(57)【要約】      （修正有）【課題】  強度，加工性，耐反り性及び耐摩耗性を有しながら、従来材よりも優れた耐食性も兼備するディスクブレーキロータを低コストで提供する。【解決手段】  C：0.01〜0.10質量％，Si：0.2〜1.0質量％，Mn：2.0質量％以下，P：0.06質量％以下，S：0.01質量％以下，Ni：0.5〜7.0質量％，Cr：15.0超え〜20.0質量％，N：0.005〜0.10質量％を含有し、必要に応じて、Cu：2.0質量％，Mo：2.0質量％のいずれか又は両者を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、γmax＝420Ｃ−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo＋9Cu＋470Ｎ＋189と定義されるγmax値が50以上となるように成分調整された化学組成を有し、さらに、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後にHV280以上の室温硬さを示し、粒界における粒径50nm以上の炭窒化物の分布量が粒界長さ1000nmあたり20個以下の組織を呈する。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
C：0.01〜0.10質量％，Si：0.2〜1.0質量％，Mn：2.0質量％以下，P：0.06質量％以下，S：0.01質量％以下，Ni：0.5〜7.0質量％，Cr：15.0超え〜20.0質量％，N：0.005〜0.10質量％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、γmax＝420C−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo＋9Cu＋470N＋189と定義されるγmax値が50以上となるように成分調整された化学組成を有し、
さらに、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときに、HV280以上の室温硬さを示し、
しかも、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときに、粒界における粒径50nm以上の炭窒化物の分布量が粒界長さ1000nmあたり20個以下の組織を呈するステンレス鋼で構成されていることを特徴とする耐食性に優れたディスクブレーキロータ。
【請求項２】
室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときの室温硬さがHV280以上であり、この硬さと、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときの室温硬さの差がHV20以下である請求項１に記載の耐食性に優れたディスクブレーキロータ。
【請求項３】
さらに、Cu：2.0質量％，Mo：2.0質量％のいずれか又は両者を含む請求項１又は２に記載の耐食性に優れたディスクブレーキロータ。  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車，トラックを始めとする四輪者、オートバイ等の二輪車、クレーンや耕運機などを始めとする工業・農業用機械等に適用される耐食性に優れたディスクブレーキロータに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ディスクブレーキは、ハブ部に装着されたディスクブレーキロータを油圧で制御したパッドで挟み込んで車体を制動するする機能を有している。制動時には、ディスクブレーキロータとパッドの間で摩擦が起こってその摩擦熱で昇温するなどの熱履歴を受け、さらには摩耗後に金属素材が表面に露出するため、ロータに用いられる素材には耐摩耗性，耐熱性及び高温時の耐反り性や耐食性が求められている。
【０００３】
従来より、自動車，車両運搬設備或いは電動輸送設備等のディスクブレーキには、鋳鉄製ディスクロータが用いられている。一方、二輪車には、ステンレス鋼製ロータが使用されるようにもなっている。
本出願人も、Cuに加えてMoとNbを複合添加した低C系のマルテンサイト系ステンレス鋼を用いることにより耐反り性を改善したブレーキディスクを特許文献１で、耐摩耗性に優れた摺動部材用Fe‐Cr‐Ni‐Cu合金をディスクブレーキ用のロータに適用することを特許文献２で提案してきた。
【特許文献１】特開2003‐147491号公報
