WO2021193808A1 - 鉄道車輪 - Google Patents

鉄道車輪 Download PDF

Info

Publication number
WO2021193808A1
WO2021193808A1 PCT/JP2021/012494 JP2021012494W WO2021193808A1 WO 2021193808 A1 WO2021193808 A1 WO 2021193808A1 JP 2021012494 W JP2021012494 W JP 2021012494W WO 2021193808 A1 WO2021193808 A1 WO 2021193808A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
quenching
tread
railway
test
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/012494
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健人 前島
久保田　学
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to US17/905,514 priority Critical patent/US20230119875A1/en
Priority to CN202180023472.7A priority patent/CN115349025A/zh
Priority to AU2021243639A priority patent/AU2021243639B2/en
Priority to JP2021542441A priority patent/JP7031793B2/ja
Priority to EP21776077.6A priority patent/EP4130318A1/en
Publication of WO2021193808A1 publication Critical patent/WO2021193808A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C21D1/55—Hardenability tests, e.g. end-quench tests
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • G—PHYSICS
    • G01—MEASURING; TESTING
    • G01M—TESTING STATIC OR DYNAMIC BALANCE OF MACHINES OR STRUCTURES; TESTING OF STRUCTURES OR APPARATUS, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • G01M17/00—Testing of vehicles
    • G01M17/08—Railway vehicles
    • G01M17/10—Suspensions, axles or 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
    • 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
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

