％（鋼２２）、０．０５８％（鋼２３）、０．０９７％（鋼２４）と増加するに従い、ビッカース硬さが増大した。しかしながら、ビッカース硬さは３５０ＨＶ程度にとどまり、摩耗量も０．０１５ｇ／１００００ｒｅｖ．程度までしか低下しなかった。一方、Ｖ含有量変更高Ｓｉ共析鋼群（「△」印）では、Ｖ非含有（鋼２５）、Ｖ含有量が、０．０２８％（鋼２６）、０．０５８％（鋼２７）、０．０９６％（鋼２８）と増加するに従い、車輪のビッカース硬さは３８０ＨＶ程度まで上昇した。しかしながら、ビッカース硬さが高まっても、車輪摩耗量は０．０１５ｇ／１００００ｒｅｖ．程度で一定となり、これ以上の減少はみられなかった。
　これに対して、Ｖ非含有過共析鋼群（「◇」印）では、Ｃ含有量が０．８４％（鋼１）、０．９３％（鋼２）、１．００％（鋼３）、１．０９％（鋼４）と増加するに従い、ビッカース硬さが増加した。さらに、ビッカース硬さの増加に伴い、摩耗量が０．０１０ｇ／１００００ｒｅｖ．程度まで減少した。
　以上の結果から、鉄道車輪用鋼においては、同じ硬さを得るにしても、Ｖ含有量を高めて硬さを高めるよりも、Ｃ含有量を高めて硬さを高めた方が、鉄道車輪として使用したときの耐摩耗性が高まる。この理由は定かではないが、次の事項が考えられる。使用中の鉄道車輪の踏面は、レールから外力（荷重）を受ける。この外力により踏面直下の表層のパーライト中のセメンタイトが破砕され、分散強化により硬さが高まる。さらに、破砕された微細なセメンタイト中の炭素がパーライト中のフェライトに過飽和に固溶し、固溶強化により踏面直下の表層の硬さを高める。
　鋼のＣ含有量を高めれば、パーライト中のセメンタイトの体積分率が増大する。またパーライトがより微細なラメラを形成しやすい。この場合、上記メカニズムにより鉄道車輪の耐摩耗性が高まる。これに対して、Ｖを含有した場合、Ｖ炭窒化物の析出強化により鋼の硬さを高める。このとき、Ｖ炭窒化物はフェライト中に生成するため、主としてフェライトの硬さを高める。つまり、Ｖの含有は、パーライトの微細化にはそれほど影響しない。そのため、Ｖ含有によりある程度耐摩耗性を高めることはできるものの、破砕セメンタイトによる分散強化及びＣの固溶強化ほど、耐摩耗性を高めることができない。
　したがって、鉄道車輪用鋼において、同じ硬さを得るにしても、Ｃ含有量を増加した方が、Ｖを含有するよりも、耐摩耗性を高めることができる。
　以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、耐摩耗性を高めるためには、鉄道車輪の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、Ｎ：０．００３０～０．０２００％、Ｃｒ：０～０．６０％、及び、Ｖ：０～０．１２％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる過共析鋼とするのが好ましいと考えた。
　［初析セメンタイト生成の抑制］
　上述のとおり、鉄道車輪は、鉄道車輪の中間品に対して熱処理（踏面焼入れ）を実施して製造される。耐摩耗性は、鉄道車輪においてレールと接触し得る、踏面及びフランジに要求される。したがって、従来の鉄道車輪の製造工程中の中間品に対する熱処理においては、踏面直下の表層及びフランジの表層に微細なパーライト組織を形成するために、鉄道車輪の中間品のリム部の踏面及びフランジに対して冷却媒体（水、又は水と空気の混合流体）を噴き付けて、踏面及びフランジを急冷していた。一方、従来の熱処理では、鉄道車輪の踏面及びフランジ表面以外の表面（ボス部の表面、板部の表面及びリム部の側面）に対しては、冷却媒体を吹き付けず、放冷を実施していた。上述のとおり、耐摩耗性が要求されるのはリム部の踏面及びフランジ表面であり、鉄道車輪のうちの踏面及びフランジ表面以外の表面（ボス部表面、板部表面及びリム部の側面）には耐摩耗性が要求されないからである。
　従来の鉄道車輪のようにＣ含有量が低い亜共析鋼及び共析鋼であれば、初析セメンタイトは生成しにくい。しかしながら、上記化学組成のように、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼の場合、従来の製造方法により鉄道車輪を製造すれば、鉄道車輪内部に初析セメンタイトが生成する場合があり、特に、踏面焼入れにおいて従来放冷していた、ボス部及び板部において、初析セメンタイトが生成しやすいことが本発明者らの調査で初めて判明した。初析セメンタイトは靱性を低下する。そのため、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼からなる鉄道車輪では、リム部だけでなく、ボス部及び板部においても、初析セメンタイトの生成を抑える方が好ましい。
　さらに、熱処理時において鉄道車輪の中間品の表層に生成する焼入れ層も、切削加工により除去せずにそのまま鉄道車輪に残した場合、鉄道車輪の靭性を低下する。そのため、切削加工により焼入れ層が除去される踏面及びフランジ表面を除く他の表面（ボス部表面、板部表面及びリム部側面）においては、初析セメンタイトの生成を抑えた上で、焼入れ層の生成も抑制できた方が好ましい。
　そこで、本発明者らは、鉄道車輪の製造工程において、踏面及びフランジを含むリム部だけでなく、板部及びボス部においても、初析セメンタイトを抑制する方法について調査及び検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　図４～図９は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、鋼中の各元素の含有量（図４：Ｃ含有量、図５：Ｓｉ含有量、図６：Ｍｎ含有量、図７：Ｃｒ含有量、図８：Ａｌ含有量、図９：Ｖ含有量）と、８００～５００℃での平均冷却速度（℃／秒）と、焼入れ層及び初析セメンタイトとの関係を示す図である。
　図４は、Ｃ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号１、２、３、４）を用いて、後述するジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図５は、Ｓｉ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号５、３、６）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図６は、Ｍｎ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号７、３、８）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図７は、Ｃｒ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号３、９、１０、１１）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図８は、Ａｌ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号３、１２、１３、１４、１５、１６）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図９は、Ｖ含有量を変動させた複数のサンプル（後述する表３中の鋼番号３、１７、１８）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。
　図４～図９中の「●」印は、焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）が生成したことを意味する。「○」印は、焼入れ層が生成しておらず、ミクロ組織が実質的にパーライトからなり、ミクロ組織中の初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下であり、初析セメンタイトが実質的に存在していなかったことを意味する。「×」印は、ミクロ組織中に焼入れ層が生成しておらず、ミクロ組織が実質的にパーライトからなるものの、初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍを超え、ミクロ組織中に初析セメンタイトが生成していたことを意味する。ここで、「ミクロ組織が実質的にパーライトからなる」とは、ミクロ組織中におけるパーライトの面積率が９５％以上であることを意味する。また、初析セメンタイト量（本／１００μｍ）の測定方法については後述する。
　図４を参照して、冷却速度が速すぎる場合、焼入れ層が生成することが確認された。ここで、本明細書において、組織中にパーライトが生成し、かつ、焼入れ層が生成しない最大の冷却速度（図４中の「●」印と「○」印の境界の冷却速度）を、パーライト臨界冷却速度と定義する。図４～図９において、パーライト臨界冷却速度を破線で示す。図４を参照して、Ｃ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。図５を参照して、Ｓｉ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。図６を参照して、Ｍｎ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。図７を参照して、Ｃｒ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。図８を参照して、Ａｌ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。図９を参照して、Ｖ含有量の増加に伴い、パーライト臨界冷却速度は低下している。つまり、図４～図９を参照して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、及びＶは、いずれもパーライト臨界冷却速度を低下する作用を有する。
