(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄道車輪であって、
質量％で、
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％、及び、
Ｖ：０〜０．１２％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
式（１）で定義される、前記鉄道車輪のミクロ組織中の初析セメンタイト量が１．５０本／１００μｍ以下である、鉄道車輪。
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）  （１）
【請求項２】
請求項１に記載の鉄道車輪であって、
ミクロ組織におけるＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下である、鉄道車輪。
【請求項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、
Ａｌ：０．１２０〜０．３５０％、
を含有する、鉄道車輪。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項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種以上を含有する、鉄道車輪。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉄道車輪に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
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。【０００４】
特許文献１に開示された鉄道車輪は、質量％で、Ｃ：０．４〜０．７５％、Ｓｉ：０．４〜０．９５％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｃｒ：０〜０．２％未満、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避の不純物からなる。この鉄道車輪において、車輪踏面部の表面から少なくとも深さ５０ｍｍまでの領域が、パーライト組織からなる。特許文献１の鉄道車輪の製造方法は、車輪踏面部の冷却曲線が、連続冷却変態曲線図におけるパーライト生成領域を通り、かつ、マルテンサイト変態曲線より長時間側にある条件で、車輪踏面部を冷却する焼入工程を含む。【０００５】
特許文献２に開示された車輪用鋼は、質量％で、Ｃ：０．６５〜０．８４％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．９０％、Ｃｒ：０．０２〜０．５０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｓ≦０．０４％を含み、残部がＦｅと不純物からなり、Ｐ≦０．０５％、Ｃｕ≦０．２０％、Ｎｉ≦０．２０％の化学組成である。この化学組成はさらに、次の関係式を満たす。〔３４≦２．７＋２９．５×Ｃ＋２．９×Ｓｉ＋６．９×Ｍｎ＋１０．８×Ｃｒ＋３０．３×Ｍｏ＋４４．３×Ｖ≦４３〕かつ〔０．７６×ｅｘｐ（０．０５×Ｃ）×ｅｘｐ（１．３５×Ｓｉ）×ｅｘｐ（０．３８×Ｍｎ）×ｅｘｐ（０．７７×Ｃｒ）×ｅｘｐ（３．０×Ｍｏ）×ｅｘｐ（４．６×Ｖ）≦２５〕。この車両用鋼は、上記化学組成及び上記式を満たすことにより、耐摩耗性、耐転動疲労特性、耐スポークリング性に優れる、と特許文献２には記載されている。【０００６】
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。【０００７】
特許文献４に開示された鉄道車両用車輪は、質量％で、Ｃ：０．８５〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、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両用車輪であって、車輪の踏面及び／又はフランジ面の少なくとも一部がパーライト組織である。特許文献４では、鉄道車両用車輪の寿命は、踏面及びフランジ面の摩耗量に依存し（特許文献４の段落［０００２］）、さらに、高速鉄道においてブレーキを掛けたときの発熱量の増大にともない発生する踏面及びフランジ面での亀裂に依存すると記載されている。そして、鉄道車両用車輪が上記構成を有することにより、踏面及びフランジ面の耐摩耗性及び熱亀裂を抑制できる、と記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平９−２０２９３７号公報
【特許文献２】特開２０１２−１０７２９５号公報
【特許文献３】特開２０１３−２３１２１２号公報
【特許文献４】特開２００４−３１５９２８号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ｆ．Ｗｅｖｅｒ  ｅｔ  ａｌ．、Ｚｕｒ  Ｆｒａｇｅ  ｄｅｒ  Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ  ｄｅｒ  Ｓｔａｈｌｅ  ａｕｆ  Ｇｒｕｎｄ  ｉｈｒｅｒ  Ｚｅｉｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ−Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ−Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ  ｕ  Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９〜７６１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献１に提案されている鉄道車両用車輪は、適度の焼入れ性と同時に、パーライト組織が得られる性質を持たせるために、Ｃｒ含有量を低く抑え、かつ、適量のＳｉを含有する。しかしながら、特許文献１に記載の鉄道車両用車輪のＣ含有量は０．４〜０．７５％であり、この車輪はいわゆる亜共析鋼からなる。そのため、耐摩耗性の向上には限界がある。【００１１】
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。【００１２】
一方、特許文献４に提案されている鉄道車両用車輪では、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。【００１３】
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マルテンサイトからなる（又は、マルテンサイト及びベイナイトからなる）焼入れ層が形成される。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。【００１４】
上述のとおり、過共析鋼からなる鉄道車両用車輪は、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、亜共析鋼とは異なり、鉄道車輪内、たとえば、鉄道車輪の板部又はボス部に、初析セメンタイトが生成しやすくなることが判明した。初析セメンタイトは鋼の靱性を低下する。したがって、過共析鋼からなる鉄道車輪において、初析セメンタイトの生成を抑制できる方が好ましい。【００１５】
本発明の目的は、Ｃ含有量が０．８０％以上と高くても初析セメンタイトの生成を抑制できる、鉄道車輪を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本実施形態による鉄道車輪は、質量％で、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％、及び、Ｖ：０〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。ミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量は、１．５０本／１００μｍ以下である。【００１７】
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）  （１）
本実施形態による鉄道車輪は、ミクロ組織において、鉄道車輪中の窒化アルミニウムの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であってもよい。
【発明の効果】
【００１８】
本実施形態による鉄道車輪は、Ｃ含有量が高くても、初析セメンタイト量を低減できる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１は、鉄道車輪の中心軸に平行な断面図である。