Definitions

  • This disclosure relates to railway wheels.
  • Railroad vehicles run on the rails that make up the railroad tracks.
  • Railroad vehicles include a plurality of railroad wheels.
  • Rail wheels support the vehicle, come into contact with the rails, and move while rotating on the rails.
  • Rail wheels wear due to contact with rails.
  • Recently, for the purpose of improving the efficiency of railway transportation the load weight on railway vehicles has been increased and the speed of railway vehicles has been increased. As a result, improvement in wear resistance of railway wheels is required.
  • Patent Document 1 JP-A-9-202937
  • Patent Document 2 JP-A-2012-107295
  • Patent Document 3 JP-A-2013-231212
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-315928
  • the railroad wheels disclosed in Patent Document 1 have a mass% of 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: less than 0.03%, S: 0.03% or less, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • a region from the surface of the wheel tread to a depth of at least 50 mm is composed of a pearlite structure.
  • the wheel tread portion is formed 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 martensitic transformation curve side for a long time. Includes a quenching step to cool.
  • the steel for wheels disclosed in Patent Document 2 has C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.02 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1.90%, Cr in mass%. : Contains 0.02 to 0.50%, V: 0.02 to 0.20%, S ⁇ 0.04%, P ⁇ 0.05%, Cu ⁇ 0.20%, Ni ⁇ 0.20% However, the balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities. This chemical composition further satisfies the following relational expression.
  • Patent Document 2 describes that this wheel 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 has C: 0.65 to 0.84%, Si: 0.4 to 1.0%, Mn: 0.50 to 1.40%, Cr in mass%. : 0.02 to 0.13%, S: 0.04% or less, V: 0.02 to 0.12%, Fn1 defined in the formula (1) is 32 to 43, and the formula Fn2 represented by (2) is 25 or less, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • Patent Document 3 describes that this wheel steel has the above chemical composition and is excellent in wear resistance, rolling fatigue resistance, and spoke resistance when Fn1 and Fn2 satisfy the above ranges. There is.
  • the railway wheels disclosed in Patent Document 4 have C: 0.85 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.05 to 2.00%, in mass%, and are required. Depending on the situation, it further contains one or more of Cr, Mo, V, Nb, B, Co, Cu, Ni, Ti, Mg, Ca, Al, Zr, and N in a predetermined amount, and the balance is Fe and other unavoidable. It is an integrated railway wheel made of steel containing a chemical component composed of target impurities, and at least a part of the tread and / or flange surface of the railway wheel has a pearlite structure.
  • Patent Document 4 the life of railway wheels depends on the amount of wear on the tread and flange surfaces (paragraph [0002] of Patent Document 4), and is further generated as the amount of heat generated when braking is applied in a high-speed railway. It is stated that it depends on cracks on the tread and flange surfaces. It is described that the railroad wheels have the above configuration, so that the wear resistance of the tread surface and the flange surface and thermal cracking can be suppressed.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-202937 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-107295 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-231212 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-315928
  • the railway wheel proposed in Patent Document 1 has a low Cr content and further contains an appropriate amount of Si in order to obtain an appropriate hardenability and a property of obtaining a pearlite structure.
  • the C content of the railway wheel described in Patent Document 1 is 0.4 to 0.75%, and the railway wheel is made of so-called subeutectic steel. Therefore, there is a limit to the improvement of wear resistance.
  • the pearlite structure is strengthened by containing V in the steel having a C content of 0.65 to 0.84% to improve wear resistance. I'm raising it.
  • an example of a railway wheel manufacturing method is as follows. Steel pieces are hot-worked to form railroad wheel-shaped intermediates. Heat treatment (tread quenching) is performed on the molded intermediate product. In tread quenching, after heating the intermediate product, the rim portion (particularly the tread surface and flange portion of the rim portion) of the intermediate product is rapidly cooled. As a result, fine pearlite with high wear resistance is generated in the matrix structure of the surface layer portion of the tread surface. However, on the surface layer portion of the tread surface after quenching the tread surface, a quenching layer is formed on the upper layer of fine pearlite.
  • the hardened layer is a hard layer made of martensite or a hard layer made of martensite and bainite. The hardened layer is prone to wear during the use of railroad wheels. Therefore, after quenching the tread, the hardened layer formed on the outermost surface layer of the tread is removed by cutting to expose fine pearlite on the tread.
  • Rail wheels are manufactured by the above steps.
  • railway wheels made of hypereutectoid steel have excellent wear resistance.
  • a hardened layer is likely to be formed deeply after tread quenching because the C content is high.
  • the hardened layer is removed by cutting, and if the hardened layer is deeply formed, it takes a long time to cut. Therefore, it is preferable that the formation of the hardened layer can be reduced as much as possible in the manufacturing process.
  • An object of the present disclosure is to provide a railway wheel made of hypereutectoid steel having a high C content of 0.80% or more and capable of suppressing the formation of a hardened layer in a manufacturing process.
  • the chemical composition of the railway wheel is mass%.
  • the rest consists of Fe and impurities In the microstructure of the rim portion of the railroad wheel
  • the initial cementite area ratio is 0.1 to 1.5%,
  • the pearlite area ratio is 95.0% or more.
  • the railway wheel according to this embodiment can suppress the formation of a hardened layer in the manufacturing process even if the C content is as high as 0.80% or more.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view including a central axis of a railway wheel.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the distance from the water-cooled end and the Rockwell hardness HRC, which was obtained by a Jomini type one-side quenching test using a test material assuming a railway wheel.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view including a central axis of a railway wheel according to the present embodiment.
  • the railroad 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 central portion of the railway wheel 1 in the radial direction (direction perpendicular to the central axis) of the railway wheel 1.
  • the boss portion 2 has a through hole 21.
  • the central axis of the through hole 21 coincides with the central axis of the railroad wheel 1.
  • a railroad axle (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 portion of the railway wheel 1.
  • the rim portion 4 includes a tread surface 41 and a flange portion 42.
  • the tread 41 is connected to the flange portion 42.
  • the thickness T4 of the rim portion 4 is thicker than the thickness T3 of the plate portion 3.
  • the plate portion 3 is arranged between the boss portion 2 and the rim portion 4, and is connected to the boss portion 2 and the rim portion 4. Specifically, 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 first examined a chemical composition suitable for enhancing wear resistance in railway wheels. As a result, in railway wheels, even if the same hardness is obtained, it is better to increase the C content to 0.80% or more and increase the hardness than to increase the V content to increase the hardness. It was found that the wear resistance when used as a railroad wheel is improved. This mechanism is not clear, but the following can be considered.
  • the treads of railway wheels in use receive external force (load) from the rails. This external force crushes cementite in the surface layer of pearlite just below the tread, and the hardness is increased by strengthening the dispersion. Further, the carbon in the crushed fine cementite is supersaturated in the ferrite in the pearlite, and the hardness of the surface layer just below the tread is increased by strengthening the solid solution.
  • the present inventors considered that in order to enhance the wear resistance, it is preferable to use a hypereutectoid steel having a C content of 0.80 to 1.15% in the chemical composition of the railway wheel.
  • the railroad wheels of hypereutectoid steel having a C content of 0.80% or more are compared with the subeutectoid steel due to tread quenching during the manufacturing process of the railroad wheels.
  • the hardened layer is formed deeper.
  • the hardened layer formed on the rim portion 4 (tread surface 41 and flange portion 42) is removed by cutting. Therefore, it is preferable that the quenching layer is as thin as possible. Therefore, the present inventors have investigated a means capable of reducing the quenching layer formed during the manufacturing process in a railway wheel made of hypereutectoid steel having a C content of 0.80% or more.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the distance from the water-cooled end and the Rockwell hardness HRC, which was obtained by a Jomini type one-side quenching test using a test material assuming a railway wheel.
  • FIG. 2 was obtained by the following method.
  • test material having the chemical composition shown in Table 1 (a round bar test piece having a diameter of 25 mm and a length of 100 mm) was prepared.
  • Test No. 1 containing no Nb, Test No. 2 having an Nb content of 0.009%, and Test No. 3 having an Nb content of 0.020% were prepared.
  • a Jomini type one-side quenching test conforming to JIS G0561 (2011) was carried out. Specifically, the Jomini test piece was held in an air atmosphere at 950 ° C., which is a temperature equal to or higher than the A cm transformation point, for 30 minutes, and the structure of the Jomini test piece was defined as an austenite single phase. After that, quenching (water cooling) was carried out once. Specifically, water was sprayed onto one end of the Jomini test piece to cool it.
  • the side surface of the water-cooled Jomini test piece is mechanically polished, and at regular intervals in the axial direction from one end (water-cooled end), Rockwell hardness using a C scale conforming to JIS Z2245 (2011) ( HRC) test was carried out.
  • the HRC measurement interval was 1.0 mm pitch from the water-cooled end to the 15 mm position, and 2.5 mm pitch at the position 15 mm or more from the water-cooled end.
  • the obtained HRC was plotted to create FIG.
  • the Rockwell hardness HRC rapidly decreases as the distance D from the water-cooled end increases. If the distance D is equal to or greater than a predetermined distance, the Rockwell hardness HRC does not decrease so much even if the distance from the water-cooled end is increased.
  • the region A from the water-cooled end to the sharp decrease in Rockwell hardness HRC is defined as the "quenched layer”. Further, a region B deeper than the region A and in which the Rockwell hardness HRC is not significantly reduced is defined as a “base material”.
  • the depth of the hardened layer decreased as the Nb content increased. Therefore, if Nb is contained in the railway wheel, the formation of the quenching layer formed by the tread quenching treatment in the manufacturing process can be suppressed.
  • the reason why the quenching layer generated by the tread quenching treatment in the manufacturing process can be suppressed by containing Nb is as follows.
  • fine Nb carbides are generated when heated by tread quenching.
  • Fine Nb carbides refine the old austenite grains.
  • VC has a lower solid solution temperature than NbC. Therefore, the VC dissolves in a solid solution during the heating of tread quenching, and cannot function as pinning particles.
  • V is contained, as described above, in the cooling step of tread quenching, VC is precipitated in the ferrite to strengthen the ferrite, but it is considered that the austenite crystal grains cannot be refined as pinning particles.
  • the formation of the hardened layer is suppressed by a different mechanism and the former austenite crystal grains are refined.
  • the formation of the hardened layer can be suppressed by containing Nb in the railway wheel having the above chemical composition.
  • the railway wheel of the present embodiment completed based on the above findings has the following configuration.
  • Carbon (C) increases the hardness of steel and enhances the wear resistance of railway wheels. If the C content is less than 0.80%, this effect cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 1.15%, a large amount of pro-eutectoid cementite may be precipitated at the former austenite grain boundaries even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the toughness of the railroad wheels is reduced. Therefore, the C content is 0.80 to 1.15%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.85%, more preferably 0.86%, still more preferably 0.87%, still more preferably 0.90%, still more preferably 0.95. %.
