(57)【要約】【課題】本発明の目的は、摩擦力の大きい鉄基材料であって、長期間使用しても摩擦力の低下が少ない高強度鉄基材料を提供することにある。また、他の目的は、上記鉄基材料を確実に製造できる方法を提供することにある。【解決手段】鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料において、前記化合物が炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種であると共に、前記化合物の平均面積分率が５〜３０面積％であり、当該鉄基材料の断面における最大径が２μｍ以上である前記化合物の包絡周囲長をＬ、該化合物の実際周囲長をＭとしたときの周囲長比（Ｌ／Ｍ）が０．８０以下である化合物の存在率が、最大径が２μｍ以上の化合物全体に占める比率で５０個数％以上である摩擦力の大きい高強度鉄基材料。【選択図】  図３
2004211152.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料において、
前記化合物が炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種であると共に、
前記化合物の平均面積分率が５〜３０面積％であり、
当該鉄基材料の断面における最大径が２μｍ以上である前記化合物の包絡周囲長をＬ、該化合物の実際周囲長をＭとしたときの周囲長比（Ｌ／Ｍ）が０．８０以下である化合物の存在率が、最大径が２μｍ以上の化合物全体に占める比率で５０個数％以上であることを特徴とする摩擦力の大きい高強度鉄基材料。
【請求項２】
前記最大径が２μｍ以上の化合物全体のうち、最大径が８μｍを超える化合物の存在率が前記化合物全体に占める比率で１０個数％未満である請求項１に記載の高強度鉄基材料。
【請求項３】
鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料を製造する方法において、
前記化合物として炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む溶融鉄を、
凝固開始温度〜１０００℃の区間を平均速度５０℃／秒以上で急冷することを特徴とする摩擦力の大きい高強度鉄基材料の製法。
【請求項４】
前記溶融鉄の冷却を、スプレーフォーミング法で行なう請求項３に記載の製法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、摩擦力の大きい高強度鉄基材料およびその製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や鉄道車両等のブレーキや、自動車のＣＶＴ、鉄道車両等の車輪などの部位には、高摩擦力で且つ高強度の特性が要求される。特に、鉄道車両等が急勾配の坂において加速や減速する際に、レールに対する車輪の摩擦力が小さいと車輪がレール上でスリップすることがあるため、この問題を解決すべく種々の技術が提案されている。
【０００３】
例えば特許文献１には、滑止め砂を車輪の下方へ向けて噴射してスリップを防止する車両用滑止め砂噴射装置が提案されている。しかしこの方式では、車両に当該噴射装置を新設しなければならないため、煩雑且つコスト高となる。また特許文献２には、粘着レールおよびラックレールのいずれも走行し得るようにした機関車に関して、ラックレールへの侵入時や歯車輪がラックレールと噛合わない場合のように歯車輪に過負荷が生じたときには、歯車輪を自由回転させるようにした機関車の駆動装置が提案されている。しかしこの場合は、ラックレールが備えられていない急勾配の坂では、車輪のスリップを防止できない。更に特許文献３には、複数のサーボモータによって駆動される電気車の走行安定性と牽引性能を向上させる技術が提案されている。この電気車の車輪外周部には、走行レールに対する粘着係数（μ）が高い材料（例えば、セラミック粒子分散強化アルミニウム基複合材料）で形成された環状の路面形成部材が嵌合固定されており、急勾配路での駆動力を高めている。しかし、アルミニウム基複合材料は元々強度が低く、長期間使用するとへたって変形してしまうため、車輪寿命が短く、メンテナンスが必要となる。
【０００４】
他方特許文献４には、高剛性材料として鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、５ａ族元素の１種以上と鉄との複合ホウ化物を分散した高剛性鉄基合金が開示されている。また特許文献５には、鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素のホウ化物を分散した高剛性鋼が開示されている。更に本出願人らも特許文献６として、鉄または鉄合金からなるマトリックス中に４ａや５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはそれらの複合化合物を所定量分散させてなる溶製された高剛性高靭性鋼を提案している。しかし、これらの技術は、材料の剛性や靭性の向上を目的として成されたものであり、摩擦力について全く考慮されていない。