【特許文献２】特開2003‐13187号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ところで、鋳鉄製ディスクは、耐摩耗性に優れるものが低コストで得られる等のメリットはあるが、重量が嵩むばかりでなく衝撃値が低いというデメリットがある。しかも延性が低いためにプレス加工法を採用できず、個々の製品毎に鋳型を作製して鋳造する鋳造法によらざるを得ない。さらに、鋳鉄製ディスクは、湿潤雰囲気では短時間に腐食して赤錆が発生するという問題もある。
【０００５】
また、上記特許文献１で紹介したブレーキディスク、或いは特許文献２で紹介したFe‐Cr‐Ni‐Cu合金製ディスクブレーキロータでは、従来から用いられている素材に付随する種々の問題が解消され、ディスクブレーキの性能面においても信頼性が向上している。しかしながら、昨今、ウォーターフロント地域で使用或いは走行される産業機械や車両での高耐久性が求められており、また多種多様の使用環境に曝される一般車両においてもさらなる安全性の向上が求められている。
【０００６】
これに付随して、ロータ材に求められる耐食性はますます厳しくなる傾向にあり、上記特許文献で紹介した素材で製造されたロータでも、必ずしも対応できない場合が生じている。
そこで、本発明は、このような耐食性に関する高いニーズに答えるべく案出されたものであり、ディスクブレーキロータとして不可欠な強度，加工性，耐反り性及び耐摩耗性を有しながら、従来材よりも優れた耐食性も兼備する材料からなるディスクブレーキロータを低コストで提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の耐食性に優れたディスクブレーキロータはその目的を達成するためC：0.01〜0.10質量％，Si：0.2〜1.0質量％，Mn：2.0質量％以下，P：0.06質量％以下，S：0.01質量％以下，Ni：0.5〜7.0質量％，Cr：15.0超え〜20.0質量％，N：0.005〜0.10質量％を含有し、さらに必要に応じて、Cu：2.0質量％，Mo：2.0質量％のいずれか又は両者を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、γmax＝420Ｃ−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo＋9Cu＋470Ｎ＋189と定義されるγmax値が50以上となるように成分調整された化学組成を有し、さらに、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときに、HV280以上の室温硬さを示し、しかも、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときに、粒界における粒径50nm以上の炭窒化物の分布量が粒界長さ1000nmあたり20個以下の組織を呈するステンレス鋼で構成されていることを特徴とする。
【０００８】
また、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときの室温硬さがHV280以上であり、この硬さと、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷したときの室温硬さの差がHV20以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のディスクブレーキロータは、優れた耐反り性や耐摩耗性等の機能を有しつつ、従来品よりもはるかに優れた耐食性を兼備しているので、今後ますます厳しくなる使用環境でも優れた耐久性を発揮し得るディスクブレーキロータを低コストで提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者等は、ディスクブレーキロータの耐食性を高め、耐久性を向上させるための手段について種々検討を重ねてきた。
その結果、優れた耐食性を安価に得るには、Cr含有量の高いステンレス鋼を用いることが効果的であり、さらにディスクブレーキロータとしての耐摩耗性や強度を向上させるには、固溶強化能の高いCやNを多く含有させることが有効であることを見出した。
ただし、単にC，N，Cr含有量の調整のみではディスクブレーキロータ材としての加工性や耐反り性は得られず、さらに、例えCr含有量を多くしても製品として使用する際に耐食性が極端に劣化する場合があった。また、ディスクブレーキロータ材としての強度・耐食性評価が可能な素材状態にするための熱処理条件が明確でなく、的確にこれらの評価をすることが困難であった。
【００１１】
そこで、ディスクブレーキロータ材として優れた耐食性を付与する手段、並びにロータ材として的確な強度・耐食性評価ができる素材熱処理条件についても鋭意研究を重ねた。