  • the preferred upper limit of the C content is 1.10%, more preferably 1.05%.
  • Si 1.00% or less Silicon (Si) is inevitably contained. That is, the Si content is more than 0%. Si enhances the hardness of steel by solid solution strengthening ferrite. However, if the Si content exceeds 1.00%, pro-eutectoid cementite, which causes a decrease in steel toughness, is likely to be generated even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. If the Si content exceeds 1.00%, the hardenability of the steel becomes too high, and martensite is likely to be formed. In this case, the thickness of the hardened layer formed on the tread during tread quenching increases. As a result, the cutting amount increases and the yield decreases.
  • the Si content is 1.00% or less.
  • the preferred upper limit of the Si content is 0.90%, more preferably 0.80%, still more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, still more preferably 0.45. %, More preferably 0.40%, still more preferably 0.35%.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited. However, excessive reduction of Si content increases manufacturing costs. Therefore, the preferred lower limit of the Si content is 0.01%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.15%.
  • Mn 0.10 to 1.20%
  • Manganese (Mn) solid-solves and strengthens ferrite to increase the hardness of steel. Mn further forms MnS and enhances the machinability of steel. If the Mn content is less than 0.10%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.20%, the hardenability of the steel becomes too high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the thickness of the hardened layer increases, and the yield during the manufacturing process decreases.
  • the Mn content is 0.10 to 1.20%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.30%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.70%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 1.00%, more preferably 0.90%, still more preferably 0.85%.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the grain boundaries and reduces the toughness of the steel. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.030%, more preferably 0.020%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of P content increases manufacturing costs. Therefore, when considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, and more preferably 0.002%.
  • S 0.030% or less Sulfur (S) is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. S forms MnS and enhances the machinability of steel. On the other hand, if the S content is too high, the toughness of the steel will decrease. Therefore, the S content is 0.030% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.020%, more preferably 0.015%, still more preferably 0.012%, still more preferably 0.010%. Excessive reduction of S content increases manufacturing costs. Therefore, the preferable lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • Al 0.005 to 0.190%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the other element content is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.190%, the above effect is saturated. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.190%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.008%, more preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.180%, more preferably 0.170%, further preferably 0.150%, further preferably 0.120%, still more preferably 0.100. %, More preferably 0.080%, even more preferably 0.060%, still more preferably 0.050%.
  • N 0.0200% or less Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. If the N content exceeds 0.0200%, AlN becomes coarse and the toughness of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.0200% or less.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.0100%, more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0060%.
  • the N content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of N content raises manufacturing costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0025%.
  • Niobium (Nb) combines with C to produce fine NbC during heating for tread quenching during the manufacturing process of railway wheels.
  • the fine NbC functions as pinning particles and suppresses the coarsening of austenite during heating. Therefore, the old austenite crystal grains are maintained as fine, and the hardenability of the steel is suppressed. As a result, the formation of a hardened layer during the manufacturing process of railway wheels is suppressed.
  • Nb also enhances the toughness of the steel material by suppressing the coarsening of the old austenite crystal grains. If the Nb content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Nb content is 0.005 to 0.050%.
  • the preferred lower limit of the Nb content is 0.007%, more preferably 0.009%.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.040%, more preferably 0.035%, even more preferably 0.030%, even more preferably 0.025%, still more preferably 0.023. %.
  • the rest of the chemical composition of the railroad wheels according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as raw materials when the railway wheels of the present embodiment are industrially manufactured, and have an adverse effect on the railway wheels of the present embodiment. Means what is allowed within the range that does not give.
  • the chemical composition of the railway wheel of the present embodiment may further contain Cr 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 narrows the lamella spacing of perlite. This significantly increases the hardness of pearlite. However, if the Cr content exceeds 0.25%, the hardenability becomes excessively high and the thickness of the hardened layer after tread quenching becomes excessive even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Increases to. Therefore, the Cr content is 0 to 0.25%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 0.24%, more preferably 0.23%, still more preferably 0.22%.
  • the chemical composition of the railway wheel of the present embodiment may further contain V instead of a part of Fe.
  • 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 and reinforce steel (specifically, ferrite in steel). As a result, the hardness of the railroad wheels is increased, further enhancing the wear resistance. However, if the V content exceeds 0.12%, the hardenability becomes high, and the thickness of the hardened layer after tread quenching becomes excessively increased. Therefore, the V content is 0 to 0.12%.
  • the lower limit of the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%.
  • the preferred upper limit of the V content is 0.11%, more preferably 0.10%.
  • the area ratio of pearlite is 95.0% or more, and the area ratio of proeutectoid cementite is 0.1 to 1.5%.
  • the phases other than pearlite and proeutectoid cementite are, for example, martensite and / or bainite.
  • the lower limit of the area ratio of the pro-eutectoid cementite may be 0.2% or 0.3%.
  • the preferred upper limit of the area ratio of the pro-eutectoid cementite is 1.4%, more preferably 1.3%, still more preferably 1.2%, still more preferably 1.1%, still more preferably. It is 1.0%, more preferably 0.9%.
  • the pearlite area ratio and the proeutectoid cementite area ratio in the microstructure of the rim portion 4 are obtained by the following method.
  • a sample is taken from the center position in the thickness direction of the rim portion 4 (the center position of the thickness T4 in FIG. 1).
  • the observation surface of each sample is mirror-finished by mechanical polishing.
  • the observation surface is etched with a sodium picric acid solution (100 ml of water + 2 g of picric acid + 25 g of sodium hydroxide). In etching, the sample is immersed in a boiled sodium picric acid solution.
  • a photographic image is generated using a 200x optical microscope for any one field of view (500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m) in the observation plane of the sample after etching.
  • each phase of the microstructure can be discriminated based on the contrast. Identify pearlite and pro-eutectoid cementite based on contrast.
  • the area ratio (%) of pearlite is obtained based on the total area of the specified pearlite and the area of the observation field of view.
  • the area ratio (%) of the proeutectoid cementite is determined based on the total area of the identified proeutectoid cementite and the area of the observation field of view.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, and the pearlite area ratio is 95.0% or more in the microstructure of the rim portion 4.
  • the area ratio of the proeutectoid cementite is 0.1 to 1.5%. Therefore, the railway wheel 1 of the present embodiment can obtain appropriate toughness even if the prominent cementite is present in the rim portion 4.
  • the railway wheel 1 of the present embodiment contains 0.005 to 0.050% of Nb in the above-mentioned chemical composition. Therefore, the depth of the quenching layer formed by the tread quenching treatment during the manufacturing process can be suppressed.
  • the chemical composition of the railway wheel of the present embodiment preferably satisfies the formula (1).
  • the content of the corresponding element is substituted in% by mass for the element symbol in the formula (1).
  • F1 100Nb / (C + 0.5Si + 0.8Mn + 15Al + 40Cr + 10V).
  • F1 is an index of the depth of the hardened layer that can be generated during the manufacturing process of railway wheels. Specifically, Nb suppresses the formation of a hardened layer as described above. On the other hand, C, Si, Mn, Al, Cr and V are considered to promote the formation of the hardened layer.
  • F1 has a quenching layer forming element (Nb) as a numerator and a quenching layer promoting element (C, Si, Mn, Al, Cr, V) as a denominator.
  • the content of the quenching layer suppressing element (Nb) is sufficiently higher than the content of the quenching layer promoting element.
  • the depth of the quenching layer formed by the tread quenching treatment during the manufacturing process of the railway wheel can be sufficiently suppressed.
  • the preferred lower limit of F1 is 0.080, more preferably 0.090, even more preferably 0.100, even more preferably 0.150, even more preferably 0.200, even more preferably. It is 0.250, more preferably 0.300, and even more preferably 0.340.
  • F1 is a value obtained by rounding off the fourth decimal place of the obtained value.
  • a more preferable lower limit of F1 is 0.380. In this case, the depth of the quenching layer formed by the tread quenching treatment during the manufacturing process of the railway wheel can be further sufficiently suppressed.
  • a more preferable lower limit of F1 is 0.390, and even more preferably 0.395.
  • This manufacturing method includes a process of manufacturing steel for railway wheels (material manufacturing process), a process of forming a wheel-shaped intermediate product from steel for railway wheels by hot processing (molding process), and a molded intermediate product. It includes a step of performing heat treatment (quenching of the tread) (heat treatment step) and a step of removing the hardened layer from the tread or the like of the intermediate product after the heat treatment by cutting to obtain a railroad wheel (cutting step).
  • heat treatment step quenching of the tread
  • cutting step cutting to obtain a railroad wheel
  • molten steel having the above-mentioned chemical composition is manufactured using an electric furnace, a converter, or the like.
  • the manufactured molten steel is cast into a casting material (slab or ingot).
  • a slab may be produced by continuous casting, or an ingot may be produced by casting with a mold.
  • the slab or ingot is hot-processed to produce a steel material for railway wheels (hereinafter, also referred to as a steel material) of a desired size.
  • Hot working is, for example, hot forging, hot rolling, and the like.
  • a steel material is produced by hot rolling, for example, the steel material is produced by the following method.
  • a slabbing mill is used.
  • a steel material is manufactured by performing ingot rolling on a material with a ingot rolling mill.
  • a continuous rolling mill is installed downstream of the ingot rolling mill, the steel material after ingot rolling is further hot-rolled using the continuous rolling mill to produce a smaller steel material. You may.
  • the heating temperature of the heating furnace in hot rolling is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1350 ° C.
  • a steel material for railway wheels is manufactured by the above manufacturing process.
  • the steel material for railway wheels may be a casting material (slab or ingot). That is, the above-mentioned hot working may be omitted.
  • a steel material for railway wheels which is a material for railway wheels, is manufactured.
  • the steel material for railway wheels is, for example, a columnar material.
