铁路车轮的制作方法

本发明涉及铁路车轮。

背景技术：

铁路车辆在构成铁路线的轨道上行驶。铁路车辆具备多个铁路车轮。铁路车轮支撑车辆，与轨道接触，边旋转边在轨道上移动。铁路车轮因与轨道接触而磨损。最近，为了铁路运输的高效率化，正在推进在铁路车辆上的装载重量的增加和铁路车辆的高速化。结果，需要提高铁路车轮的耐磨性。

提高铁路车轮的耐磨性的技术在日本特开平9-202937号公报(专利文献1)、日本特开2012-107295号公报(专利文献2)、日本特开2013-231212号公报(专利文献3)、日本特开2004-315928号公报(专利文献4)中有提出。

专利文献1中公开的铁路车轮以质量％计含有c：0.4～0.75％、si：0.4～0.95％、mn：0.6～1.2％、cr：0～小于0.2％、p：0.03％以下、s：0.03％以下，余量为fe和其他不可避免的杂质。在该铁路车轮中，从车轮踏面部的表面到至少深度50mm为止的区域由珠光体组织形成。专利文献1的铁路车轮的制造方法包括：在车轮踏面部的冷却曲线通过连续冷却相变曲线图中的珠光体生成区域且与马氏体相变曲线相比位于长时间侧的条件下将车轮踏面部冷却的淬火工序。

专利文献2中公开的车轮用钢为如下化学组成：以质量％计含有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％，余量为fe和杂质，p≤0.05％、cu≤0.20％、ni≤0.20％。该化学组成进一步满足下述关系式：[34≤2.7+29.5×c+2.9×si+6.9×mn+10.8×cr+30.3×mo+44.3×v≤43]且[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]。专利文献2中记载：该车辆用钢通过满足上述化学组成和上述式，使得耐磨性、耐滚动疲劳特性、抗火花性优异。

专利文献3中公开的车轮用钢以质量％计含有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％，由式(1)定义的fn1为32～43且式(2)所示的fn2为25以下，余量为fe和杂质。在此，式(1)为fn1＝2.7+29.5c+2.9si+6.9mn+10.8cr+30.3mo+44.3v，式(2)为fn2＝exp(0.76)×exp(0.05c)×exp(1.35si)×exp(0.38mn)×exp(0.77cr)×exp(3.0mo)×exp(4.6v)。专利文献3中记载：该车轮用钢通过具有上述化学组成、fn1和fn2满足上述范围，使得耐磨性、耐滚动疲劳特性、抗火花性优异。

专利文献4中公开的铁路车辆用车轮为由含有下述化学成分的钢构成的一体型的铁路车辆用车轮：以质量％计含有c：0.85～1.20％、si：0.10～2.00％、mn：0.05～2.00％，根据需要而进一步含有规定量的cr、mo、v、nb、b、co、cu、ni、ti、mg、ca、al、zr和n中的1种或2种以上，余量为fe和其他不可避免的杂质；车轮的踏面和/或轮缘面的至少一部分为珠光体组织。专利文献4中记载：铁路车辆用车轮的寿命取决于踏面和轮缘面的磨损量(专利文献4的第[0002]段)，进而，取决于在高速铁路中伴随刹车时的发热量增大而产生的踏面和轮缘面处的裂纹。并且还记载了：铁路车辆用车轮通过具有上述构成，能够提高踏面和轮缘面的耐磨性并抑制热裂纹。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-202937号公报

专利文献2：日本特开2012-107295号公报

专利文献3：日本特开2013-231212号公报

专利文献4：日本特开2004-315928号公报

非专利文献

非专利文献1：f.weveretal.、zurfragederwarmebehandlungderstahleaufgrundihrerzeit-temperatur-umwandlungs-schaubilder,stahlueisen,74(1954),p749～761

技术实现要素：

发明要解决的问题

专利文献1中提出的铁路车辆用车轮为了在具有适度的淬透性的同时具有可得到珠光体组织的性质，将cr含量控制得较低，且含有适量的si。然而，专利文献1记载的铁路车辆用车轮的c含量为0.4～0.75％，该车轮由所谓的亚共析钢形成。因此，耐磨性的提高是有限的。

专利文献2和专利文献3中提出的车轮用钢通过在c含量为0.65～0.84％的钢中含有v来强化珠光体组织、提高耐磨性。然而，仅凭借含有v，耐磨性的提高是有限的。

另一方面，专利文献4中提出的铁路车辆用车轮通过使用提高了c含量的过共析钢来提高耐磨性。

然而，铁路车轮的制造方法的一个例子如下。对钢片进行热加工来成形铁路车轮形状的中间品。对所成形的中间品实施热处理(踏面淬火)。在踏面淬火中，将中间品加热后对中间品的踏面和轮缘部进行急冷。由此，在踏面的表层部分的基体组织中生成耐磨性高的微细珠光体。然而，在踏面淬火后的踏面的表层部分会在微细珠光体的上层形成由马氏体形成(或由马氏体和贝氏体形成)的淬火层。在铁路车轮的使用中，淬火层容易磨损。因此，踏面淬火后，会通过切削加工去除在踏面的最表层形成的淬火层，使微细珠光体在踏面露出。通过以上工序来制造铁路车轮。

如上所述，由过共析钢形成的铁路车辆用车轮的耐磨性优异。然而判明，在使用过共析钢按上述制造方法制造铁路车轮的情况下，与亚共析钢不同，容易在铁路车轮内、例如铁路车轮的板部或轮毂部生成先共析渗碳体。先共析渗碳体会降低钢的韧性。因此，在由过共析钢形成的铁路车轮中，优选能够抑制先共析渗碳体的生成。

本发明的目的在于提供即使c含量高达0.80％以上也能够抑制先共析渗碳体的生成的铁路车轮。

用于解决问题的方案

基于本实施方式的铁路车轮具有如下化学组成：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：0.45％以下、mn：0.10～0.85％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.120～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.25％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质。在微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为1.50根/100μm以下。

先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)(1)

对基于本实施方式的铁路车轮而言，在微观组织中，铁路车轮中的氮化铝的平均粒径可以为150nm以下。

发明的效果

基于本实施方式的铁路车轮即使c含量高也能够减少先共析渗碳体量。

附图说明

图1是与铁路车轮的中心轴平行的剖视图。

图2是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的c含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图3是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的si含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图4是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的mn含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图5是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的cr含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图6是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的al含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图7是示出通过乔米尼末端淬火试验和formaster试验得到的v含量与冷却速度与钢中的微观组织的关系的图。

