铁路车轮的制造方法以及铁路车轮与流程

本发明涉及铁路车轮的制造方法以及铁路车轮。

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。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，需要提高铁路车辆所利用的铁路车轮的耐磨性。

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)和日本特开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：该车辆用钢通过具有上述化学组成、使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：0.05～2.00％、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

上述专利文献1、2和3中公开的铁路车轮通过积极地含有v来提高铁路车轮的耐磨性。然而，在将这些文献的铁路车轮应用于要求装载重量的增加和高速化的货运铁路的情况下，有时无法获得足够的耐磨性。

另一方面，专利文献4中公开的铁路车轮由c含量比专利文献1～3提高了的过共析钢形成。该铁路车轮在应用于要求装载重量的增加和高速化的货运铁路的情况下，有可能获得足够的耐磨性。

然而，铁路车轮按如下方法制造。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喷射冷却水进行急冷。需要说明的是，对踏面和轮缘进行急冷期间，轮毂部和板部自然冷却。由此，在踏面正下方的表层和轮缘的表层部分的基体组织中会生成耐磨性高的微细珠光体。

然而，在踏面淬火后的踏面正下方的表层和轮缘的表层部分会进一步在微细珠光体的上层生成由马氏体和/或贝氏体形成的层。以下，本说明书中，将通过热处理后的踏面和轮缘的急冷而在踏面的表层和轮缘的表层形成的由马氏体和/或贝氏体形成的层称为“淬火层”。使用在踏面的表层和轮缘的表层具有淬火层的铁路车轮的情况下，在铁路车轮的使用中，淬火层容易磨损。因此，在现有的铁路车轮的制造工序中，对于踏面淬火后的铁路车轮的中间品，会通过切削加工去除在踏面的表层和轮缘的表层形成的淬火层，使微细珠光体在踏面和轮缘的表面露出。通过以上制造工序来制造现有的铁路车轮。

然而，通过本发明人等的研究明确了，在铁路车轮为专利文献4这种过共析钢的情况下，凭借现有的铁路车轮的制造方法有时会降低轮毂部和板部的韧性。现有的铁路车轮为了提高铁路车轮的寿命，对轮辋部的踏面和轮缘的组织进行了研究，但未进行着眼于铁路车轮的轮毂部和板部的组织的研究。

本发明的目的在于提供能够稳定地制造韧性优异的过共析钢的铁路车轮的、铁路车轮的制造方法以及铁路车轮。

用于解决问题的方案

基于本发明的实施方式的铁路车轮的制造方法具备加热工序和冷却工序。在加热工序中，将铁路车轮的中间品加热至acm相变点(℃)以上，前述铁路车轮的中间品具有如下化学组成：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：1.00％以下、mn：0.10～1.25％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.025～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.60％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质，前述铁路车轮的中间品具备：轮毂部、包括踏面和轮缘的轮辋部以及配置在轮毂部与轮辋部之间的板部。在冷却工序中，以如下方式将中间品冷却：在中间品中，除踏面和轮缘表面以外的表面的800～500℃下的冷却速度为由式(1)定义的fn1℃/秒以下；在中间品中，在冷却速度最慢的区域处的800～500℃下的冷却速度为由式(2)定义的fn2℃/秒以上；在踏面和轮缘表面的800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上。

fn1＝-5.0+exp(5.651-1.427×c-1.280×si-0.7723×mn-1.815×cr-1.519×al-7.798×v)…(1)

fn2＝0.515+exp(-24.816+24.121×c+1.210×si+0.529×mn+2.458×cr-15.116×al-5.116×v)…(2)

在此，上述式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。

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：1.00％以下、mn：0.10～1.25％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.025～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.60％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质，所述铁路车轮具备：轮毂部、包括踏面和轮缘的轮辋部以及配置在轮毂部与轮辋部之间的板部。在轮毂部的微观组织中，珠光体面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。在板部的微观组织中，珠光体面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。在轮辋部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0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)(a)

发明的效果

基于本实施方式的铁路车轮的制造方法能够稳定地制造韧性优异的过共析钢的铁路车轮。

附图说明

图1是与铁路车轮的中心轴平行的剖视图。

图2是示出基于西原式磨损试验的结果的、铁路车轮的维氏硬度与铁路车轮的磨损量的关系图。

图3是西原式磨损试验的示意图。

图4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、c含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图5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、si含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图6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、mn含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

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、cr含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图8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、al含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图9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、v含量与冷却速度与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图10是示出在基于本实施方式的铁路车轮的制造方法中使用的冷却装置的一个例子的示意图。

图11是用于说明先共析渗碳体量的测定方法的示意图。

图12是示出通过实施例中的乔米尼末端淬火试验得到的乔米尼试验片的洛氏硬度hrc相对于距水冷端的距离的分布(乔米尼曲线)的图。

具体实施方式

[铁路车轮的构成]

图1是包括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，配置在铁路车轮1的中央部。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42。踏面41与轮缘42连接。在铁路车轮1的使用时，踏面41和轮缘42的表面与轨道表面接触。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。

本发明人等对提高铁路车轮的耐磨性的方法进行了研究。结果，本发明人等获得如下认识。

[由c含量增加带来的耐磨性提高]

图2是示出基于西原式磨损试验的结果的、铁路车轮的维氏硬度与铁路车轮的磨损量的关系的图。图2通过如下实验得到。由具有表1所示的化学组成的铸锭制造直径40mm的圆钢。

[表1]