　一方、冷却速度が遅すぎる場合、組織中に初析セメンタイトが生成する場合がある。図４を参照して、Ｃ含有量が増加すれば、冷却速度が速くても、初析セメンタイトが生成する。
　ここで、初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍを超えて生成する最大の冷却速度（図中の「○」印と「×」印との境界の冷却速度）を、初析セメンタイト臨界冷却速度と定義する。初析セメンタイト臨界冷却速度を、図４～図９に実線で示す。
　図４において、Ｃ含有量が増加するほど、初析セメンタイト臨界冷却速度が上昇する。同様に、図５において、ＳｉもＣほど顕著ではないが、Ｓｉ含有量が増加するほど、初析セメンタイト臨界冷却速度が上昇する。図７において、ＣｒもＣほど顕著ではないが、Ｃｒ含有量が増加するほど、初析セメンタイト臨界冷却速度が上昇する。また、図６及び図９を参照して、Ｍｎ含有量又はＶ含有量が増加しても、初析セメンタイト臨界冷却速度はあまり変化しない。一方、図８を参照して、Ａｌ含有量が増加すれば、初析セメンタイト臨界冷却速度は顕著に低下する。
　したがって、初析セメンタイト臨界冷却速度には、Ｃが初析セメンタイト臨界冷却速度を高める作用を有し、Ａｌが初析セメンタイト臨界冷却速度を低下する作用を有する。
　以上の結果に基づいて、本発明者らは、パーライト臨界冷却速度、初析セメンタイト臨界冷却速度と、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量、Ａｌ含有量、及び、Ｖ含有量との関係についてさらに検討した。その結果、上述の化学組成を有する過共析鋼からなる鉄道車輪を製造する場合、製造工程中のＡｃｍ変態点以上での熱処理後の鉄道車輪の中間品の冷却において、８００～５００℃での冷却速度（℃／秒）を、パーライト臨界冷却速度の指標であり式（１）で定義されるＦｎ１以下とすれば、焼入れ層の生成を抑制できることを見出した。また、初析セメンタイト臨界冷却速度の指標であり式（２）で定義されるＦｎ２以上とすれば、初析セメンタイトの生成を抑制できることを見出した。
　Ｆｎ１＝－５．０＋ｅｘｐ（５．６５１－１．４２７×Ｃ－１．２８０×Ｓｉ－０．７７２３×Ｍｎ－１．８１５×Ｃｒ－１．５１９×Ａｌ－７．７９８×Ｖ）・・・（１）
　Ｆｎ２＝０．５１５＋ｅｘｐ（－２４．８１６＋２４．１２１×Ｃ＋１．２１０×Ｓｉ＋０．５２９×Ｍｎ＋２．４５８×Ｃｒ－１５．１１６×Ａｌ－５．１１６×Ｖ）・・・（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。なお、８００～５００℃は、パーライト及び初析セメンタイトが生成する温度域である。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鉄道車輪の製造方法は、加熱工程と、冷却工程とを備える。加熱工程では、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、Ｎ：０．００３０～０．０２００％、Ｃｒ：０～０．６０％、及び、Ｖ：０～０．１２％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ボス部と、踏面及びフランジを含むリム部と、ボス部とリム部との間に配置される板部とを備える鉄道車輪の中間品を、Ａｃｍ変態点以上に加熱する。冷却工程では、中間品を冷却する。冷却工程では、鉄道車輪の中間品の踏面及びフランジ表面以外の表面の８００～５００℃における冷却速度が式（１）で定義されるＦｎ１℃／秒以下であり、鉄道車輪の中間品において冷却速度が最も遅くなる領域での８００～５００℃における冷却速度が式（２）で定義されるＦｎ２℃／秒以上であり、鉄道車輪の中間品のうち、踏面及びフランジ表面での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、中間品を冷却する。
　Ｆｎ１＝－５．０＋ｅｘｐ（５．６５１－１．４２７×Ｃ－１．２８０×Ｓｉ－０．７７２３×Ｍｎ－１．８１５×Ｃｒ－１．５１９×Ａｌ－７．７９８×Ｖ）・・・（１）
　Ｆｎ２＝０．５１５＋ｅｘｐ（－２４．８１６＋２４．１２１×Ｃ＋１．２１０×Ｓｉ＋０．５２９×Ｍｎ＋２．４５８×Ｃｒ－１５．１１６×Ａｌ－５．１１６×Ｖ）・・・（２）
　ここで、上記の式（１）及び式（２）における各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記冷却工程ではさらに、前記踏面及びフランジ表面での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上かつ５℃／秒以上であり、２００℃／秒以下となるように、前記中間品を冷却してもよい。
　上記鉄道車輪の中間品の化学組成は、Ｃｒ：０．０２～０．６０％、及び、Ｖ：０．０２～０．１２％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　本実施形態による鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２５％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、Ｎ：０．００３０～０．０２００％、Ｃｒ：０～０．６０％、及び、Ｖ：０～０．１２％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ボス部と、踏面及びフランジを含むリム部と、ボス部とリム部との間に配置される板部とを備える。ボス部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。板部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。リム部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンライト量は１．０本／１００μｍ以下である。
　初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）　（Ａ）
　上記鉄道車輪の中間品の化学組成は、Ｃｒ：０．０２～０．６０％、及び、Ｖ：０．０２～０．１２％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　以下、本実施形態の鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［鉄道車輪の化学組成］
　本実施形態の鉄道車輪はたとえば、図１に示すとおり、ボス部２と、板部３と、踏面４１及びフランジ４２を含むリム部４を備えた形状を有する。本実施形態の鉄道車輪の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．８０～１．１５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の硬度を高め、耐摩耗性を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが析出し、鋼の延性、靭性及び疲労寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８６％であり、さらに好ましくは０．８７％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．０５％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　Ｓｉ：１．００％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、フェライトを固溶強化して鋼の硬度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、初析セメンタイトが生成しやすくなる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成しやすくなる。さらに、鉄道車輪として使用中に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入り、鋼の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｍｎ：０．１０～１．２５％