图8是用于说明先共析渗碳体量的测定方法的示意图。

图9是示出本实施方式的铁路车轮的制造工序后的aln的平均粒径与原奥氏体粒径的关系的图。

图10是用于说明模拟了铁路车轮的制造工序的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step2)的加热模式的示意图。

图11是用于说明与图10不同的、模拟了铁路车轮的制造工序的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step3)的加热模式的示意图。

图12是示出图10所示的step1后且step2前的试验片的热锻模拟加热温度与钢中的各aln的粒径和平均粒径的关系的图。

图13是示出图10所示的step2后的试验片的热锻模拟加热温度与钢中的各aln的粒径和平均粒径的关系的图。

图14是示出图11所示的step3后的试验片的热锻模拟加热温度与原奥氏体粒径(旧γ粒径)的关系的图。

图15是用于说明与图10不同的、模拟了铁路车轮的制造工序的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step4)的加热模式的示意图。

图16是示出图15所示的step4后的试验片的热锻模拟加热温度与夏比冲击值(j/cm²)的关系的图。

图17是示出通过实施例1中的乔米尼末端淬火试验得到的距水冷端的距离与洛氏硬度hrc的关系的图。

具体实施方式

[铁路车轮的构成]

图1是包括基于本实施方式的铁路车轮的中心轴的剖视图。参照图1，铁路车轮1为圆盘状，具备轮毂部2、板部3和轮辋部4。轮毂部2为圆筒状，在铁路车轮1的径向(与中心轴垂直的方向)上配置在中央部。轮毂部2具有通孔21。通孔21的中心轴与铁路车轮1的中心轴一致。在通孔21中插入未图示的铁路用轮轴。轮毂部2的厚度t2比板部3的厚度t3更厚。轮辋部4形成在铁路车轮1的外周的缘部。轮辋部4包括踏面41和轮缘部42。踏面41与轮缘部42连接。在铁路车轮1的使用时，踏面41和轮缘部42与轨道表面接触。轮辋部4的厚度t4比板部3的厚度t3更厚。板部3配置在轮毂部2与轮辋部4之间。板部3的内周缘部与轮毂部2连接，板部3的外周缘部与轮辋部4连接。板部3的厚度t3比轮毂部2的厚度t2和轮辋部4的厚度t4更薄。

本发明人等首先在铁路车轮中，对于适宜提高耐磨性的化学组成进行了研究。结果发现，在铁路车轮中，即使获得相同硬度，与提高v含量来提高硬度相比，提高c含量至0.80％以上来提高硬度会使作为铁路车轮使用时的耐磨性提高。其机理尚不确定，但可考虑如下情况。使用中的铁路车轮的踏面会受到来自轨道的外力(载荷)。通过该外力使踏面正下方的表层的珠光体中的渗碳体破碎，通过分散强化使得硬度提高。进而，经破碎的微细渗碳体中的碳过饱和地固溶于珠光体中的铁素体，通过固溶强化来提高踏面正下方的表层的硬度。

如果提高钢的c含量，则珠光体中的渗碳体的体积分数增大，进而，珠光体容易形成更微细的片层。该情况下，通过上述机理使得铁路车轮的耐磨性提高。与此相对，在钢中含有v的情况下，通过v碳氮化物的析出强化来提高钢的硬度。此时，由于v碳氮化物在铁素体中生成，因此主要提高铁素体的硬度。即，v的含有对珠光体的微细化没有太大影响。因此，通过含有v，虽然能够在一定程度上提高耐磨性，但无法像由破碎渗碳体带来的分散强化和c的固溶强化那样提高耐磨性。

因此，本发明人等认为，为了提高耐磨性，在铁路车轮的化学组成中，优选采用c含量为0.80～1.15％的过共析钢。

然而，本发明人等研究的结果发现，c含量为0.80％以上的过共析钢的铁路车轮容易生成先共析渗碳体。因此，本发明人等对由c含量高的过共析钢形成的铁路车轮中的化学组成中的元素含量与先共析渗碳体量的关系进行了调查。结果，获得如下认识。

图2～图7是示出基于设想了铁路车轮的制造工序中的热处理的热处理试验的结果的、钢中的各元素的含量(图2：c含量、图3：si含量、图4：mn含量、图5：cr含量、图6：al含量、图7：v含量)与800～500℃下的平均冷却速度与先共析渗碳体的关系的图。规定800～500℃的平均冷却速度是由于先共析渗碳体的析出温度为800～500℃。

具体而言，图2是使用具有使各元素含量基本恒定为si：0.29～0.30％、mn：0.79～0.80％、p：0.001％、s：0.002％、al：0.032～0.036％、n：0.0040～0.0042％、使c含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号1、2、3)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。图3是使用具有使各元素含量基本恒定为c：1.00～1.03％、mn：0.80～0.81％、p：0.001～0.002％、s：0.001～0.002％、al：0.031～0.034％、n：0.0040～0.0042％、使si含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号2、4、5)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。图4是使用具有使各元素含量基本恒定为c：1.00～1.04％、si：0.29～0.31％、p：0.001～0.002％、s：0.001～0.002％、al：0.030～0.034％、n：0.0040～0.0058％、使mn含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号2、7、8)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。图5是使用具有使各元素含量基本恒定为c：1.00～1.05％、si：0.29～0.30％、mn：0.78～0.80％、p：0.001％、s：0.001～0.002％、al：0.033～0.034％、n：0.0030～0.0040％、使cr含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号2、9、10)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。图6是使用具有使各元素含量基本恒定为c：1.00～1.03％、si：0.29～0.30％、mn：0.79～0.81％、p：0.001％、s：0.001～0.002％、n：0.0034～0.0046％、使al含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号2、11、12、13、14、15)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。图7是使用具有采用c：1.00～1.03％、si：0.29～0.30％、mn：0.80％、p：0.001～0.002％、s：0.001～0.002％、n：0.0040～0.0048％、al：0.026～0.034％、使v含量变化、余量为fe和杂质的化学组成的多个样品(后述的实施例1的钢编号2、17、18)，基于乔米尼末端淬火试验和后述的formaster试验中得到的结果来绘制的。

乔米尼末端淬火试验按如下方法实施。使用具有上述化学组成的乔米尼试验片(直径25mm、长度100mm的圆钢试验片)，实施依据jisg0561(2011)的乔米尼末端淬火试验。具体而言，将乔米尼试验片在大气气氛中、在为acm相变点以上的温度的950℃的炉内保持30分钟，使乔米尼试验片的组织为奥氏体单相。然后，实施末端淬火(水冷)。具体而言，对乔米尼试验片的一端喷射水进行冷却。