  • the prepared steel material for railway wheels is used to form an intermediate wheel-shaped product by hot working. Since the intermediate product has a wheel shape, it includes a boss portion, a plate portion, and a rim portion including a tread surface and a flange portion. Hot working is, for example, hot forging, hot rolling, and the like.
  • the preferable heating temperature of the steel material for railway wheels during hot working is 1220 ° C. or higher.
  • NbC in the steel material for railway wheels is sufficiently solid-solved in the heating process during hot working.
  • the preferred lower limit of the heating temperature during hot working is 1230 ° C, more preferably 1250 ° C, and even more preferably 1300 ° C.
  • the preferred upper limit of the heating temperature during hot working is 1350 ° C.
  • the cooling method of the intermediate product after hot working is not particularly limited. It may be left to cool or water cooled.
  • tread quenching is performed on the molded wheel-shaped intermediate product.
  • the intermediate product after the molding step hot forging or hot rolling
  • reheat treatment the tread and flange of the intermediate product
  • the cooling medium is, for example, air, mist, or spray, and is not particularly limited as long as a cooling rate suitable for the desired structure can be obtained.
  • the plate portion and the boss portion are allowed to cool without being water-cooled. As a result, in the rim portion, the area ratio of the proeutectoid cementite can be suppressed to 1.5% or less, but the area ratio of the proeutectoid cementite becomes 0.1% or more.
  • the diameter of the railway wheel of this embodiment is, for example, 700 mm to 1000 mm.
  • the preferable cooling rate of the tread during tread quenching is 3.0 to 200.0 ° C./sec.
  • the preferable cooling rate in the region where the cooling rate is the slowest is 1.5 ° C./sec or more.
  • the pro-eutectoid cementite area ratio is 0.1% or more, but can be suppressed to 1.5% or less.
  • the region where the cooling rate is the slowest among the intermediate products can be determined, for example, by measuring the temperature distribution change of the intermediate products during tread cooling using a plurality of thermography. More preferably, in the rim portion of the intermediate product during tread quenching, the preferable cooling rate in the region where the cooling rate is the slowest is 2.0 ° C./sec or more.
  • the intermediate product is reheated, but the intermediate product after hot working may be directly (without reheating) tread quenching.
  • Temper the intermediate product after quenching the tread as necessary It suffices to temper at a well-known temperature and time.
  • the tempering temperature is, for example, 400 to 600 ° C.
  • the railway wheel of this embodiment is manufactured by the above process.
  • the railroad wheel of the present embodiment has a pearlite area ratio of 95.0% or more in the microstructure of the rim portion, and the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment.
  • the area ratio of is 0.1 to 1.5%. Therefore, the railway wheel of the present embodiment can obtain appropriate toughness even if pro-eutectoid cementite is formed. Further, the railway wheel of the present embodiment contains 0.005 to 0.050% of Nb in the above-mentioned chemical composition. Therefore, the depth of the quenching layer formed by the tread quenching treatment during the manufacturing process can be suppressed.
  • the blank in the "Chemical composition” column means that the corresponding element content was below the detection limit.
  • the Nb content of test number 7 in Table 2 means that the fourth decimal place was rounded to 0%.
  • the Cr content of Test No. 1 means that the third decimal place was rounded to 0%.
  • the V content of test number 1 means that the third decimal place was rounded to 0%.
  • a round ingot (top diameter 107 mm, bottom diameter 97 mm, height 230 mm truncated cone type) was manufactured by the ingot method using the above molten steel.
  • the ingot was heated to 1250 ° C. and then hot forged to produce a round bar having a diameter of 40 mm.
  • a heat treatment test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm was prepared from a D / 4 depth position (“D” is the diameter of the round bar) in the radial direction from the surface of the round bar of each test number.
  • the longitudinal direction of the heat treatment test piece was parallel to the central axis direction of the round bar.
  • a continuous cooling test simulating tread quenching was carried out.
  • a four-master testing machine manufactured by Fuji Denpa Koki was used for the heat treatment. Specifically, test pieces of each test number were prepared and heated at 950 ° C. for 5 minutes. Then, it cooled at the cooling rate (° C./sec) shown in Table 2. For each test piece after cooling, the area ratio (%) of pearlite area ratio (%) and the area ratio (%) of proeutectoid cementite (primigenesis ⁇ ) were determined by the following methods.
  • a sample was prepared in which the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the above-mentioned heat treatment test piece was used as the observation surface. After the observation surface was mechanically polished, the observation surface was etched with a sodium picric acid solution (100 ml of water + 2 g of picric acid + 25 g of sodium hydroxide). For etching, the sample was immersed in a boiled sodium picric acid solution. A photographic image was generated using a 200x optical microscope for any one field of view (500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m) in the observation plane after etching.
  • the pearlite area ratio was 95.0% or more in all the test numbers.
  • the area ratio of the initial cementite (initial analysis ⁇ ) of each test number is as shown in Table 2.
  • a Jomini type one-sided quenching test was carried out for the depth of the quenching layer.
  • the Jomini type one-sided quenching test was carried out by the following method.
  • 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 for each test number.
  • the central axis of the Jomini test piece coincided with the central axis of the round bar.
  • a Jomini type one-side quenching test conforming to JIS G0561 (2011) was carried out.
  • the Jomini test piece was held in an air atmosphere at 950 ° C., which is a temperature equal to or higher than the A cm transformation point, for 30 minutes, and the structure of the Jomini test piece was defined as an austenite single phase. After that, quenching (water cooling) was carried out once. Specifically, water was sprayed onto one end of the Jomini test piece to cool it.
  • the side surface of the water-cooled Jomini test piece is mechanically polished, and at regular intervals in the axial direction from one end (water-cooled end), Rockwell hardness using a C scale conforming to JIS Z2245 (2011) ( HRC) test was carried out.
  • the HRC measurement interval was 1.0 mm pitch from the water-cooled end to the 15 mm position, and 2.5 mm pitch at the position 15 mm or more from the water-cooled end. From the obtained HRC distribution, the quenching layer depth was determined by the following method.
  • the Jomini curve shown in Fig. 2 was created for the steel materials of each test number. As described above, in the Jomini curve, the region A in which the Rockwell hardness HRC rapidly decreases is defined as the “quenched layer”, and the region B in which the Rockwell hardness HRC does not decrease so much is defined as the “base material”. Area A and area B could be separated via an inflection point. Region A was specified from the HRC distribution (Jomini curve) of each steel number, and the quenching layer depth (mm) was determined. For test numbers 15 to 18, the quenching layer depth measurement test was not carried out (“ ⁇ ” in the “quenching layer depth” column in Table 2).
  • a continuous cooling test was carried out using the prepared heat treatment test pieces.
  • a four-master testing machine manufactured by Fuji Denpa Koki was used for the heat treatment. Specifically, the test pieces of each test number were heated at 950 ° C. for 5 minutes. Then, it was cooled at a cooling rate of 0.01 to less than 0.1 ° C./sec.
  • a sample was prepared in which the cross section perpendicular to the longitudinal direction of each test piece after cooling was used as the observation surface. After the observation surface was mechanically polished, the observation surface was etched with a sodium picric acid solution (100 ml of water + 2 g of picric acid + 25 g of sodium hydroxide). For etching, the sample was immersed in a boiled sodium picric acid solution.
  • a photographic image was generated using a 200x optical microscope for any one field of view in the observation plane after etching.
  • the observation field of view was a square field of view of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m.
  • the portion where the pro-eutectoid cementite was precipitated was judged to be the grain boundary of the former austenite crystal grains, and the former austenite crystal grains were identified.
  • the particle size of the identified old austenite crystal grains was determined by a cutting method. Specifically, two diagonal lines were drawn in the square field of view. Then, the total number of proeutectoid cementites (former austenite grain boundaries) intersecting these two diagonal lines was calculated.
  • the particle size ( ⁇ m) of the old austenite crystal grains was determined by the following formula.
  • the particle size ( ⁇ m) of the obtained former austenite crystal grains is shown in Table 2.
  • Grain size of former austenite grains total length of two diagonals / total number of proeutectoid cementites intersecting the diagonals
  • the toughness of the round bar of each test number was evaluated by the following method. Specifically, four square bar-shaped heat-treated materials having a width of 12 mm, a height of 12 mm, and a length of 70 mm were collected from the round bars of each test number. The square bar-shaped heat-treated material was collected while avoiding a radius of 4 mm from the central axis of the round bar. The longitudinal direction of the square bar heat-treated material was parallel to the longitudinal direction of the round bar.
  • a continuous cooling test was conducted on the square rod-shaped heat-treated material, simulating tread quenching.
  • a thermodynamic cycle tester manufactured by Fuji Denpa Koki was used for the heat treatment.
  • the square bar heat treatment material was soaked at 950 ° C. for 5 minutes. Then, the square rod-shaped heat-treated material was cooled at the cooling rates shown in Table 2.
  • a heat treatment simulating the manufacturing process of railway wheels was performed.
  • the square rod-shaped heat-treated material was machined to prepare a U-notch test piece having a width of 10 mm, a height of 10 mm, and a length of 55 mm.
  • the manufactured U-notch test piece was subjected to a Charpy impact test conforming to JIS Z 2242 (2005) at room temperature and in the air to obtain a Charpy impact value (J / cm 2).
  • the average value of the four values was defined as the Charpy impact value (J / cm 2 ) of the test number. If the obtained Charpy impact value (J / cm 2) is 12.5 J / cm 2 or more was evaluated as excellent in toughness ( " ⁇ " in "Toughness Evaluation” column in Table 2). On the other hand, if the obtained Charpy impact value (J / cm 2) is less than 12.5 J / cm 2, it was evaluated to be low toughness ( " ⁇ " in "Toughness Evaluation” column in Table 2). No toughness test was performed on test numbers 12 to 14, 17 and 18 (“ ⁇ ” in the “Toughness evaluation” column in Table 2).
  • Test results The test results are shown in Table 2. With reference to Table 2, the microstructure was substantially pearlite tissue in all test numbers. That is, the pearlite area ratio was 95.0% or more.
  • Test Nos. 1 to 6 the chemical composition was appropriate and the cooling conditions in the heat treatment step were appropriate. Therefore, the initial cementite area ratio was 0.1 to 1.5%. Therefore, the Charpy impact value (J / cm 2 ) was 12.5 J / cm 2 or more, and the toughness was high. Furthermore, the depth of the hardened layer was 8.0 mm or less, and it was expected that the hardened layer generated during tread hardening could be suppressed.
  • the test numbers 1 to 6 satisfied the formula (1).
  • test numbers 7 to 10 the Nb content was less than 0.005%. Therefore, the depth of the quenching layer was as deep as 9.0 mm or more. The old austenite crystal grains of test numbers 7 to 10 were larger than those of test numbers 1 to 6.
  • test numbers 11 to 14 the Al content was too high and the Nb content was less than 0.005%. Therefore, the depth of the quenching layer was as deep as 9.0 mm or more. Test numbers 7 to 14 did not satisfy the formula (1).
  • test numbers 15 and 16 the cooling conditions in the heat treatment step were too slow. Therefore, the initial cementite area ratio exceeded 1.5%. Therefore, Charpy impact value (J / cm 2) is less than 12.5 J / cm 2, toughness was low. In test numbers 17 and 18, the cooling conditions in the heat treatment step were too slow, so that the pro-eutectoid cementite area ratio exceeded 1.5%.

