铁道用车轴

技术领域

本发明涉及车轴，更详细而言，涉及铁道车辆中使用的铁道用车轴。

背景技术

铁道用车轴具有用于压入铁道用车轮的一对配合部和配置于一对配合部之间的中央平行部。在使用时，铁道用车轴支承铁道车辆的重量。具体而言，以铁道用车轮的轮毂部的孔径比铁道用车轴的配合部的直径稍小的方式设置铁道用车轴的配合部的过盈量。每当铁道车辆通过曲线状的轨道(曲线通过)时，铁道用车轴还会受到铁道用车轮与轨道的接触所带来的水平方向的力。即，在曲线通过时，铁道用车轴会在铁道用车轮每次旋转时反复受到旋转弯曲应力。而且，在曲线通过时该弯曲应力的振幅增大。

如上所述，在铁道用车轴中，用于压入铁道用车轮的配合部相对于铁道用车轮的轮毂部的孔具有接触面压。因此，铁道用车轮的配合部有时会因与铁道用车轮的接触而反复发生细微的打滑。下文中，因铁道用车轮的配合部与铁道用车轮的接触而发生的细微打滑也称为微动。已知铁道用车轴的配合部有时会因微动而受到损伤(以下，也称为“微动疲劳”)。

为了抑制这种微动疲劳，有时会对铁道用车轴的上述配合部实施高频淬火。在配合部的表层中，经过了高频淬火的区域中硬度升高。由此，将配合部的表层中硬度因高频淬火而升高的区域称为“硬化层”。硬化层中产生压缩残余应力。由硬化层产生的压缩残余应力会抑制微动导致的裂口。即，通过高频淬火形成的铁道用车轴的硬化层能够抑制铁道用车轴的微动疲劳。

日本特开平10-8202号公报(专利文献1)、日本特开平11-279696号公报(专利文献2)、日本特开2000-73140号公报(专利文献3)中提出了，实施高频淬火来抑制配合部的微动疲劳的铁道用车轴。

专利文献1中公开的铁道用车轴以质量％计包含C：0.3～0.48％、Si：0.05～1％、Mn：0.5～2％、Cr：0.5～1.5％、Mo：0.15～0.3％、Ni：0～2.4％。该铁道用车轴的配合部具有维氏硬度为400以上的硬化层，在其内部具有马氏体或贝氏体的区域。在该铁道用车轴中，硬化层的深度为1～4.5mm。专利文献1中记载了：该铁道用车轴具有高的疲劳极限。

专利文献2中公开的铁道用车轴以质量％计包含C：0.3～0.48％、Si：0.05～1％、Mn：0.5～2％、Cr：0.5～1.5％、Mo：0.15～0.3％和Ni：0～2.4％。该铁道用车轴的配合部具有维氏硬度为400以上的硬化层，在其内部具有回火马氏体或贝氏体的区域。在该铁道用车轴中，硬化层的深度为5.0mm以上且为配合部直径的10％以下。专利文献2中记载了：该铁道用车轴具有高的微动疲劳极限。

专利文献3中公开的铁道用车轴以质量％计包含C：0.3～0.48％、Si：0.05～1％、Mn：0.5～2％、Cr：0～1.5％、Mo：0～0.3％、Ni：0～2.4％。该铁道用车轴的配合端部及其周边区域具有维氏硬度为400以上的硬化层。硬化层的厚度(K)相对于配合部直径(D)的比(K/D)为0.005～0.05。硬化层的上侧部分含有0.02～2％的B。专利文献3中记载了：该铁道用车轴具有优异的疲劳极限。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-8202号公报

专利文献2：日本特开平11-279696号公报

专利文献3：日本特开2000-73140号公报

专利文献4：日本特开2007-321190号公报

非专利文献

非专利文献1：生田文昭及其他4人，“环状试验片的高频淬火中的变形与残余应力”、热处理、一般社团法人日本热处理技术协会、平成27年2月、第55卷、第1号、p.37～43

发明内容

发明要解决的问题

对于专利文献1～3中公开的铁道用车轴，公开了一种实施高频淬火并抑制配合部的微动疲劳的技术。如上所述，在对铁道用车轴的配合部实施高频淬火而形成硬化层的情况下，能够抑制配合部的微动疲劳。

然而，要想提高铁道用车轴的疲劳强度，优选不仅能够降低微动疲劳，还能够降低中央平行部的疲劳破坏。而上述专利文献1～3并没有对铁道用车轴的中央平行部的疲劳强度进行研究。

本公开的目的在于，提供一种铁道用车轴，其具有微动疲劳得到抑制的配合部和显示出优异疲劳强度的中央平行部。

用于解决问题的方案

本公开的铁道用车轴具备：

一对配合部，其用于压入铁道用车轮；和

中央平行部，其配置于前述一对配合部之间，

前述配合部包含：

配合部硬化层，其形成于前述配合部的表层；和

母材部，其比前述配合部硬化层更靠内部，

前述中央平行部包含：

中央平行部硬化层，其形成于前述中央平行部的表层；和

前述母材部，其比前述中央平行部硬化层更靠内部，

前述母材部以质量％计为

C：0.22～0.29％、

Si：0.15～0.40％、

Mn：0.50～0.80％、

P：0.020％以下、

S：0.040％以下、

Cr：0.90～1.20％、

Mo：0.15～0.30％、

N：0.0200％以下、

O：0.0040％以下、

Ca：0～0.0010％、

Cu：0～0.30％、

Ni：0～0.30％、

Al：0～0.100％、

V：0～0.060％、

Ti：0～0.020％、

Nb：0～0.030％、

B：0～0.0050％、以及

余量：Fe和杂质，

在前述中央平行部硬化层之中的维氏硬度为480HV以上的区域中，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B为1.34度以下，

前述基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ与前述基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B满足式(1)。

(-4.8×10

其中，式(1)中的ρ以m

发明的效果

本公开的铁道用车轴具有微动疲劳得到抑制的配合部和显示优异疲劳强度的中央平行部。

附图说明

图1是本实施方式的铁道用车轴的侧视图。

图2是图1所示的本实施方式的铁道用车轴1的包含中心轴C1的面的截面图。

图3是本实施例中的粗制品的截面图。

图4是本实施例中的铁道用车轴的侧视图。

图5是本实施例中的铁道用车轴1的疲劳试验装置的示意图。

图6是本实施例中使用的供试材料的截面图。

图7是本实施例中使用的疲劳试验片的截面图。

具体实施方式

针对实施高频淬火而在配合部的表层形成硬化层(以下，也称为“配合部硬化层”)从而抑制了配合部的微动疲劳的铁道用车轴，本发明人等调查及研究了提高中央平行部的疲劳强度的方法。其结果，得到了如下见解。