【図２】図２は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｃ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図３】図３は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｓｉ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図４】図４は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｍｎ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図５】図５は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｃｒ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図６】図６は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ａｌ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図７】図７は、ジョミニ式一端焼入れ試験及びフォーマスタ試験により得られた、Ｖ含有量と、冷却速度と、鋼中のミクロ組織との関係を示す図である。
【図８】図８は、初析セメンタイト量の測定方法を説明するための模式図である。
【図９】図９は、本実施形態の鉄道車輪の製造工程後の、ＡｌＮの平均粒子径と、旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。
【図１０】図１０は、鉄道車輪の製造工程を模擬した、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）とのヒートパターンを説明するための模式図である。
【図１１】図１１は、図１０と異なる、鉄道車輪の製造工程を模擬した、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）とのヒートパターンを説明するための模式図である。
【図１２】図１２は、図１０に示すＳＴＥＰ１後であって、ＳＴＥＰ２前の試験片での、熱間鍛造模擬加熱温度と、鋼中の各ＡｌＮの粒子径及び平均粒子径との関係を示す図である。
【図１３】図１３は、図１０に示すＳＴＥＰ２後の試験片での、熱間鍛造模擬加熱温度と、鋼中の各ＡｌＮの粒子径及び平均粒子径との関係を示す図である。
【図１４】図１４は、図１１に示すＳＴＥＰ３後の試験片での、熱間鍛造模擬加熱温度と、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）との関係を示す図である。
【図１５】図１５は、図１０と異なる、鉄道車輪の製造工程を模擬した、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）とのヒートパターンを説明するための模式図である。
【図１６】図１６は、図１５に示すＳＴＥＰ４後の試験片での、熱間鍛造模擬加熱温度と、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）との関係を示す図である。
【図１７】図１７は、実施例１での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。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
［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、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との間に配置される。板部３の内周縁部はボス部２とつながっており、板部３の外周縁部はリム部４とつながっている。板部３の厚さＴ３は、ボス部２の厚さＴ２及びリム部４の厚さＴ４よりも薄い。
【００２１】
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。
【００２２】
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を高める。このとき、Ｖ炭窒化物はフェライト中に生成するため、主としてフェライトの硬さを高める。つまり、Ｖの含有は、パーライトの微細化にはそれほど影響しない。そのため、Ｖ含有によりある程度耐摩耗性を高めることはできるものの、破砕セメンタイトによる分散強化及びＣの固溶強化ほど、耐摩耗性を高めることができない。
【００２３】
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。
【００２４】
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、初析セメンタイトが生成しやすいことが分かった。そこで、本発明者らは、Ｃ含有量が高い過共析鋼からなる鉄道車輪における、化学組成中の元素含有量と、初析セメンタイト量との関係について調査した。その結果、次の知見を得た。
【００２５】
図２〜図７は、鉄道車輪の製造工程中の熱処理を想定した熱処理試験の結果に基づく、鋼中の各元素の含有量（図２：Ｃ含有量、図３：Ｓｉ含有量、図４：Ｍｎ含有量、図５：Ｃｒ含有量、図６：Ａｌ含有量、図７：Ｖ含有量）と、８００〜５００℃での平均冷却速度と、初析セメンタイトとの関係を示す図である。８００〜５００℃の平均冷却速度を規定したのは、初析セメンタイトの析出温度が８００〜５００℃のためである。
【００２６】
具体的には、図２は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｃ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号１、２、３）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図３は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｓｉ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号２、４、５）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図４は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｍｎ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号２、７、８）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図５は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ｃｒ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号２、９、１０）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図６は、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％と各元素含有量をほぼ一定とし、Ａｌ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号２、１１、１２、１３、１４、１５）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。図７は、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％とし、Ｖ含有量を変動させ、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する複数のサンプル（後述する実施例１の鋼番号２、１７、１８）を用いて、ジョミニ式一端焼入れ試験及び後述するフォーマスタ試験で得られた結果に基づいて作成したものである。
【００２７】
ジョミニ式一端焼入れ試験は次の方法で実施した。上述の化学組成を有するジョミニ試験片（直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片）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。
【００２８】
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、ミクロ組織観察を実施した。ミクロ組織観察の観察位置は、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。