水冷后，对实施了水冷的乔米尼试验片的侧面进行机械研磨，从其一端(水冷端)起沿轴向以一定间隔实施微观组织观察。对于微观组织观察的观察位置，在直至距水冷端15mm的位置为止采用1.0mm间距，在距水冷端15mm以上的位置采用2.5mm间距。

准备以包括上述微观组织观察位置的面作为观察面的样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用苦味酸与氢氧化钠的混合液腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。在观察面中，在原奥氏体晶界生成的先共析渗碳体呈黑色。因此，能够确认有无先共析渗碳体。在确认到先共析渗碳体的情况下，通过如下方法求出先共析渗碳体量(单位为根/100μm。以下也称为先共析θ量)。如图8所示，在200μm×200μm的正方形的视野中划出2条对角线。接着，求出与这2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和。用所求出的先共析渗碳体的总根数除以2条对角线的总长度(5.66×100μm)，求出平均每100μm的先共析θ量(根/100μm)。

接着，再次通过机械研磨对同一观察面进行镜面精加工，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)进行腐蚀。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。淬火层(马氏体和/或贝氏体)与珠光体的对比度不同。因此，基于对比度确定观察面中的淬火层和珠光体。珠光体的面积率基于所确定的珠光体的总面积和观察面的面积求出。即使在确认到少量淬火层的情况下，也判定为生成了淬火层。

需要说明的是，关于乔米尼试验时的距水冷端的距离与800℃～500℃的冷却时间的关系，存在实验性示出的非专利文献1(f.weveretal.、zurfragederwarmebehandlungderstahleaufgrundihrerzeit-temperatur-umwandlungs-schaubilder,stahlueisen,74(1954),p749～761)。基于该文献数据，将距水冷端的距离转换为各位置在800～500℃下的平均冷却速度。

对于冷却速度为1℃/秒以下的情况，乔米尼末端淬火试验是无法再现的。因此，对于冷却速度为1℃/秒以下的情况，实施低冷却速度下的连续冷却试验(formaster试验)。热处理使用富士电波工机株式会社制造的formaster试验机。具体而言，对各试验片在950℃下进行5分钟的均热。然后，以恒定的冷却速度1.0℃/秒(或0.1℃/秒)进行冷却。对于冷却后的试验片，按上述方法实施微观组织观察。接着，在确认到先共析渗碳体的情况下，通过上述方法求出先共析θ量。基于以上方法中得到的结果绘制图2～图7。

图2～图7中的“○”标记表示：微观组织实质上由珠光体构成，微观组织中的先共析θ量为1.50根/100μm以下。“×”标记表示：在微观组织中未生成淬火层，微观组织实质上由珠光体构成，但先共析θ量超过1.50根/100μm。需要说明的是，“微观组织实质上由珠光体构成”是指微观组织中的珠光体的面积率为95％以上。此外，“●”标记表示：生成有马氏体和/或贝氏体(以下也将马氏体和/或贝氏体称为淬火层)。

将先共析θ量生成超过1.50根/100μm的最大冷却速度(图中的“○”标记与“×”标记的边界的冷却速度)定义为先共析渗碳体临界冷却速度。在图2～图7中用实线示出先共析渗碳体临界冷却速度。

在图2中，c含量越增加，先共析渗碳体临界冷却速度越上升。此外，在图3、图4、图5和图7中，与c和al相比时，si、mn、cr和v对先共析渗碳体临界冷却速度的影响较小。

另一方面，参照图6，如果al含量增加，则先共析渗碳体临界冷却速度明显降低，先共析θ量明显降低。因此，对于钢中的先共析θ量，c具有增加先共析θ量的作用，而al具有明显降低先共析θ量的作用。

基于以上研究结果，本发明人等想到，如果在c含量为0.80％～1.15％左右的过共析钢的铁路车轮中增加al含量，则在铁路车轮的制造工序中，即使在热处理时的冷却速度慢的板部和轮毂部也能够抑制先共析θ量，即使在过共析钢的铁路车轮中也可获得优异的韧性。接着，基于上述研究结果进一步对过共析钢的铁路车轮的化学组成进行了研究，结果首次发现，如果铁路车轮的化学组成为如下化学组成：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：0.45％以下、mn：0.10～0.85％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.120～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.25％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质，则即使在冷却速度慢的板部和轮毂部也能够将先共析θ量控制在1.50根/100μm以下。

需要说明的是，参照图6，如果al含量增加，则在踏面淬火时，容易生成淬火层(图中“●”标记)。该情况下，在制造工序中成品率容易降低。因此，从抑制淬火层生成的角度来看，在上述化学组成中，al含量的优选的上限为0.350％。然而，为了抑制先共析渗碳体的析出来提高韧性，al含量可以含有超过0.350％，可以含有至0.650％。

[关于原奥氏体的细粒化]

如上所述，在由c含量为0.80～1.15％的过共析钢形成的铁路车轮中，作为抑制先共析渗碳体的量的技术，将al含量提高至0.120～0.650％是有效的。然而，本发明人等进一步研究的结果判明，在提高al含量的情况下，有时会在铁路车轮中生成粗大的aln。粗大的aln在踏面淬火时的加热时对于原奥氏体晶粒的晶粒生长抑制没有贡献。原奥氏体晶粒越微细，韧性越进一步提高。因此，考虑到韧性的进一步提高的情况下，原奥氏体晶粒优选微细。

本发明人等在由al含量高的过共析钢形成的铁路车轮中，对于原奥氏体晶粒的进一步微细化进行了研究。结果发现，如图9所示，在由具有上述化学组成的过共析钢形成的铁路车轮中，如果使微观组织中的aln的平均粒径为150nm以下，则能够将原奥氏体粒径微细化至50μm以下。以下，对于该点进行说明。

准备多个具有后述的表1的钢14的化学组成的试验片(直径40mm、厚度20mm的圆板)。参照图10，对于试验片，模拟铁路车轮的制造工序实施热锻模拟加热工序(step1)。此时，对于各试验片，将炉内的保持温度分别设定为1150℃(hp1)、1200℃(hp2)、1250℃(hp3)、1300℃(hp4)。使炉内气氛为氩气气氛，保持时间对于任一试验片均设定为60分钟。经过保持时间后，进行自然冷却。

热锻模拟加热工序(step1)后，实施踏面淬火模拟工序(step2)。在踏面淬火模拟工序中，对于任一试验片，均将炉内温度设定为950℃并保持20分钟。经过保持时间后，实施水淬(wq)。