(A)关于化学组成

若对铁道用车轴的中央平行部实施高频淬火，则在中央平行部的表层会形成硬化层(以下，也称为“中央平行部硬化层”)。可认为，如果能够形成中央平行部硬化层，则中央平行部的表层的硬度提高，中央平行部的疲劳强度提高。因此，本发明人等首先以形成中央平行部硬化层为前提，对可充分提高中央平行部的疲劳强度的化学组成进行了详细研究。

其结果认为，若铁道用车轴之中比中央平行部硬化层更靠内部的母材部的化学组成以质量％计为C：0.22～0.29％、Si：0.15～0.40％、Mn：0.50～0.80％、P：0.020％以下、S：0.040％以下、Cr：0.90～1.20％、Mo：0.15～0.30％、N：0.0200％以下、O：0.0040％以下、Ca：0～0.0010％、Cu：0～0.30％、Ni：0～0.30％、Al：0～0.100％、V：0～0.060％、Ti：0～0.020％、Nb：0～0.030％、B：0～0.0050％、以及余量：Fe和杂质时，存在可提高通过高频淬火而形成有中央平行部硬化层的中央平行部的疲劳强度的可能性。

接着，本发明人等对制成具有上述化学组成的铁道用车轴的形状的钢材实施高频淬火和回火，从而制造了各种具有配合部硬化层及中央平行部硬化层的铁道用车轴。其结果，本发明人等发现，即使铁道用车轴具有上述化学组成的母材部且中央平行部的表面的硬度为相同程度，也存在中央平行部的疲劳强度不同的情况。即，通过本发明人等的研究明确了：仅单纯提高中央平行部硬化层的硬度时，无法充分提高中央平行部的疲劳强度。

(B)关于位错密度

对于已实施高频淬火的铁道用车轴即便具有上述化学组成的母材部且表面的硬度为同等程度但中央平行部的疲劳强度仍不同的理由，本发明人等认为，基于高频淬火和回火的热历程可能带来了某种影响。因此，本发明人等着眼于位错密度，对提高中央平行部的疲劳强度的方法进行了调查和研究。具体而言，本发明人等将中央平行部硬化层中的维氏硬度为480HV以上的区域定义为“特定硬度区域”，对特定硬度区域的位错密度进行了调查和研究。

其中，在实施高频淬火而形成的特定硬度区域中，维氏硬度为480HV以上，硬度非常高，因此位错密度容易变高。另一方面，在应力反复负载的钢材中的显微组织中，位错运动并聚集，有可能成为裂纹的起点。即，在位错密度高的特定硬度区域存在位错易聚集、疲劳强度易降低的倾向。因此，若在位错密度高的特定硬度区域中降低位错密度，则难以引起形成裂纹起点的位错聚集，因此，疲劳强度有可能提高。

本发明人等基于以上见解进行详细研究，结果表明，如果在具有上述化学组成的母材部和中央平行部硬化层的中央平行部，将特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ降低至2.5×10

(C)关于晶格应变

另一方面，即使中央平行部具有上述化学组成的母材部和中央平行部硬化层，且在中央平行部硬化层的特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

如上所述，在应力反复负载的钢材中的显微组织中，位错运动并聚集，有可能成为裂纹的起点。另一方面，特定硬度区域是通过实施高频淬火而形成的。其中，高频淬火会使钢材的显微组织中伴有相变，因此可认为，在实施了高频淬火的钢材的显微组织中，晶格发生微观应变。在晶格发生的微观应变局部较大的区域，存在因应力而发生运动的位错容易滞留的可能性。其结果，在晶格应变大的区域，由于位错聚集，有可能成为裂纹的起点。

本发明人等基于以上见解进行详细研究，结果表明，对于具有上述化学组成的母材部和中央平行部硬化层的中央平行部，如果将特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B降低至1.34度以下，则有可能在满足本实施方式的其它特征的条件基础上提高中央平行部的疲劳强度。因此，在本实施方式的铁道用车轴的中央平行部中，母材部具有上述化学组成，将特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ设为2.5×10

本发明人等进一步详细研究，结果表明，如果基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ与基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B满足下述式(1)，则可稳定地提高中央平行部的疲劳强度。

(-4.8×10

其中，式(1)中的ρ以m

定义Fn1＝(-4.8×10

关于其理由，本发明人等考虑如下。如上所述，具有上述化学组成的母材部和中央平行部硬化层的中央平行部由于反复的应力而导致位错运动，有可能产生龟裂。即，若不仅降低位错密度，还能够抑制位错变密、产生裂纹或滑移的话，则有可能提高中央平行部的疲劳强度。因此，本实施方式的铁道用车轴在位错密度容易变高的特定硬度区域中，将基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ设为2.5×10

因此，对于本实施方式的铁道用车轴，在具有上述化学组成的母材部和中央平行部硬化层的中央平行部中，特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

基于以上见解而完成的本实施方式的铁道用车轴的要旨如下。

[1]

一种铁道用车轴，其具备：

一对配合部，其用于压入铁道用车轮；和

中央平行部，其配置于前述一对配合部之间，

前述配合部包含：

配合部硬化层，其形成于前述配合部的表层；和

母材部，其比前述配合部硬化层更靠内部，

前述中央平行部包含：

中央平行部硬化层，其形成于前述中央平行部的表层；和

前述母材部，其比前述中央平行部硬化层更靠内部，

前述母材部以质量％计为

C：0.22～0.29％、

Si：0.15～0.40％、

Mn：0.50～0.80％、

P：0.020％以下、

S：0.040％以下、

Cr：0.90～1.20％、

Mo：0.15～0.30％、

N：0.0200％以下、

O：0.0040％以下、

Ca：0～0.0010％、

Cu：0～0.30％、

Ni：0～0.30％、

Al：0～0.100％、

V：0～0.060％、

Ti：0～0.020％、

Nb：0～0.030％、

B：0～0.0050％、以及

余量：Fe和杂质，

在前述中央平行部硬化层之中的维氏硬度为480HV以上的区域中，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B为1.34度以下，

前述基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ与前述基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B满足式(1)。

(-4.8×10

其中，式(1)中的ρ以m

[2]

根据[1]所述的铁道用车轴，其中，

前述母材部以质量％计含有选自由

Cu：0.01～0.30％、

Ni：0.01～0.30％、

Al：0.005～0.100％、

V：0.005～0.060％、

Ti：0.002～0.020％、

Nb：0.002～0.030％、以及

B：0.0003～0.0050％组成的组中的1种以上元素。

下面，对本实施方式的铁道用车轴进行详细说明。

[铁道用车轴的结构]