表1

由圆钢制作直径32mm、宽度10mm的圆环状的粗试验片(相当于铁路车轮的中间品)。

对粗试验片实施模拟了铁路车轮的踏面淬火的淬火。具体而言，对各钢编号的粗试验片在950℃的热处理温度下进行20分钟的均热。均热后，为了形成微细的珠光体组织，将粗试验片从炉中取出并浸渍于550℃的盐浴。在盐浴中的浸渍时间为7分钟。自将粗试验片浸渍于盐浴起经过7分钟时，将粗试验片从盐浴取出，将粗试验片自然冷却至常温(25℃)。为了模拟车轮制造时的回火，将自然冷却后的各粗试验片在450℃的热处理温度下保持3小时。将粗试验片在450℃的热处理温度下保持3小时后，将粗试验片自然冷却至常温(25℃)。

对自然冷却后的粗试验片的外周面进行切削加工，制作图3所示的圆筒状的车轮试验片100(相当于铁路车轮)。车轮试验片100的直径d100为29.39mm，宽度w100为8mm。

进而，作为轨道材料，准备表2所示的钢编号29。

[表2]

表2

由钢编号29的轨道材料制作图3所示的圆环状的轨道试验片200。轨道试验片200的直径d200为30.0mm，宽度w200为5mm。

使用光学显微镜以500倍观察车轮试验片100的从外周面朝向中心轴的深度2～3mm的位置处的金相组织。同样，通过光学显微镜以500倍观察轨道试验片200的从外周面朝向中心轴的深度2～3mm的位置的金相组织。组织观察的结果，钢编号1～4、21～28的车轮试验片100的组织均为珠光体单相，轨道试验片200的组织也为珠光体单相。

此外，在车轮试验片100中，在与组织观察相同的位置、即从外周面朝向中心轴的深度2～3mm的位置处，实施依据jisz2244(2009)的维氏硬度试验。试验力均为2.9421n。同样，在轨道试验片200中，在与组织观察相同的位置、即从外周面朝向中心轴的深度2～3mm的位置处，实施依据jisz2244(2009)的维氏硬度试验。试验力为2.9421n。结果，轨道试验片200的维氏硬度(hv)为430。

一边使车轮试验片100的外周面的宽度中央与轨道试验片200的外周面的宽度中央接触并以900mpa的力相互推压，一边使车轮试验片100和轨道试验片200相互旋转来实施磨损试验。车轮试验片100的旋转速度设定为800rpm，轨道试验片200的旋转速度设定为775rpm。因此，车轮试验片100与轨道试验片200的滑移率为1.1％。车轮试验片100旋转500,000转后，求出试验后的车轮试验片100的质量(g)。接着，求出试验前预先测量的试验前的车轮试验片100的质量(g)与试验后的车轮试验片100的质量(g)之差，将用该质量差除以50而得的值定义为车轮的磨损量(g/10,000转)。需要说明的是，车轮试验片100对各钢编号各准备4个，使用它们对各钢编号实施4次相同的试验。算出4次试验中得到的车轮试验片100的磨损量的平均值作为各钢编号的铁路车轮的磨损量。使用各钢编号中得到的车轮试验片100的维氏硬度和磨损量制作图2。

图2中的“◇”标记为使用使si含量基本恒定在0.3％左右、使c含量从0.8％变化至1.1％的不含v的钢组(以下称为“不含v的过共析钢组”)的试验结果。“○”标记为使用使c含量在0.75～0.79％的范围内、使si含量基本恒定在0.3％左右、且使v含量从0％变化至0.1％左右的钢组(以下称为“v含量变化的低si共析钢组”)的试验结果。“△”标记为使用使c含量在0.75～0.79％的范围内、使si含量基本恒定在0.8％左右、使v含量从0％变化至0.1％左右的钢组(以下称为“v含量变化的高si共析钢组”)的试验结果。图2中的各标记旁的数字表示表1的钢编号。

参照图2，v含量变化的低si共析钢组(“○”标记)中，随着v含量升高，车轮的维氏硬度增大。具体而言，随着从不含v(钢21)到v含量增加至0.028％(钢22)、0.058％(钢23)、0.097％(钢24)，维氏硬度增大。然而，维氏硬度止步于350hv左右，磨损量也仅降低至0.015g/10000转左右。另一方面，v含量变化的高si共析钢组(“△”标记)中，随着从不含v(钢25)到v含量增加至0.028％(钢26)、0.058％(钢27)、0.096％(钢28)，车轮的维氏硬度上升至380hv左右。然而，即使维氏硬度升高，车轮磨损量仍恒定为0.015g/10000转左右，未出现进一步的减少。

与此相对，不含v的过共析钢组(“◇”标记)中，随着c含量增加至0.84％(钢1)、0.93％(钢2)、1.00％(钢3)、1.09％(钢4)，维氏硬度增加。进而，随着维氏硬度的增加，磨损量减少至0.010g/10000转左右。

根据以上结果，在铁路车轮用钢中，即使想要获得相同硬度，与提高v含量来提高硬度相比，提高c含量来提高硬度会使作为铁路车轮使用时的耐磨性升高。其理由尚不确定，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升高。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中，通过固溶强化使踏面正下方的表层的硬度提高。

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。此外，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升高。与此相对，在含有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，在铁路车轮用钢中，即使想要获得相同硬度，与含有v相比，增加c含量更能够提高耐磨性。

基于以上研究结果，本发明人等认为，为了提高耐磨性，优选采用使铁路车轮的化学组成如下的过共析钢：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：1.00％以下、mn：0.10～1.25％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.025～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.60％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质。

[先共析渗碳体生成的抑制]