对于step1后且step2前的试验片和step2后的试验片，分别通过后述的方法求出aln的平均粒径(nm)。

此外，为了测定原奥氏体粒径，实施如下试验。在本化学组成中，踏面淬火处理后的原奥氏体晶界难以判别。因此，在踏面淬火模拟工序的冷却中，想办法使先共析渗碳体在原奥氏体晶界析出，以便能够测定原奥氏体粒径。具体而言，对于上述试验片，实施图11所示的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step3)。图11的热锻模拟加热工序(step1)与图10的热锻模拟加热工序(step1)相同。图11的踏面淬火模拟工序(step3)与图10的踏面淬火模拟工序(step2)相比，仅冷却方法不同。具体而言，图11的踏面淬火模拟工序(step3)将在950℃下保持20分钟后的试验片浸渍于675℃的盐浴，在675℃下等温保持30分钟。由此，使先共析渗碳体在原奥氏体的晶界析出，形成可通过微观组织观察确认原奥氏体晶粒的状态。将等温保持后的试验片自然冷却至室温(25℃)。通过后述的测定方法求出进行了以上step1和step3的热处理的试验片的原奥氏体粒径。

图12是示出热锻模拟加热工序(step1)后且踏面淬火模拟工序(step2)前的试验片中的aln的平均粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图13是示出踏面淬火模拟工序后(step2)的试验片中的aln的平均粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图14是示出踏面淬火模拟工序后(step3)的试验片中的原奥氏体粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。

图12和图13中的“○”标记表示在各hp1～hp4下的各观察视野中确认到的aln的粒径的测定值，各hp下的柱状图表示在各hp下测得的aln的平均粒径。参照图12和图13，在热锻模拟加热温度为1200℃以下的情况下，在热锻工序后且踏面淬火工序前(图12)，aln未完全固溶，残留有大量的aln。因此，在踏面淬火工序中的加热后(图13)，残留有大量粗大的aln，平均粒径也超过150nm，依旧粗大。

与此相对，如果热锻模拟加热温度超过1200℃(hp3和hp4)，则热锻工序后的aln残留量(图12)降低，如果超过1250℃，则aln全部固溶。接着，在踏面淬火工序中的加热后(图13)，析出大量微细的aln，平均粒径达到150nm以下。并且，参照图13和图14，随着aln的平均粒径变微细，原奥氏体粒径也减小。

将图13和图14汇总、即示出踏面淬火模拟工序后的aln的平均粒径与原奥氏体粒径的关系的是图9。参照图9，随着钢中的aln的平均粒径减小，原奥氏体粒径明显降低。接着，在aln的平均粒径达到150nm以下时，伴随aln的平均粒径降低的原奥氏体粒径的减小程度变小。即，原奥氏体粒径在aln的平均粒径为150nm附近具有拐点。并且，如果aln的平均粒径为150nm以下，则原奥氏体粒径被充分微细化至50μm以下。

需要说明的是，本发明人等基于上述认识，通过如下试验对伴随aln微细化和原奥氏体晶粒微细化的铁路车轮的韧性提高进行了确认。

具体而言，与图12和图13的试验同样，准备多个具有后述的实施例的钢14的化学组成的夏比试验片(10mm×10mm×55mm)。对该试验片实施图15所示的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step4)。图15的热锻模拟加热工序(step1)与图10和图11的热锻模拟加热工序(step1)相同。图15的踏面淬火模拟工序(step4)设想以在实际的铁路车轮的踏面淬火中将轮辋部冷却时的冷却速度将试验片冷却来进行设定。具体而言，图15的踏面淬火模拟工序(step4)将在950℃下保持20分钟后的试验片浸渍于400℃的盐浴，在400℃下等温保持10分钟。接着，将等温保持后的试验片自然冷却至室温(25℃)。使用进行了以上step1和step4的热处理的夏比试验片，在室温(25℃)下实施依据jisz2242(2005)的夏比冲击试验。

图16是示出夏比冲击试验结果的图。横轴表示各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)，纵轴表示夏比冲击值(j/cm²)。图中的柱状图表示在各hp1～hp4下通过多个(1～4个)夏比试验片得到的夏比冲击值(j/cm²)的平均值。

参照图16，随着热锻模拟加热温度上升，夏比冲击值急剧增加。并且，如果热锻模拟加热温度超过1200℃，则与1200℃以下的情况相比，伴随热锻模拟加热温度上升的夏比冲击值的上升幅度减小。换言之，如果使aln平均粒径为150nm以下，则能够进一步提高具有上述化学组成的铁路车轮的韧性。

如上所述，认为如果aln的平均粒径为150nm以下，则原奥氏体晶粒被充分微细化，结果，铁路车轮的韧性进一步提高。但是，即使aln的平均粒径超过150nm，如上所述，只要先共析渗碳体量为1.50根/100μm以下，则也可以在铁路车轮中获得有效的韧性。

为了使aln的平均粒径为150nm以下，例如，将热锻加工中的加热温度设定为1220℃以上。该情况下，在热锻时，钢中的aln大部分发生固溶。接着，在踏面淬火工序中的加热时，平均粒径为150nm以下的微细的aln析出。通过微细的aln的钉扎效应，可抑制原奥氏体晶粒粗大化，原奥氏体晶粒变微细。认为结果铁路车轮的韧性进一步提高。

基于以上认识所完成的本实施方式的铁路车轮具有如下化学组成：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：0.45％以下、mn：0.10～0.85％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.120～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.25％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质。在铁路车轮的微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量为1.50根/100μm以下。

先共析渗碳体量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)(1)

对于本实施方式的铁路车轮而言，在微观组织中，aln的平均粒径可以为150nm以下。

该情况下，通过微细的aln使原奥氏体晶粒微细化。结果，铁路车轮的韧性进一步提高。

上述铁路车轮的化学组成可以含有al：0.120～0.350％。此外，上述铁路车轮的化学组成可以含有选自由cr：0.02～0.25％和v：0.02～0.12％组成的组中的1种以上。

以下，对本实施方式的铁路车轮进行详细说明。在本说明书中，涉及元素的“％”在没有特别声明的情况下表示质量％。

[铁路车轮的化学组成]