图1是本实施方式的铁道用车轴的侧视图。参照图1，本实施方式的铁道用车轴1具备一对配合部2A及2B和中央平行部3。一对配合部2A及2B分别是具有直径D

配合部2A在图1中与中央平行部3的左端相连。配合部2B在图1中与中央平行部3的右端相连。在之后的说明中，在对配合部2A及2B进行统称的情况下，称为“配合部2”。在各配合部2压入未图示的铁道用车轮。

中央平行部3配置于一对配合部2A及2B之间。图1中，中央平行部3的左端与配置于铁道用车轴1的左部的配合部2A相连。中央平行部3的右端与配置于铁道用车轴1的右部的配合部2B相连。中央平行部3是具有直径D

一对配合部2既可以是实心的，也可以是中空的。同样地，中央平行部3既可以是实心的，也可以是中空的。中央平行部的直径D

参照图1，铁道用车轴1还在中央平行部3的端部与配合部2的内侧端之间具备：将中央平行部3与配合部2连续相连的锥形部4。锥形部4的直径在铁道用车轴1的中心轴C1方向上从中央平行部3的端部朝向配合部2的内侧端增大。如图1所示，在铁道用车轴1的包含中心轴C1的截面中，锥形部4的表面既可以是曲线，也可以是直线。需要说明的是，铁道用车轴1也可以不具备锥形部4。此时，中央平行部3的端部与配合部2的内侧端相连，在中央平行部3的端部与配合部2的内侧端之间形成高度差。

图2是图1所示的本实施方式的铁道用车轴1的包含中心轴C1的面的截面图。参照图2，各配合部2(2A及2B)均包含：形成于表层的配合部硬化层2H、和比配合部硬化层2H更靠内部的母材部BM。配合部硬化层2H在从配合部2的表面到规定深度的范围的表层中形成。

参照图2，配合部硬化层2H也可以不形成于配合部2的整个表面。图2中，配合部硬化层2H在铁道用车轴1的中心轴C1方向上，形成于比配合部2的中央位置更靠外侧的区域的一部分、和比配合部2的中央位置更靠内侧的区域的一部分，而包含配合部2的中央位置的一部分的区域未形成配合部硬化层2H。由此，配合部硬化层2H既可以不形成于配合部2的整个表面，也可以在中心轴C1方向上形成于配合部2的表面的至少一部分区域。另外，配合部硬化层2H也可以形成于配合部2的整个表面。关于配合部硬化层2H，将在后面进行说明。

参照图2，中央平行部3包含：形成于中央平行部3的表层的中央平行部硬化层3H、和比中央平行部硬化层3H更靠内部的母材部BM。中央平行部硬化层3H在从中央平行部3的表面到规定深度的范围的表层中形成。中央平行部硬化层3H形成于中央平行部3的整个表面。关于中央平行部硬化层3H，将在后面进行说明。

[关于中央平行部3的母材部BM的化学组成]

在本实施方式中，一对配合部2的母材部BM的化学组成以及中央平行部3的母材部BM的化学组成含有如下的元素。其中，在铁道用车轴1的与中心轴C1垂直的截面中，将连结铁道用车轴1的表面与中心轴C1的线段定义为半径R。此时，母材部BM的化学组成是指，配合部2的R/2位置以及中央平行部3的R/2位置处的化学组成。下面，涉及元素的％只要没有特别说明，就是指质量％。

C：0.22～0.29％

碳(C)提高钢的硬度。C还提高通过高频淬火而形成的硬化层的硬度。如果C含量低于0.22％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，母材部BM、配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的硬度也会降低。其结果，中央平行部3的疲劳强度有时降低。另一方面，如果C含量超过0.29％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，有时在高频淬火时也会发生淬火裂纹。因此，C含量为0.22～0.29％。C含量的优选下限为0.23％、进一步优选为0.24％。C含量的优选上限为0.28％、进一步优选为0.27％。

Si：0.15～0.40％

硅(Si)使钢脱氧。Si还提高钢的回火软化阻力，提高中央平行部3的疲劳强度。如果Si含量低于0.15％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得这些效果。另一方面，如果Si含量超过0.40％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，有时在高频淬火时也会发生淬火裂纹。因此，Si含量为0.15～0.40％。Si含量的优选下限为0.20％、进一步优选为0.23％、进一步优选为0.25％。Si含量的优选上限为0.37％、进一步优选为0.35％、进一步优选为0.33％。

Mn：0.50～0.80％

锰(Mn)提高钢的淬透性，使通过高频淬火形成的硬化层2H和3H增厚。如果Mn含量低于0.50％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，有时中央平行部硬化层3H也会变得过薄。在这种情况下，不能充分得到中央平行部3的疲劳强度。另一方面，如果Mn含量超过0.80％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，有时通过高频淬火形成的配合部硬化层2H和中央平行部硬化层3H也会变得过厚。在这种情况下，配合部硬化层2H的压缩残余应力降低，不能充分得到配合部2的疲劳强度。因此，Mn含量为0.50～0.80％。Mn含量的优选下限为0.55％、进一步优选为0.57％、进一步优选为0.60％、进一步优选为0.62％。Mn含量的优选上限为0.78％、进一步优选为0.75％、进一步优选为0.73％、进一步优选为0.70％。

P：0.020％以下

磷(P)是不可避免地含有的杂质。即，P含量大于0％。P在晶界偏析而降低钢的疲劳强度。如果P含量超过0.020％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，铁道用车轴1的疲劳强度也会降低。因此，P含量为0.020％以下。P含量的优选上限为0.018％、进一步优选为0.016％、进一步优选为0.015％、进一步优选为0.014％。优选P含量尽可能低。但是，P含量的极端降低会使制造成本大幅提高。因此，在考虑工业生产的情况下，P含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.002％。

S：0.040％以下

硫(S)是不可避免地含有的杂质。即，S含量大于0％。S与Mn结合而生成MnS。MnS会降低钢的疲劳强度。如果S含量超过0.040％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，应力集中于MnS，导致中央平行部3的疲劳强度降低。因此，S含量为0.040％以下。S含量的优选上限为0.030％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.015％、进一步优选为0.010％。优选S含量尽可能低。但是，S含量的极端降低会使制造成本大幅提高。因此，在考虑工业生产的情况下，S含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.002％。