Abstract

製造工程において焼入れ層の生成を抑制できる鉄道車輪を提供する。本実施形態による鉄道車輪は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．８０～１．１５％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～１．２０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１９０％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｖ：０～０．１２％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、鉄道車輪のうち、リム部のミクロ組織において、初析セメンタイトの面積率が０．１～１．５％であり、パーライト面積率が９５．０％以上である。

Description

鉄道車輪
　本開示は、鉄道車輪に関する。
　鉄道車両は、線路を構成するレール上を走行する。鉄道車両は、複数の鉄道車輪を備える。鉄道車輪は、車両を支持し、レールと接触して、レール上を回転しながら移動する。鉄道車輪は、レールとの接触により摩耗する。最近、鉄道輸送の高効率化を目的として、鉄道車両への積載重量の増加、及び、鉄道車両の高速化が進められている。その結果、鉄道車輪の耐摩耗性の向上が求められている。
　鉄道車輪の耐摩耗性を高める技術が、特開平９－２０２９３７号公報（特許文献１）、特開２０１２－１０７２９５号公報（特許文献２）、特開２０１３－２３１２１２号公報（特許文献３）、特開２００４－３１５９２８号公報（特許文献４）に提案されている。
　特許文献１に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．４～０．７５％、Ｓｉ：０．４～０．９５％、Ｍｎ：０．６～１．２％、Ｃｒ：０～０．２％未満、Ｐ：０．０３％未満、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避の不純物からなる。この鉄道車輪において、車輪踏面部の表面から少なくとも深さ５０ｍｍまでの領域が、パーライト組織からなる。特許文献１の鉄道車輪の製造方法は、車輪踏面部の冷却曲線が、連続冷却変態曲線図におけるパーライト生成領域を通り、かつ、マルテンサイト変態曲線より長時間側にある条件で、車輪踏面部を冷却する焼入れ工程を含む。
　特許文献２に開示された車輪用鋼は、質量％で、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．０２～１．００％、Ｍｎ：０．５０～１．９０％、Ｃｒ：０．０２～０．５０％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｓ≦０．０４％、Ｐ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．２０％、Ｎｉ≦０．２０％を含有し、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有する。この化学組成はさらに、次の関係式を満たす。〔３４≦２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ≦４３〕かつ〔０．７６×ｅｘｐ（０．０５×Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５×Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８×Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７×Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０×Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６×Ｖ）≦２５〕。この車輪用鋼は、上記化学組成及び上記式を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示された車輪用鋼は、質量％で、Ｃ：０．６５～０．８４％、Ｓｉ：０．４～１．０％、Ｍｎ：０．５０～１．４０％、Ｃｒ：０．０２～０．１３％、Ｓ：０．０４％以下、Ｖ：０．０２～０．１２％を含有し、式（１）で定義されるＦｎ１が３２～４３で、かつ、式（２）で表されるＦｎ２が２５以下であり、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで、式（１）は、Ｆｎ１＝２．７＋２９．５Ｃ＋２．９Ｓｉ＋６．９Ｍｎ＋１０．８Ｃｒ＋３０．３Ｍｏ＋４４．３Ｖであり、式（２）は、Ｆｎ２＝ｅｘｐ（０．７６）×ｅｘｐ（０．０５Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６Ｖ）である。この車輪用鋼は、上記化学組成を有し、Ｆｎ１及びＦｎ２が上記範囲を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献３には記載されている。
　特許文献４に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．８５～１．２０％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、必要に応じてさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒ、及びＮの１種又は２種以上を所定量含有し、残部がＦｅ及びその他不可避的不純物からなる化学成分を含有する鋼で構成された一体型の鉄道車輪であって、鉄道車輪の踏面及び／又はフランジ面の少なくとも一部がパーライト組織である。特許文献４では、鉄道車輪の寿命は、踏面及びフランジ面の摩耗量に依存し（特許文献４の段落［０００２］）、さらに、高速鉄道においてブレーキを掛けたときの発熱量の増大にともない発生する踏面及びフランジ面での亀裂に依存すると記載されている。そして、鉄道車輪が上記構成を有することにより、踏面及びフランジ面の耐摩耗性及び熱亀裂を抑制できる、と記載されている。
特開平９－２０２９３７号公報 特開２０１２－１０７２９５号公報 特開２０１３－２３１２１２号公報 特開２００４－３１５９２８号公報
　特許文献１に提案されている鉄道車輪は、適度の焼入れ性と、パーライト組織が得られる性質とを得るために、Ｃｒ含有量を低く抑え、さらに、適量のＳｉを含有する。しかしながら、特許文献１に記載の鉄道車輪のＣ含有量は０．４～０．７５％であり、この鉄道車輪はいわゆる亜共析鋼からなる。そのため、耐摩耗性の向上に限界がある。
　特許文献２及び特許文献３に提案されている車輪用鋼では、Ｃ含有量が０．６５～０．８４％の鋼にＶを含有することにより、パーライト組織を強化して、耐摩耗性を高めている。しかしながら、Ｖを含有するだけでは、耐摩耗性の向上に限界がある。
　一方、特許文献４に提案されている鉄道車輪では、Ｃ含有量を高めた過共析鋼を用いることにより、耐摩耗性を高めている。
　ところで、鉄道車輪の製造方法の一例は次のとおりである。鋼片を熱間加工して鉄道車輪形状の中間品を成形する。成形された中間品に対して、熱処理（踏面焼入れ）を実施する。踏面焼入れでは、中間品を加熱した後、中間品のリム部（リム部の特に踏面及びフランジ部）を急冷する。これにより、踏面の表層部分のマトリクス組織には、耐摩耗性が高い微細パーライトが生成する。しかしながら、踏面焼入れ後の踏面の表層部分には、微細パーライトの上層に、焼入れ層が形成される。焼入れ層はマルテンサイトからなる硬質の層、又は、マルテンサイト及びベイナイトからなる硬質の層である。鉄道車輪の使用中において、焼入れ層は摩耗しやすい。そのため、踏面焼入れ後、踏面の最表層に形成された焼入れ層を切削加工で除去して、微細パーライトを踏面に露出させる。以上の工程により、鉄道車輪が製造される。
　上述のとおり、過共析鋼からなる鉄道車輪は、耐摩耗性に優れる。しかしながら、過共析鋼を用いて上述の製造方法で鉄道車輪を製造した場合、Ｃ含有量が多いため、踏面焼入れ後に焼入れ層が深く形成されやすい。焼入れ層は切削加工で除去されるものであり、焼入れ層が深く形成されれば、切削加工時間が掛かる。そのため、製造工程において、焼入れ層の生成はなるべく低減できる方が好ましい。
　本開示の目的は、Ｃ含有量が０．８０％以上と高い過共析鋼からなり、製造工程において焼入れ層の生成を抑制できる、鉄道車輪を提供することである。
　本開示による鉄道車輪は、
　リム部と、
　ボス部と、
　前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
　前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
　Ｃ：０．８０～１．１５％、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：０．１０～１．２０％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１９０％、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　Ｃｒ：０～０．２５％、
　Ｖ：０～０．１２％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記鉄道車輪の前記リム部のミクロ組織において、
　初析セメンタイト面積率が０．１～１．５％であり、
　パーライト面積率が９５．０％以上である。
　本実施形態による鉄道車輪は、Ｃ含有量が０．８０％以上と高くても、製造工程において焼入れ層の生成を抑制できる。
図１は、鉄道車輪の中心軸を含む断面図である。 図２は、鉄道車輪を想定した試験材を用いたジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、水冷端からの距離と、ロックウェル硬さＨＲＣとの関係を示す図である。
　［鉄道車輪の構成］
　図１は本実施形態による鉄道車輪の中心軸を含む断面図である。図１を参照して、鉄道車輪１は円盤状であり、ボス部２と、板部３と、リム部４とを備える。ボス部２は円筒状であり、鉄道車輪１の径方向（中心軸に対して垂直な方向）において、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、図示しない鉄道用車軸が挿入される。ボス部２の厚さＴ２は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。リム部４は、鉄道車輪１の外周の縁部に形成されている。リム部４は、踏面４１と、フランジ部４２とを含む。踏面４１は、フランジ部４２と繋がっている。鉄道車輪１の使用時において、踏面４１及びフランジ部４２はレール表面と接触する。リム部４の厚さＴ４は、板部３の厚さＴ３よりも厚い。板部３は、ボス部２とリム部４との間に配置され、ボス部２及びリム部４とつながっている。具体的には、板部３の内周縁部はボス部２とつながっており、板部３の外周縁部はリム部４とつながっている。板部３の厚さＴ３は、ボス部２の厚さＴ２及びリム部４の厚さＴ４よりも薄い。
　本発明者らは初めに、鉄道車輪において、耐摩耗性を高めるのに適切な化学組成について検討を行った。その結果、鉄道車輪においては、同じ硬さを得るにしても、Ｖ含有量を高めて硬さを高めるよりも、Ｃ含有量を０．８０％以上に高めて硬さを高めた方が、鉄道車輪として使用したときの耐摩耗性が高まることが分かった。このメカニズムは定かではないが、次の事項が考えられる。使用中の鉄道車輪の踏面は、レールから外力（荷重）を受ける。この外力により踏面直下の表層のパーライト中のセメンタイトが破砕され、分散強化により硬さが高まる。さらに、破砕された微細なセメンタイト中の炭素がパーライト中のフェライトに過飽和に固溶し、固溶強化により踏面直下の表層の硬さを高める。
　鋼のＣ含有量を高めれば、パーライト中のセメンタイトの体積分率が増大し、さらに、パーライトがより微細なラメラを形成しやすい。この場合、上記メカニズムにより鉄道車輪の耐摩耗性が高まる。これに対して、鋼にＶを含有した場合、Ｖ炭窒化物の析出強化により鋼の硬さが高まる。このとき、Ｖ炭窒化物はフェライト中に生成するため、主としてフェライトの硬さが高まる。つまり、Ｖの含有は、フェライトの硬さを高めるものの、パーライトの微細化にはそれほど影響しない。そのため、Ｖ含有によりある程度耐摩耗性を高めることはできるものの、破砕セメンタイトによる分散強化及びＣの固溶強化ほど、耐摩耗性を高めることができない。
　そこで、本発明者らは、耐摩耗性を高めるためには、鉄道車輪の化学組成において、Ｃ含有量を０．８０～１．１５％の過共析鋼とするのが好ましいと考えた。
　しかしながら、本発明者らの検討の結果、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼の鉄道車輪では、鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れにより、亜共析鋼と比較して、焼入れ層がより深く形成されてしまう。上述のとおり、鉄道車輪の製造工程において、リム部４（踏面４１及びフランジ部４２）に形成された焼入れ層は、切削加工により除去される。したがって、焼入れ層はなるべく薄い方が好ましい。そこで、本発明者らは、Ｃ含有量が０．８０％以上の過共析鋼からなる鉄道車輪において、製造工程中に生成する焼入れ層を低減できる手段を検討した。
　［焼入れ層生成の抑制について］
　図２は、鉄道車輪を想定した試験材を用いたジョミニ式一端焼入れ試験により得られた、水冷端からの距離と、ロックウェル硬さＨＲＣとの関係を示す図である。図２は次の方法により求めた。
　表１に示す化学組成の供試材（直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片）を準備した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照して、Ｎｂ非含有の試験番号１と、Ｎｂ含有量が０．００９％の試験番号２と、Ｎｂ含有量が０．０２０％の試験番号３とを準備した。準備した供試材を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、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　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠したＣスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施した。ＨＲＣの測定間隔は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。得られたＨＲＣをプロットして、図２を作成した。
　図２を参照して、水冷端からの距離Ｄが大きくなるにしたがい、ロックウェル硬さＨＲＣは急速に低下する。そして、距離Ｄが所定距離以上となれば、水冷端からの距離が離れても、ロックウェル硬さＨＲＣはそれほど低下しない。水冷端からロックウェル硬さＨＲＣが急激に低下するまでの領域Ａを「焼入れ層」と定義する。また、領域Ａよりも深い領域であって、ロックウェル硬さＨＲＣがそれほど低下していない領域Ｂを「母材」と定義する。
　図２を参照して、Ｎｂ含有量の増大とともに、焼入れ層の深さが低減した。したがって、鉄道車輪において、Ｎｂを含有すれば、製造工程中の踏面焼入れ処理により形成される焼入れ層の生成を抑制できる。