如上所述，铁路车轮是对铁路车轮的中间品实施热处理(踏面淬火)来制造的。对铁路车轮中会与轨道接触的踏面和轮缘要求耐磨性。因此，在现有的铁路车轮的制造工序中的针对中间品的热处理中，为了在踏面正下方的表层和轮缘的表层形成微细的珠光体组织，对铁路车轮的中间品的轮辋部的踏面和轮缘喷冷却介质(水、或水与空气的混合流体)，对踏面和轮缘进行急冷。另一方面，现有的热处理中，对于铁路车轮的除踏面和轮缘表面以外的表面(轮毂部的表面、板部的表面和轮辋部的侧面)，不喷冷却介质，实施自然冷却。这是由于，如上所述，要求具有耐磨性的是轮辋部的踏面和轮缘表面，对于铁路车轮中的除踏面和轮缘表面以外的表面(轮毂部表面、板部表面和轮辋部的侧面)不要求耐磨性。

如果如现有的铁路车轮这样为c含量低的亚共析钢和共析钢，则难以生成先共析渗碳体。然而，在如上述化学组成这样c含量为0.80％以上的过共析钢的情况下，如果通过现有的制造方法制造铁路车轮，则有时会在铁路车轮内部生成先共析渗碳体，特别是在于踏面淬火中迄今进行自然冷却的轮毂部和板部，容易生成先共析渗碳体，这一情况是通过本发明人等的调查而首次判明的。先共析渗碳体会降低韧性。因此，由c含量为0.80％以上的过共析钢形成的铁路车轮优选不仅在轮辋部、而且在轮毂部和板部也抑制先共析渗碳体的生成。

进而，对于在热处理时在铁路车轮的中间品的表层生成的淬火层，在未通过切削加工来去除而直接残留于铁路车轮的情况下，也会降低铁路车轮的韧性。因此，在除了通过切削加工来去除淬火层的踏面和轮缘表面以外的其他表面(轮毂部表面、板部表面和轮辋部侧面)，优选在抑制先共析渗碳体的生成的基础上还能够抑制淬火层的生成。

因此，本发明人等在铁路车轮的制造工序中，不仅在包括踏面和轮缘的轮辋部，而且在板部和轮毂部也对抑制先共析渗碳体的方法进行了调查和研究。结果，本发明人等获得了如下认识。

图4～图9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4：c含量、图5：si含量、图6：mn含量、图7：cr含量、图8：al含量、图9：v含量)与800～500℃下的平均冷却速度(℃/秒)与淬火层和先共析渗碳体的关系的图。

图4是使用使c含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号1、2、3、4)、基于后述的乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。图5是使用使si含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号5、3、6)、基于乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。图6是使用使mn含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号7、3、8)、基于乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。图7是使用使cr含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号3、9、10、11)、基于乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。图8是使用使al含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号3、12、13、14、15、16)、基于乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。图9是使用使v含量变化的多个样品(后述的表3中的钢编号3、17、18)、基于乔米尼末端淬火试验中得到的结果来绘制的。

图4～图9中的“●”标记表示：生成有淬火层(马氏体和/或贝氏体)。“○”标记表示：未生成淬火层，微观组织实质上由珠光体构成，微观组织中的先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下，实质上不存在先共析渗碳体。“×”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，但先共析渗碳体量超过1.0根/100μm，在微观组织中生成有先共析渗碳体。在此，“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，对于先共析渗碳体量(根/100μm)的测定方法，会在后面说明。

参照图4，在冷却速度过快的情况下，确认到淬火层生成。在此，在本说明书中，将在组织中生成珠光体且不生成淬火层的最大的冷却速度(图4中的“●”标记与“○”标记的边界的冷却速度)定义为珠光体临界冷却速度。在图4～图9中，用虚线示出珠光体临界冷却速度。参照图4，随着c含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。参照图5，随着si含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。参照图6，随着mn含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。参照图7，随着cr含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。参照图8，随着al含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。参照图9，随着v含量的增加，珠光体临界冷却速度降低。即，参照图4～图9，c、si、mn、cr、al和v均具有降低珠光体临界冷却速度的作用。

另一方面，在冷却速度过慢的情况下，有时会在组织中生成先共析渗碳体。参照图4，如果c含量增加，则即使冷却速度快也会生成先共析渗碳体。

在此，将先共析渗碳体量生成超过1.0根/100μm的最大的冷却速度(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4～图9中用实线示出先共析渗碳体临界冷却速度。

在图4中，c含量越增加，先共析渗碳体临界冷却速度越上升。同样，在图5中，虽不如c那样明显，但si也同样，si含量越增加，先共析渗碳体临界冷却速度越上升。在图7中，虽不如c那样明显，但cr也同样，cr含量越增加，先共析渗碳体临界冷却速度越上升。此外，参照图6和图9，即使mn含量或v含量增加，先共析渗碳体临界冷却速度也不太变化。另一方面，参照图8，如果al含量增加，则先共析渗碳体临界冷却速度明显降低。

因此，对于先共析渗碳体临界冷却速度，c具有提高先共析渗碳体临界冷却速度的作用，al具有降低先共析渗碳体临界冷却速度的作用。

基于以上结果，本发明人等进一步对于珠光体临界冷却速度、先共析渗碳体临界冷却速度与c含量、si含量、mn含量、cr含量、al含量和v含量的关系进行了研究。结果发现，在制造由具有上述化学组成的过共析钢形成的铁路车轮的情况下，在制造工序中的acm相变点以上的热处理后的铁路车轮的中间品的冷却中，如果将800～500℃下的冷却速度(℃/秒)设定为作为珠光体临界冷却速度的指标的、由式(1)定义的fn1以下，则能够抑制淬火层的生成。还发现，如果设定为作为先共析渗碳体临界冷却速度的指标的、由式(2)定义的fn2以上，则能够抑制先共析渗碳体的生成。

fn1＝-5.0+exp(5.651-1.427×c-1.280×si-0.7723×mn-1.815×cr-1.519×al-7.798×v)…(1)

fn2＝0.515+exp(-24.816+24.121×c+1.210×si+0.529×mn+2.458×cr-15.116×al-5.116×v)…(2)