その結果、ディスクブレーキロータのほぼ最高使用温度である600℃付近まで昇温し、一定範囲の速度で冷却した後の室温硬さ並びに析出物の分布形態を調べることで、ディスクブレーキロータ材としての強度・耐食性評価が可能となり、また、粒界における炭窒化物量を規制することで良好な耐食性が得られることが明らかとなった。
さらに、各成分バランスを調整して高強度を確保することにより、ディスクブレーキロータとして優れた加工性，耐反り性，耐摩耗性及び耐食性を兼備した材料が得られることが判明した。
【００１２】
以下に、本発明のディスクブレーキロータを構成した素材の合金成分，含有量等について詳述する。なお、各元素の含有量を表す「％」は特に示さない限り「質量％」を意味する。
【００１３】
C：0.01〜0.10％
Cは、強力なオーステナイト生成元素であるとともに、固溶強化能の非常に高い元素である。AC1点以上の加熱及び冷却後にマルテンサイト組織を得てディスクブレーキ材として不可欠な耐反り性及び耐摩耗性を付与する上で極めて有効な元素である。これらの効果はC含有量が0.01％以上で現れる。ただし、0.1％を超えて多量に含有させると、製品使用時にパットとの摩擦熱で昇温した後の粒界における炭窒化物の分布量が多くなり、耐食性が低下する。したがって、C含有量は0.01〜0.1％とした。
【００１４】
Si：0.2〜1.0％
Siは、通常脱酸目的で添加される。フェライト或いはマルテンサイトを強化する上でも有効な元素である。この効果は0.2％以上の含有で顕著になる。しかし、2.0％を超えて添加すると、加工性低下を招くとともに、耐食性を劣化させる原因にもなる。したがって、Si含有量は0.2〜1.0％の範囲とする。
【００１５】
Mn：2.0％以下
Mnは、オーステナイト生成元素でありマルテンサイト組織を得る上で有効な元素である。しかし、過度の含有は耐食性を低下させる。このため、Mn含有量の上限は2.0％に制限される。特に好ましいMn含有量の範囲は0.2〜0.8％の範囲である。
【００１６】
P：0.06％以下
Pは固溶強化能の高い元素である。しかし多量の含有はりん化合物の形成等により耐食性を低下させる。したがってPは低いほど好ましく、本発明では0.06％以下に制限した。
S：0.01％以下
Sは硫化物を形成して耐食性に悪い影響を及ぼすとともに、熱間圧延時に耳割れを起こすことがある。したがってSも低いほど好ましく、本発明では0.01％以下に制限した。
【００１７】
Ni：0.5〜7.0％
Niは、Mnと同様にオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト組織を得て高強度化するのに有効である。また、Cの一部をNiで置換することでCの多量の含有を抑制できる。ただし、7.0％を超えて多量に添加すると、多量の残留オーステナイトを生成させるため、所望の強度が得られなくなる。またNiは高価であるためにコストの上昇を招き、経済的に不利になる。したがって、Ni含有量は0.5〜7.0％の範囲とする。
【００１８】
Cr：15.0超え〜20.0％
Crは、耐食性を付与する上で必須の元素である。苛酷な使用環境化でも耐食性を保持させるために、本発明では15.0％を超えて含有させることとした。しかし、20.0％を超えてCrを含有させると、フェライト相或いはオーステナイト相が多量に残留してしまい、高強度の達成が困難になって、ディスクブレーキロータ材として必要な耐摩耗性や耐反り性が得られなくなる。したがって、Cr含有量は15.0超え〜20.0％の範囲に規定した。
【００１９】
N：0.005〜0.10％
Nは、Cと同様にオーステナイト生成元素であるとともに、強度を高める上で重要な元素である。また、Cの一部をNで置換してCの多量添加を抑制することにより、製品使用時の炭窒化物の生成を抑制することができる。このNの効果は0.005％以上の含有で顕著に現れるとともに、0.005％未満にN量を低減することは製鋼上困難を伴うことから、本発明ではN量の下限を0.005％に規定した。一方、0.10％を超えて多量に含有させると、C量を調整しても炭窒化物が生成し易くなり、耐食性を損なうことにもつながる。したがって、N含有量の上限は0.10％に規定した。
【００２０】
Cu：2.0％以下
Cuは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相を確保する上で必要に応じて添加される。しかし、過剰の添加は耐食性の劣化につながることがあるので、添加する場合には、2.0％を上限とする。
Mo：2.0％以下
Moは耐食性向上を目的として必要に応じて添加される。しかし、過剰の添加は熱間加工性の低下や鋼材コスト上昇の原因となって、経済的に不利である。したがって、添加する場合には、2.0％を上限とする。
【００２１】