　Ｎｂを含有することによって、製造工程中の踏面焼入れ処理で生成する焼入れ層を抑制できる理由は次のとおりと考えられる。Ｎｂを含有した場合、踏面焼入れでの加熱時において、微細なＮｂ炭化物が生成する。微細なＮｂ炭化物は旧オーステナイト結晶粒を微細化する。旧オーステナイト結晶粒が大きいほど、焼入れ性は高まる。したがって、旧オーステナイト結晶粒が微細化されることにより、焼入れ性が低下する。その結果、焼入れ層の生成を抑えることができる。
　なお、Ｖを含有することによりＶＣを生成し、ＶＣをピンニング粒子として機能させることも考えられる。しかしながら、上述の化学組成の場合、ＶＣはＮｂＣよりも固溶温度が低い。そのため、踏面焼入れの加熱時においてＶＣは固溶してしまい、ピンニング粒子としては機能できない。Ｖを含有した場合、上述のとおり、踏面焼入れでの冷却段階において、フェライト中にＶＣを析出してフェライトを強化するものの、ピンニング粒子としてオーステナイト結晶粒を微細化することができないと考えられる。
　上記メカニズムは推定であるため、異なるメカニズムにより焼入れ層の生成が抑制され、旧オーステナイト結晶粒が微細化している可能性もある。しかしながら、上記化学組成の鉄道車輪において、Ｎｂを含有すれば、焼入れ層の生成を抑えることができることは、後述の実施例から明らかである。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態の鉄道車輪は、次の構成を有する。
　［１］
　鉄道車輪であって、
　リム部と、
　ボス部と、
　前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
　前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
　Ｃ：０．８０～１．１５％、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：０．１０～１．２０％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．１９０％、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　Ｃｒ：０～０．２５％、
　Ｖ：０～０．１２％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記鉄道車輪の前記リム部のミクロ組織において、
　初析セメンタイト面積率が０．１～１．５％であり、
　パーライト面積率が９５．０％以上である、
　鉄道車輪。
　［２］
　［１］に記載の鉄道車輪であって、
　前記化学組成は式（１）を満たす、
　鉄道車輪。
　１００Ｎｂ／（Ｃ＋０．５Ｓｉ＋０．８Ｍｎ＋１５Ａｌ＋４０Ｃｒ＋１０Ｖ）≧０．０７０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　［３］
　［１］又は［２］に記載の鉄道車輪であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｒ：０．０２～０．２５％、及び、
　Ｖ：０．０２～０．１２％、
　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　鉄道車輪。
　以下、本実施形態の鉄道車輪について詳述する。本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［鉄道車輪の化学組成］
　本実施形態の鉄道車輪の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．８０～１．１５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の硬度を高め、鉄道車輪の耐摩耗性を高める。Ｃ含有量が０．８０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が１．１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、旧オーステナイト結晶粒界に初析セメンタイトが多く析出する場合がある。この場合、鉄道車輪の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．８０～１．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％であり、さらに好ましくは０．８６％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％であり、さらに好ましくは０．９５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
　Ｓｉ：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さを高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトが生成しやすくなる。Ｓｉ含有量が１．００％を超えればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、踏面焼入れ時に踏面上に形成される焼入れ層の厚みが増大する。その結果、切削量が増大して歩留まりが低下する。Ｓｉ含有量が１．００％を超えればさらに、鉄道車輪の使用中に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入る。この場合、鉄道車輪の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｓｉ含有量の下限は特に制限されない。しかしながら、Ｓｉ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　Ｍｎ：０．１０～１．２０％
　マンガン（Ｍｎ）はフェライトを固溶強化して鋼の硬さを高める。Ｍｎはさらに、ＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、焼入れ層の厚みが増大し、製造工程時における歩留まりが低下する。さらに、鉄道車輪の使用時に、ブレーキとの間に発生する摩擦熱により焼きが入り、鋼の耐き裂性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～１．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．００％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　りん（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがってＳ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ａｌ：０．００５～０．１９０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１９０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．１９０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１７０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｎ：０．０２００％以下
　窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、ＡｌＮが粗大化して、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は、鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れのための加熱時において、Ｃと結合して微細なＮｂＣを生成する。微細なＮｂＣはピンニング粒子として機能して、加熱時におけるオーステナイトの粗大化を抑制する。そのため、旧オーステナイト結晶粒が微細なまま維持され、鋼の焼入れ性が抑制される。その結果、鉄道車輪の製造工程中における焼入れ層の生成を抑制する。Ｎｂはさらに、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することにより、鋼材の靭性も高める。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＮｂＣが粗大化して鋼材の靭性がかえって低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％である。
　本実施形態による鉄道車輪の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、本実施形態の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。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の鉄道車輪の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒを含有してもよい。
　Ｃｒ：０～０．２５％
　クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を狭める。これにより、パーライトの硬度が顕著に増大する。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．２５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、焼入れ性が過剰に高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％である。
　本実施形態の鉄道車輪の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
　Ｖ：０～０．１２％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のいずれかを形成して、鋼（具体的には鋼中のフェライト）を析出強化する。その結果、鉄道車輪の硬さが増大して、耐摩耗性をさらに高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．１２％を超えれば、焼入れ性が高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｖ含有量は０～０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　［鉄道車輪のリム部のミクロ組織］
　本実施形態の鉄道車輪１のリム部４のミクロ組織において、パーライトの面積率は９５．０％以上であり、初析セメンタイトの面積率は０．１～１．５％である。リム部４のミクロ組織のうち、パーライト及び初析セメンタイト以外の相はたとえば、マルテンサイト及び／又はベイナイトである。初析セメンタイトの面積率の下限は０．２％であってもよく、０．３％であってもよい。初析セメンタイトの面積率の好ましい上限は１．４％であり、さらに好ましくは１．３％であり、さらに好ましくは１．２％であり、さらに好ましくは１．１％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．９％である。
　リム部４のミクロ組織におけるパーライト面積率、初析セメンタイト面積率は、次の方法で求める。リム部４の厚さ方向の中央位置（図１の厚さＴ４の中央位置）からサンプルを採取する。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げする。その後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施する。エッチングでは、煮沸したピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬する。エッチング後のサンプルの観察面内の任意の１視野（５００μｍ×５００μｍ）に対して、２００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、各相（パーライト、初析セメンタイト、マルテンサイト及びベイナイト）とは、コントラストが異なる。そこで、コントラストに基づいて、ミクロ組織の各相を判別可能である。コントラストに基づいて、パーライト及び初析セメンタイトを特定する。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視野の面積とに基づいて求める。初析セメンタイトの面積率（％）は、特定された初析セメンタイトの総面積と、観察視野の面積とに基づいて求める。
　以上のとおり、本実施形態の鉄道車輪１は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、リム部４のミクロ組織において、パーライト面積率が９５．０％以上であり、初析セメンタイトの面積率が０．１～１．５％である。そのため、本実施形態の鉄道車輪１は、リム部４に初析セメンタイトが存在していても、適切な靭性が得られる。さらに、本実施形態の鉄道車輪１では、上述の化学組成において、Ｎｂを０．００５～０．０５０％含有する。そのため、製造工程中の踏面焼入れ処理で形成される焼入れ層の深さを抑えることができる。
　［式（１）について］
　本実施形態の鉄道車輪の化学組成は、好ましくは、式（１）を満たす。
　１００Ｎｂ／（Ｃ＋０．５Ｓｉ＋０．８Ｍｎ＋１５Ａｌ＋４０Ｃｒ＋１０Ｖ）≧０．０７０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｆ１＝１００Ｎｂ／（Ｃ＋０．５Ｓｉ＋０．８Ｍｎ＋１５Ａｌ＋４０Ｃｒ＋１０Ｖ）と定義する。Ｆ１は、鉄道車輪の製造工程時に生成し得る焼入れ層の深さの指標である。具体的には、Ｎｂは上述のとおり、焼入れ層の生成を抑制する。一方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＶは焼入れ層の生成を促進すると考えられる。Ｆ１は、焼入れ層生成元素（Ｎｂ）を分子とし、焼入れ層促進元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｖ）を分母とする。Ｆ１が０．０７０以上であれば、焼入れ層促進元素の含有量に対して、焼入れ層抑制元素（Ｎｂ）の含有量が十分に多い。この場合、鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れ処理で形成される焼入れ層の深さを十分に抑えることができる。Ｆ１の好ましい下限は０．０８０であり、さらに好ましくは０．０９０であり、さらに好ましくは０．１００であり、さらに好ましくは０．１５０であり、さらに好ましくは０．２００であり、さらに好ましくは０．２５０であり、さらに好ましくは０．３００であり、さらに好ましくは０．３４０である。Ｆ１は得られた値の小数第四位を四捨五入して得られた値である。
　Ｆ１のさらに好ましい下限は０．３８０である。この場合、鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れ処理で形成される焼入れ層の深さをさらに十分に抑えることができる。Ｆ１のさらに好ましい下限は０．３９０であり、さらに好ましくは０．３９５である。
　［鉄道車輪の製造方法］
　上述の鉄道車輪を製造する方法の一例を説明する。本製造方法は、鉄道車輪用鋼を製造する工程（素材製造工程）と、熱間加工により、鉄道車輪用鋼から車輪形状の中間品を成形する工程（成形工程）と、成形された中間品に対して熱処理（踏面焼入れ）を実施する工程（熱処理工程）と、熱処理後の中間品の踏面等から焼入れ層を切削加工により除去して鉄道車輪とする工程（切削加工工程）とを含む。以下、各工程について説明する。