在此，式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。需要说明的是，800～500℃是生成珠光体和先共析渗碳体的温度区域。

基于以上认识而完成的基于本实施方式的铁路车轮的制造方法具备加热工序和冷却工序。加热工序将铁路车轮的中间品加热至acm相变点以上，前述铁路车轮的中间品具有如下化学组成：以质量％计含有c：0.80～1.15％、si：1.00％以下、mn：0.10～1.25％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.025～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.60％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质，所述铁路车轮的中间品具备：轮毂部、包括踏面和轮缘的轮辋部以及配置在轮毂部与轮辋部之间的板部。在冷却工序中将中间品冷却。在冷却工序中，以如下方式将中间品冷却：铁路车轮的中间品的除踏面和轮缘表面以外的表面的800～500℃下的冷却速度为由式(1)定义的fn1℃/秒以下；在铁路车轮的中间品中，在冷却速度最慢的区域处的800～500℃下的冷却速度为由式(2)定义的fn2℃/秒以上；在铁路车轮的中间品中，在踏面和轮缘表面的800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上。

fn1＝-5.0+exp(5.651-1.427×c-1.280×si-0.7723×mn-1.815×cr-1.519×al-7.798×v)…(1)

fn2＝0.515+exp(-24.816+24.121×c+1.210×si+0.529×mn+2.458×cr-15.116×al-5.116×v)…(2)

在此，上述式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。

上述冷却工序可以进一步以在前述踏面和轮缘表面的800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上且5℃/秒以上、200℃/秒以下的方式将前述中间品冷却。

上述铁路车轮的中间品的化学组成可以含有选自由cr：0.02～0.60％和v：0.02～0.12％组成的组中的1种以上。

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：1.00％以下、mn：0.10～1.25％、p：0.050％以下、s：0.030％以下、al：0.025～0.650％、n：0.0030～0.0200％、cr：0～0.60％和v：0～0.12％，余量为fe和杂质，所述铁路车轮具备轮毂部、包括踏面和轮缘的轮辋部以及配置在轮毂部与轮辋部之间的板部。在轮毂部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。在板部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。在轮辋部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，由式(a)定义的先共析渗碳体量为1.0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)(a)

上述铁路车轮的中间品的化学组成可以含有选自由cr：0.02～0.60％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的制造方法和铁路车轮进行详细说明。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例如如图1所示，具有具备轮毂部2、板部3、包括踏面41和轮缘42的轮辋部4的形状。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，提高耐磨性。如果c含量过低，则无法获得这些效果。另一方面，如果c含量过高，则会在原奥氏体晶界析出先共析渗碳体，钢的延展性、韧性和疲劳寿命降低。因此，c含量为0.80～1.15％。c含量的优选的下限为0.85％，进一步优选为0.86％，进一步优选为0.87％，进一步优选为0.90％。c含量的优选的上限为1.05％，进一步优选为1.00％。

si：1.00％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。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发生淬火，钢的抗裂性降低。因此，si含量为1.00％以下。si含量的优选的上限为0.80％，进一步优选为0.65％，进一步优选为0.45％，进一步优选为0.35％。si含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.20％。

mn：0.10～1.25％

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，容易生成马氏体。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发生烧灼，钢的抗裂性降低。因此，mn含量为0.10～1.25％。mn含量的优选的下限为0.50％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.70％。mn含量的优选的上限为1.00％，进一步优选为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％。在积极含有s的情况下，s形成mns，提高钢的切削性。然而，s会降低钢的韧性。因此，s含量为0.030％以下。s含量的优选的上限为0.020％。获得切削性提高的效果的情况的s含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％。

al：0.025～0.650％

铝(al)在c含量为0.80％以上的本实施方式的铁路车轮的化学组成中会抑制先共析渗碳体的生成，提高钢的韧性。al进一步与n结合形成aln，使晶粒微细化。通过晶粒的微细化，使得钢的韧性升高。如果al含量过低，则无法获得这些效果。另一方面，如果al含量过高，则粗大的非金属夹杂物增加，钢的韧性降低。因此，al含量为0.025～0.650％。al含量的优选的下限为0.030％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.050％。al含量的优选的上限为0.450％，进一步优选为0.350％，进一步优选为0.250％，进一步优选为0.115％。本说明书中提到的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，使晶粒微细化。通过晶粒的微细化，提高钢的韧性。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。

基于本实施方式的铁路车轮的化学组成可以进一步代替fe的一部分含有选自由cr和v组成的组中的1种以上。

cr：0～0.60％

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，从而使得珠光体的硬度明显增大。然而，如果cr含量过高，则容易生成先共析渗碳体。如果cr含量过高，则进一步淬透性升高，容易生成马氏体。因此，cr含量为0～0.60％。cr含量的优选的上限为0.30％，优选为0.25％，进一步优选为0.10％。获得珠光体的片层间隔减小的效果的情况的cr含量的优选的下限为0.02％。

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，则淬透性升高，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0.09％。v含量的优选的下限为0.02％，进一步优选为0.03％。