本实施方式的铁路车轮的化学组成含有如下元素。

c：0.80～1.15％

碳(c)提高钢的硬度，提高铁路车轮的耐磨性。如果c含量过低，则无法获得该效果。另一方面，如果c含量过高，则会在原奥氏体晶界大量析出先共析渗碳体。该情况下，铁路车轮的韧性降低。因此，c含量为0.80～1.15％。c含量的优选的下限为0.90％，进一步优选为0.95％。c含量的优选的上限为1.10％，进一步优选为1.05％。

si：0.45％以下

硅(si)是不可避免地含有的。即，si含量超过0％。si对铁素体进行固溶强化来提高钢的硬度。然而，如果si含量过高，则容易生成构成钢的韧性降低的主要原因的先共析渗碳体。如果si含量过高，则钢的淬透性进一步过度提高，容易生成马氏体。该情况下，在踏面淬火时，在踏面上形成的淬火层的厚度会增大。结果，淬火层要通过切削来去除。因此，如果淬火层厚，则切削量增大、成品率降低。如果si含量过高，则还会在铁路车轮的使用中由于与制动器之间产生的摩擦热而烧灼。该情况下，有时铁路车轮的抗裂性会降低。因此，si含量为0.45％以下。si含量的优选的上限为0.35％，进一步优选为0.25％。对si含量的下限没有特别限制，例如为0.05％。

mn：0.10～0.85％

锰(mn)对铁素体进行固溶强化来提高钢的硬度。mn进一步形成mns，提高钢的切削性。如果mn含量过低，则无法获得这些效果。另一方面，如果mn含量过高，则钢的淬透性过度提高。该情况下，淬火层的厚度增大，制造工序时的成品率降低。进而，在作为铁路车轮使用的过程中，有时会由于与制动器之间产生的摩擦热而烧灼，钢的抗裂性降低。因此，mn含量为0.10～0.85％。mn含量的优选的下限为0.50％，进一步优选为0.70％。mn含量的优选的上限为0.82％。

p：0.050％以下

磷(p)是不可避免地含有的杂质。即，p含量超过0％。p会在晶界偏析而降低钢的韧性。因此，p含量为0.050％以下。p含量的优选的上限为0.030％，进一步优选为0.020％。p含量优选尽可能低。然而，如果想要过度减小p含量，则精炼成本会过度增加。因此，在考虑到通常的工业生产的情况下，p含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％。

s：0.030％以下

硫(s)是不可避免地含有的。即，s含量超过0％。s形成mns，提高钢的切削性。另一方面，如果s含量过高，则钢的韧性降低。因此，s含量为0.030％以下。s含量的优选的上限为0.020％。用于提高切削性的s含量的优选的下限为0.005％。

al：0.120～0.650％

铝(al)抑制构成钢的韧性降低的主要原因的先共析渗碳体的生成。al进一步与n结合形成aln，使原奥氏体晶粒微细化。如果原奥氏体晶粒微细化，则钢的韧性进一步提高。如果al含量过低，则无法获得这些效果。然而，如果al含量过高，则aln粗大化，在热加工时的加热温度下不再固溶。因此，无法发挥踏面淬火时的加热时的原奥氏体晶粒的晶粒生长效果，铁路车轮的韧性降低。因此，al含量为0.120～0.650％。al含量的优选的下限为0.150％，进一步优选为0.250％。al含量的优选的上限为0.630％，进一步优选为0.600％，进一步优选为0.550％，进一步优选为0.500％。在考虑到减小踏面淬火后的淬火层的切削加工量的情况下，al含量的优选的上限为0.350％，进一步优选为0.320％，进一步优选为0.300％。本说明书中所提到的al含量是指酸溶铝(sol.al)的含量。

n：0.0030～0.0200％

氮(n)与al结合形成aln，使原奥氏体晶粒微细化。通过原奥氏体晶粒的微细化，使得钢的韧性提高。如果n含量过低，则无法获得该效果。另一方面，如果n含量过高，则该效果饱和。因此，n含量为0.0030～0.0200％。n含量的优选的下限为0.0035％，进一步优选为0.0040％。n含量的优选的上限为0.0100％，进一步优选为0.0080％。

基于本实施方式的铁路车轮的化学组成的余量为fe和杂质。在此，杂质是指：在工业上制造上述铁路车轮时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是在不对本实施方式的铁路车轮产生不良影响的范围内可接受的物质。

本实施方式的铁路车轮的化学组成可进一步代替fe的一部分而含有cr。

cr：0～0.25％

铬(cr)为任选元素，可以不含。即，cr含量可以为0％。在含有的情况下，cr减小珠光体的片层间隔。由此，使得珠光体的硬度明显增大。然而，如果cr含量过高，则淬透性提高，踏面淬火后的淬火层的厚度过度增大。因此，cr含量为0～0.25％。cr含量的优选的上限为0.22％。cr含量的优选的下限超过0％。用于更有效地获得珠光体的片层间隔减小效果的cr含量的优选的下限为0.02％。

本实施方式的铁路车轮的化学组成可进一步代替fe的一部分而含有v。

v：0～0.12％

钒(v)为任选元素，可以不含。即，v含量可以为0％。在含有的情况下，v形成碳化物、氮化物和碳氮化物中的任一种，对钢进行析出强化。结果，铁路车轮的硬度明显增大，进一步提高耐磨性。然而，如果v含量过高，则淬透性提高，踏面淬火后的淬火层的厚度过度增大。因此，v含量为0～0.12％。v含量的优选的上限为0.10％。v含量的优选的下限为超过0％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.03％。

[关于先共析渗碳体量]

对基于本实施方式的铁路车轮而言，在微观组织中，由式(1)定义的先共析渗碳体量(先共析θ量)为1.50根/100μm以下。

先共析θ量(根/100μm)＝与200μm×200μm的正方形视野的2条对角线交叉的先共析渗碳体的根数的总和/(5.66×100μm)(1)

更具体而言，在本实施方式的铁路车轮的轮辋部，由式(1)定义的先共析θ量为1.50根/100μm以下，在板部，由式(1)定义的先共析渗碳体量为1.50根/100μm以下，在轮毂部，由式(1)定义的先共析渗碳体量为1.50根/100μm以下。

如上所述，如果先共析θ量多，则铁路车轮的韧性降低。本实施方式的铁路车轮含有0.120～0.650％的al。为上述过共析钢的化学组成的情况下，通过含有0.120～0.650％的al，使得在制造工序中的踏面淬火工序后的铁路车轮中先共析θ量减小，能够控制在1.50根/100μm以下。先共析θ量的优选的上限为1.20根/100μm，进一步优选为1.00根/100μm。