【０００５】
そこで、本発明者らは、これらの問題を解決すべく先に特許文献７として摩擦力の大きい高強度鉄基材料および該材料を用いた部材に関する技術を提案している。この技術によって、長期間使用してもへたりが少なく、変形し難い高強度で、且つ、摩擦力の大きい鉄基材料を提供できる様になった。しかし、更に鋭意検討を重ねた結果、該材料を長期間使用すると摩擦力が徐々に低下するという新たな問題が生じることが分かった。
【０００６】
【特許文献１】
実開平７−１８９０７号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献２】
特開昭５４−１５５５１８号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献３】
特開２０００−５０４２１号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献４】
特開平７−２５２６０９号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献５】
特開２００１−５９１４６号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献６】
特開平１０−６８０４８号公報（「特許請求の範囲」参照）
【特許文献７】
特願２００２−２９０４２８号公報（「特許請求の範囲」、［００５４］参照）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、摩擦力の大きい鉄基材料であって、長期間使用しても摩擦力の低下が少ない高強度鉄基材料を提供することにある。また、他の目的は、上記鉄基材料を確実に製造できる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る摩擦力の大きい高強度鉄基材料とは、鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料において、前記化合物が炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種であると共に、前記化合物の平均面積分率が５〜３０面積％であり、前記鉄基材料の断面における最大径が２μｍ以上である前記化合物の包絡周囲長をＬ、該化合物の実際周囲長をＭとしたときの周囲長比（Ｌ／Ｍ）が０．８０以下である化合物の存在率が、最大径が２μｍ以上の化合物全体に占める比率で５０個数％以上である点に要旨を有する。
【０００９】
本発明では、前記最大径が２μｍ以上の化合物全体のうち、最大径が８μｍを超える化合物の存在率が前記化合物全体に対して１０個数％未満であることが好ましい。
【００１０】
また、本発明に係る摩擦力の大きい高強度鉄基材料を確実に製造できる方法とは、鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料を製造する方法において、前記化合物として炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む溶融鉄を、凝固開始温度〜１０００℃の区間を平均速度５０℃／秒以上で急冷する点に要旨を有する。この際に採用される溶融鉄の冷却法としては、スプレーフォーミング法が好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、様々な角度から検討してきた。その結果、鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素および５ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物が分散された鉄基材料において、該化合物の種類と含量を適切に制御すると共に、該化合物の形態を厳密に制御してやれば、上記課題が見事に解決されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の作用効果について説明する。
【００１２】