[铁路车轮的制造方法]

对上述铁路车轮的制造方法进行说明。基于本实施方式的铁路车轮的制造方法包括热处理工序。热处理工序具备加热工序和冷却工序。

[加热工序]

加热工序中，首先准备具有铁路车轮的粗糙形状的中间品，前述铁路车轮具有上述化学组成，具备轮毂部、板部和轮辋部。中间品例如按如下方法制造。

使用电炉或转炉等制造具有上述化学组成的钢水。使用钢水制造坯料。例如通过连铸法制造板坯。或者，通过铸锭法制造铸锭。对板坯或铸锭实施初轧或热锻，制造作为坯料的钢坯。坯料可以是通过连铸法制造的板坯。坯料的形状优选圆柱状。

使用所准备的坯料，成形上述中间品。相对于长度方向沿垂直的方向切断坯料。相对于切断面沿垂直方向进行热加工，成形为圆盘状的形状。进而，通过热加工来成形铁路用车轮的中间品，以形成车轮的粗糙形状。热加工例如实施热锻，然后，根据需要而实施热轧(车轮轧制)。通过以上工序制造中间品。

对所制造的中间品进行加热。具体而言，将中间品加热至acm相变点(℃)以上。例如将中间品装入加热炉，以acm相变点以上的温度(淬火温度)进行加热。升温速度和淬火温度下的保持时间为周知的条件即足矣。acm相变点根据钢的化学组成而变化，淬火温度例如为850～1000℃。

[冷却工序]

对经加热的中间品实施冷却工序。通过该冷却工序使铁路车轮的中间品中踏面正下方的表层和轮缘的表层的微观组织为耐磨性高的微细珠光体组织。在踏面正下方的表层和轮缘的表层中，可以在微细珠光体的上层稍微生成淬火层(由马氏体和/或贝氏体形成的层)。该情况下，在后续工序中进行切削加工将淬火层去除。另一方面，在中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面中，抑制在微观组织中生成淬火层。并且，使微观组织实质上为珠光体组织(珠光体按面积率计为95％以上)。在此，中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面是指板部的表面、轮毂部的表面以及轮辋部的除踏面和轮缘表面以外的表面。在中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面抑制淬火层的生成是由于，在中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面难以对生成的淬火层进行切削加工。

进而，在中间品的任一区域均抑制先共析渗碳体的生成。即，在具有上述属于过共析钢的化学组成的铁路车轮的中间品中，不仅在轮辋部，而且在板部和轮毂部也抑制先共析渗碳体的生成。通过在除踏面和轮缘以外的轮辋部、板部以及轮毂部的全部微观组织中抑制淬火层的生成，且抑制先共析渗碳体的生成，即使是具有上述属于过共析钢的化学组成的铁路车轮，也能够抑制韧性的降低。

具体而言，以满足下述(a)～(c)的全部条件的方式对上述淬火温度的中间品实施冷却。

(a)以中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面、即轮毂部表面、板部表面和轮辋部侧面(除踏面和轮缘表面以外的轮辋部表面)在800～500℃下的冷却速度为fn1℃/秒以下的方式将中间品冷却。

(b)以中间品中800～500℃下的冷却速度最慢的区域、即在轮毂部内部、板部内部和轮辋部内部中冷却速度最慢的区域(以下称为最慢区域)的冷却速度为fn2℃/秒以上的方式将中间品冷却。

(c)以中间品中踏面和轮缘表面的800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上的方式将中间品冷却。

在踏面和轮缘表面，如果冷却速度小于fn2℃/秒，则先共析渗碳体会在轮辋部中的踏面和轮缘表面附近部分析出。因此，在踏面和轮缘表面，将冷却速度设定为fn2℃/秒以上。

需要说明的是，对踏面和轮缘表面的冷却速度的上限没有特别限定。然而，如果踏面和轮缘表面的冷却速度过快，则生成的淬火层的厚度增大，必须在切削加工工序中去除的范围增大。因此，踏面和轮缘表面的冷却速度的优选的上限为200℃/秒。此外，踏面和轮缘表面的冷却速度优选为fn2℃/秒以上，且为5℃/秒以上。该情况下，踏面正下方的表层和轮缘的表层的珠光体组织进一步变微细，可获得更优异的耐磨性。

在此，规定“800～500℃下的冷却速度”是由于，该温度区域是发生珠光体相变的温度区域，且是生成先共析渗碳体的温度区域。“800～500℃下的冷却速度”是指铁路车轮的中间品的各区域在800～500℃下的平均冷却速度(℃/秒)。

中间品的表面和内部的冷却速度根据中间品(即铁路车轮)的形状和冷却方法而不同。冷却时的中间品的表面的温度变化(即各部的冷却速度)可以通过使用以热成像仪为代表的热分布测定器来确定。因此，最慢区域的冷却速度也可以通过热分布测定器来确定。

例如按如下方法确定中间品的各部位(区域)的温度变化。图10是冷却工序中使用的冷却装置10的侧视图。参照图10，冷却装置10具备具有旋转轴的旋转装置11和多个冷却喷嘴12～14。多个冷却喷嘴12～14包括1个或多个的踏面冷却喷嘴14、1个或多个的板部冷却喷嘴13和1个或多个的轮毂部冷却喷嘴12。1个或多个的踏面冷却喷嘴14与以往同样，配置在旋转轴的周围。踏面冷却喷嘴14的喷嘴口与中间品的踏面41相对配置。踏面冷却喷嘴14的喷嘴口可以与中间品的轮缘42的表面相对配置。1个或多个的板部冷却喷嘴13以喷嘴口与板部3的表面相对的方式配置。1个或多个的轮毂部冷却喷嘴12以喷嘴口与轮毂部2的表面相对的方式配置。