先共析θ量通过如下方法进行测定。分别从铁路车轮的轮辋部的厚度方向的中央位置、板部的厚度方向的中央位置和轮毂部的厚度方向的中央位置采集样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用苦味酸与氢氧化钠的混合液腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。在观察面中，在原奥氏体晶界生成的先共析渗碳体呈黑色。因此，能够确认有无先共析渗碳体。如图8所示，在200μm×200μm的正方形的视野100中划出2条对角线101。接着，求出与这2条对角线101交叉的先共析渗碳体的根数的总和。用所求出的先共析渗碳体的总根数除以2条对角线101的总长度(5.66×100μm)(即基于式(1))，求出先共析θ量(根/100μm)。将在上述轮辋部中央位置、板部中央位置和轮毂部中央位置求出的先共析θ量均控制在1.50根/100μm以下。

[aln的平均粒径]

优选在基于本实施方式的铁路车轮的微观组织中，aln的平均粒径为150nm以下。如图9所示，如果aln的平均粒径为150nm以下，则原奥氏体晶粒微细化。因此，铁路车轮的韧性进一步提高。aln的平均粒径的优选的上限为120nm，进一步优选为100nm。需要说明的是，对aln的平均粒径的下限没有特别限定，但例如为10nm。

aln的平均粒径通过用tem-eds观察碳提取复型试样来求出。具体而言，通过如下方法求出。分别从铁路车轮的轮辋部的厚度方向的中央位置、板部的厚度方向的中央位置和轮毂部的厚度方向的中央位置采集样品。对所采集的样品的观察面进行研磨。用硝酸酒精溶液腐蚀研磨后的观察面。在腐蚀后的观察面蒸镀碳。将碳蒸镀后的样品浸渍在仅使母材溶出而不溶解析出物的剥离液内，从母材剥离复型膜。在复型膜中确认到析出物的视野(6.5μm×9.0μm)中，用tem生成照片图像(与视野相同尺寸)。进而，用eds和电子射线衍射图像分析来鉴定照片图像内的各析出物。将析出物中呈特征性的长方形或六角形的形态、并且在eds测定中得到的x射线强度的光谱中在al元素的特性x射线能量(alkα射线：1.49kev)附近出现峰的析出物确定为aln。使用照片图像，求出所确定的各aln的面积，根据所求出的面积求出等效圆直径(nm)。将所求出的等效圆直径的平均值定义为aln的平均粒径(nm)。

在本实施方式的铁路车轮中，aln的平均粒径为150nm以下是指：铁路车轮的轮辋部的aln的平均粒径为150nm以下，板部的aln的平均粒径为150nm以下，轮毂部的aln的平均粒径为150nm以下。

[铁路车轮的微观组织]

本实施方式的铁路车轮的轮辋部、板部和轮毂部的微观组织实质上由珠光体构成。在此，“实质上由珠光体构成”是指微观组织中的珠光体的面积率为95％以上。

珠光体的面积率按如下方法求出。分别从铁路车轮的轮辋部的厚度方向的中央位置、板部的厚度方向的中央位置和轮毂部的厚度方向的中央位置采集样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。淬火层(马氏体和/或贝氏体)与珠光体的对比度为不同。因此，基于对比度确定观察面中的淬火层和珠光体。珠光体的面积率基于所确定的珠光体的总面积和观察面的面积求出。

[铁路车轮的制造方法]

对制造上述铁路车轮的方法的一个例子进行说明。本制造方法包括下述工序：制造铁路车轮用钢的工序(坯料制造工序)，通过热加工由铁路车轮用钢成形车轮形状的中间品的工序(成形工序)，对所成形的中间品实施热处理(踏面淬火)的工序(热处理工序)，以及通过切削加工自热处理后的中间品的踏面等去除淬火层、制成铁路车轮的工序(切削加工工序)。以下，对各工序进行说明。

[坯料制造工序]

坯料制造工序中，使用电炉或转炉等熔炼具有上述化学组成的钢水后，进行铸造制成钢锭。需要说明的是，钢锭可以是基于连铸的板坯、通过铸模铸造成的铸锭中的任一种。

对板坯或铸锭进行热加工，制造所期望的尺寸的铁路车轮用钢材。热加工例如有热锻、热轧等。通过以上制造工序来制造铁路车轮用钢材。

需要说明的是，铁路车轮用钢可以为铸造材(板坯或铸锭)。即，上述热加工工序可以省略。通过以上工序来制造作为铁路车轮的坯料的铁路车轮用钢。

[成形工序]

成形工序使用所准备的铁路车轮用钢材，通过热加工来成形车轮形状的中间品。由于中间品具有车轮形状，因此具备轮毂部、板部以及包括踏面和轮缘部的轮辋部。热加工例如有热锻、热轧等。

热加工时的铁路车轮用钢材的优选的加热温度为1220℃以上。该情况下，在热加工时的加热工序中，铁路车轮用钢材中的aln充分固溶。因此，在下一工序的热处理工序(踏面淬火)中的加热时，析出平均粒径为150nm以下的微细的aln。由此，如图9所示，原奥氏体粒径微细化至50μm以下，铁路车轮的韧性进一步提高。

热加工时的加热温度的优选的下限为1230℃，进一步优选为1250℃，进一步优选为1300℃。热加工时的加热温度的优选的上限为1350℃。

需要说明的是，对热加工后的中间品的冷却方法没有特别限定。可以是自然冷却，也可以是水冷。

[热处理工序]

在热处理工序中，对所成形的车轮形状的中间品实施踏面淬火。具体而言，对热加工(热锻或热轧)后的中间品进行再加热至acm相变点以上(再加热处理)。加热后，对中间品的踏面和轮缘部进行急冷(踏面淬火)。例如，通过冷却介质将踏面和轮缘部冷却。冷却介质例如有空气、雾、汽化水(喷雾)，只要可获得符合所期望的组织的冷却速度，则并没有特别限定。需要说明的是，在踏面淬火时，板部和轮毂部不进行水冷而自然冷却。本实施方式通过使铁路车轮的化学组成中的al含量为0.120～0.650％，在踏面淬火时即使与以往的制造方法相同地将板部和轮毂部自然冷却，也能够充分抑制先共析渗碳体的生成，具体而言，在轮辋部、板部、轮毂部，能够将先共析θ量控制在1.50根/100μm以下。

本实施方式的铁路车轮的直径例如为700mm～1000mm。此外，踏面淬火时的踏面的优选的冷却速度为5～200℃/秒。此外，中间品的轮辋部、板部和轮毂部的区域中，在踏面淬火时冷却速度最慢的区域的优选的冷却速度约为0.1℃/秒。该情况下，在所制造的具有上述化学组成的铁路车轮中，先共析θ量达到1.50根/100μm以下。中间品中冷却速度最慢的区域例如可以通过使用多个热成像仪测定踏面冷却中的中间品的温度分布变化来求出。