【００２９】
上述のミクロ組織観察位置を含む面を観察面とするサンプルを準備した。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げした。その後、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。観察面において、旧オーステナイト粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈する。そのため、初析セメンタイトの有無を確認できた。初析セメンタイトが確認された場合、次の方法により初析セメンタイト量（単位は本／１００μｍ。以下、初析θ量ともいう）を求めた。図８に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形の視野に、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の本数の総和を求めた。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して、１００μｍあたりの初析θ量（本／１００μｍ）を求めた。
【００３０】
次に、同一の観察面を再度、機械研磨により鏡面仕上げし、ナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）と、パーライトとは、コントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、及びパーライトを特定した。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求めた。焼入れ層が少しでも確認された場合、焼入れ層が生成したと判定した。
【００３１】
なお、ジョミニ試験時の水冷端からの距離と８００〜５００℃までの冷却時間との関係については、実験的に示された非特許文献１（Ｆ．Ｗｅｖｅｒ  ｅｔ  ａｌ．、Ｚｕｒ  Ｆｒａｇｅ  ｄｅｒ  Ｗａｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ  ｄｅｒ  Ｓｔａｈｌｅ  ａｕｆ  Ｇｒｕｎｄ  ｉｈｒｅｒ  Ｚｅｉｔ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ−Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｓ−Ｓｃｈａｕｂｉｌｄｅｒ、Ｓｔａｈｌ  ｕ  Ｅｉｓｅｎ、７４（１９５４）、ｐ７４９〜７６１）が存在する。この文献に基づいて、水冷端からの距離を変換し、各位置での８００〜５００℃での平均冷却速度（℃／秒）とした。
【００３２】
冷却速度が１℃／秒以下の場合については、ジョミニ式一端焼入れ試験では再現できない。そこで、冷却速度が１℃／秒以下の場合については、低冷速での連続冷却試験（フォーマスタ試験）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、各試験片を９５０℃で５分間均熱した。その後、一定の冷却速度１．０℃／秒（又は０．１℃／秒）で冷却した。冷却後の試験片に対して、上述の方法でミクロ組織観察を実施した。そして、初析セメンタイトが確認された場合、上述の方法により、初析θ量を求めた。以上の方法で得られた結果に基づいて、図２〜図７を作成した。
【００３３】
図２〜図７中の「○」印は、ミクロ組織が実質的にパーライトからなり、ミクロ組織中の初析θ量が１．５０本／１００μｍ以下であることを示す。「×」印は、ミクロ組織中に焼入れ層が生成しておらず、ミクロ組織が実質的にパーライトからなるものの、初析θ量が１．５０本／１００μｍを超えたことを意味する。なお、「ミクロ組織が実質的にパーライトからなる」とは、ミクロ組織中におけるパーライトの面積率が９５％以上であることを意味する。また、「●」印は、マルテンサイト及び／又はベイナイト（以下、マルテンサイト及び／又はベイナイトを焼入れ層ともいう）が生成したことを意味する。
【００３４】
初析θ量が１．５０本／１００μｍを超えて生成する最大の冷却速度（図中の「○」印と「×」印との境界の冷却速度）を、初析セメンタイト臨界冷却速度と定義する。初析セメンタイト臨界冷却速度を、図２〜図７に実線で示す。
【００３５】
図２において、Ｃ含有量が増加するほど、初析セメンタイト臨界冷却速度が上昇する。また、図３、図４、図５、及び図７において、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、Ｃ及びＡｌに比べると初析セメンタイト臨界冷却速度に対する影響は小さい。
【００３６】
一方、図６を参照して、Ａｌ含有量が増加すれば、初析セメンタイト臨界冷却速度は顕著に低下し、初析θ量が顕著に低下する。したがって、鋼中の初析θ量に対して、Ｃは初析θ量を増加する作用を有するのに対して、Ａｌは初析θ量を顕著に低下する作用を有する。
【００３７】
以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、Ｃ含有量が０．８０％〜１．１５％程度の過共析鋼の鉄道車輪において、Ａｌ含有量を増やせば、鉄道車輪の製造工程において、熱処理時の冷却速度が遅い板部及びボス部においても、初析θ量を抑えることができ、過共析鋼の鉄道車輪においても、優れた靱性が得られると考えた。そして、上記検討結果に基づいてさらに、過共析鋼の鉄道車輪の化学組成を検討した結果、鉄道車輪の化学組成が、質量％で、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％、及び、Ｖ：０〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成であれば、冷却速度の遅い板部及びボス部においても、初析θ量を１．５０本／１００μｍ以下に抑えることができることを初めて見出した。
【００３８】
なお、図６を参照して、Ａｌ含有量が増加すれば、踏面焼入れ時において、焼入れ層（図中「●」印）が生成しやすくなる。この場合、製造工程において歩留まりが低下しやすくなる。したがって、焼入れ層の生成抑制の観点から、上述の化学組成において、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３５０％である。しかしながら、初析セメンタイトの析出を抑制して靱性を高める目的においては、Ａｌ含有量は０．３５０％を超えて含有してもよく、０．６５０％まで含有してもよい。
【００３９】
［旧オーステナイトの細粒化について］
上述の通り、Ｃ含有量が０．８０〜１．１５％の過共析鋼からなる鉄道車輪において、初析セメンタイトの量を抑制する技術として、Ａｌ含有量を０．１２０〜０．６５０％と高めることは有効である。しかしながら、本発明者らのさらなる検討の結果、Ａｌ含有量を高めた場合、鉄道車輪において、粗大なＡｌＮが生成する場合があることが判明した。粗大なＡｌＮは、踏面焼入れ時の加熱の際、旧オーステナイト粒の粒成長抑制に寄与しない。旧オーステナイト粒は微細なほど、靱性はさらに高まる。したがって、靱性のさらなる向上を考慮した場合、旧オーステナイト粒は微細な方が好ましい。
【００４０】
本発明者らは、Ａｌ含有量の高い過共析鋼からなる鉄道車輪において、旧オーステナイト粒のさらなる微細化について検討を行った。その結果、図９に示すとおり、上述の化学組成を有する過共析鋼からなる鉄道車輪において、ミクロ組織中のＡｌＮの平均粒子径を１５０ｎｍ以下とすれば、旧オーステナイト粒径を５０μｍ以下に微細化できることを見出した。以下、この点について説明する。
【００４１】
後述の表１の鋼１４の化学組成を有する試験片（直径４０ｍｍ、厚さ２０ｍｍの円板）を複数準備した。図１０を参照して、試験片に対して、鉄道車輪の製造工程を模擬して、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）を実施した。このとき、各試験片において、炉内の保持温度をそれぞれ、１１５０℃（ＨＰ１）、１２００℃（ＨＰ２）、１２５０℃（ＨＰ３）、１３００℃（ＨＰ４）とした。炉内雰囲気はアルゴンガス雰囲気とし、保持時間はいずれの試験片も６０分とした。保持時間経過後、放冷した。
【００４２】
熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）後、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）を実施した。踏面焼入れ模擬工程では、いずれの試験片に対しても、炉内温度を９５０℃とし、２０分保持した。保持時間経過後、水焼入れ（ＷＱ）を実施した。
【００４３】