Cr：0.90～1.20％

铬(Cr)提高钢的淬透性，提高通过高频淬火形成的配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的硬度。如果Cr含量低于0.90％，有时中央平行部硬化层3H会变得过薄。在这种情况下，中央平行部3的疲劳强度降低。另一方面，如果Cr含量超过1.20％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，有时通过高频淬火形成的配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H也会变得过厚。在这种情况下，配合部硬化层2H的压缩残余应力降低，不能得到配合部2的充分疲劳强度。因此，Cr含量为0.90～1.20％。Cr含量的优选下限为0.95％、进一步优选为1.00％、进一步优选为1.02％、进一步优选为1.05％。Cr含量的优选上限为1.19％、进一步优选为1.17％、进一步优选为1.15％。

Mo：0.15～0.30％

钼(Mo)提高钢的强度。如果Mo含量低于0.15％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分得到该效果。另一方面，如果Mo含量超过0.30％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，上述效果也饱和。Mo含量超过0.30％时，还会导致制造成本过度升高。因此，Mo含量为0.15～0.30％。Mo含量的优选下限为0.17％、进一步优选为0.19％、进一步优选为0.20％、进一步优选为0.21％。Mo含量的优选上限为0.29％、进一步优选为0.28％、进一步优选为0.27％。

N：0.0200％以下

氮(N)不可避免地含有。即，N含量大于0％。N与Al等结合而形成微细氮化物，使晶粒微细化。然而，如果N含量过高，则形成粗大的氮化物，钢的疲劳强度降低。如果N含量超过0.0200％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，铁道用车轴1的疲劳强度也会降低。因此，N含量在0.0200％以下。N含量的优选上限为0.0150％、进一步优选为0.0120％、进一步优选为0.0100％、进一步优选为0.0090％、进一步优选为0.0080％、进一步优选为0.0070％。为了更有效地得到上述效果，N含量的优选下限为0.0010％、进一步优选为0.0020％、进一步优选为0.0030％。

O：0.0040％以下

氧(O)是不可避免地含有的杂质。即，O含量大于0％。O有时会生成粗大的氧化物，成为疲劳破坏的起点。如果O含量超过0.0040％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，中央平行部3的疲劳强度也会降低。因此，O含量在0.0040％以下。O含量的优选上限为0.0030％、进一步优选为0.0025％、进一步优选为0.0020％、进一步优选为0.0015％。优选O含量尽可能低。但是，O含量的极端降低会使制造成本大幅提高。因此，在考虑工业生产的情况下，O含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0002％、进一步优选为0.0005％。

Ca：0～0.0010％。

钙(Ca)为杂质。可以不含Ca。即，Ca含量可以为0％。Ca使硅酸盐类夹杂物(JIS G0555(2003)中规定的组C)凝聚，导致钢的疲劳强度降低。如果Ca含量超过0.0010％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，硅酸盐类夹杂物也会成为疲劳破坏的起点，中央平行部3的疲劳强度降低。因此，Ca含量为0～0.0010％。Ca含量的优选上限为0.0006％、进一步优选为0.0004％、进一步优选为0.0003％。

本实施方式的铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成的余量为Fe及杂质。其中，杂质是指，在工业制造铁道用车轴1的钢材时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，是在不会对本实施方式的铁道用车轴1带来不良影响的范围内可容许的物质。

本实施方式的铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成可以进一步含有选自由Cu及Ni组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe。这些元素是任选元素，均提高钢的强度。

Cu：0～0.30％。

铜(Cu)是任选元素，也可以不含有。即，Cu含量可以是0％。在含有Cu的情况下，Cu提高钢的强度。只要少量含有Cu，就可以在一定程度上得到这种效果。但是，如果Cu含量超过0.30％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，钢的热加工性也会降低。因此，Cu含量为0～0.30％。Cu含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.01％、进一步优选为0.02％。Cu含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％、进一步优选为0.15％、进一步优选为0.10％、进一步优选为0.05％。

Ni：0～0.30％

镍(Ni)为任选元素，也可以不含有。即，Ni含量可以为0％。在含有Ni的情况下，Ni提高钢的强度。只要少量含有Ni，就可以在一定程度上得到这种效果。但是，如果Ni含量超过0.30％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，上述效果也饱和。因此，Ni含量为0～0.30％。Ni含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.01％、进一步优选为0.02％、进一步优选为0.04％。Ni含量的优选上限为0.25％、进一步优选低于0.20％、进一步优选为0.15％、进一步优选为0.10％。

本实施方式的铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成可以进一步含有Al来代替一部分Fe。

Al：0～0.100％

铝(Al)是任选元素，也可以不含有。即，Al含量可以为0％。在含有Al的情况下，Al使钢脱氧。Al进一步与N结合而形成A1N，使晶粒微细化。其结果，钢的韧性提高。只要少量含有Al，就可以在一定程度上得到这些效果。但是，如果Al含量超过0.100％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，也生成粗大的氧化物类夹杂物，导致铁道用车轴1的疲劳强度降低。因此，Al含量为0～0.100％。Al含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.007％、进一步优选为0.010％、进一步优选为0.015％、进一步优选为0.020％。Al含量的优选上限为0.080％、进一步优选为0.060％、进一步优选为0.050％、进一步优选为0.045％、进一步优选为0.040％。本说明书中，Al含量是指酸溶Al(sol.Al)的含量。

本实施方式的铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成可以进一步含有选自由V、Ti及Nb组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe。这些元素是任选元素，均提高钢的强度。

V：0～0.060％

钒(V)是任选元素，也可以不含有。即，V含量可以为0％。在含有V的情况下，V与N、C结合而形成V(C、N)。在这种情况下，使晶粒微细化，提高钢的强度。只要少量含有V，就可以在一定程度上得到这种效果。但是，如果V含量超过0.060％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，钢的韧性也会降低。因此，V含量为0～0.060％。V含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.008％、进一步优选为0.010％。V含量的优选上限为0.055％、进一步优选为0.050％、进一步优选为0.045％、进一步优选为0.040％。

Ti：0～0.020％

钛(Ti)是任选元素，也可以不含有。即，Ti含有量可以为0％。在含有Ti的情况下，Ti与N结合而生成微细的TiN。TiN提高钢的强度。TiN进一步使晶粒微细化，提高钢的疲劳强度。只要少量含有Ti，就可以在一定程度上得到这种效果。但是，如果Ti含量超过0.020％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，TiN析出物也会成为裂纹的路径，导致钢的韧性降低。因此，Ti含量为0～0.020％。Ti含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.002％、进一步优选为0.003％。Ti含量的优选上限为0.018％、进一步优选为0.015％、进一步优选为0.013％、进一步优选为0.010％、进一步优选为0.007％。