通过踏面淬火，在踏面的表层生成微细珠光体。本实施方式的铁路车轮的c含量高至0.80～1.15％。因此，微细珠光体的耐磨性提高。此外，本实施方式的铁路车轮的al含量高至0.120～0.650％。因此，在踏面淬火时可抑制构成钢的韧性降低的主要原因的先共析渗碳体的生成。

上述说明中对中间品进行再加热，但也可以直接(不进行再加热地)对热加工后的中间品实施踏面淬火。

此外，上述说明中，在踏面淬火时，将板部和轮毂部自然冷却，在自然冷却的情况下，不容易在板部和轮毂部的表面生成淬火层。另一方面，在踏面淬火时，可以以自然冷却以上的冷却速度将板部和轮毂部冷却。该情况下，优选以不在板部和轮毂部的表面生成淬火层的程度的冷却速度进行冷却。

优选在将中间品加热至1220℃以上的热加工后，将中间品暂时冷却。接着，对经冷却的中间品进行再加热至acm相变点以上，实施踏面淬火。该情况下，通过热加工时的加热使钢中的粗大的aln固溶，然后，在再加热时以微细的aln的形式析出。因此，如上所述，能够使原奥氏体晶粒微细化。

对于踏面淬火后的中间品，根据需要而实施回火。回火以周知的温度和时间进行即足矣。

[切削加工工序]

如上所述，在热处理后的中间品的踏面的表层形成微细珠光体，但在其上层会形成有淬火层。在铁路车轮的使用中，由于淬火层的耐磨性低，因此通过切削加工将淬火层去除。切削加工按周知的方法进行即足矣。

通过以上工序来制造本实施方式的铁路车轮。在按上述制造工序制造的铁路车轮中，先共析θ量为1.50根/100μm以下。认为因此铁路车轮的韧性提高。进而，在将热加工工序中的加热温度设定为1220℃以上的情况下，钢中的aln的平均粒径达到150nm以下，原奥氏体粒径达到50μm以下。该情况下，铁路车轮的韧性进一步提高。

实施例1

制造具有表1所示的化学组成的钢编号1～20的钢水。

[表1]

表1

使用上述钢水通过铸锭法制造圆铸锭(上表面直径107mm、底面直径97mm、高度230mm的圆锥台型)。模拟铁路车轮的制造工序的热加工工序，将铸锭加热至1250℃后，进行热锻，制造直径40mm的圆钢。

[模拟踏面淬火试验]

实施模拟铁路车轮的制造工序中的踏面淬火的模拟踏面淬火试验，调查模拟踏面淬火试验后的先共析θ量。

[先共析θ量测定试验]

由钢编号1～钢编号15的圆钢的d/4位置(“d”为圆钢的直径)制作直径3mm、长度10mm的热处理试验片。热处理试验片的长度方向与圆钢的中心轴的方向一致。

使用所制作的热处理试验片实施连续冷却试验。热处理使用富士电波工机株式会社制造的formaster试验机。具体而言，各钢编号的试验片分别准备2个，在950℃下进行5分钟的均热。然后，1个试验片以恒定的冷却速度1.0℃/秒进行冷却。另一个试验片以恒定的冷却速度0.1℃/秒进行冷却。对于冷却后的各试验片，按以下方法求出先共析θ量。

制作以热处理试验片的与长度方向垂直的截面作为观察面的样品。在观察面中，通过如下方法测定先共析θ量。对观察面进行机械研磨后，用苦味酸与氢氧化钠的混合液腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。基于对比度确认观察视野中的先共析渗碳体。在观察到先共析渗碳体的情况下，通过上述方法算出先共析θ量。

[淬火层深度测定试验]

进而，对于淬火层的深度，实施乔米尼末端淬火试验。乔米尼末端淬火试验按如下方法实施。由各钢编号的直径40mm的圆钢制作直径25mm、长度100mm的乔米尼试验片。乔米尼试验片的中心轴与圆钢的中心轴一致。使用乔米尼试验片，实施依据jisg0561(2011)的乔米尼末端淬火试验。具体而言，将乔米尼试验片在大气气氛中、在为acm相变点以上的温度的950℃的炉内保持30分钟，使乔米尼试验片的组织为奥氏体单相。然后，实施末端淬火(水冷)。具体而言，对乔米尼试验片的一端喷射水进行冷却。

水冷后，对实施了水冷的乔米尼试验片的侧面进行机械研磨，从其一端(水冷端)起沿轴向以一定间隔实施依据jisz2245(2011)的使用c标尺的洛氏硬度(hrc)试验，得到hrc分布。对于hrc的测定间隔，在直至距水冷端15mm的位置为止采用1.0mm间距，在距水冷端15mm以上的位置采用2.5mm间距。根据所得hrc分布，通过如下方法求出淬火层厚度。

图17是示出钢编号1～3的hrc分布(乔米尼曲线)的图。参照图17，在乔米尼曲线中，随着距水冷端的距离d变远，洛氏硬度hrc急速降低。并且，如果d达到规定距离以上，则即使距水冷端的距离远，洛氏硬度hrc也不太降低。将洛氏硬度hrc急剧降低的区域a定义为“淬火层”，将洛氏硬度hrc不太降低的区域b定义为“母材”。区域a和区域b可通过拐点来区分。根据各钢编号的hrc分布(乔米尼曲线)确定区域a，求出淬火层厚度(mm)。

需要说明的是，按上述图2～图7中说明的方法对各钢编号的乔米尼末端淬火试验后的乔米尼试验片实施微观组织观察试验，求出在不生成淬火层的区域的微观组织中的珠光体面积率。具体而言，由各钢编号的乔米尼试验片中相当于图17的区域b的部分采集样品。通过机械研磨对各样品的观察面进行镜面精加工。然后，用硝酸酒精溶液(硝酸与乙醇的混合液)腐蚀观察面。对于腐蚀后的观察面内的任意1个视野(200μm×200μm)，使用500倍的光学显微镜生成照片图像。基于对比度确定观察面中的珠光体。珠光体的面积率基于所确定的珠光体的总面积和观察面的面积求出。

[试验结果]