前述した如く本発明では、鉄基材料の摩擦係数を高めるため、鉄または鉄合金よりなるマトリックス中に、４ａ族元素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）および５ａ族元素（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）から選ばれる少なくとも１つの元素を含む化合物を分散させる必要がある。マトリックス中に分散させる上記化合物とは、４ａ族元素および５ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物であり、すなわち、１つの化合物中に、４ａ族元素および５ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、ホウ素および窒素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む化合物を指す。従って、１つの化合物中に、４ａ族元素および５ａ族元素よりなる群から選ばれる元素が２種以上含まれる炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物であっても構わない。また、マトリックスを構成するＦｅ元素が、前記化合物に固溶していてもよい。後述する如く、本発明に係る鉄基材料を溶製法で製造すると、前記化合物中へＦｅが固溶することがあるからである。
【００１３】
前記化合物としては、摩擦係数向上効果が大きく、また鋼中において安定に存在するという理由で、ＴｉＣ、ＴｉＢ２、ＴｉＮ、ＺｒＣ、ＺｒＢ２、ＺｒＮ、ＶＣ、ＶＢ２、ＶＮ、ＮｂＣ、ＮｂＢ２またはＮｂＮなどの何れかであることが好ましい。これらの化合物の中でも特に好ましいものはＴｉＢ２であり、該ＴｉＢ２を所定量含有させると、鉄基材料の強度も著しく高めることができる。
【００１４】
本発明では、マトリックス中に４ａ族元素および５ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１つの元素を含む炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を分散させることによって、鉄基材料の摩擦係数を向上させることができる。すなわち、マトリックス中に高剛性の粒子を分散させることで、該粒子が摩擦時の抵抗となり、鉄基材料の摩擦係数を高めることができる。
【００１５】
本発明では、マトリックス中に分散した前記化合物の含量を、平均面積分率で５〜３０面積％の範囲とすることが重要である。化合物含量が、平均面積分率で５面積％未満では、鉄基材料の摩擦係数を意図するレベルまで高めることができないので、５面積％以上含有させる必要がある。しかし、該化合物の含量が平均面積分率で３０面積％を超えると、材料の靭性が悪化するという別の問題が生じてくるので、化合物含量は３０面積％以下にしなければならない。より好ましくは、前記化合物を平均面積分率で１０面積％以上、２０面積％以下含有させることが望ましい。
【００１６】
マトリックス中における前記化合物の面積分率は、鉄基材料の断面を走査型電子顕微鏡を用いて４００倍以上の倍率で観察し、画像解析を行なうことによって求める。観察倍率を４００倍以上としたのは、これより低い倍率では観察精度が落ちるからである。但し、後述する様に、前記化合物の形態も合わせて測定する場合は、観察倍率を２０００倍程度とするのが好ましい。なお、観察視野の大きさは観察倍率に拠らず４０μｍ×５０μｍとし、観察視野数は１０視野とする。各観察視野内における前記化合物の面積分率を夫々測定して観察視野面積に対する平均面積分率を算出する。
【００１７】
上記の様に、マトリックス中に分散させる化合物の種類と含量を適切に制御すれば、鉄基材料の摩擦力を飛躍的に高めることができる。ところが、この鉄基材料を長期間使用すると、鉄基材料の摩擦係数が徐々に小さくなり、耐久性に劣ることが分かった。また、この鉄基材料の疲労特性は充分に満足できるものではなかった。そこで、本発明者らは、上記化合物を分散させた鉄基材料を長期間使用したときに鉄基材料の摩擦係数が徐々に小さくなる理由や、疲労特性に劣る理由について追求した。その結果、前記化合物の形態を適切に制御してやれば、鉄基材料を長期間使用しても摩擦係数は殆ど低下せず、また、疲労特性も高めることができることを明らかにした。
【００１８】
すなわち、上記化合物を分散させて鉄基材料を長期間使用したときに、鉄基材料の摩擦係数が徐々に小さくなる原因について追求したところ、この原因は前記化合物の鉄基材料表面からの剥離にあることが判明した。つまり、前記化合物を含む鉄基材料を長期間使用すると、鉄基材料表面に存在する化合物が摩擦によって表面から徐々に剥離してゆき、その結果、鉄基材料表面における化合物の存在量が少なくなるため鉄基材料の摩擦係数が小さくなるのである。
【００１９】
そこで、本発明者らは、前記化合物を鉄基材料表面から剥離し難くする方法ついて検討した。その結果、前記化合物の形状を、表面に凹凸が存在する特有の外観・形状に制御してやれば、この凹凸によってアンカー効果を奏し、化合物が鉄基材料表面から剥離し難くなることが分かった。従って、化合物の形状を表面に凹凸が存在する様にしてやれば、該化合物が鉄基材料表面から剥離し難くなり、その結果、長期間使用しても摩擦力は低下しないのである。
【００２０】