Nb：0～0.030％

铌(Nb)是任选元素，也可以不含有。即，Nb含量可以为0％。在含有Nb的情况下，Nb与N、C结合而形成Nb(C、N)。在这种情况下，Nb(C、N)使晶粒微细化，提高钢的强度和韧性。只要少量含有Nb，就可以在一定程度上得到这种效果。但是，如果Nb含量超过0.030％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，钢中生成的碳化物和/或碳氮化物有时也会粗大化。在这种情况下，钢的韧性反而会降低。因此，Nb含量为0～0.030％。Nb含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.002％、进一步优选为0.003％、进一步优选为0.005％。Nb含量的优选上限为0.029％、进一步优选为0.027％、进一步优选为0.025％、进一步优选为0.020％。

本实施方式的铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成可以进一步含有B来代替一部分Fe。

B：0～0.0050％

硼(B)是任选元素，也可以不含有。即，B含量可以为0％。在含有B的情况下，B提高钢的淬透性。只要少量含有B，就可以在一定程度上得到这种效果。另一方面，如果B含量超过0.0050％，即使其他的元素含量在本实施方式的范围内，钢的韧性也会降低。因此，B含量为0～0.0050％。B含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.0003％、进一步优选为0.0005％、进一步优选为0.0007％。B含量的优选上限为0.0040％、进一步优选为0.0030％、进一步优选为0.0020％。

[关于母材部BM的显微组织]

本实施方式的铁道用车轴1中优选母材部BM的显微组织以马氏体及贝氏体为主体。本说明书中，“以马氏体及贝氏体为主体”是指，显微组织中马氏体及贝氏体的总面积率为80％以上。其中，马氏体还包括回火马氏体。贝氏体包括回火贝氏体。

本实施方式的铁道用车轴1的母材部BM的显微组织中除马氏体及贝氏体以外的余量例如为铁素体。铁道用车轴1的母材部BM的显微组织与高频淬火前的铁道用车轴的表层部的显微组织对应。若铁道用车轴1的母材部BM的显微组织以马氏体及贝氏体为主体，则铁道用车轴1的表层部的硬度提高。若显微组织为马氏体和贝氏体主体，则高频加热时表层部的显微组织还会迅速奥氏体化。在这种情况下，通过高频淬火形成的硬化层的马氏体分率提高，硬化层的硬度提高。其结果，高频淬火后的铁道用车轴1的疲劳强度进一步提高。

铁道用车轴1的母材部BM的显微组织中的马氏体及贝氏体的总面积率可以通过以下的方法求出。从配合部2或中央平行部3的与中心轴C1方向垂直的截面的R/2位置采集5个用于显微组织观察的样品。将与中心轴C1垂直的截面作为观察面。将各样品的观察面研磨成镜面后，在硝酸酒精腐蚀液中浸渍10秒左右，利用蚀刻使显微组织呈现出来。用光学显微镜对蚀刻后的观察面进行观察。每个视野设为40000μm

各视野中，基于对比度来确定马氏体和贝氏体、以及除马氏体和贝氏体以外的相(铁素体等)。马氏体与贝氏体难以通过对比度进行区别。但是，马氏体及贝氏体与铁素体等除马氏体及贝氏体以外的相可以根据对比度容易地区别开。基于所确定的马氏体及贝氏体的总面积和各视野的面积(40000μm

[关于配合部硬化层2H和中央平行部硬化层3H]

本实施方式的铁道用车轴1在一对配合部2的各自上形成有配合部硬化层2H。本实施方式的铁道用车轴1还在中央平行部3上形成有中央平行部硬化层3H。本说明书中，“硬化层”是指，通过高频淬火形成的、与母材部BM相比维氏硬度升高的区域。具体而言，本说明书中，配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H定义为：JIS G 0559(2008)中作为有效硬化层深度所规定的、极限硬度以维氏硬度计为350HV的区域。总而言之，本说明书中，配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的极限硬度以维氏硬度计为350HV。

[关于配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的显微组织]

本实施方式的铁道用车轴1优选配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的显微组织以马氏体及贝氏体为主体。本说明书中，“以马氏体及贝氏体为主体”是指，显微组织中马氏体及贝氏体的总面积率为80％以上。其中，马氏体还包括回火马氏体。贝氏体包括回火贝氏体。

铁道用车轴1的配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的显微组织中的马氏体及贝氏体的总面积率能够以与本实施方式的铁道用车轴1的母材部BM的显微组织中的马氏体及贝氏体的总面积率同样的方式求出。具体而言，从利用上述方法确定的配合部硬化层2H和/或中央平行部硬化层3H采集5个用于观察显微组织的样品。将与中心轴C1垂直的截面作为观察面。将各样品的观察面研磨成镜面后，在硝酸酒精腐蚀液中浸渍10秒左右，利用蚀刻使显微组织呈现出来。用光学显微镜对蚀刻后的观察面进行观察。每个视野设为40000μm

[关于特定硬度区域]

本实施方式中，将中央平行部硬化层3H之中以维氏硬度计为480HV以上的区域定义为“特定硬度区域”。如上所述，中央平行部硬化层3H的极限硬度以维氏硬度计为350HV。即，特定硬度区域是指，中央平行部硬化层3H之中硬度特别高的区域。

本实施方式中，特定硬度区域可以通过以下的方法来确定。将荷重设为2.9N，以0.1mm间距对本实施方式的中央平行部硬化层3H实施依据JIS Z2244(2009)的维氏硬度试验，测定维氏硬度(HV)。例如，可以与铁道用车轴1的中心轴C1垂直的方式进行切断，对所得到的面，从中央平行部3的表面沿铁道用车轴1的径向(深度方向)测定维氏硬度(HV)。基于如此得到的硬度推移曲线，确定自铁道用车轴1的表面起以维氏硬度计为480HV以上的区域。将所确定的维氏硬度480HV以上的区域定义为特定硬度区域。

[关于位错密度]

对于本实施方式的铁道用车轴1，在中央平行部硬化层3H之中的维氏硬度为480HV以上的区域中，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

如上所述，特定硬度区域是中央平行部硬化层3H之中硬度特别高的区域。因此，特定硬度区域的位错密度容易变高。另一方面，位错受到反复的应力而在钢材中移动，有可能成为裂纹的起点。即认为，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ越高，则越容易产生裂纹的起点，疲劳强度越容易降低。因此，本实施方式的铁道用车轴1在中央平行部硬化层3H之中，将特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ设为2.5×10

本实施方式中，中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中的基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ的优选上限为2.4×10