试验结果示于表1。参照表1，在任一钢编号中，在除淬火层以外的区域的微观组织均为实质上由珠光体构成的组织。即，珠光体面积率为95％以上。

进而，钢编号13～16和19的化学组成是合适的。因此，在冷却速度为0.1℃/秒、1.0℃/秒的任一情况下，先共析θ量均为1.50根/100μm以下。因此，可以预料可获得优异的韧性。需要说明的是，钢编号13、14、16和19的al含量为0.350％以下。因此，相对于al含量为0.610％的钢编号15的淬火层厚度为17.5mm，钢编号13、14、16和19的淬火层厚度为11.0mm以下，较薄。

另一方面，钢编号1～12、17和18的al含量过低。结果，先共析θ量超过1.50根/100μm。

钢编号10中，si含量过高。结果，先共析θ量超过1.50根/100μm。

实施例2

使用具有表1中的钢编号14的化学组成的钢水，通过铸锭法制造圆铸锭(上表面直径107mm、底面直径97mm、高度230mm的圆锥台型)。将铸锭加热至1250℃后，进行热锻，制造直径40mm的多个圆钢。将所制造的圆钢作为试验片。

参照图10，对于试验片，模拟铁路车轮的制造工序，实施热锻模拟加热工序(step1)。此时，对于各试验片，将炉内的保持温度分别设定为1150℃(hp1)、1200℃(hp2)、1250℃(hp3)、1300℃(hp4)。使炉内气氛为氩气气氛，保持时间对于任一试验片均设定为60分钟。经过保持时间后，进行自然冷却。

热锻模拟加热工序后，实施踏面淬火模拟工序(step2)。踏面淬火模拟工序中，对于任一试验片，均将炉内温度设定为950℃并保持20分钟。经过保持时间后，实施水淬(wq)。

[aln平均粒径测定试验]

对于step1后且step2前的试验片和step2后的试验片，分别求出aln的平均粒径。具体而言，从试验片的与长度方向垂直的截面的中心位置采集样品。对所采集的样品的观察面进行研磨。用硝酸酒精溶液腐蚀研磨后的观察面。在腐蚀后的观察面蒸镀碳。将碳蒸镀后的样品浸渍在仅使母材溶出而不溶解析出物的剥离液内，从母材剥离复型膜。在复型膜中的任意的视野(6.5μm×9μm)中，用tem生成照片图像(与视野相同尺寸)。进而，用eds鉴定照片图像内的各析出物的元素。求出所确定的各aln的面积，根据所求出的面积求出等效圆直径(nm)。将所求出的等效圆直径的平均值定义为aln的平均粒径(nm)。

[原奥氏体粒径测定试验]

对于具有表1中的钢编号14的化学组成的试验片，实施图11所示的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step3)。图11的热锻模拟加热工序(step1)与图10的热锻模拟加热工序(step1)相同。在图11的踏面淬火模拟工序(step3)中，将950℃的试验片浸渍于675℃的盐浴，在675℃下等温保持30分钟。由此，使先共析渗碳体在原奥氏体的晶界析出，形成可通过微观组织观察确认原奥氏体晶粒的状态。将等温保持后的试验片自然冷却至室温(25℃)。

从自然冷却后的试验片的与长度方向垂直的截面的中心位置采取样品。对所采取的样品的观察面进行研磨。用苦味酸与氢氧化钠的混合液腐蚀研磨后的观察面。在经腐蚀的观察面中任意的视野(200μm×200μm)中，用tem生成照片图像(与视野相同尺寸)。在制作的照片图像中，确定原奥氏体晶粒。将被先共析渗碳体包围的晶粒确定为原奥氏体晶粒。

通过切断法求出在视野内确定的原奥氏体晶粒的粒径。具体而言，如图8所示，在200μm×200μm的正方形视野100的视野中划出2条对角线101。接着，求出与这2条对角线101交叉的先共析渗碳体的根数的总和。接着，通过下式求出原奥氏体粒径。

原奥氏体粒径＝2条对角线101的总长度(566μm)/与对角线101交叉的先共析渗碳体的总根数

[夏比冲击试验]

准备多个具有表1中的钢编号14的化学组成的夏比试验片(10mm×10mm×55mm)。对该试验片实施图15所示的热锻模拟加热工序(step1)和踏面淬火模拟工序(step4)。图15的热锻模拟加热工序(step1)与图10和图11的热锻模拟加热工序(step1)相同。图15的踏面淬火模拟工序(step4)设想以在实际的铁路车轮的踏面淬火中将轮辋部冷却时的冷却速度将试验片冷却来进行设定。具体而言，在图15的踏面淬火模拟工序(step4)中，将在950℃下保持20分钟后的试验片浸渍于400℃的盐浴，在400℃下等温保持10分钟。接着，将等温保持后的试验片自然冷却至室温(25℃)。使用进行了以上step1和step4的热处理的夏比试验片，在室温(25℃)下实施依据jisz2242(2005)的夏比冲击试验。

[试验结果]

图12是示出热锻模拟加热工序(step1)后且踏面淬火模拟工序(step2)前的试验片的aln的平均粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图13是示出踏面淬火模拟工序(step2)后的试验片的aln的平均粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图14是示出踏面淬火模拟工序后(step3)的试验片的原奥氏体粒径相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图16是示出踏面淬火模拟工序后(step4)的试验片的夏比冲击试验值(j/cm²)相对于各热锻模拟加热温度(hp1～hp4)的图。图9是示出基于图13和图14的结果的、aln平均粒径与原奥氏体粒径的关系的图。

参照图12和图13，在热锻模拟加热温度为1200℃以下的情况下，即使在热锻模拟加热(step1)后(图12)，aln也未完全固溶，残留有大量的aln。因此，即使在踏面淬火模拟工序(step2)的加热后(图13)，也残留有大量粗大的aln，平均粒径也超过150nm，依旧粗大。

与此相对，如果热锻模拟加热温度超过1200℃，则热锻模拟加热工序后的aln残留量(图12)降低，如果超过1250℃，则aln全部固溶。并且，如果热锻模拟加热温度超过1200℃，则在踏面淬火模拟工序的加热后(图13)，会析出大量微细的aln，平均粒径达到150nm以下。

参照图9，随着aln的平均粒径变微细，原奥氏体粒径也减小。并且，如果aln的平均粒径为150nm以下，则原奥氏体粒径为50μm以下，充分微细化。并且，参照图16发现，随着aln的平均粒径变微细，夏比冲击值上升，如果aln的平均粒径为150nm以下，则夏比冲击值达到10j/cm²，作为铁路车轮可获得更优异的韧性。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式仅为用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述实施方式，可以在不脱离其主旨的范围内对上述实施方式进行适当变更来实施。

附图标记说明

1铁路车轮

2轮毂部

3板部

4轮辋部

41踏面

42轮缘