また、本発明者らは、鉄基材料の疲労特性と前記化合物の形態の関係についても検討した。その結果、詳細は未だ不明であるが、鉄基材料中に分散している化合物の大きさが疲労特性に影響を与えているという知見を得た。すなわち、鉄基材料中に分散している化合物が粗大化すると、この粗大化合物が疲労破壊の起点となり、疲労特性を著しく劣化させると考えられる。また、鉄基材料表面に存在する化合物が粗大であると、該粗大化合物は摩擦時に大きな応力を受けるので、表面から剥離し易くなり、長期間の使用による摩擦力の低下を招くと考えられる。
【００２１】
これらの知見に基づき、所定量の前記化合物を含有させることによって鉄基材料の摩擦係数の経時低下を抑制しつつ、疲労特性も改善すべく更に研究を重ねたところ、前記化合物の形態を厳密に制御してやれば、鉄基材料の高い摩擦力を維持しつつ疲労特性を改善できることが判明した。
【００２２】
そこで本発明者らは、こうした化合物の特有の外観・形状を定量的に明確にすべく更に追求を重ねた。その結果、まず前記鉄基材料の断面において、最大径が２μｍ以上である化合物の包絡周囲長をＬ、該化合物の実際周囲長をＭとしたときの周囲長比（Ｌ／Ｍ）が０．８０以下である化合物の存在率が、最大径が２μｍ以上の化合物全体に占める比率で５０個数％以上であれば、鉄基材料の摩擦係数の経時低下が抑制されることをつきとめた。このとき、化合物の形状評価には走査型電子顕微鏡を用いることが必要である。
【００２３】
走査型電子顕微鏡を用いる理由は、本発明における化合物の表面には複雑な凹凸が形成されているので、鉄基材料の断面を観察する際に、例えば透過型電子顕微鏡を用いると該化合物の形態を厳密に観察できないからである。
【００２４】
電子顕微鏡の観察倍率については、本発明者らが化合物を種々の倍率で観察したところ、該化合物の性状を観察するのに最も適切な倍率は２０００倍であった。観察視野数については特に限定されないが、観察視野が少な過ぎると観察誤差が大きくなるので、観察視野は少なくとも１０とするのが好ましい。
【００２５】
最大径が２μｍ以上である化合物の包絡周囲長をＬ、該化合物の実際周囲長をＭとしたときの周囲長比（Ｌ／Ｍ）が０．８０以下である化合物とは、化合物表面にマトリックスとの一体性向上に有用な凹凸が形成されている化合物を示している。周囲長比の算出方法を図面を用いて説明する。
【００２６】
図１は、鉄基材料の断面を走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍で観察したときの化合物の形態を示す模式図である。図１中、１は化合物、２は化合物の包絡周囲長、３は化合物の実際周囲長、４は直径２μｍの円、を夫々示している。なお、図１では、化合物自体を点線で示し、この点線が化合物の実際周囲長３である。
【００２７】
化合物の包絡周囲長２とは、凹部を有する不規則な形をした化合物の周囲を、凹部が生じないように包括線で囲む様に結んだ線の長さを意味し、以下、包絡周囲長２を「Ｌ」とする。化合物の実際周囲長３とは、凹凸を有する不規則な形をした化合物の周囲を、化合物に沿って結んだ線の長さを意味し、図１では点線で示している。以下、この実際周囲長３を「Ｍ」とする。
【００２８】
この様にして測定された、包絡周囲長（Ｌ）と実際周囲長（Ｍ）の比を、本発明では周囲長比（Ｌ／Ｍ）と称する。周囲長比が０．８０以下とは、包絡周囲長よりも実際周囲長の方が長いことを示しており、化合物表面に凹凸が形成されていることを示している。この化合物表面に形成された凹凸によってアンカー効果を奏し、摩擦係数の経時低下を抑制する効果が期待できる。従って、例えば自動車用ブレーキパッドや鉄道用車輪の様に、高摩擦力が要求される部位に本発明の鉄基材料を適用した場合、鉄基材料表面に存在する化合物は該表面から剥離し難いので、摩擦に対する耐久性が向上するのである。これに対し、周囲長比が０．８０超である化合物は、包絡周囲長と実際周囲長の差が少なく、化合物表面に凹凸があまり形成されていないことを示している。よって、アンカー効果による高摩擦力維持効果は期待できない。好ましくは、鉄基材料の断面を観察したときに、周囲長比が０．７０以下を満足する化合物が所定量存在していることが望ましい。
【００２９】
なお、本発明では、周囲長比を算出する化合物の大きさを、最大径が２μｍ以上であるものに特定している。化合物の最大径が２μｍ未満のものは小さ過ぎるので、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍で観察しても測定誤差を生じ易く、測定精度が悪くなるからである。また、最大径が２μｍ未満の化合物は非常に小さいので、表面に凹凸が存在するものであっても、アンカー効果による疲労特性の向上をあまり望めないからである。
【００３０】
化合物の最大径は、図１に示した様に、直径２μｍの円４を測定対象の化合物に重ね、該円４から化合物の一部がはみ出すものを、最大径が２μｍ以上の化合物とする。ちなみに、図１（ａ）に示した化合物１の最大径は２μｍ以上であるが、（ｂ）に示した化合物１は前記円４内に収まっているので、この化合物１の最大径は２μｍ未満である。