本实施方式的铁道用车轴1中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ可以通过以下的方法求出。自本实施方式的铁道用车轴1的中央平行部3，通过上述方法确定出特定硬度区域。由特定硬度区域制作用于测定位错密度的试验片。试验片的大小没有特别限定，例如，相对于铁道用车轴1而言为周向10mm×轴向20mm×径向5mm。试验片的厚度方向为铁道用车轴1的径向(深度方向)。在该情况下，试验片的观察面是相对于铁道用车轴1为周向10mm×轴向20mm的面。

对试验片的观察面进行机械研磨，进一步进行电解研磨，去除表层的应变。对于电解研磨后的观察面，基于X射线衍射法(XRD)得到衍射曲线。XRD中，射线源设为CoKα线，管电压设为30kV，管电流设为100mA。并且，将衍射角(2θ)设为45～105度的范围，以0.02度间距，按每个点0.6秒进行测定。需要说明的是，与衍射角相当的峰位置的校正可以通过使用Si标准板来确认特定面的衍射峰位置相对于基准位置是否有偏离来进行。另外，对于半值宽度，通过将LaB

基于所得到的衍射曲线，对(110)、(211)和(220)衍射面分别求出峰位置(2θ)和半值宽度(B’)。基于所求出的各衍射面的峰位置(2θ)、各衍射面的半值宽度(B’)和Williamson-Hall公式(式(2))，求出非均匀应变ε。

B’×cosθ/λ＝0.9/D+2ε×sinθ/λ (2)

其中，式(2)中，θ表示衍射角度，λ表示X射线的波长(0.1788965nm)，D：微晶直径。

更具体而言，基于所求出的各衍射面的峰位置(2θ)和各衍射面的半值宽度(B’)，求出B’×cos(θ)/λ和sin(θ)/λ。对于各个(110)、(211)以及(220)衍射面，将得到的B’×cos(θ)/λ描绘在纵轴、sin(θ)/λ描绘在横轴，通过曲线拟合而得到直线。基于所得到的直线的斜率(2ε)得到非均匀应变ε。基于所得到的ε、伯格斯矢量b和下式(3)，能够求出基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ(m

ρ＝14.4×ε

其中，式(3)中，b表示体心立方结构(铁)的伯格斯矢量(0.25nm)。

[关于(211)衍射面的半值宽度]

本实施方式的铁道用车轴1在中央平行部硬化层3H之中的维氏硬度为480HV以上的区域中，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B为1.34度以下。如上所述，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B是晶格的微观应变的指标。

如上所述，特定硬度区域在中央平行部硬化层3H之中硬度特别高，位错密度容易增高。因此，如上所述，在本实施方式中，将特定硬度区域中的基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ降低至2.5×10

因此，本实施方式的铁道用车轴1的中央平行部3中，母材部具有上述化学组成，中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

本实施方式的铁道用车轴1中，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B可以通过以下的方法求出。在与上述求出基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ时相同的条件下制作试验片，在与上述求出基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ时相同的条件下通过XRD得到衍射曲线。从所得到的衍射曲线中确定(211)衍射面的峰，求出其半值宽度。将求出的半值宽度定义为基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B。

[关于式(1)]

对于本实施方式的铁道用车轴1，在中央平行部硬化层3H之中的维氏硬度为480HV以上的区域中，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ与基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B满足式(1)。

(-4.8×10

其中，式(1)中的ρ以m

Fn1(＝(-4.8×10

因此，在本实施方式的铁道用车轴1的中央平行部3中，母材部具有上述化学组成，中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

[制造方法]

对本实施方式的铁道用车轴的制造方法的一例进行说明。

制造具有上述化学组成的钢水。使用钢水制造钢锭。对钢锭实施热锻，制造具有车轴形状的粗制品。热锻时的钢锭的加热温度为公知的温度范围即可。加热温度例如为1000～1300℃。对制造的粗制品实施淬火和回火处理、或者正火处理。

在实施淬火和回火处理的情况下，淬火处理和回火处理的上限为公知的条件即可。具体而言，淬火处理中将淬火温度设为A

根据需要，对已实施淬火回火处理或正火处理的粗制品实施机械加工。之后，对粗制品实施高频淬火处理和回火处理。下面，对高频淬火处理及回火处理进行详细说明。

[关于高频淬火处理]

高频淬火处理中，通过高频加热，使粗制品的表层部分达到比A

高频淬火处理可以使用公知的高频加热装置和公知的冷却装置来实施。例如，作为高频加热装置，可以使用圆环状的高频加热装置，作为冷却装置，可以使用圆环状的冷却装置。在该情况下，通过将铁道用车轴1的中心轴C1与圆环状的高频加热装置及圆环状的冷却装置同轴配置，从而能够高效地对铁道用车轴1的配合部2及中央平行部3的表面实施高频淬火处理。

本实施方式的高频淬火处理只要在高频加热中能够将粗制品的表层部分加热到A

本实施方式的高频淬火处理中，冷却时适当控制冷却速度。其中，如果淬火时的冷却速度过慢，则有时配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H无法形成马氏体及贝氏体主体的显微组织，无法在制造的铁道用车轴1中充分提高配合部硬化层2H及中央平行部硬化层3H的硬度。因此，在现有的高频淬火中，高频淬火时的冷却会实施急冷。另一方面，由于通过高频加热而加热至高于A

而且在本实施方式的高频淬火处理中，仅对粗制品的表层部分进行加热、冷却。其结果，所制造的铁道用车轴1形成有配合部硬化层2H、中央平行部硬化层3H和母材部BM。即，在本实施方式的高频淬火处理中，仅粗制品的一部分经加热后被急冷。因此，本实施方式的高频淬火与使用热处理炉等对钢材整体进行加热后急冷的淬火相比，冷却速度容易变快。

举出具体例，对利用高频淬火处理仅对表层部分进行加热后进行冷却时的冷却速度进行说明。专利文献4(日本特开2007-321190号公报)中公开了一种疲劳特性优异的钢材的制造方法。专利文献4的第[0051]段中记载了：优选将高频淬火时的冷却速度设为200℃/秒以上。更具体而言，参照专利文献4的第[0054]段及表2-1～2-3，其公开了：在将硬化层深度设为2～7mm左右的情况下，高频淬火的加热保持后的冷却速度为1000℃/秒。

此外，非专利文献1中公开了高频淬火处理中的500～200℃的范围的冷却速度。具体而言，非专利文献1的第5页所记载的图13～图15示出了高频淬火处理中的从加热开始起的时间(秒)与工件(被加热材料)的温度(℃)的关系。参照非专利文献1的图13～15，工件冷却时，从500℃达到200℃为止所花费的时间均为2秒以下。即，非专利文献1的图13～15示出了，在高频淬火处理中，在500～200℃的范围的冷却速度在多个测定点均为150℃/秒以上。