　マンガン（Ｍｎ）はフェライトを固溶強化して鋼の硬度を高める。Ｍｎはさらに、ＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成しやすくなる。さらに、鉄道車輪として使用中に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入り、鋼の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～１．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは０．８２％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　りん（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減しようとすれば、精錬コストが過剰に高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓを積極的に含有させる場合、ＳはＭｎＳを形成して鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｓは鋼の靱性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。被削性向上の効果を得る場合のＳ含有量の好ましい下限は、０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ａｌ：０．０２５～０．６５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｃ含有量が０．８０％以上の本実施形態の鉄道車輪の化学組成において、初析セメンタイトの生成を抑制し、鋼の靱性を高める。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化することにより、鋼の靭性が高まる。Ａｌ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な非金属介在物が増加して、鋼の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５～０．６５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１１５％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．００３０～０．０２００％
　窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化することにより、鋼の靭性を高める。Ｎ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
　本実施形態による鉄道車輪の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記鉄道車輪を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鉄道車輪に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態による鉄道車輪の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ：０～０．６０％
　クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を減少させることにより、パーライトの硬度を顕著に増大させる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、初析セメンタイトが生成しやすくなる。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、焼入れ性が高くなり、マルテンサイトが生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。パーライトのラメラ間隔減少の効果を得る場合のＣｒ含有量の好ましい下限は０．０２％である。
　Ｖ：０～０．１２％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のいずれかを形成して、鋼を析出強化する。その結果、鉄道車輪の硬さが顕著に増大して、耐摩耗性をさらに高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｖ含有量は０～０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０９％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
　［鉄道車輪の製造方法］
　上述の鉄道車輪の製造方法を説明する。本実施形態による鉄道車輪の製造方法は、熱処理工程を含む。熱処理工程は、加熱工程と、冷却工程とを備える。
　［加熱工程］
　加熱工程では、初めに上述の化学組成を有し、ボス部、板部及びリム部を備える鉄道車輪の粗形状を有する中間品を準備する。中間品はたとえば、次の方法で製造される。
　電気炉又は転炉等を用いて、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を製造する。たとえば、連続鋳造法により、鋳片を製造する。又は、造塊法により、インゴットを製造する。鋳片又はインゴットに対して、分塊圧延又は熱間鍛造を実施して、素材としてのビレットを製造する。素材は連続鋳造法により製造された鋳片であってもよい。素材の形状は円柱状が好ましい。
　準備された素材を用いて、上述の中間品を成形する。素材を長手方向に対し垂直の方向に切断する。切断面に対して垂直方向に熱間加工し、円盤状の形状に成形する。さらに、熱間加工で、車輪の粗形状となるように鉄道用車輪の中間品を成形する。熱間加工ではたとえば、熱間鍛造を実施し、その後、必要に応じて熱間圧延（車輪圧延）を実施する。以上の工程により、中間品を製造する。
　製造された中間品を加熱する。具体的には、中間品をＡｃｍ変態点（℃）以上に加熱する。たとえば、中間品を加熱炉に装入し、Ａｃｍ変態点以上の温度（焼入れ温度）で加熱する。昇温速度及び焼入れ温度での保持時間は、周知の条件で足りる。Ａｃｍ変態点は鋼の化学組成によって変わるが、焼入れ温度はたとえば８５０～１０００℃である。
　［冷却工程］
　加熱された中間品に対して、冷却工程を実施する。この冷却工程により、鉄道車輪の中間品のうち踏面直下の表層及びフランジの表層のミクロ組織を、耐摩耗性が高い微細パーライト組織とする。踏面直下の表層及びフランジの表層においては、微細パーライトの上層に焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイトからなる層）が多少生成しても構わない。この場合には、その後の工程で切削加工を行い焼入れ層を除去する。一方、中間品のうち踏面及びフランジ表面以外の表面では、ミクロ組織中に焼入れ層が生成するのを抑制する。そして、ミクロ組織を実質的にパーライト組織（パーライトが面積率で９５％以上）とする。ここで、中間品のうち、踏面及びフランジ表面以外の表面とは、板部の表面、ボス部の表面、及び、リム部の踏面及びフランジ表面以外の表面を意味する。中間品のうち踏面及びフランジ表面以外の表面において、焼入れ層が生成するのを抑制するのは、中間品のうち、踏面及びフランジ表面以外の表面においては、生成した焼入れ層を切削加工することが困難なためである。
　さらに、中間品のいずれの領域においても、初析セメンタイトの生成を抑制する。つまり、上述の過共析鋼である化学組成を有する鉄道車輪の中間品において、リム部だけでなく、板部及びボス部においても、初析セメンタイトの生成を抑制する。踏面及びフランジ以外のリム部、板部及びボス部の全てのミクロ組織中に焼入れ層が生成するのを抑制し、かつ初析セメンタイトの生成を抑制することにより、上述の過共析鋼である化学組成を有する鉄道車輪であっても、靭性の低下を抑制することができる。
　具体的には、上述の焼入れ温度の中間品を、次の（Ａ）～（Ｃ）の全てを満たすように、冷却を実施する。
　（Ａ）中間品のうち踏面及びフランジ表面以外の表面、すなわちボス部表面、板部表面及びリム部側面（踏面及びフランジ表面以外のリム部表面）の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ１℃／秒以下となるように、中間品を冷却する。
　（Ｂ）中間品のうち、８００～５００℃における冷却速度が最も遅くなる領域、すなわち、ボス部内部、板部内部及びリム部内部において冷却速度が最も遅くなる領域（以下、最遅領域という）での冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、中間品を冷却する。
　（Ｃ）中間品のうち踏面及びフランジ表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、中間品を冷却する。
　踏面及びフランジ表面において、冷却速度がＦｎ２℃／秒未満であれば、リム部のうち、踏面及びフランジ表面近傍部分において、初析セメンタイトが析出する。したがって、踏面及びフランジ表面において、冷却速度をＦｎ２℃／秒以上とする。
　なお、踏面及びフランジ表面の冷却速度の上限は特に限定されない。しかしながら、踏面及びフランジ表面での冷却速度が速すぎれば、生成する焼入れ層の厚さが増大し、切削加工工程において、除去しなければならない範囲が増大する。したがって、踏面及びフランジ表面の冷却速度の好ましい上限は２００℃／秒である。また、踏面及びフランジ面の冷却速度は、好ましくはＦｎ２℃／秒以上であり、かつ、５℃／秒以上である。この場合、踏面直下の表層及びフランジの表層のパーライト組織がさらに微細になり、さらに優れた耐摩耗性が得られる。