　［素材製造工程］
　素材製造工程では、電気炉又は転炉等を用いて上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造した溶鋼を鋳造して鋳造材（鋳片又はインゴット）にする。連続鋳造による鋳片を製造してもよいし、鋳型によって鋳込んでインゴットを製造してもよい。
　鋳片又はインゴットを熱間加工して、所望のサイズの鉄道車輪用鋼材（以下、鋼材ともいう）を製造する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造、熱間圧延等である。熱間圧延により鋼材を製造する場合、たとえば、次の方法で鋼材を製造する。熱間圧延ではたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、鋼材を製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後の鋼材に対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さい鋼材を製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。熱間圧延での加熱炉の加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３５０℃である。以上の製造工程により、鉄道車輪用鋼材が製造される。
　なお、鉄道車輪用鋼材は、鋳造材（鋳片又はインゴット）であってもよい。つまり、上述の熱間加工は省略されてもよい。以上の工程により、鉄道車輪の素材である鉄道車輪用鋼材が製造される。鉄道車輪用鋼材はたとえば、円柱状の素材である。
　［成形工程］
　成形工程では、準備された鉄道車輪用鋼材を用いて、熱間加工により車輪形状の中間品を成形する。中間品は車輪形状を有するため、ボス部と、板部と、踏面及びフランジ部を含むリム部とを備える。熱間加工はたとえば、熱間鍛造、熱間圧延等である。
　熱間加工時における鉄道車輪用鋼材の好ましい加熱温度は１２２０℃以上である。この場合、熱間加工時の加熱工程において、鉄道車輪用鋼材中のＮｂＣが十分に固溶する。熱間加工時の加熱温度の好ましい下限は１２３０℃であり、さらに好ましくは１２５０℃であり、さらに好ましくは１３００℃である。熱間加工時の加熱温度の好ましい上限は１３５０℃である。なお、熱間加工後の中間品の冷却方法は特に限定されない。放冷でもよいし、水冷でもよい。
　［熱処理工程］
　熱処理工程では、成形された車輪形状の中間品に対して踏面焼入れを実施する。具体的には、成形工程（熱間鍛造又は熱間圧延）後の中間品をＡｃｍ変態点以上に再加熱する（再加熱処理）。加熱後、中間品の踏面及びフランジ部を急冷（踏面焼入れ）する。たとえば、冷却媒体により踏面及びフランジ部を冷却する。冷却媒体はたとえば、エアー、ミスト、スプレーであり、所望の組織に合った冷却速度が得られるものであれば特に限定されるものではない。なお、踏面焼入れ時において、板部及びボス部は水冷せずに放冷する。これにより、リム部において、初析セメンタイトの面積率を１．５％以下に抑えることができるものの、初析セメンタイトの面積率が０．１％以上となる。
　本実施形態の鉄道車輪の直径はたとえば、７００ｍｍ～１０００ｍｍである。また、踏面焼入れ時の踏面の好ましい冷却速度は３．０～２００．０℃／秒である。また、踏面焼入れ時の中間品のリム部において、最も冷却速度が遅い領域の好ましい冷却速度は１．５℃／秒以上である。この場合、リム部のミクロ組織において、初析セメンタイト面積率が０．１％以上となるものの、１．５％以下に抑制できる。中間品のうち冷却速度が最も遅い領域は、たとえば、踏面冷却中の中間品の温度分布変化を複数のサーモグラフィを用いて測定することにより、求めることができる。さらに好ましくは、踏面焼入れ時の中間品のリム部において、最も冷却速度が遅い領域の好ましい冷却速度は２．０℃／秒以上である。
　上記説明では中間品を再加熱するが、熱間加工後の中間品に対して直接（再加熱せずに）、踏面焼入れを実施してもよい。
　踏面焼入れ後の中間品に対して、必要に応じて焼戻しを実施する。焼戻しは周知の温度及び時間で行えば足りる。焼戻し温度はたとえば、４００～６００℃である。
　［切削加工工程］
　上述のとおり、熱処理後の中間品の踏面の表層には微細パーライトが形成されるが、その上層には焼入れ層が形成されている。鉄道車輪の使用において、焼入れ層の耐摩耗性は低いため、切削加工により焼入れ層を除去する。切削加工は周知の方法で行えば足りる。
　以上の工程により本実施形態の鉄道車輪が製造される。本実施形態の鉄道車輪は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、リム部のミクロ組織において、パーライト面積率が９５．０％以上であり、初析セメンタイトの面積率が０．１～１．５％である。そのため、本実施形態の鉄道車輪は、初析セメンタイトが形成されても、適切な靭性が得られる。さらに、本実施形態の鉄道車輪では、上述の化学組成において、Ｎｂを０．００５～０．０５０％含有する。そのため、製造工程中の踏面焼入れ処理で形成される焼入れ層の深さを抑えることができる。
　［実施例１］
　表２に示す化学組成を有する試験番号１～１８の溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中において、「化学組成」欄の空白は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表２中の試験番号７のＮｂ含有量は、小数第四位を四捨五入して０％であったことを意味する。試験番号１のＣｒ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。試験番号１のＶ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。
　鉄道車輪の製造工程の素材製造工程を模擬して、上記溶鋼を用いて造塊法により丸インゴット（上面直径１０７ｍｍ、底面直径９７ｍｍ、高さ２３０ｍｍの円錐台型）を製造した。鉄道車輪の製造工程の成形工程を模擬して、インゴットを１２５０℃に加熱後、熱間鍛造して、直径４０ｍｍの丸棒を製造した。
　［模擬踏面焼入れ試験］
　鉄道車輪の製造工程中の踏面焼入れを模擬した模擬踏面焼入れ試験を実施して、模擬踏面焼入れ試験後のパーライト面積率、初析セメンタイト面積率、及び、焼入れ層深さを以下のとおり求めた。
　［パーライト面積率及び初析セメンタイト面積率の測定］
　各試験番号の丸棒の表面から径方向にＤ／４深さ位置（「Ｄ」は、丸棒の直径）から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの熱処理試験片を作製した。熱処理試験片の長手方向は、丸棒の中心軸方向と平行であった。
　作製された熱処理試験片を用いて、踏面焼入れを模擬した連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各試験番号の試験片を用意し、９５０℃で５分間均熱した。その後、表２に示す冷却速度（℃／秒）で冷却した。冷却後の各試験片に対して、以下の方法でパーライト面積率（％）及び初析セメンタイト（初析θ）の面積率（％）を求めた。
　上述の熱処理試験片の長手方向に垂直な断面を観察面とするサンプルを作製した。観察面を機械研磨した後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸させたピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬した。エッチング後の観察面内の任意の１視野（５００μｍ×５００μｍ）に対して、２００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。コントラストに基づいて、観察視野中のパーライト及び初析セメンタイトを特定して、パーライト面積率（％）及び初析セメンタイト面積率（％）を求めた。その結果、いずれの試験番号においても、パーライト面積率は９５．０％以上であった。また、各試験番号の初析セメンタイト（初析θ）面積率は表２に示すとおりであった。
　［焼入れ層深さ測定試験］
　焼入れ層の深さについて、ジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。ジョミニ式一端焼入れ試験は次の方法で実施した。各試験番号の直径４０ｍｍの丸棒から、直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのジョミニ試験片を作製した。ジョミニ試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と一致した。ジョミニ試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５６１（２０１１）に準拠したジョミニ式一端焼入れ試験を実施した。具体的には、ジョミニ試験片を大気雰囲気中、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　Ｚ　２２４５（２０１１）に準拠したＣスケールを用いたロックウェル硬さ（ＨＲＣ）試験を実施した。ＨＲＣの測定間隔は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。得られたＨＲＣ分布から、次の方法により焼入れ層深さを求めた。
　各試験番号の鋼材に対して図２に示すジョミニ曲線を作成した。上述のとおり、ジョミニ曲線において、ロックウェル硬さＨＲＣが急激に低下する領域Ａを「焼入れ層」と定義し、ロックウェル硬さＨＲＣがそれほど低下しない領域Ｂを「母材」と定義した。領域Ａと領域Ｂとは変曲点を介して区分可能であった。各鋼番号のＨＲＣ分布（ジョミニ曲線）から領域Ａを特定して、焼入れ層深さ（ｍｍ）を求めた。なお、試験番号１５～１８は、焼入れ層深さ測定試験を実施しなかった（表２中の「焼入れ層深さ」欄で「－」）。
　［旧オーステナイト結晶粒径測定試験］
　各試験番号の丸棒の表面から径方向にＤ／４深さ位置から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの熱処理試験片を作製した。熱処理試験片の長手方向は、丸棒の中心軸の方向と平行であった。
　作製された熱処理試験片を用いて連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製のフォーマスタ試験機を使用した。具体的には、各試験番号の試験片を、９５０℃で５分間均熱した。その後、冷却速度０．０１～０．１℃／秒未満で冷却した。冷却後の各試験片の長手方向に垂直な断面を観察面とするサンプルを作製した。観察面を機械研磨した後、観察面に対して、ピクリン酸ソーダ液（水１００ｍｌ＋ピクリン酸２ｇ＋水酸化ナトリウム２５ｇ）を用いたエッチングを実施した。エッチングでは、煮沸させたピクリン酸ソーダ液にサンプルを浸漬した。エッチング後の観察面内の任意の１視野に対して、２００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察視野は５００μｍ×５００μｍの正方形視野であった。コントラストに基づいて、初析セメンタイトが析出している部分を旧オーステナイト結晶粒の粒界と判断して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒の粒径を、切断法により求めた。具体的には、正方形視野に、２本の対角線を引いた。そして、これら２本の対角線と交差する初析セメンタイト（旧オーステナイト結晶粒界）の本数の総和を求めた。そして、次式により、旧オーステナイト結晶粒の粒径（μｍ）を求めた。得られた旧オーステナイト結晶粒の粒径（μｍ）を表２に示す。
　旧オーステナイト結晶粒の粒径＝２本の対角線の総長さ／対角線に交差する初析セメンタイトの総本数
　［靭性試験］
　次の方法により、各試験番号の丸棒の靭性を評価した。具体的には、各試験番号の丸棒から、幅１２ｍｍ、高さ１２ｍｍ、長さ７０ｍｍの角棒状熱処理素材を４本ずつ採取した。角棒状熱処理素材は丸棒の中心軸から半径４ｍｍの範囲を避けて採取した。角棒状熱処理素材の長手方向は、丸棒の長手方向に平行であった。
　角棒状熱処理素材に対して、踏面焼入れを模擬した連続冷却試験を実施した。熱処理には富士電波工機製の熱サイクル試験機を使用した。角棒状熱処理素材を９５０℃で５分間均熱した。その後、角棒状熱処理素材を表２の冷却速度で冷却した。以上の工程により、鉄道車輪の製造工程を模擬した熱処理を施した。熱処理後、角棒状熱処理素材を機械加工して、幅１０ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＵノッチ試験片を作製した。
　製造したＵノッチ試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を常温、大気中で実施し、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を求めた。４つの値の平均値を、その試験番号のシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）と定義した。得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が１２．５Ｊ／ｃｍ２以上である場合、靭性に優れると評価した（表２中の「靭性評価」欄で「○」）。一方、得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が１２．５Ｊ／ｃｍ２未満である場合、靭性が低いと評価した（表２中の「靭性評価」欄で「×」）。なお、試験番号１２～１４、１７及び１８に対しては、靭性試験を実施しなかった（表２中の「靭性評価」欄で「－」）。
　［試験結果］
　試験結果を表２に示す。表２を参照して、いずれの試験番号においても、ミクロ組織は実質的にパーライトからなる組織であった。つまり、パーライト面積率が９５．０％以上であった。
　さらに、試験番号１～６では、化学組成が適切であり、かつ、熱処理工程での冷却条件が適切であった。そのため、初析セメンタイト面積率が０．１～１．５％であった。そのため、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が１２．５Ｊ／ｃｍ２以上であり、靭性が高かった。さらに、焼入れ層深さは８．０ｍｍ以下であり、踏面焼入れ時に生成される焼入れ層を抑えることができることが予想できた。なお、試験番号１～６は、式（１）を満たした。
　一方、試験番号７～１０では、Ｎｂ含有量が０．００５％未満であった。そのため、焼入れ層の深さが９．０ｍｍ以上と深かった。なお、試験番号７～１０の旧オーステナイト結晶粒は、試験番号１～６と比較して大きかった。
　試験番号１１～１４では、Ａｌ含有量が高すぎ、かつ、Ｎｂ含有量が０．００５％未満であった。そのため、焼入れ層の深さが９．０ｍｍ以上と深かった。なお、試験番号７～１４は、式（１）を満たさなかった。
　試験番号１５及び１６では、熱処理工程での冷却条件が遅すぎた。そのため、初析セメンタイト面積率が１．５％を超えた。そのため、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）が１２．５Ｊ／ｃｍ２未満であり、靭性が低かった。試験番号１７及び１８においても、熱処理工程での冷却条件が遅すぎたため、初析セメンタイト面積率が１．５％を超えた。
　以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変更して実施することができる。
　１　鉄道車輪
　２　ボス部
　３　板部
　４　リム部
　４１　踏面
　４２　フランジ部