由此，现有的高频淬火处理是以非常快的冷却速度进行急冷。而本实施方式的高频淬火处理是控制从到达Ms点前的500℃至通过Mf点后的200℃为止的冷却速度，进行调整以避免位错密度ρ变得过高。具体而言，本实施方式的高频淬火处理中将在500～200℃的范围的冷却速度CR降低为80℃/秒以下。其结果，在所制造的铁道用车轴1的中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中，能够将基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ降低至2.5×10

在500～200℃的范围的冷却速度CR的优选上限为60℃/秒、进一步优选为50℃/秒、进一步优选为40℃/秒。另一方面，如上所述，若在500～200℃的范围的冷却速度CR过慢，有时无法形成马氏体及贝氏体主体的显微组织。因此，在本实施方式的高频淬火处理中，在500～200℃的范围的冷却速度CR的下限例如为10℃/秒。

需要说明的是，在500～200℃的范围的冷却速度CR可以通过使用K型热电偶测定粗制品的表面温度来求出。另外，调整500～200℃范围中的冷却速度CR的方法没有特别限定。例如，在利用喷淋水冷或喷雾水冷对粗制品进行冷却的情况下，通过调整喷淋或喷雾的水量，能够调整在500～200℃的范围的冷却速度CR。

[关于回火处理]

本实施方式中，对实施了高频淬火处理的粗制品实施回火处理。回火处理中，在粗制品的显微组织中发生ε碳化物的析出、位错的恢复(消失)以及晶格应变的降低。即，通过实施回火处理，能够使上述因高频淬火处理而提高的位错密度ρ和X射线衍射中的(211)面的半值宽度B均降低。

本实施方式的回火处理中，将由下式(A)定义的λ设为8600～10000。

λ＝T(log

其中，式(A)中的T以K代入回火温度，t以小时代入回火时间。

本说明书中，回火温度T(K)相当于实施回火的热处理炉的温度(K)。而且本说明书中，回火时间相当于铁道用车轴1在回火温度T(K)下保持的时间(小时)。

如果λ过小，则有时无法充分降低基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ和/或基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B。而如果λ过大，则基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ过低，有时无法在中央平行部硬化层3H得到以维氏硬度计为480HV以上的硬度。因此，在本实施方式的回火处理中将λ设为8600～10000。其结果，本实施方式的铁道用车轴1在中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中，能够将基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ降低至2.5×10

本实施方式的铁道用车轴1通过在中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中取得位错密度(即，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ)与晶格应变(即，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B)的平衡，从而提高中央平行部3的疲劳强度。另一方面，如上所述，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ会随着高频淬火处理中的500～200℃范围内的冷却速度而变化。另外，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ以及基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B会随着回火处理的λ而变化。因此，取得本实施方式的高频淬火处理与回火处理的平衡。

具体而言，在本实施方式的高频淬火处理和回火处理中，将由下式(B)定义的F设为90000～400000。

F＝CR×λ(B)

其中，式(B)中的CR以℃/秒代入在500～200℃的范围的冷却速度，λ代入由式(A)定义的λ。

如果F过小，中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B有时会变得过高。而如果F过大，Fn1有时会小于1.00。因此，本实施方式中将F设为90000～400000。其结果，本实施方式的铁道用车轴1能够在中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中，将基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ降低至2.5×10

将实施了回火处理的粗制品冷却至室温。在这种情况下，回火处理后的冷却没有特别限定。例如，可以对回火处理后的粗制品自然冷却至室温。也可以对实施了回火处理的粗制品进一步实施最终的机械加工。即，机械加工是任选的处理工序。需要说明的是，在实施机械加工的情况下，在能够确保所需深度的硬化层的范围内，实施机械加工(车削以及研磨)。通过以上的工序，能够制造本实施方式的铁道用车轴1。

上述的铁道用车轴1的制造方法为本实施方式的铁道用车轴1的制造方法的一例。因此，只要能够制造出配合部2及中央平行部3的母材部BM的化学组成中的各元素在上述范围内、中央平行部硬化层3H的特定硬度区域中基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

下面，通过实施例对本实施方式的铁道用车轴1的效果进行更具体的说明。以下的实施例中的条件是为确认本实施方式的铁道用车轴1的可实施性及效果而采用的一个条件例。因此，本实施方式的铁道用车轴1不限于这一个条件例。

实施例1

实施例1中制造铁道用车轴1，并对中央平行部3的疲劳强度进行评价。具体而言，制造钢水，该钢水具有C：0.26％、Si：0.29％、Mn：0.69％、P：0.012％、S：0.006％、Cr：1.11％、Mo：0.26％、N：0.0036％、O：0.0019％、Al：0.032％以及余量为Fe和杂质的化学组成。由所制造的钢水制造钢锭。将钢锭加热至1250℃后，进行热锻，制造图3所示的车轴形状的粗制品10。图3是本实施例中的粗制品的截面图。粗制品10具备：一对配合部20和配置于一对配合部20之间的中央平行部30。

对各试验编号的粗制品10实施淬火及回火。淬火时的热处理温度设为高于钢的A

对回火后的粗制品10实施高频淬火处理。对图3所示的粗制品10中影线所示的区域实施高频淬火处理。高频淬火时的淬火温度为各试验编号的钢的A

[表1]

表1

对实施了高频淬火的各试验编号的粗制品10实施回火处理。将对各试验编号的粗制品10实施的回火处理中的回火温度(℃)以“T(℃)”、回火时间以“t(小时)”示于表1。而且，由对各试验编号的粗制品10实施的回火中的回火温度T(℃)、回火时间t(小时)和上述式(A)，求出λ(＝(273+T)×(log

对实施了高频淬火处理的粗制品10实施机械加工，制造图4所示的铁道用车轴1。图4是本实施例中的铁道用车轴的侧视图。各试验编号的铁道用车轴1具备一对配合部2和中央平行部3。各配合部2的宽度为200mm，直径D

[评价试验]

对制造的铁道用车轴1，实施以下说明的X射线衍射测定试验以及疲劳试验。

[X射线衍射测定试验]