　ここで、「８００～５００℃における冷却速度」と規定しているのは、この温度域が、パーライト変態が起こる温度域であり、かつ、初析セメンタイトが生成する温度域であるためである。「８００～５００℃における冷却速度」とは、鉄道車輪の中間品の各領域における８００～５００℃での平均冷却速度（℃／秒）を意味する。
　中間品の表面及び内部での冷却速度は、中間品（つまり、鉄道車輪）の形状、及び、冷却方法により異なる。冷却時における中間品の表面の温度変化（つまり、各部での冷却速度）は、サーモグラフィに代表される熱分布測定器を用いることにより、特定可能である。したがって、最遅領域の冷却速度も、熱分布測定器により、特定可能である。
　たとえば、中間品の各部位（領域）の温度変化を次の方法で特定する。図１０は、冷却工程で用いられる冷却装置１０の側面図である。図１０を参照して、冷却装置１０は、回転軸を有する回転装置１１と、複数の冷却ノズル１２～１４とを備える。複数の冷却ノズル１２～１４は、１又は複数の踏面冷却ノズル１４と、１又は複数の板部冷却ノズル１３と、１又は複数のボス部冷却ノズル１２とを含む。１又は複数の踏面冷却ノズル１４は、従来と同様に、回転軸の周りに配置される。踏面冷却ノズル１４のノズル口は、中間品の踏面４１に対向して配置される。踏面冷却ノズル１４のノズル口は、中間品のフランジ４２の表面に対向して配置しても構わない。１又は複数の板部冷却ノズル１３は、ノズル口が板部３の表面に対向するように配置される。１又は複数のボス部冷却ノズル１２は、ノズル口がボス部２の表面に対向するように配置される。
　踏面冷却ノズル１４は、ノズル口から冷却媒体を噴射して、主としてリム部４の踏面４１及びフランジ４２の表面を冷却する。板部冷却ノズル１３は、ノズル口から冷却媒体を噴射して、主として板部３を冷却する。ボス部冷却ノズル１２は、ノズル口から冷却媒体を噴射して、主としてボス部２を冷却する。踏面冷却ノズル１４が、リム部４の踏面４１及びフランジ４２の表面を冷却するだけでなく、板部３の少なくとも一部を冷却してもよい。板部冷却ノズル１３が、板部３を冷却するだけでなく、リム部４の少なくとも一部及び／又はボス部２の少なくとも一部を冷却してもよい。ボス部冷却ノズル１２が、ボス部２を冷却するだけでなく、板部３の少なくとも一部を冷却してもよい。図１０での踏面冷却ノズル１４、板部冷却ノズル１３及びボス部冷却ノズル１２の配置及び数は一例であり、これに限定されない。冷却装置の複数の冷却ノズルは、冷却工程において、上記（Ａ）～（Ｃ）を満たす冷却が可能であれば、その構成は特に限定されない。
　上記冷却媒体は、所望の組織に適した冷却速度が得られるものであれば、特に限定されない。冷却媒体はたとえば、水、空気（エアー）、ミスト、汽水（スプレー）等である。
　冷却装置１０はさらに、１又は複数のサーモグラフィ（赤外線熱分布測定器）２０を備える。サーモグラフィ２０は、鉄道車輪の中間品を冷却装置１０に装着した状態での、中間品の上面温度、下面温度、側面温度及び中間品の内部温度を測定可能となるように、配置される。図１０でのサーモグラフィ２０の配置及び数は一例であり、これに限定されない。図１０では、複数のサーモグラフィ２０は、踏面４１、フランジ４２の表面、リム部４の表面のうち踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面（たとえば、リム部４の側面）、板部３の表面、及びボス部２の表面の温度分布が測定可能となるように配置されている。
　たとえば、Ａｃｍ変態点以上に加熱されたサンプル中間品（実際に製品となる鉄道車輪の中間品と同じ形状、同じ組成を有し、温度測定を目的としたサンプル品）を冷却装置１０に配置する。回転装置１１によりサンプル中間品を回転させながら、各冷却ノズル１２～１４から冷却媒体を噴射して、冷却を開始する。冷却中、複数のサーモグラフィ２０により、サンプル中間品の温度分布の変化を測定する。
　複数のサーモグラフィ２０は図示しない温度分布解析装置に接続されている。温度分布解析装置はたとえば、コンピュータと、コンピュータ内のメモリに格納された温度分布解析プログラムとを含む。温度分布解析プログラムがＣＰＵで実行されることにより、温度分布解析装置は、サンプル中間品の各領域（サンプル中間品の内部領域も含む）の単位時間当たりの温度変化を三次元的に解析する。温度分布解析装置はたとえば、三次元ＦＥＭ（有限要素法）を用いた周知の熱伝導解析プログラムを用いて、周知の方法で解析できる。
　サンプル中間品を常温まで冷却（急冷）して、サンプル中間品の各領域の温度変化を特定する。そして、温度変化の結果に基づいて、サンプル中間品のうち、８００～５００℃における冷却速度が最も遅い領域（最遅領域）を特定する。
　サーモグラフィ２０により測定されたサンプル中間品の領域うち、踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面、すなわちボス部２の表面、板部３の表面、及び、リム部４の踏面４１及びフランジ４２以外の表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ１℃／秒以下となり、三次元的解析によりサンプル中間品において特定された最遅領域での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となり、サーモグラフィ２０により測定されたサンプル中間品のうち踏面４１及びフランジ４２表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、冷却装置１０でサンプル中間品の冷却速度を調整する。具体的には、踏面冷却ノズル１４、板部冷却ノズル１３、及び、ボス部冷却ノズル１２の各々の冷却媒体の流量を調整したり、冷却装置１０に配置されている複数の踏面冷却ノズル１４、板部冷却ノズル１３、及び、ボス部冷却ノズル１２のうち、使用する冷却ノズルを選択したりして、冷却速度を調整する。調整後、サンプル中間品に代えて、Ａｃｍ変態点以上に加熱された製品用の中間品に対して、冷却装置１０を用いて冷却を実施する。好ましくは、踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ１℃／秒以下となり、三次元的解析によりサンプル中間品において特定された最遅領域での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となり、サーモグラフィ２０により測定されたサンプル中間品のうち踏面４１及びフランジ４２表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上かつ５℃／秒以上であり、２００℃／秒以下となるように、冷却装置１０でサンプル中間品の冷却速度を調整する。
　冷却工程において、中間品の踏面４１及びフランジ４２の表面の冷却速度を５℃／秒以上とすることにより、踏面４１の直下の表層部分及びフランジ４２の表層部分では、微細なパーライトが形成される。本実施形態の鉄道車輪のＣ含有量は０．８０～１．１５％と高い。そのため、微細パーライトの耐摩耗性が高まる。また、踏面４１及びフランジ４２の表面の冷却速度をＦｎ２℃／秒以上となるように中間品を冷却することにより、踏面４１及びフランジ４２の表面においても初析セメンタイトの生成が抑制される。
　また、踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面（ボス部２の表面、板部３の表面、及び、リム部４の踏面４１及びフランジ４２表面以外の表面）においては、冷却速度がＦｎ１℃／秒以下となるように中間品を冷却する。これにより、踏面４１及びフランジ４２以外の表面での焼入れ層の生成が抑制される。また、ボス部２、板部３、及び、リム部４の領域のうち、最遅領域での冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように中間品を冷却する。これにより、初析セメンタイトの生成が抑制される。すなわち、上述の冷却工程では、踏面４１及びフランジ４２に加えて、踏面４１及びフランジ４２以外の部分（ボス部２、板部３、及び、リム部４の側面）においても冷却が促進される。以上の工程により、冷却工程が実施される。冷却工程後の中間品の温度はたとえば、常温（２５℃）である。しかしながら、冷却工程後の中間品の温度は、５００℃以下であれば、特に限定されない。
　［焼戻し工程］
　冷却工程後の中間品に対して、必要に応じて焼戻しを実施する。焼戻しは周知の温度及び時間で行えば足りる。焼戻し温度はＡｃ１変態点以下である。焼戻し温度はたとえば、４００～６００℃であり、焼戻し温度での保持時間はたとえば、６０～１８０分である。ただし、焼戻し温度及び保持時間はこれに限定されない。焼戻しは実施しなくてもよい。
　［切削加工工程］
　熱処理工程（加熱工程及び冷却工程）後の中間品の踏面４１の直下の表層及びフランジ４２の表層には微細パーライトが形成されるものの、微細パーライトの上層には焼入れ層が形成される場合がある。鉄道車輪の使用において、焼入れ層の耐摩耗性は低い。そのため、本工程において、切削加工により踏面４１の直下の表層及びフランジ４２の表層の焼入れ層を除去する。切削加工は周知の方法で行えば足りる。