Claims (3)

  1. 　鉄道車輪であって、
    　リム部と、
    　ボス部と、
    　前記リム部と前記ボス部との間に配置され、前記リム部と前記ボス部とにつながる板部とを備え、
    　前記鉄道車輪の化学組成は、質量％で、
    　Ｃ：０．８０～１．１５％、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：０．１０～１．２０％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．１９０％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｃｒ：０～０．２５％、
    　Ｖ：０～０．１２％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記鉄道車輪の前記リム部のミクロ組織において、
    　初析セメンタイト面積率が０．１～１．５％であり、
    　パーライト面積率が９５．０％以上である、
    　鉄道車輪。
  2. 　請求項１に記載の鉄道車輪であって、
    　前記化学組成は式（１）を満たす、
    　鉄道車輪。
    　１００Ｎｂ／（Ｃ＋０．５Ｓｉ＋０．８Ｍｎ＋１５Ａｌ＋４０Ｃｒ＋１０Ｖ）≧０．０７０　（１）
    　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鉄道車輪であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｒ：０．０２～０．２５％、及び、
    　Ｖ：０．０２～０．１２％、
    　からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　鉄道車輪。
PCT/JP2021/012494 2020-03-26 2021-03-25 鉄道車輪 WO2021193808A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/905,514 US20230119875A1 (en) 2020-03-26 2021-03-25 Railway wheel
CN202180023472.7A CN115349025A (zh) 2020-03-26 2021-03-25 铁路车轮
AU2021243639A AU2021243639B2 (en) 2020-03-26 2021-03-25 Railway wheel
JP2021542441A JP7031793B2 (ja) 2020-03-26 2021-03-25 鉄道車輪
EP21776077.6A EP4130318A1 (en) 2020-03-26 2021-03-25 Train wheel

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-056886 2020-03-26
JP2020056886 2020-03-26

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021193808A1 true WO2021193808A1 (ja) 2021-09-30

Family

ID=77891871

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/012494 WO2021193808A1 (ja) 2020-03-26 2021-03-25 鉄道車輪

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230119875A1 (ja)
EP (1) EP4130318A1 (ja)
JP (1) JP7031793B2 (ja)
CN (1) CN115349025A (ja)
AU (1) AU2021243639B2 (ja)
WO (1) WO2021193808A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023062886A1 (ja) * 2021-10-14 2023-04-20 日本製鉄株式会社 鉄道車輪

Citations (10)

* 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
CN106521343A (zh) * 2016-11-10 2017-03-22 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
CN106521315A (zh) * 2016-11-10 2017-03-22 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
WO2017104719A1 (ja) * 2015-12-15 2017-06-22 Ｊｆｅスチール株式会社 レール鋼および車輪鋼の選択方法
WO2018181861A1 (ja) * 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 鉄道車輪
WO2020067520A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4336101B2 (ja) * 2002-12-25 2009-09-30 新日本製鐵株式会社 耐摩耗性および靭性に優れた高炭素パーライト系レール
JP5145795B2 (ja) * 2006-07-24 2013-02-20 新日鐵住金株式会社 耐摩耗性および延性に優れたパーライト系レールの製造方法
JP4938158B2 (ja) * 2010-06-07 2012-05-23 新日本製鐵株式会社 鋼レールおよびその製造方法
JP5776565B2 (ja) * 2012-01-23 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 レール鋼及び車輪鋼の材質選択方法
AU2017226534B2 (en) * 2016-03-02 2019-09-19 Nippon Steel Corporation Railway wheel
JP6485604B2 (ja) * 2017-03-31 2019-03-20 新日鐵住金株式会社 鉄道車輪の製造方法及び鉄道車輪

Patent Citations (10)

* 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
WO2017104719A1 (ja) * 2015-12-15 2017-06-22 Ｊｆｅスチール株式会社 レール鋼および車輪鋼の選択方法
CN106521343A (zh) * 2016-11-10 2017-03-22 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
CN106521315A (zh) * 2016-11-10 2017-03-22 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
WO2018181861A1 (ja) * 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 鉄道車輪
WO2020067520A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 日本製鉄株式会社 鉄道車輪

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US20230119875A1 (en) 2023-04-20
AU2021243639B2 (en) 2023-11-02
JPWO2021193808A1 (ja) 2021-09-30
EP4130318A1 (en) 2023-02-08
JP7031793B2 (ja) 2022-03-08
AU2021243639A1 (en) 2022-10-06
CN115349025A (zh) 2022-11-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110462069B (zh) 铁路车轮的制造方法以及铁路车轮
JP6443606B1 (ja) 鉄道車輪
JP6773254B2 (ja) 鉄道車輪
WO2021193808A1 (ja) 鉄道車輪
JP6737427B1 (ja) 鉄道車輪
JP7332886B2 (ja) 鉄道車輪
WO2022220237A1 (ja) 鉄道車輪
WO2023062886A1 (ja) 鉄道車輪
EA039774B1 (ru) Железнодорожное колесо

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021542441

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: 21776077

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021243639

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20210325

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021776077

Country of ref document: EP

Effective date: 20221026