ＳＴＥＰ１後であって、ＳＴＥＰ２前の試験片、及び、ＳＴＥＰ２後の試験片のそれぞれに対して、後述の方法によりＡｌＮの平均粒子径（ｎｍ）を求めた。
【００４４】
また、旧オーステナイト粒径を測定するため、次の試験を実施した。本化学組成において、踏面焼入れ処理後の旧オーステナイト粒界は判別しにくい。そこで、踏面焼入れ模擬工程の冷却において、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトを析出させ、旧オーステナイト粒径を測定できるように工夫した。具体的には、上述の試験片に対して、図１１に示す熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）とを実施した。図１１の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）は、図１０の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と同じであった。図１１の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）は、図１０の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）と比較して、冷却方法のみ異なった。具体的には、図１１の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）では、９５０℃で２０分保持後の試験片を、６７５℃のソルトバスに浸漬して、６７５℃で３０分等温保持した。これにより、旧オーステナイトの粒界に初析セメンタイトを析出させ、旧オーステナイト粒をミクロ組織観察で確認可能な状態にした。等温保持後の試験片を室温（２５℃）まで放冷した。以上のＳＴＥＰ１及びＳＴＥＰ３の熱処理を行った試験片の旧オーステナイト粒径を後述の測定方法により求めた。
【００４５】
図１２は、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）後であって、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）前の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対するＡｌＮの平均粒子径を示す図である。図１３は、踏面焼入れ模擬工程後（ＳＴＥＰ２）の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対するＡｌＮの平均粒子径を示す図である。図１４は、踏面焼入れ模擬工程後（ＳＴＥＰ３）の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対する旧オーステナイト粒径を示す図である。
【００４６】
図１２及び図１３中の「○」印は、各ＨＰ１〜ＨＰ４での各観察視野で確認されたＡｌＮの粒子径の測定値を示し、各ＨＰでの棒グラフは、各ＨＰで測定されたＡｌＮの平均粒子径を意味する。図１２及び図１３を参照して、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃以下の場合では、熱間鍛造工程後であって、踏面焼入れ工程前（図１２）において、ＡｌＮが固溶しきらず、多くのＡｌＮが残存していた。そのため、踏面焼入れ工程での加熱後（図１３）において、粗大なＡｌＮが多数残存しており、平均粒子径も１５０ｎｍ超と粗大なままであった。
【００４７】
これに対して、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃を超えれば（ＨＰ３及びＨＰ４）、熱間鍛造工程後のＡｌＮ残存量（図１２）が低下し、１２５０℃を超えると、ＡｌＮが全て固溶した。そして、踏面焼入れ工程での加熱後において（図１３）、微細なＡｌＮが多数析出して、平均粒子径が１５０ｎｍ以下となった。そして、図１３及び図１４を参照して、ＡｌＮの平均粒子径が微細になるにしたがい、旧オーステナイト粒径も小さくなった。
【００４８】
図１３及び図１４を纏めたもの、すなわち、踏面焼入れ模擬工程後のＡｌＮの平均粒子径と、旧オーステナイト粒径との関係を示したものが図９である。図９を参照して、鋼中のＡｌＮの平均粒子径が小さくなるにしたがい、旧オーステナイト粒径は顕著に低下した。そして、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下となったとき、ＡｌＮの平均粒子径の低下に伴う旧オーステナイト粒径の減少度合いが小さくなった。つまり、旧オーステナイト粒径は、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ近傍において変曲点を有した。そして、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であれば、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下と十分に微細化された。
【００４９】
なお、本発明者らは上記知見に基づいて、ＡｌＮの微細化及び旧オーステナイト粒の微細化に伴う鉄道車輪の靱性の向上について、次の試験で確認した。
【００５０】
具体的には、図１２及び図１３の試験と同様に、後述の実施例の鋼１４の化学組成を有するシャルピー試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を複数準備した。この試験片に対して、図１５に示す熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）とを実施した。図１５の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）は、図１０及び図１１の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と同じであった。図１５の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）は、実際の鉄道車輪の踏面焼入れにおいてリム部が冷却されるときの冷却速度で試験片を冷却することを想定して、設定した。具体的には、図１５の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）では、９５０℃で２０分保持後の試験片を、４００℃のソルトバスに浸漬して、４００℃で１０分等温保持した。そして、等温保持後の試験片を室温（２５℃）まで放冷した。以上のＳＴＥＰ１及びＳＴＥＰ４の熱処理を行ったシャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を室温（２５℃）にて実施した。
【００５１】
図１６は、シャルピー衝撃試験結果を示す図である。横軸は各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）を示し、縦軸はシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を示す。図中の棒グラフは、各ＨＰ１〜ＨＰ４にて複数（１〜４個）のシャルピー試験片で得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）の平均を示す。
【００５２】
図１６を参照して、熱間鍛造模擬加熱温度の上昇に伴い、シャルピー衝撃値は急激に増加する。そして、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃を超えると、１２００℃以下の場合と比較して、熱間鍛造模擬加熱温度の上昇に伴うシャルピー衝撃値の上昇代が小さくなる。換言すれば、ＡｌＮ平均粒子径が１５０ｎｍ以下とすれば、上記化学組成を有する鉄道車輪の靱性をさらに高めることができる。
【００５３】
以上のとおり、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であれば、旧オーステナイト粒が十分に微細化され、その結果、鉄道車輪の靱性がさらに高まると考えられる。ただし、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍを超えていても、上述のとおり、初析セメンタイト量が１．５０本／１００μｍ以下であれば、鉄道車輪において有効な靱性が得られる。
【００５４】
ＡｌＮの平均粒子径を１５０ｎｍ以下にするためには、たとえば、熱間鍛造加工における加熱温度を１２２０℃以上にする。この場合、熱間鍛造時において、鋼中のＡｌＮの多くが固溶する。そして、踏面焼入れ工程での加熱時において、平均粒子径が１５０ｎｍ以下の微細なＡｌＮが析出する。微細なＡｌＮのピンニング効果により、旧オーステナイト粒粗大化が抑制され、旧オーステナイト粒が微細となる。その結果、鉄道車輪の靱性がさらに高まると考えられる。