　なお、本実施形態の製造方法では、踏面４１及びフランジ４２の表面以外の他の表面（ボス部２の表面、板部３の表面、及び、リム部４の表面のうち踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面）には焼入れ層が形成されにくい。そのため、本実施形態の鉄道車輪の製造方法では、鉄道車輪の中間品のリム部４だけでなく、板部３及びボス部２も冷却するにも関わらず、踏面４１及びフランジ４２の表面以外の表面（ボス部２の表面、板部３の表面、及び、リム部４の側面）を切削しなくてよい。
　以上の工程により、本実施形態の鉄道車輪が製造される。本実施形態の製造方法で鉄道車輪を製造した場合、過共析鋼を用いた鉄道車輪であるにも拘わらず、板部３及びボス部２の領域において、靭性低下の要因である初析セメンタイトの生成が抑制される。さらに、過共析鋼を用いた鉄道車輪であるにも拘わらず、板部３及びボス部２の領域において、靱性低下の要因となる焼入れ層の生成も抑制できる。なお、リム部４においても、初析セメンタイトの生成が抑制される。
　［鉄道車輪の組織について］
　上述の製造方法により製造された鉄道車輪のミクロ組織は、次のとおりである。踏面直下の表層及びフランジの表層部分の組織は、パーライト組織である。初析セメンタイト量は、１．０本／１００μｍ以下である。ボス部、板部、リム部のうちの踏面及びフランジ以外の部分のミクロ組織は、実質的にパーライトからなる。つまり、面積率の９５％以上がパーライトである。さらに、初析セメンタイト量は、１．０本／１００μｍ以下である。
　より具体的には、上述の化学組成を有する過共析鋼の鉄道車輪において、ボス部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。そして、板部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、初析セメンタイト量は１本／１００μｍ以下である。そして、リム部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。ここで、初析セメンタイト量は式（Ａ）で定義される。
　初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）　（Ａ）
　ここで、ミクロ組織は次の方法で観察できる。鉄道車輪の各部（ボス部、板部、リム部）の表面から５ｍｍよりも深い位置において、ミクロ組織観察用のサンプルを採取する。サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げした後、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食する。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。観察面において、旧オーステナイト粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈するため、初析セメンタイトの生成有無が特定される。
　図１１に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形の視野１００に、２本の対角線１０１を引く。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求める。式（１）で定義するように、求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線１０１の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して、１００μｍあたりの初析セメンタイト量（本／１００μｍ）を求める。
　初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下であれば、初析セメンタイトの生成を十分に抑制できている。
　次に、同一の観察面を再度、機械研磨により鏡面仕上げし、ナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食する。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトは、それぞれコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、及び、パーライトを特定する。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求める。
　上述の製造方法で製造された鉄道車輪において、踏面及びフランジを含むリム部のミクロ組織では、パーライト面積率が９５％以上であり、実質的にパーライトからなる。そして、初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である。そのため、鉄道車輪は耐摩耗性に優れる。さらに、鉄道車輪のボス部、板部及びリム部のうち踏面及びフランジ以外の部分のミクロ組織も、実質的にパーライトからなる。そして、ボス部、板部及びリム部のうち踏面及びフランジ以外の部分のミクロ組織において、初析セメンタイト量はそれぞれ１．０本／１００μｍ以下である。そのため、本実施形態による鉄道車輪は、過共析鋼となる化学組成を有していても、靱性に優れる。
　なお、冷却工程直後においては、上述のとおり、鉄道車輪は、リム部の踏面直下の表層及びフランジの表層には焼入れ層を含んでもよい。ただし、鉄道車輪が使用される前に、焼入れ層は、上述の切削加工により除去される。その結果、リム部の踏面及びフランジ表面のミクロ組織は実質的にパーライトからなる。
　表３に示す化学組成を有する鋼番号１～１８の溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記溶鋼を用いて造塊法により丸インゴット（上面直径１０７ｍｍ、底面直径９７ｍｍ、高さ２３０ｍｍの円錐台型）を製造した。インゴットを１２５０℃に加熱後、８５０～１１００℃の温度範囲内で熱間鍛造して、直径４０ｍｍの鉄道車輪用の丸棒を製造した。
　［ジョミニ式一端焼入れ試験］
　鋼番号１～鋼番号１８の直径４０ｍｍの丸棒から、直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのジョミニ試験片を作製した。具体的には、旋盤加工により、直径４０ｍｍの丸棒を直径２５ｍｍの棒鋼とした。その後、１００ｍｍの長さで丸棒を切断して、ジョミニ試験片を作製した。
　鉄道車輪の製造工程中の熱処理工程（加熱工程及び冷却工程）を模擬して、ジョミニ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、Ａｃｍ変態点以上の温度である９５０℃の炉内で３０分保持して、ジョミニ試験片の組織をオーステナイト単相とした。その後、一端焼入れ（水冷）を実施した。具体的には、ジョミニ試験片の一端に水を噴射して冷却した。水冷後、水冷を実施したジョミニ試験片の側面を機械研磨し、その一端（水冷端）から軸方向に一定間隔で、ＪＩＳ　Ｚ２２４５（２０１１）に準拠したＣスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施し、ＨＲＣ分布を得た。ＨＲＣの測定間隔は水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。
　得られたＨＲＣ分布の一例を図１２に示す。図１２では、鋼番号１～４の結果を示す。図１２を参照して、ジョミニ曲線は、試験片の水冷端位置の硬さを基準として、水冷端からの距離の増加にともない硬さが急激に低下する領域Ａと、領域Ａよりも水冷端から離れた位置であって、水冷端からの距離に対して領域Ａよりも硬さが緩やかに低下する領域Ｂとに分類された。組織観察した結果、領域Ａはマルテンサイト及び／又はベイナイトからなる焼入れ層に相当した。領域Ｂは実質的にパーライトからなる組織であった。図１２に示すようなＨＲＣ分布に基づいて、焼入れ層深さを求めた。
　［ミクロ組織観察］
　水冷端からの各距離におけるミクロ組織観察は、次の方法で実施した。ジョミニ試験片の水冷端からの各距離にて、ＨＲＣ測定を行ったサンプル側面の測定面を観察面として、機械研磨により鏡面仕上げした後、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察面において、旧オーステナイト粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈するため、初析セメンタイトの生成有無が特定できた。
　図１１に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形の視野１００に、２本の対角線１０１を引いた。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求めた。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線１０１の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して、１００μｍあたりの初析セメンタイト量（本／１００μｍ）を求めた。つまり、式（Ａ）に基づいて、初析セメンタイト量を定義した。