踏面冷却喷嘴14从喷嘴口喷射冷却介质，主要将轮辋部4的踏面41和轮缘42的表面冷却。板部冷却喷嘴13从喷嘴口喷射冷却介质，主要将板部3冷却。轮毂部冷却喷嘴12从喷嘴口喷射冷却介质，主要将轮毂部2冷却。踏面冷却喷嘴14不仅可以将轮辋部4的踏面41和轮缘42的表面冷却，还可以将板部3的至少一部分冷却。板部冷却喷嘴13可以不仅将板部3冷却，还可以将轮辋部4的至少一部分和/或轮毂部2的至少一部分冷却。轮毂部冷却喷嘴12不仅可以将轮毂部2冷却，还可以将板部3的至少一部分冷却。图10中的踏面冷却喷嘴14、板部冷却喷嘴13和轮毂部冷却喷嘴12的配置和数量为一例，不限于此。冷却装置的多个冷却喷嘴只要可以在冷却工序中进行满足上述(a)～(c)的冷却，则对其构成没有特别限定。

上述冷却介质只要可获得适合于所期望的组织的冷却速度，就没有特别限定。冷却介质例如为水、空气(air)、雾、汽化水(喷雾)等。

冷却装置10进一步具备1个或多个热成像仪(红外线热分布测定器)20。热成像仪20以可以测定在将铁路车轮的中间品安装于冷却装置10的状态下的中间品的上表面温度、下表面温度、侧面温度和中间品的内部温度的方式配置。图10中的热成像仪20的配置和数量为一例，不限于此。图10中，多个热成像仪20以可以测定踏面41、轮缘42的表面、轮辋部4的表面中除踏面41和轮缘42的表面以外的表面(例如轮辋部4的侧面)、板部3的表面以及轮毂部2的表面的温度分布的方式配置。

例如，将加热至acm相变点以上的样品中间品(与实际作为产品的铁路车轮的中间品具有相同形状、相同组成，以温度测定为目的的样品)配置于冷却装置10。一边通过旋转装置11使样品中间品旋转，一边从各冷却喷嘴12～14喷射冷却介质，开始冷却。冷却中，通过多个热成像仪20测定样品中间品的温度分布的变化。

多个热成像仪20与未图示的温度分布分析装置连接。温度分布分析装置例如包括计算机和保存在计算机内的存储器中的温度分布分析程序。通过由cpu执行温度分布分析程序，温度分布分析装置对样品中间品的各区域(也包括样品中间品的内部区域)的每单位时间的温度变化进行三维分析。温度分布分析装置例如可以使用采用三维fem(有限元法)的周知的热传导分析程序，以周知的方法进行分析。

将样品中间品冷却(急冷)至常温，确定样品中间品的各区域的温度变化。接着，基于温度变化的结果，确定样品中间品中800～500℃下的冷却速度为最慢的区域(最慢区域)。

用冷却装置10调节样品中间品的冷却速度，使得通过热成像仪20测得的样品中间品的区域中除踏面41和轮缘42的表面以外的表面、即轮毂部2的表面、板部3的表面以及轮辋部4的除踏面41和轮缘42以外的表面在800～500℃下的冷却速度为fn1℃/秒以下，通过三维分析而在样品中间品中确定的最慢区域在800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上，通过热成像仪20测得的样品中间品中踏面41和轮缘42表面在800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上。具体而言，调节踏面冷却喷嘴14、板部冷却喷嘴13和轮毂部冷却喷嘴12各自的冷却介质的流量，或选择配置于冷却装置10的多个踏面冷却喷嘴14、板部冷却喷嘴13和轮毂部冷却喷嘴12中要使用的冷却喷嘴，从而调节冷却速度。调节后，代替样品中间品，对于加热至acm相变点以上的产品用的中间品，使用冷却装置10实施冷却。优选用冷却装置10调节样品中间品的冷却速度，使得除踏面41和轮缘42的表面以外的表面在800～500℃下的冷却速度为fn1℃/秒以下，通过三维分析而在样品中间品中确定的最慢区域在800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上，通过热成像仪20测得的样品中间品中踏面41和轮缘42表面在800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上且5℃/秒以上、200℃/秒以下。

在冷却工序中，通过将中间品的踏面41和轮缘42的表面的冷却速度设定为5℃/秒以上，在踏面41的正下方的表层部分和轮缘42的表层部分形成微细的珠光体。本实施方式的铁路车轮的c含量高达0.80～1.15％。因此，微细珠光体的耐磨性升高。此外，通过以使踏面41和轮缘42的表面的冷却速度为fn2℃/秒以上的方式将中间品冷却，即使在踏面41和轮缘42的表面也可抑制先共析渗碳体的生成。

此外，在除踏面41和轮缘42的表面以外的表面(轮毂部2的表面、板部3的表面以及轮辋部4的除踏面41和轮缘42表面以外的表面)，以冷却速度为fn1℃/秒以下的方式将中间品冷却。由此，可抑制除踏面41和轮缘42以外的表面处的淬火层的生成。此外，以轮毂部2、板部3和轮辋部4的区域中最慢区域处的冷却速度为fn2℃/秒以上的方式将中间品冷却。由此，可抑制先共析渗碳体的生成。即，上述冷却工序在踏面41和轮缘42的基础上，还在除踏面41和轮缘42以外的部分(轮毂部2、板部3和轮辋部4的侧面)也促进冷却。通过以上工序实施冷却工序。冷却工序后的中间品的温度例如为常温(25℃)。但只要冷却工序后的中间品的温度为500℃以下就没有特别限定。