【００５５】
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、質量％で、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％、及び、Ｖ：０〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鉄道車輪のミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量は１．５０本／１００μｍ以下である。
【００５６】
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）  （１）
本実施形態の鉄道車輪は、ミクロ組織において、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であってもよい。
【００５７】
この場合、微細なＡｌＮにより、旧オーステナイト粒が微細化される。その結果、鉄道車輪の靱性がさらに高まる。
【００５８】
上記鉄道車輪の化学組成は、Ａｌ：０．１２０〜０．３５０％を含有してもよい。また、上記鉄道車輪の化学組成は、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種以上を含有してもよい。
【００５９】
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。
【００６０】
［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。
【００６１】
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含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、旧オーステナイト粒界に初析セメンタイトが多く析出する。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０．９０％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。
【００６２】
Ｓｉ：０．４５％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含有量が高すぎれば、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含有量が高すぎればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトが生成しやすくなる。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、焼入れ層は切削により除去される。したがって、焼入れ層が厚ければ、切削量が増大して歩留りが低下する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、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０．４５％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｓｉ含有量の下限は特に制限されないが、たとえば０．０５％である。
【００６３】
Ｍｎ：０．１０〜０．８５％
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、鋼の被削性を向上する。Ｍｎ含有量は低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。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０．１０〜０．８５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８２％である。
【００６４】
Ｐ：０．０５０％以下
りん（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減しようとすれば、精錬コストが過剰に高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
【００６５】
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％である。被削性を高めるためのＳ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
【００６６】
Ａｌ：０．１２０〜０．６５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトの生成を抑制する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、旧オーステナイト粒を微細化する。旧オーステナイト粒が微細化すればさらに、鋼の靭性が高まる。Ａｌ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、ＡｌＮは粗大化し、熱間加工時の加熱温度では固溶しなくなる。そのため、踏面焼入れ時の加熱の際の旧オーステナイト粒の粒成長効果が発揮されず、鉄道車輪の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１２０〜０．６５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１５０％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．６３０％であり、さらに好ましくは０．６００％であり、さらに好ましくは０．５５０％であり、さらに好ましくは０．５００％である。踏面焼入れ後の焼入れ層の切削加工量の低減を考慮した場合、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３２０％であり、さらに好ましくは０．３００％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
【００６７】
Ｎ：０．００３０〜０．０２００％
窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、旧オーステナイト粒を微細化する。旧オーステナイト粒が微細化することにより、鋼の靭性が高まる。Ｎ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
【００６８】
本実施形態による鉄道車輪の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記鉄道車輪を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鉄道車輪に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００６９】
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。
【００７０】
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減少させる。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含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２２％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超である。パーライトのラメラ間隔減少の効果をより有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は、０．０２％である。
【００７１】
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。
【００７２】
Ｖ：０〜０．１２％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のいずれかを形成して、鋼を析出強化する。その結果、鉄道車輪の硬さが顕著に増大して、耐摩耗性をさらに高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなり、踏面焼入れ後の焼入れ層の厚さが過剰に増大する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１０％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０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