　初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下であれば、初析セメンタイトの生成を抑制できたと判断した。表４中の各鋼番号の水冷端からの距離に対応して記載された数値は、初析セメンタイト量（本／１００μｍ）を示す。たとえば、試験番号４の冷却速度１３．１℃／秒（水冷端からの距離１３ｍｍ）の値（０．５）は、試験番号４の試験片において、水冷端から軸方向に１３ｍｍの距離位置での初析セメンタイト量が０．５本／１００μｍであったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、同一の観察面を再度、機械研磨により鏡面仕上げし、ナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトは、それぞれコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、パーライトを特定した。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求めた。
　なお、ジョミニ式一端焼入れ試験時の水冷端からの距離と８００℃から５００℃までの冷却時間の関係については、実験的に示された文献データ（Ｆ．Ｗｅｖｅｒ　ｅｔ　ａｌ．、Ｚｕｒ　Ｆｒａｇｅ　ｄｅｒ　Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ　ｄｅｒ　Ｓｔａｈｌｅ　ａｕｆ　Ｇｒｕｎｄ　ｉｈｒｅｒ　Ｚｅｉｔ－Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ－Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ－Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ　ｕ　Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９～７６１）が存在する。この文献データに基づき、水冷端からの距離を変換し、各位置の８００～５００℃での平均冷却速度とした。水冷速度を、水冷端からの距離に対応して表４中に記載した。
　［フォーマスタ試験］
　上記のジョミニ試験片を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験では再現できない、低冷速での連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。鋼番号１～鋼番号１８の直径４０ｍｍの丸棒から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片を各鋼番号につき１個ずつ用意した。試験片を９５０℃で５分間均熱した。その後、一定の冷却速度１．０℃／秒で冷却した。冷却後の試験片に対して、上述の方法により、初析セメンタイト量（本／１００μｍ）を算出した。
　冷却速度１．０℃／秒で初析セメンタイトが確認されなかった鋼番号については、さらに、０．１℃／秒での連続冷却熱処理試験を別途実施し、上述と同様の方法で初析セメンタイト量を求めた。
　［試験結果］
　結果を表４に示す。表４中において、水冷端からの距離に対応した欄の「●」印は、その距離における組織が焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）であったことを示す。また、水冷端からの距離に対応した欄の「○」印は、その距離における組織が実質的にパーライトからなり（面積率で９５％以上がパーライトであり）、マルテンサイト又はベイナイトが確認されず、初析セメンタイトも確認されなかったことを示す。水冷端からの距離に対応した欄の「数値」は、組織が実質的にパーライトからなり（面積率で９５％以上がパーライトであり）、その距離における初析セメンタイトの１００μｍあたりの本数を示す。また、表４中の各鋼番号においては、冷却速度（℃／秒）が式（１）で定義されるＦｎ１以下であり、式（２）で定義されるＦｎ２以上である範囲をグレーで色づけした。表４を参照して、グレーで色づけされた冷却速度の範囲では、焼入れ層が生成せず、かつ、初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下であった。
　表３及び表４を参照して、いずれの鋼番号においても、冷却速度がＦｎ２以上となった場合、Ｃ含有量が０．８０～１．１５％の過共析鋼であっても、初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下となり、初析セメンタイトの生成を抑制できた。そのため、鉄道車輪において、十分な靱性が確保できることが予想できた。さらに、冷却速度がＦｎ１以下であれば、焼入れ層の生成が抑制された。そのため、鉄道車輪において、十分な靱性が確保できることが予想できた。したがって、中間品のうち踏面及びフランジ表面以外の表面、すなわちボス部表面、板部表面及びリム部側面（踏面及びフランジ表面以外のリム部表面）の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ１℃／秒以下となるようにし、中間品のうち、８００～５００℃における冷却速度が最も遅くなる領域、すなわち、ボス部内部、板部内部及びリム部内部において冷却速度が最も遅くなる領域（以下、最遅領域という）での冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるようにし、中間品のうち踏面及びフランジ表面の８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、中間品を冷却すれば、製造された鉄道車輪において、ボス部、板部、リム部のいずれにおいてもパーライト面積率が９５％以上となり、初析セメンタイト量が１．０本／１００μｍ以下となり、ボス部及び板部の表面において、焼入れ層の生成を抑制できることが分かった。
　表３中の鋼番号９の直径４０ｍｍの丸棒を用いて、初析セメンタイト量とシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）との関係を調査した。４本の鋼番号９の丸棒を９５０℃で３０分均熱し、その後、表５に示す冷却速度で冷却した。冷却速度は、種々の温度のソルトバスに浸漬することにより、調整した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　［ミクロ組織観察］
　冷却後の各試験番号（９－１～９－４）の丸棒の中央部から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。サンプルの観察面は、丸棒の中心軸に対して垂直な面とした。機械研磨により観察面を鏡面仕上げした後、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察面において、旧オーステナイト粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈するため、初析セメンタイトの生成有無が特定できた。また、実施例１と同じ方法により、パーライト面積率を求めた。その結果、いずれの試験番号においても、パーライト面積率が９５％以上であった。
　図１１に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形の視野１００に、２本の対角線１０１を引いた。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求めた。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線１０１の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して、１００μｍあたりの初析セメンタイト量（本／１００μｍ）を求めた。つまり、式（Ａ）に基づいて、初析セメンタイト量を定義した。
　［シャルピー衝撃試験］
　各試験番号（９－１～９－４）の丸棒から、シャルピー試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を作製した。シャルピー試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と一致した。シャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を室温（２５℃）にて実施した。
　［試験結果］
　試験結果を表５に示す。表５を参照して、冷却速度がＦｎ２以上（３．４）の場合（鋼番号９－１）、初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下であった。そのため、シャルピー衝撃値が２０．０Ｊ／ｃｍ２以上と高く、十分な靱性が得られた。一方、冷却速度がＦｎ２未満の場合（鋼番号９－２～９－４）、シャルピー衝撃値は２０．０Ｊ／ｃｍ２未満と低かった。
　以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。
　１　鉄道車輪
　２　ボス部
　３　板部
　４　リム部
　１０　冷却装置