本発明では、熱間加工性の向上を目的として、CaやREM（希土類元素）を含有させてもよい。含有させる場合には、耐食性や加工性を損なうことなく、これらの元素の効果を有効に得るためにそれぞれ0.001〜0.015％の範囲とすることが好ましい。
【００２２】
γmax：50以上
以上の成分元素の規定に加え、下記式で規定されるγmax値が50以上になるように調整される。
γmax＝420C−11.5Si＋7Mn＋23Ni−11.5Cr−12Mo＋9Cu＋470N＋189
ここで、γmaxとは、仕上焼鈍後の金属組織中に含まれるマルテンサイト量の指標であって、この値が高いほどマルテンサイト量が多く、高強度が得られる。この値が50に満たないように成分調整されると、ディスクブレーキロータ材としての耐摩耗性や耐反り性が不十分になることがある。したがって、本発明ではγmax値を50以上に規定した。
【００２３】
本発明ではさらに、室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷する熱処理を施した後の室温硬さがHV280以上である必要がある。
本明細書中では、この熱処理をこの後工程Aと記すことにするが、この工程Aは、ディスクブレーキロータが、例えば大型バイクなどに取り付けられて使用される際に、ブレーキパッドとの接触面が受ける昇温速度（50±5℃／秒）及び最高到達温度（600±10℃）を模したものである。600±10℃の最高到達温度に達した後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却するとは、つまり、600±10℃から炭窒化物を生成させることなく急冷させた場合を想定するものであり、この場合の硬さがHV280を下回ると耐摩耗性及び耐反り性が不十分になる場合がある。したがって、工程A後の室温硬さをHV280以上に規定した。
【００２４】
実機製品においては、最高温度に到達後の冷却速度は前記工程Aよりも遅く、大よそ200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度であることが、本発明者等の度重なる実験により明らかになった。そこで、この熱履歴、すなわち室温から600±10℃まで50±5℃／秒で昇温し、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却した後に室温まで放冷する熱処理を、本明細書中で工程Bと記すことにするとき、この工程Bの冷却過程で、粒界或いは粒内に一部炭窒化物が析出する場合がある。
【００２５】
本発明者等は、この炭窒化物が耐食性に悪影響を及ぼす分布形態について種々検討した。その結果、粒径50nm以上の炭窒化物が粒界長さ1000nmあたり20個を超える場合に耐食性への影響が顕著であることを突き止めた。
そこで、本発明では、工程Bの後の粒界における粒径50nm以上の炭窒化物の分布量が粒界長さ1000nmあたり20個以下と規定した。
なお、粒界炭窒化物の分布量がこの規定範囲内であれば、粒内に析出した炭窒化物は耐食性に影響を及ぼさないことも確認している。
【００２６】
上記工程Bの後の金属組織が前記のように調整された場合、炭窒化物の生成量が少ないために工程Aの急冷を施した場合に近い硬さが得られる。
そこで、本発明者等は工程B後の耐食性に影響を及ぼさない金属組織と室温硬さの対応に着目し、工程Aの後と工程Bの後の室温硬さの差異について鋭意検討を重ねた。その結果、両者の差がHV20以内であれば問題ないことが明らかになった。つまり、優れた耐食性を維持する上では、工程Aの後と工程Bの後の室温硬さの差がHV20以下にすることが好ましいことがわかった。
【実施例】
【００２７】
表１に示す化学組成の鋼材を真空溶解炉で溶製し、鍛造，熱延にて板厚3.5mmの熱延板を製造した。
表１において、A1〜A6鋼が本発明で規定する化学成分を有する本発明鋼，B1〜B7鋼が比較鋼，C1鋼が従来鋼である。表１にはγmaxの値も付記した。
B1鋼はγmaxが本発明で規定する範囲より低く、B2，B3，B4，B5鋼はそれぞれC，N，Ni，Cr含有量が本発明で規定する範囲より高い。B7鋼はCr含有量が本発明で規定する範囲より低い。B6鋼は各元素の含有量は本発明で規定する範囲内にあるが、CとNの含有量の総和が比較的に多いため、後述するように粒界における炭窒化物分布量が本発明で規定する範囲より多くなる。
【００２８】
2006089766.tif 000002
【００２９】