【００７３】
［初析セメンタイト量について］
本実施形態による鉄道車輪は、ミクロ組織において、式（１）で定義される初析セメンタイト量（初析θ量）が１．５０本／１００μｍ以下である。
【００７４】
初析θ量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）  （１）
より具体的には、本実施形態の鉄道車輪のリム部において、式（１）で定義される初析θ量が１．５０本／１００μｍ以下であり、板部において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が１．５０本／１００μｍ以下であり、ボス部において、式（１）で定義される初析セメンタイト量が１．５０本／１００μｍ以下である。
【００７５】
上述のとおり、初析θ量が多ければ、鉄道車輪の靱性が低下する。本実施形態の鉄道車輪は、０．１２０〜０．６５０％のＡｌを含有する。上記過共析鋼の化学組成の場合、０．１２０〜０．６５０％のＡｌを含有することにより、製造工程中の踏面焼入れ工程後の鉄道車輪において、初析θ量が低減し、１．５０本／１００μｍ以下に抑えることができる。初析θ量の好ましい上限は１．２０本／１００μｍであり、さらに好ましくは１．００本／１００μｍである。
【００７６】
初析θ量は次の方法により測定される。鉄道車輪のリム部の厚さ方向の中央位置、板部の厚さ方向の中央位置、及びボス部の厚さ方向の中央位置からそれぞれ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、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食する。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。観察面において、旧オーステナイト粒界に生成した初析セメンタイトは黒色を呈する。そのため、初析セメンタイトの有無を確認できる。図８に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形視野１００に、２本の対角線１０１を引く。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求める。求めた初析セメンタイトの総本数を、２本の対角線１０１の総長さ（５．６６×１００μｍ）で除して（つまり、式（１）に基づいて）、初析θ量（本／１００μｍ）を求める。上記リム部中央位置、板部中央位置、及びボス部中央位置で求めた初析θ量を、いずれも１．５０本／１００μｍ以下に抑える。
【００７７】
［ＡｌＮの平均粒子径］
好ましくは、本実施形態による鉄道車輪のミクロ組織において、ＡｌＮの平均粒子径は１５０ｎｍ以下である。図９に示すとおり、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であれば、旧オーステナイト粒が微細化する。したがって、鉄道車輪の靱性がさらに高まる。ＡｌＮの平均粒子径の好ましい上限は１２０ｎｍであり、さらに好ましくは１００ｎｍである。なお、ＡｌＮの平均粒子径の下限は特に限定されないが、たとえば１０ｎｍである。
【００７８】
ＡｌＮの平均粒子径は、カーボン抽出レプリカ試料をＴＥＭ−ＥＤＳで観察することにより求める。具体的には、次の方法により求める。鉄道車輪のリム部の厚さ方向の中央位置、板部の厚さ方向の中央位置、及びボス部の厚さ方向の中央位置からそれぞれサンプルを採取する。採取されたサンプルの観察面を研磨する。研磨後の観察面をナイタル液で腐食する。腐食後の観察面にカーボンを蒸着する。カーボン蒸着後のサンプルを、析出物を溶かさずに母材のみを溶出させる剥離液内に浸漬し、母材からレプリカ膜を剥離する。レプリカ膜のうち、析出物が確認された視野（６．５μｍ×９．０μｍ）において、ＴＥＭで写真画像（視野と同サイズ）を生成する。さらに、写真画像内の各析出物をＥＤＳ及び電子線回折像解析で同定する。析出物のうち、特徴的な長方形状又は六角形状の形態を呈し、ＥＤＳ測定で得られるＸ線強度のスペクトルにおいて、Ａｌ元素の特性Ｘ線エネルギー（Ａｌ  Ｋα線：１．４９ｋｅＶ）付近にピークが現れた析出物を、ＡｌＮと特定する。写真画像を用いて、特定された各ＡｌＮの面積を求め、求めた面積から円相当径（ｎｍ）を求める。求めた円相当径の平均値を、ＡｌＮの平均粒子径（ｎｍ）と定義する。
【００７９】
本実施形態の鉄道車輪において、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下とは、鉄道車輪のリム部におけるＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であり、板部におけるＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であり、ボス部におけるＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であることを意味する。
【００８０】
［鉄道車輪のミクロ組織］
本実施形態の鉄道車輪のリム部、板部、及びボス部のミクロ組織は、実質的にパーライトからなる。ここで「実質的にパーライトからなる」とは、ミクロ組織におけるパーライトの面積率が９５％以上であることを意味する。
【００８１】
パーライトの面積率は次の方法で求める。鉄道車輪のリム部の厚さ方向の中央位置、板部の厚さ方向の中央位置、及びボス部の厚さ方向の中央位置からそれぞれ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、観察面をナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食する。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成する。焼入れ層（マルテンサイト及び／又はベイナイト）と、パーライトとは、コントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、観察面中の焼入れ層、及び、パーライトを特定する。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求める。
【００８２】
［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。
【００８３】
［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溶製した後、鋳造して鋼塊にする。なお、鋼塊は連続鋳造による鋳片、鋳型によって鋳込まれたインゴットのいずれであってもよい。
【００８４】
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。以上の製造工程により、鉄道車輪用鋼材が製造される。
【００８５】
なお、鉄道車輪用鋼は、鋳造材（鋳片又はインゴット）であってもよい。つまり、上述の熱間加工工程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が製造される。
【００８６】
［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。
【００８７】
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ＡｌＮが十分に固溶する。そのため、次工程の熱処理工程（踏面焼入れ）での加熱時に、平均粒子径が１５０ｎｍ以下の微細なＡｌＮが析出する。これにより、図９に示すとおり、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下に微細化され、鉄道車輪の靱性がさらに高まる。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
［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、熱間加工（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、汽水（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。本実施形態では、鉄道車輪の化学組成におけるＡｌ含有量を０．１２０〜０．６５０％とすることにより、踏面焼入れ時において板部及びボス部を従前の製造方法と同じく放冷しても、初析セメンタイトの生成を十分に抑制でき、具体的には、リム部、板部、ボス部において、初析θ量を１．５０本／１００μｍ以下に抑えることができる。
【００９１】