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．８０～１．１５％、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：０．１０～１．２５％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、
    　Ｎ：０．００３０～０．０２００％、
    　Ｃｒ：０～０．６０％、及び、
    　Ｖ：０～０．１２％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　ボス部と、
    　踏面及びフランジを含むリム部と、
    　前記ボス部と前記リム部との間に配置される板部とを備える、鉄道車輪の中間品をＡｃｍ変態点以上に加熱する加熱工程と、
    　加熱された前記中間品を冷却する冷却工程とを備え、
    　前記冷却工程では、前記中間品において前記踏面及びフランジ表面以外の表面の８００～５００℃における冷却速度が式（１）で定義されるＦｎ１℃／秒以下であり、前記中間品において冷却速度が最も遅くなる領域での８００～５００℃における冷却速度が式（２）で定義されるＦｎ２℃／秒以上であり、前記踏面及びフランジ表面での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上となるように、前記中間品を冷却する、
    　鉄道車輪の製造方法。
    　Ｆｎ１＝－５．０＋ｅｘｐ（５．６５１－１．４２７×Ｃ－１．２８０×Ｓｉ－０．７７２３×Ｍｎ－１．８１５×Ｃｒ－１．５１９×Ａｌ－７．７９８×Ｖ）・・・（１）
    　Ｆｎ２＝０．５１５＋ｅｘｐ（－２４．８１６＋２４．１２１×Ｃ＋１．２１０×Ｓｉ＋０．５２９×Ｍｎ＋２．４５８×Ｃｒ－１５．１１６×Ａｌ－５．１１６×Ｖ）・・・（２）
    　ここで、上記の式（１）及び式（２）における各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の鉄道車輪の製造方法であって、
    　前記冷却工程ではさらに、前記踏面及びフランジ表面での８００～５００℃における冷却速度がＦｎ２℃／秒以上かつ５℃／秒以上であり、２００℃／秒以下となるように、前記中間品を冷却する、
    　鉄道車輪の製造方法。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鉄道車輪の製造方法であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｒ：０．０２～０．６０％、及び、
    　Ｖ：０．０２～０．１２％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鉄道車輪の製造方法。
  4. 　質量％で、
    　Ｃ：０．８０～１．１５％、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：０．１０～１．２５％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．０２５～０．６５０％、
    　Ｎ：０．００３０～０．０２００％、
    　Ｃｒ：０～０．６０％、及び、
    　Ｖ：０～０．１２％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　ボス部と、
    　踏面及びフランジを含むリム部と、
    　前記ボス部と前記リム部との間に配置される板部とを備え、
    　前記ボス部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下であり、
    　前記板部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下であり、
    　前記リム部のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５％以上であり、式（Ａ）で定義される初析セメンタイト量は１．０本／１００μｍ以下である、
    　鉄道車輪。
    　初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）　（Ａ）
  5. 　請求項４に記載の鉄道車輪であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｒ：０．０２～０．６０％、及び、
    　Ｖ：０．０２～０．１２％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鉄道車輪。
PCT/JP2018/013538 2017-03-31 2018-03-30 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪 WO2018181862A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP18776955.9A EP3608429A4 (en) 2017-03-31 2018-03-30 METHOD OF MANUFACTURING A RAIL WHEEL AND RAIL WHEEL
US16/493,608 US11761053B2 (en) 2017-03-31 2018-03-30 Method for producing railway wheel and railway wheel
JP2018547493A JP6485604B2 (ja) 2017-03-31 2018-03-30 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪
CA3057052A CA3057052A1 (en) 2017-03-31 2018-03-30 Method for producing railway wheel and railway wheel
BR112019020038A BR112019020038A2 (pt) 2017-03-31 2018-03-30 roda ferroviária e método para produção de roda ferroviária
UAA201910732A UA123978C2 (uk) 2017-03-31 2018-03-30 Спосіб виготовлення залізничного колеса і залізничне колесо
CN201880022286.XA CN110462069B (zh) 2017-03-31 2018-03-30 铁路车轮的制造方法以及铁路车轮
AU2018246551A AU2018246551B9 (en) 2017-03-31 2018-03-30 Method for producing railway wheel and railway wheel
EA201992323A EA201992323A1 (ru) 2018-01-31 2018-03-30 Способ изготовления железнодорожного колеса и железнодорожное колесо