[回火工序]

对于冷却工序后的中间品，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。回火温度为ac1相变点以下。回火温度例如为400～600℃，在回火温度下的保持时间例如为60～180分钟。但是，回火温度和保持时间不限于此。回火可以不实施。

[切削加工工序]

有时虽然在热处理工序(加热工序和冷却工序)后的中间品的踏面41的正下方的表层和轮缘42的表层形成微细珠光体，但在微细珠光体的上层形成淬火层。在铁路车轮的使用中，淬火层的耐磨性低。因此，在本工序中，通过切削加工将踏面41的正下方的表层和轮缘42的表层的淬火层去除。切削加工以周知的方法进行即足矣。

需要说明的是，本实施方式的制造方法不易在除踏面41和轮缘42的表面以外的其他表面(轮毂部2的表面、板部3的表面和轮辋部4的表面中除踏面41和轮缘42的表面以外的表面)形成淬火层。因此，本实施方式的铁路车轮的制造方法尽管不仅对铁路车轮的中间品的轮辋部4、而且对板部3和轮毂部2也进行冷却，但可以不对除踏面41和轮缘42的表面以外的表面(轮毂部2的表面、板部3的表面和轮辋部4的侧面)进行切削。

通过以上工序制造本实施方式的铁路车轮。在用本实施方式的制造方法制造铁路车轮的情况下，即使为使用了过共析钢的铁路车轮，也可以在板部3和轮毂部2的区域抑制作为韧性降低的主要原因的先共析渗碳体的生成。进而，即使为使用了过共析钢的铁路车轮，但也可以在板部3和轮毂部2的区域抑制构成韧性降低的主要原因的淬火层的生成。需要说明的是，在轮辋部4也可抑制先共析渗碳体的生成。

[关于铁路车轮的组织]

通过上述制造方法制造的铁路车轮的微观组织如下。踏面正下方的表层和轮缘的表层部分的组织为珠光体组织。先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。轮毂部、板部、轮辋部中的除踏面和轮缘以外的部分的微观组织实质上由珠光体构成。即，面积率的95％以上为珠光体。进而，先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。

更具体而言，在具有上述化学组成的过共析钢的铁路车轮中，在轮毂部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。并且，在板部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，先共析渗碳体量为1根/100μm以下。并且，在轮辋部的微观组织中，珠光体的面积率为95％以上，先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。在此，先共析渗碳体量由式(a)定义。

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)(a)

在此，微观组织可以用如下方法观察。在铁路车轮的各部(轮毂部、板部、轮辋部)的距表面比5mm深的位置处采集微观组织观察用的样品。通过机械研磨对样品的观察面进行镜面精加工后，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，因此可确定有无先共析渗碳体生成。

如图11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。如式(1)所定义的那样，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)，求出平均每100μm的先共析渗碳体量(根/100μm)。

如果先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下，则成功地充分抑制了先共析渗碳体的生成。

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。铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体各自的对比度不同。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。

在用上述制造方法制造的铁路车轮中，包括踏面和轮缘的轮辋部的微观组织的珠光体面积率为95％以上，实质上由珠光体构成。并且，先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。因此，铁路车轮的耐磨性优异。进而，铁路车轮的轮毂部、板部以及轮辋部中除踏面和轮缘以外的部分的微观组织也实质上由珠光体构成。并且，在轮毂部、板部和轮辋部中除踏面和轮缘以外的部分的微观组织的先共析渗碳体量分别为1.0根/100μm以下。因此，基于本实施方式的铁路车轮即使具有属于过共析钢的化学组成，依旧韧性优异。

需要说明的是，在冷却工序刚结束后，如上所述，铁路车轮在轮辋部的踏面正下方的表层和轮缘的表层可以包含淬火层。不过，在使用铁路车轮前，淬火层通过上述切削加工去除。结果，轮辋部的踏面和轮缘表面的微观组织实质上由珠光体构成。

实施例1

制造具有表3所示的化学组成的钢编号1～18的钢水。

[表3]

表3

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)。将铸锭加热至1250℃后，在850～1100℃的温度范围内进行热锻，制造直径40mm的铁路车轮用的圆钢。

[乔米尼末端淬火试验]

由钢编号1～钢编号18的直径40mm的圆钢制作直径25mm、长度100mm的乔米尼试验片。具体而言，通过车床加工将直径40mm的圆钢制成直径25mm的棒钢。然后，以100mm的长度将圆钢切断，制作乔米尼试验片。

模拟铁路车轮的制造工序中的热处理工序(加热工序和冷却工序)，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。

将所得hrc分布的一个例子示于图12。图12示出钢编号1～4的结果。参照图12，乔米尼曲线以试验片的水冷端位置的硬度作为基准，分类为：随着距水冷端的距离的增加，硬度急剧降低的区域a；以及，为与区域a相比距离水冷端远的位置，相对于距水冷端的距离，与区域a相比硬度缓慢降低的区域b。进行组织观察的结果，区域a相当于由马氏体和/或贝氏体形成的淬火层。区域b为实质上由珠光体构成的组织。基于如图12所示的hrc分布，求出淬火层深度。

[微观组织观察]

距水冷端的各距离处的微观组织观察按如下方法实施。在乔米尼试验片的距水冷端的各距离处，以进行了hrc测定的样品侧面的测定面作为观察面，通过机械研磨进行镜面精加工后，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，在原奥氏体晶界生成的先共析渗碳体呈黑色，因此能够确定有无先共析渗碳体生成。