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５〜２００℃／秒である。また、中間品のリム部、板部及びボス部の領域のうち、踏面焼入れ時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約０．１℃／秒である。この場合、製造された上述の化学組成を有する鉄道車輪において、初析θ量が１．５０本／１００μｍ以下になる。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。
【００９２】
踏面焼入れにより、踏面の表層に微細パーライトが生成する。本実施形態の鉄道車輪のＣ含有量は０．８０〜１．１５％と高い。そのため、微細パーライトの耐摩耗性が高まる。また、本実施形態の鉄道車輪のＡｌ含有量は０．１２０〜０．６５０％と高い。そのため、踏面焼入れ時に、鋼の靭性低下の要因となる初析セメンタイトの生成が抑制される。
【００９３】
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。
【００９４】
また、上述の説明では、踏面焼入れ時において、板部及びボス部を放冷しているが、放冷する場合、板部及びボス部の表面には焼入れ層が生成しにくい。一方、踏面焼入れ時において、板部及びボス部を放冷以上の冷却速度で冷却してもよい。この場合、板部及びボス部の表面に焼入れ層が生成しない程度の冷却速度で冷却するのが好ましい。
【００９５】
好ましくは、１２２０℃以上に中間品を加熱して熱間加工後、中間品をいったん冷却する。そして、冷却された中間品をＡｃｍ変態点以上に再加熱し、踏面焼入れを実施する。この場合、熱間加工時の加熱により鋼中の粗大なＡｌＮが固溶し、その後、再加熱時に微細なＡｌＮとして析出する。そのため、上述のとおり、旧オーステナイト粒を微細化できる。
【００９６】
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。
【００９７】
［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。
【００９８】
以上の工程により本実施形態の鉄道車輪が製造される。上記製造工程で製造された鉄道車輪において、初析θ量は１．５０本／１００μｍ以下である。そのため、鉄道車輪の靱性が高まると考えられる。さらに、熱間加工工程での加熱温度を１２２０℃以上とした場合、鋼中のＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下となり、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下になる。この場合、鉄道車輪の靱性がさらに高まる。
【実施例１】
【００９９】
表１に示す化学組成を有する鋼番号１〜２０の溶鋼を製造した。【０１００】
【表１】
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【０１０１】
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熱間加工工程を模擬して、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。【０１０２】
［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初析θ量を調査した。【０１０３】
［初析θ量測定試験］
鋼番号１〜鋼番号１５の丸棒のＤ／４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、丸棒の中心軸の方向と一致した。【０１０４】
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、各鋼番号の試験片を２個ずつ用意し、９５０℃で５分間均熱した。その後、試験片の１つは、一定の冷却速度１．０℃／秒で冷却した。試験片の他の１つは、一定の冷却速度０．１℃／秒で冷却した。冷却後の各試験片に対して、以下の方法で初析θ量を求めた。【０１０５】
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。観察面において、次の方法により初析θ量を測定した。観察面を機械研磨した後、観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。コントラストに基づいて、観察視野中の初析セメンタイトを確認した。初析セメンタイトが観察された場合、上述の方法により、初析θ量を算出した。【０１０６】
［焼入れ層深さ測定試験］
さらに、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。各鋼番号の直径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。【０１０７】
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）試験を実施して、ＨＲＣ分布を得た。ＨＲＣの測定間隔は、水冷端から１５ｍｍ位置までは１．０ｍｍピッチとし、水冷端から１５ｍｍ以上の位置では２．５ｍｍピッチとした。得られたＨＲＣ分布から、次の方法により焼入れ層厚さを求めた。【０１０８】
図１７は、鋼番号１〜３のＨＲＣ分布（ジョミニ曲線）を示す図である。図１７を参照して、ジョミニ曲線において、水冷端からの距離Ｄが離れるにしたがい、ロックウェル硬さＨＲＣは急速に低下する。そして、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。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」と定義する。領域Ａと領域Ｂとは変曲点を介して区分可能である。各鋼番号のＨＲＣ分布（ジョミニ曲線）から領域Ａを特定して、焼入れ層厚さ（ｍｍ）を求めた。【０１０９】
なお、上述の図２〜図７において説明した方法で、各鋼番号のジョミニ式一端焼入れ試験後のジョミニ試験片に対して、ミクロ組織観察試験を実施して、焼入れ層が生成しない領域でのミクロ組織中のパーライト面積率を求めた。具体的には、各鋼番号のジョミニ試験片のうち、図１７の領域Ｂに相当する部分から、サンプルを採取した。各サンプルの観察面を機械研磨により鏡面仕上げした。その後、観察面をナイタル液（硝酸とエタノールとの混合液）で腐食した。腐食後の観察面内の任意の１視野（２００μｍ×２００μｍ）に対して、５００倍の光学顕微鏡を用いて写真画像を生成した。コントラストに基づいて、観察面中のパーライトを特定した。パーライトの面積率は、特定されたパーライトの総面積と観察面の面積とに基づいて求めた。【０１１０】
［試験結果］
試験結果を表１に示す。表１を参照して、いずれの鋼番号においても、焼入れ層以外の領域での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％以上であった。【０１１１】
さらに、鋼番号１３〜１６及び１９の化学組成は適切であった。そのため、冷却速度が０．１℃／秒、１．０℃／秒のいずれの場合においても、初析θ量が１．５０本／１００μｍ以下であった。そのため、優れた靱性が得られることが予想できた。なお、鋼番号１３、１４、１６、及び１９では、Ａｌ含有量が０．３５０％以下であった。そのため、Ａｌ含有量が０．６１０％であった鋼番号１５での焼入れ層厚さが１７．５ｍｍであったのに対して、鋼番号１３、１４、１６及び１９での焼入れ層厚さは１１．０ｍｍ以下と薄かった。【０１１２】
一方、鋼番号１〜１２、１７及び１８では、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、初析θ量が１．５０本／１００μｍを超えた。【０１１３】
鋼番号１０では、Ｓｉ含有量が高すぎた。その結果、初析θ量が１．５０本／１００μｍを超えた。
【実施例２】
【０１１４】
表１中の鋼番号１４の化学組成を有する溶鋼を用いて、造塊法により丸インゴット（上面直径１０７ｍｍ、底面直径９７ｍｍ、高さ２３０ｍｍの円錐台型）を製造した。インゴットを１２５０℃に加熱後、熱間鍛造して、直径４０ｍｍの複数の丸棒を製造した。製造された丸棒を試験片とした。【０１１５】
図１０を参照して、試験片に対して、鉄道車輪の製造工程を模擬して、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）を実施した。このとき、各試験片において、炉内の保持温度をそれぞれ、１１５０℃（ＨＰ１）、１２００℃（ＨＰ２）、１２５０℃（ＨＰ３）、１３００℃（ＨＰ４）とした。炉内雰囲気はアルゴンガス雰囲気とし、保持時間はいずれの試験片も６０分とした。保持時間経過後、放冷した。【０１１６】