本発明鋼，比較鋼及び従来鋼の熱延板に780℃で12hのバッチ焼鈍を施し、炉冷した。熱延板より外径250mm，内径120mmにディスクブレーキロータ原板を、各鋼よりそれぞれ数枚打抜き加工し、その後、加圧した状態で高周波により1030℃に昇温後直ちに水冷する焼鈍を施し、さらに表面を板厚3mmまで研削して試験用ディスクロータを得た。その際、ディスクロータを水平盤上に置いたときの表面全体における水平盤からの浮き上がり量、つまり平坦度が0.1mm未満になるように調整した。
【００３０】
試験用ディスクロータの内の各１枚について、室温から600±10℃まで昇温速度50±5℃／秒で昇温、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで100℃／秒以上の冷却速度で冷却、その後室温まで放冷する工程A、及び室温から600±10℃まで昇温速度50±5℃／秒で昇温、600±10℃に到達後直ちに200±10℃まで1.2±0.2℃／秒の冷却速度で冷却、その後室温まで放冷する工程Bを施したディスクロータより20mm角の試験片を切り出し、ビッカース硬さ計を用いて荷重20kgで室温における硬さを測定した。
なお、加熱方式は高周波誘導加熱であり、試料表面に取り付けた熱電対を用いて試料の表面温度を測定し、昇温速度，到達温度，及び冷却速度・温度を制御した。
【００３１】
工程B後のディスクロータから切り出した切板より薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて150000倍で粒界を観察し、最大径が50nm以上の炭窒化物の個数を50000倍でカウントした。
なお、炭窒化物の同定は、EDX分析並びに回折パターンの解析により行った。10視野について観察し、カウントすることにより、粒界1000nmあたりに存在する径50nm以上の炭窒化物の個数を算出した。
【００３２】
試験用ディスクロータから直径5mmの円柱状試験片を採取し、ピンオンディスク型摩擦摩耗試験機のピン側に取り付け、炭化ケイ素粉末を塗布した研磨紙をディスク側に貼り付け、円柱状試験片に40Nの荷重を加えて0.7mm／秒の摩擦速度で摩耗試験を行った。摩耗距離が0.5kmに達したときに摩擦摩耗試験機から試験片を取り出して摩耗量を測定した。摩耗量が従来鋼よりも少ない場合を○、多い場合を×として評価した。
【００３３】
また、試験用ディスクロータについて、工程Bの加熱・冷却を施して200℃まで冷却後即座に工程Bの過熱・冷却を繰返した。1000サイクル繰返す加熱・冷却試験を施した後、室温下常盤上での反り高さ、つまり平坦度を測定した。この平坦度が0.2mm以下であれば○、0.2mmを超える場合には×として耐反り性を評価した。
さらに、工程Bを１サイクル施した後のディスクロータについて、JIS Z2371で規定されている中性塩水噴霧試験を行った。300h後に発銹が認められなかったものを○、僅かでも認められたものを×として耐食性を評価した。
表２に、各ステンレス鋼の表面硬さ，炭窒化物分布量，耐摩耗性・耐反り性・耐食性の評価結果を併せて示す。
【００３４】
表２の結果にみられるように、本発明鋼では工程A後にHV294以上の室温硬さ、工程B後にHV284以上の室温硬さ、最大HV17の両者の差が得られ、径50nm以上の炭窒化物の分布量は粒界1000nmあたり18個以下に抑えられている。このために、耐摩耗性，耐反り性，耐食性のいずれの点でも良好な評価結果が得られている。
これに対して、比較鋼や従来鋼では、耐摩耗性，耐反り性，耐食性のいずれかの評価が不良であった。γmaxが本発明で規定した値よりも小さいB1鋼では、工程A後の室温硬さがHV271と低く、このために耐反り性や耐摩耗性が劣っていた。C或いはN含有量が本発明範囲よりも多いB2，B3鋼では、炭窒化物の分布量が粒界1000nmあたり20個を超えているために耐食性が不良になっている。B6鋼は前述したとおり、各合金元素量は規定の範囲内であるが、C及びN含有量の総和が比較的高いために炭窒化物分布量が多くなっており、このために良好な耐食性が得られなかった。B4鋼はNi含有量が本発明で規定する範囲を超えているために多量のオーステナイト相が残留し、工程A後の室温硬さがHV261と低かった。B5鋼はγmaxが50以上になるようにC，N及びNi量等をバランスして調整しているがCr含有量が多すぎるために、一部オーステナイト相が残留し、工程A後の室温硬さがHV269と低かった。B4，B5鋼とも、硬さが低いために、耐摩耗性及び耐反り性のいずれの点でも不十分であった。B7鋼及び従来鋼であるC1鋼はCr含有量が本発明で規定する範囲よりも少ないために、耐食性が不十分であった。
以上の通り、本発明で規定した範囲に各合金元素量，硬さ並びに金属組織を調整した鋼を用いることにより、必要な耐反り性や耐摩耗性を有しつつ、従来品では不足していた耐食性に優れるディスクブレーキロータが安価に得られることが確認できた。
【００３５】
2006089766.tif 000003