如图11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)，求出平均每100μm的先共析渗碳体量(根/100μm)。即，基于式(a)定义先共析渗碳体量。

如果先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下，则判断为成功抑制了先共析渗碳体的生成。与表4中的各钢编号的距水冷端的距离对应记载的数值表示先共析渗碳体量(根/100μm)。例如，试验编号4的冷却速度13.1℃/秒(距水冷端的距离13mm)的值(0.5)是指：在试验编号4的试验片中，距水冷端沿轴向13mm的距离位置处的先共析渗碳体量为0.5根/100μm。

[表4]

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。铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体各自的对比度不同。因此，基于对比度确定观察面中的淬火层、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。

需要说明的是，关于乔米尼末端淬火试验时的距水冷端的距离与从800℃至500℃的冷却时间的关系，存在实验性给出的文献数据(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。将水冷却速度与距水冷端的距离对应记载在表4中。

[formaster试验]

使用上述乔米尼试验片，实施乔米尼末端淬火试验所无法再现的、低冷却速度下的连续冷却试验。热处理使用富士电波工机株式会社制造的formaster试验机。由钢编号1～钢编号18的直径40mm的圆钢，每个钢编号各准备1个直径3mm、长度10mm的试验片。对试验片在950℃下进行5分钟的均热。然后，以恒定的冷却速度1.0℃/秒进行冷却。对于冷却后的试验片，通过上述方法算出先共析渗碳体量(根/100μm)。

对于在冷却速度1.0℃/秒下未确认到先共析渗碳体的钢编号，进一步另行实施0.1℃/秒下的连续冷却热处理试验，按与上述同样的方法求出先共析渗碳体量。

[试验结果]

结果示于表4。在表4中，与距水冷端的距离对应的栏的“●”标记表示：该距离处的组织为淬火层(马氏体和/或贝氏体)。此外，与距水冷端的距离对应的栏的“○”标记表示：该距离处的组织实质上由珠光体构成(按面积率计95％以上为珠光体)，未确认到马氏体或贝氏体，也未确认到先共析渗碳体。与距水冷端的距离对应的栏的“数值”表示：组织实质上由珠光体构成(按面积率计95％以上为珠光体)，表示为该距离处的先共析渗碳体的平均每100μm的根数。此外，在表4中的各钢编号中，将冷却速度(℃/秒)为由式(1)定义的fn1以下、为由式(2)定义的fn2以上的范围标成灰色。参照表4，标成灰色的冷却速度的范围未生成淬火层，且先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。

参照表3和表4，无论在任一钢编号下，在冷却速度为fn2以上的情况下，即使是c含量为0.80～1.15％的过共析钢，先共析渗碳体量也达到1.0根/100μm以下，成功抑制了先共析渗碳体的生成。因此，可以预料在铁路车轮中能够确保足够的韧性。进而，如果冷却速度为fn1以下，则可抑制淬火层的生成。因此，可以预料在铁路车轮中能够确保足够的韧性。因此发现，如果以使中间品中除踏面和轮缘表面以外的表面、即轮毂部表面、板部表面和轮辋部侧面(除踏面和轮缘表面以外的轮辋部表面)在800～500℃下的冷却速度为fn1℃/秒以下，使中间品中800～500℃下的冷却速度最慢的区域、即在轮毂部内部、板部内部和轮辋部内部中冷却速度最慢的区域(以下称为最慢区域)处的冷却速度为fn2℃/秒以上，使中间品中踏面和轮缘表面在800～500℃下的冷却速度为fn2℃/秒以上的方式将中间品冷却，则在所制造的铁路车轮中，在轮毂部、板部、轮辋部中的任一者中珠光体面积率均为95％以上，先共析渗碳体量均为1.0根/100μm以下，在轮毂部和板部的表面能够抑制淬火层的生成。

实施例2

使用表3中的钢编号9的直径40mm的圆钢，调查先共析渗碳体量与夏比冲击值(j/cm²)的关系。对4根钢编号9的圆钢在950℃下进行30分钟的均热，然后，以表5所示的冷却速度冷却。冷却速度通过浸渍于各种温度的盐浴来调节。

[表5]

表5

[微观组织观察]

从冷却后的各试验编号(9-1～9-4)的圆钢的中央部采集微观组织观察用的样品。样品的观察面采用圆钢的与中心轴垂直的面。通过机械研磨对观察面进行镜面精加工后，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，因此能够确定有无先共析渗碳体生成。此外，通过与实施例1相同的方法求出珠光体面积率。结果，在任一试验编号中，珠光体面积率均为95％以上。

如图11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)，求出平均每100μm的先共析渗碳体量(根/100μm)。即，基于式(a)定义先共析渗碳体量。

[夏比冲击试验]

由各试验编号(9-1～9-4)的圆钢制作夏比试验片(10mm×10mm×55mm)。夏比试验片的中心轴与圆钢的中心轴一致。使用夏比试验片，在室温(25℃)下实施依据jisz2242(2005)的夏比冲击试验。

[试验结果]

试验结果示于表5。参照表5，在冷却速度为fn2以上(3.4)的情况下(钢编号9-1)，先共析渗碳体量为1.0根/100μm以下。因此，夏比冲击值为20.0j/cm²以上，较高，获得了足够的韧性。另一方面，在冷却速度小于fn2的情况下(钢编号9-2～9-4)，夏比冲击值小于20.0j/cm²，较低。

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

10冷却装置