熱間鍛造模擬加熱工程後、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）を実施した。踏面焼入れ模擬工程では、いずれの試験片に対しても、炉内温度を９５０℃とし、２０分保持した。保持時間経過後、水焼入れ（ＷＱ）を実施した。【０１１７】
［ＡｌＮ平均粒子径測定試験］
ＳＴＥＰ１後であって、ＳＴＥＰ２前の試験片、及び、ＳＴＥＰ２後の試験片のそれぞれに対して、ＡｌＮの平均粒子径を求めた。具体的には、試験片の長手方向に垂直な断面の中心位置からサンプルを採取した。採取されたサンプルの観察面を研磨した。研磨後の観察面をナイタル液で腐食した。腐食後の観察面にカーボンを蒸着した。カーボン蒸着後のサンプルを、析出物を溶かさずに母材のみを溶出させる剥離液内に浸漬し、母材からレプリカ膜を剥離した。レプリカ膜のうち、任意の視野（６．５μｍ×９μｍ）において、ＴＥＭで写真画像（視野と同サイズ）を生成した。さらに、写真画像内の各析出物内の元素をＥＤＳで同定した。特定された各ＡｌＮの面積を求め、求めた面積から円相当径（ｎｍ）を求める。求めた円相当径の平均値を、ＡｌＮの平均粒子径（ｎｍ）と定義した。【０１１８】
［旧オーステナイト粒径測定試験］
表１中の鋼番号１４の化学組成を有する試験片に対して、図１１に示す熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）とを実施した。図１１の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）は、図１０の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と同じであった。図１１の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ３）では、９５０℃の試験片を、６７５℃のソルトバスに浸漬して、６７５℃で３０分等温保持した。これにより、旧オーステナイトの粒界に初析セメンタイトを析出させ、旧オーステナイト粒をミクロ組織観察で確認可能な状態にした。等温保持後の試験片を室温（２５℃）まで放冷した。【０１１９】
放冷後の試験片の長手方向に垂直な断面の中心位置からサンプルを採取した。採取されたサンプルの観察面を研磨した。研磨後の観察面をピクリン酸と水酸化ナトリウムとの混合液で腐食した。腐食された観察面のうち、任意の視野（２００μｍ×２００μｍ）において、ＴＥＭで写真画像（視野と同サイズ）を生成した。作製された写真画像において、旧オーステナイト粒を特定した。初析セメンタイトで囲まれた結晶粒を、旧オーステナイト粒と特定した。【０１２０】
視野内で特定された旧オーステナイト粒の粒径を、切断法により求めた。具体的には、図８に示すとおり、２００μｍ×２００μｍの正方形視野１００の視野に、２本の対角線１０１を引いた。そして、これら２本の対角線１０１と交差する初析セメンタイトの本数の総和を求めた。そして、次式により、旧オーステナイト粒径を求めた。【０１２１】
旧オーステナイト粒径＝２本の対角線１０１の総長さ（５６６μｍ）／対角線１０１に交差する初析セメンタイトの総本数
［シャルピー衝撃試験］
表１中の鋼番号１４の化学組成を有するシャルピー試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を複数準備した。この試験片に対して、図１５に示す熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）とを実施した。図１５の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）は、図１０及び図１１の熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）と同じであった。図１５の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）は、実際の鉄道車輪の踏面焼入れにおいてリム部が冷却されるときの冷却速度で試験片を冷却することを想定して、設定した。具体的には、図１５の踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ４）では、９５０℃で２０分保持後の試験片を、４００℃のソルトバスに浸漬して、４００℃で１０分等温保持した。そして、等温保持後の試験片を室温（２５℃）まで放冷した。以上のＳＴＥＰ１及びＳＴＥＰ４の熱処理を行ったシャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を室温（２５℃）にて実施した。【０１２２】
［試験結果］
図１２は、熱間鍛造模擬加熱工程（ＳＴＥＰ１）後であって、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）前の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対するＡｌＮの平均粒子径を示す図である。図１３は、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）後の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対するＡｌＮの平均粒子径を示す図である。図１４は、踏面焼入れ模擬工程後（ＳＴＥＰ３）の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対する旧オーステナイト粒径を示す図である。図１６は、踏面焼入れ模擬工程後（ＳＴＥＰ４）の試験片における、各熱間鍛造模擬加熱温度（ＨＰ１〜ＨＰ４）に対するシャルピー衝撃試験値（Ｊ／ｃｍ２）を示す図である。図９は、図１３及び図１４の結果に基づく、ＡｌＮ平均粒子径と旧オーステナイト粒径との関係を示す図である。【０１２３】
図１２及び図１３を参照して、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃以下の場合では、熱間鍛造模擬加熱（ＳＴＥＰ１）後（図１２）においてもＡｌＮが固溶しきらず、多くのＡｌＮが残存した。そのため、踏面焼入れ模擬工程（ＳＴＥＰ２）の加熱後（図１３）においても、粗大なＡｌＮが多数残存しており、平均粒子径も１５０ｎｍ超と粗大なままであった。【０１２４】
これに対して、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃を超えれば、熱間鍛造模擬加熱工程後のＡｌＮ残存量（図１２）が低下し、１２５０℃を超えると、ＡｌＮが全て固溶した。そして、熱間鍛造模擬加熱温度が１２００℃を超えれば、踏面焼入れ模擬工程の加熱後において（図１３）、微細なＡｌＮが多数析出して、平均粒子径が１５０ｎｍ以下となった。【０１２５】
図９を参照して、ＡｌＮの平均粒子径が微細になるにしたがい、旧オーステナイト粒径も小さくなった。そして、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であれば、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下と十分に微細化された。そして、図１６を参照して、ＡｌＮの平均粒子径が微細になるにしたがい、シャルピー衝撃値は上昇して、ＡｌＮの平均粒子径が１５０ｎｍ以下であれば、シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２となり、鉄道車輪としてさらに優れた靱性が得られることがわかった。【０１２６】
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。
【符号の説明】
【０１２７】
１  鉄道車輪
２  ボス部
３  板部
４  リム部
４１  踏面
４２  フランジ
【要約】
Ｃ含有量が高くても初析セメンタイト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、質量％で、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％、及び、Ｖ：０〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）で定義される、鉄道車輪のミクロ組織中の初析セメンタイト量が１．５０本／１００μｍ以下である。
初析セメンタイト量（本／１００μｍ）＝２００μｍ×２００μｍの正方形視野の２本の対角線と交差する初析セメンタイトの本数の総和／（５．６６×１００μｍ）  （１）【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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