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017070847 2017-03-31
JP2017-070847 2017-03-31
JP2018014271 2018-01-31
JP2018-014271 2018-01-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018181862A1 true WO2018181862A1 (ja) 2018-10-04

Family

ID=63677901

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/013538 WO2018181862A1 (ja) 2017-03-31 2018-03-30 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11761053B2 (ja)
EP (1) EP3608429A4 (ja)
JP (1) JP6485604B2 (ja)
CN (1) CN110462069B (ja)
AU (1) AU2018246551B9 (ja)
BR (1) BR112019020038A2 (ja)
CA (1) CA3057052A1 (ja)
UA (1) UA123978C2 (ja)
WO (1) WO2018181862A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020067520A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
WO2020067506A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
CN115349025A (zh) * 2020-03-26 2022-11-15 日本制铁株式会社 铁路车轮
WO2023062886A1 (ja) * 2021-10-14 2023-04-20 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
JP7332886B2 (ja) 2019-10-11 2023-08-24 日本製鉄株式会社 鉄道車輪

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115323124B (zh) * 2022-08-17 2023-06-16 马鞍山钢铁股份有限公司 一种利用淬火余热回火的车轮生产方法、一种车轮
CN115572902B (zh) * 2022-09-30 2023-08-22 吉林建龙钢铁有限责任公司 一种一体化车轮毂用钢及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09202937A (ja) 1996-01-23 1997-08-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐摩耗性および耐熱亀裂性に優れた鉄道車両用車輪およびその製造方法
JP2004315928A (ja) 2003-04-18 2004-11-11 Nippon Steel Corp 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
JP2012107295A (ja) 2010-11-18 2012-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 車輪用鋼
JP2013231212A (ja) 2012-04-27 2013-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 車輪用鋼
WO2015190088A1 (ja) * 2014-06-11 2015-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3154441A (en) * 1962-04-20 1964-10-27 United States Steel Corp Method of heat-treating railroad wheels
GB1247569A (en) * 1969-12-18 1971-09-22 Inst Chernoi Metallurgii Method of hardening railway wheels
EP1215291B1 (de) * 2000-12-15 2005-05-25 AFT Advanced Forging Technologies GmbH Vorrichtung zum Abkühlen und Behandeln erhitzter rotationssymmetrischer Körper aus Metall
AU2003236273B2 (en) 2002-04-05 2005-03-24 Nippon Steel Corporation Pealite based rail excellent in wear resistance and ductility and method for production thereof
CN106521315B (zh) * 2016-11-10 2018-06-19 钢铁研究总院 一种高强度高韧性重载列车车轮用钢及其热处理方法
CN106521343B (zh) * 2016-11-10 2018-03-27 钢铁研究总院 一种超高强度铝合金化超高碳车轮用钢及其热处理方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09202937A (ja) 1996-01-23 1997-08-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐摩耗性および耐熱亀裂性に優れた鉄道車両用車輪およびその製造方法
JP2004315928A (ja) 2003-04-18 2004-11-11 Nippon Steel Corp 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
JP2012107295A (ja) 2010-11-18 2012-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 車輪用鋼
JP2013231212A (ja) 2012-04-27 2013-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 車輪用鋼
WO2015190088A1 (ja) * 2014-06-11 2015-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
F. WEVER ET AL.: "Zur Frage der Warmebehandlung der Stahle auf Grund ihrer Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubilder", STAHL U EISEN, vol. 74, 1954, pages 749 - 761

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020067520A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
WO2020067506A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
JP6737427B1 (ja) * 2018-09-28 2020-08-12 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
JPWO2020067520A1 (ja) * 2018-09-28 2021-02-15 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
JP7332886B2 (ja) 2019-10-11 2023-08-24 日本製鉄株式会社 鉄道車輪
CN115349025A (zh) * 2020-03-26 2022-11-15 日本制铁株式会社 铁路车轮
WO2023062886A1 (ja) * 2021-10-14 2023-04-20 日本製鉄株式会社 鉄道車輪

Also Published As

Publication number Publication date
JP6485604B2 (ja) 2019-03-20
US11761053B2 (en) 2023-09-19
UA123978C2 (uk) 2021-06-30
AU2018246551B9 (en) 2022-02-10
JPWO2018181862A1 (ja) 2019-04-11
CN110462069A (zh) 2019-11-15
EP3608429A4 (en) 2020-09-16
CA3057052A1 (en) 2018-10-04
BR112019020038A2 (pt) 2020-04-28
US20200102623A1 (en) 2020-04-02
AU2018246551B2 (en) 2021-08-12
CN110462069B (zh) 2021-06-25
EP3608429A1 (en) 2020-02-12
AU2018246551A1 (en) 2019-10-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6485604B2 (ja) 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪
CA2948297C (en) Railway vehicle wheel and method for manufacturing railway vehicle wheel
JP6443606B1 (ja) 鉄道車輪
WO2012067237A1 (ja) 車輪用鋼
CA2195287C (en) Railway wheel and manufacturing method of the railway wheel
EP3015561B1 (en) Abrasion-resistant steel material excellent in fatigue characteristics and method for manufacturing same
WO2020067520A1 (ja) 鉄道車輪
EP3214201B1 (en) Railway wheel
JP6737427B1 (ja) 鉄道車輪
JP2021063258A (ja) 鉄道車輪
EP4130318A1 (en) Train wheel
US20240150878A1 (en) Steel material
EA041988B1 (ru) Способ изготовления железнодорожного колеса и железнодорожное колесо

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018547493

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18776955

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3057052

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019020038

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018246551

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20180330

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2018776955

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018776955

Country of ref document: EP

Effective date: 20191031

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019020038

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190925