自制造的各试验编号的铁道用车轴1的中央平行部硬化层3H，确定出特定硬度区域。由各试验编号的中央平行部硬化层3H的特定硬度区域，制作X射线衍射测定试验用的试验片。试验片的大小为铁道用车轴1的周向10mm×轴向20mm×径向5mm。将周向10mm×轴向20mm作为观察面，对观察面实施机械研磨和电解研磨，通过上述方法来实施X射线衍射测定。测定中使用X射线衍射装置，测定条件设为CoKα特征X射线、管电压30kV、管电流100mA。与衍射角相当的峰位置的校正通过使用Si标准板来确认特定面的衍射峰位置相对于基准位置是否有偏离来进行。另外，对于半值宽度，通过将LaB

由所得到的Co-Kα特征X射线衍射曲线，求出(110)、(211)、(220)面的峰位置(2θ)和半值宽度(B’)，使用上述式(2)和式(3)求出试验片的位错密度ρ(10

由所得到的Co-Kα特征X射线衍射曲线，进一步确定出(211)衍射面的峰，求出其半值宽度。将求出的各试验编号的基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B(度)以“半值宽度B(度)”示于表1。进而，在各试验编号中，由基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ(10

[疲劳试验]

图5是本实施例中的铁道用车轴1的疲劳试验装置的示意图。参照图5，在各试验编号的铁道用车轴1的单侧的配合部2A压入相当于车轮的夹具200。对相当于车轮的夹具200进行固定。由此，使铁道用车轴1形成悬臂状态。实施弯曲疲劳试验，在铁道用车轴1中从已被固定的配合部2A的内侧端起700mm内侧(图5中的点P)位置，以与铁道用车轴1的中心轴C1方向垂直的朝向反复施加载荷。作为试验机，使用鹭宫制作所制电液压伺服型疲劳试验机(荷重容量500kN)。

试验条件设为应力比-1的交变载荷，频率设为1～3Hz。重复次数以5×10

对各试验编号的铁道用车轴1负载如上述确定的试验应力(即，试验编号1-1的疲劳极限)以实施疲劳试验。试验条件设为与上述的条件相同，重复次数以5×10

[评价结果]

参照表1，试验编号1-1的铁道用车轴1基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

另一方面，试验编号1-2的铁道用车轴1在高频淬火时的500～200℃的范围的冷却速度CR(℃/秒)过快。而且，高频淬火处理及回火处理中的F过高。其结果，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ超过2.5×10

试验编号1-3的铁道用车轴1的回火条件中的λ过低。其结果，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B超过1.34度。其结果，在疲劳试验中，不具有优异的疲劳强度。

试验编号1-4的铁道用车轴1在高频淬火处理及回火处理中的F过高。其结果，Fn1小于1.00。其结果，在疲劳试验中不具有优异的疲劳强度。

实施例2

实施例2中，制作模拟铁道用车轴1的试验片，对中央平行部的疲劳强度进行评价。具体而言，制造具有表2中记载的化学组成的钢水。其中，表2中的“-”是指对应元素的含量为杂质水平。具体而言，Cu、Ni、V含量中的“-”是指各元素的含量低于0.01％。Al含量中的“-”是指Al含量低于0.002％。Ti及Nb含量中的“-”是指各元素的含量低于0.001％。B及Ca含量中的“-”是指各元素的含量低于0.0001％。

[表2]

由钢编号1～8的钢水制造钢锭。对于钢编号1，将钢锭加热至1250℃后，进行热锻，制造图3所示的车轴形状的粗制品10。对于钢编号2～8，将钢锭加热至1250℃后，进行热锻，制造直径180mm×长度300mm的粗制品。这是设定为与图3所示的车轴形状的中央平行部30的直径大致相同的形状。对各钢编号的粗制品10实施淬火及回火。淬火时的热处理温度设为高于钢的A

由各钢编号的粗制品制作各试验编号的供试材料。供试材料100具有图6所示的形状。图6是本实施例中使用的供试材料的截面图。对各试验编号的供试材料100实施高频淬火。高频淬火以使供试材料100全部形成硬化层的方式来实施。高频淬火时的淬火温度为各试验编号的钢的A

[表3]

表3

对实施了高频淬火的各试验编号的供试材料100实施回火。将对各试验编号的供试材料100实施的回火中的回火温度(℃)以“T(℃)”、回火时间以“t(小时)”示于表3。而且，由对各试验编号的供试材料100实施的回火中的回火温度T(℃)、回火时间t(小时)和上述式(A)，求出λ(＝(273+T)×(log

[评价试验]

对各试验编号的疲劳试验片500，实施以下说明的X射线衍射测定试验以及疲劳试验。

[X射线衍射测定试验]

由制造的各试验编号的疲劳试验片500，制作X射线衍射测定试验用的试验片。试验片的大小为铁道用车轴1的周向10mm×轴向20mm×径向5mm。将周向10mm×轴向20mm作为观察面，对观察面实施机械研磨和电解研磨，通过上述方法来实施X射线衍射测定。测定中使用X射线衍射装置，测定条件设为CoKα特征X射线、管电压30kV、管电流100mA。与衍射角相当的峰位置的校正通过使用Si标准板来确认特定面的衍射峰位置相对于基准位置是否有偏离来进行。另外，对于半值宽度，通过将LaB

由所得到的Co-Kα特征X射线衍射曲线，求出(110)、(211)、(220)面的峰位置(2θ)和半值宽度(B’)，使用上述式(2)和式(3)求出试验片的位错密度ρ(10

进而，在各试验编号中，由基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ(10

[疲劳试验]

对各试验编号的疲劳试验片500，实施小野式旋转弯曲疲劳试验。试验频率设为60Hz、室温(25℃)并在大气气氛中，实施直至重复数1×10

[评价结果]

参照表2和表3，试验编号2-1～2-8的供试材料100基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ为2.5×10

另一方面，试验编号2-9的供试材料100在高频淬火时的500～200℃的范围的冷却速度CR(℃/秒)过快。而且，高频淬火处理及回火处理中的F过高。其结果，基于Co-Kα特征X射线衍射结果而得到的位错密度ρ超过2.5×10

试验编号2-10的供试材料100的回火条件中的λ过低。其结果，基于Co-Kα特征X射线衍射的(211)衍射面的半值宽度B超过1.34度。其结果，标准化疲劳极限低于1.50，不具有优异的疲劳强度。

试验编号2-11和2-12的供试材料100在高频淬火处理和回火处理中的F过高。其结果，Fn1小于1.00。其结果，标准化疲劳极限低于1.50，不具有优异的疲劳强度。

以上，对本公开的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式仅是用于实施本公开的例示。因此，本公开并不限于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可适当变更上述实施方式并进行实施。

附图标记说明

1铁道用车轴

2配合部

3中央平行部

2H 配合部硬化层

3H 中央平行部硬化层

BM 母材部