【００３１】
本発明では、前記周囲長比を満足する化合物の存在率が、最大径が２μｍ以上の化合物全体に占める比率で５０個数％以上である必要がある。前記周囲長比を満足する化合物を、最大径が２μｍ以上の化合物全体に対して５０個数％以上含有させることによって、アンカー効果による高摩擦力維持効果が望めるからである。好ましくは、７０個数％以上含有させることが望ましい。より好ましくは、最大径が２μｍ以上の化合物全体が前記周囲長比を満足するのが望ましい。
【００３２】
なお、化合物の存在率（個数％）とは、最大径が２μｍ以上の化合物全体の個数に対する、最大径が２μｍ以上の化合物のうち前記周囲長比を満足する化合物の個数の割合であり、下記（１）式で算出する。
【００３３】
【数１】
2004211152.tif 000003
【００３４】
上述した様に本発明では、化合物の表面に凹凸を形成させることで、アンカー効果による鉄基材料の摩擦係数の経時低下を抑制できるのであり、その化合物の大きさ（最大径）は特に限定されない。しかし、化合物自体があまりにも粗大化すると、上述した通り疲労特性を著しく劣化するという別の問題が生じるので、前記最大径が２μｍ以上の化合物全体のうち、最大径が８μｍを超える化合物の存在率は、前記化合物全体に占める比率で１０個数％未満であることが好ましい。なお、最大径が８μｍを超える化合物について前記周囲長比は考慮しない。
【００３５】
本発明では、鉄基材料のマトリックスとして純鉄を使用することもできるが、強度をさらに高める観点から、合金元素としてＣｒを１〜２５質量％含有させることが推奨される。
【００３６】
Ｃｒ：１〜２５質量％
Ｃｒ含量が１質量％未満では、含有させることによる効果が有効に発揮されないので、下限を１質量％とした。より好ましくは５質量％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｒ含量が２５質量％を超えると、Ｃｒ系の金属間化合物が多量に生成し、強度がかえって低下するので、２５質量％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは２０質量％以下である。
【００３７】
マトリックスとして鉄合金を採用する場合は、Ｃｒ以外の元素として、Ｓｉ：０．１〜３質量％、Ｍｎ：０．１〜５質量％、Ｎｉ：０．１〜３質量％、Ｃｕ：０．１〜３質量％などを単独で或いは必要により２種以上を含有させることによっても強度を高めることができる。この様な範囲を推奨する理由は次の通りである。
【００３８】
Ｓｉ：０．１〜３質量％
Ｓｉは脱酸性元素として有効に作用するほか、強度の向上にも寄与する元素であり、その効果を有効に発揮させるには０．１質量％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．２質量％以上含有させるのが望ましい。しかしながらＳｉ量が多過ぎると加工性を確保し難くなるので、好ましくは３質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下に抑えるのが良い。
【００３９】
Ｍｎ：０．１〜５質量％
Ｍｎも強化元素として有効に作用し、適量のＭｎを含有させることにより高強度の確保が容易になる。こうした効果を有効に発揮させるには０．１質量％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．５質量％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｍｎ量が多過ぎると加工性を確保し難くなるので、好ましくは５質量％以下、より好ましくは２質量％以下に抑えるのがよい。
【００４０】
Ｎｉ：０．１〜３質量％
Ｎｉは強度および靭性の双方の向上に寄与する元素であり、その効果を有効に発揮させるには０．１質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２質量％以上含有させるのが望ましい。しかしながら含有量が多過ぎるとコスト高になるので、好ましくは１質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下に抑えるのが推奨される。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜３質量％
Ｃｕは強度および靭性の向上に寄与する元素であり、その効果を有効に発揮させるには０．１質量％以上含有させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると材料の割れといった不具合が生じるので好ましくは３質量％以下に抑えるのが良い。
【００４２】
本発明では、前記化合物の平均面積分率が上記要件を満足する様に炭素（Ｃ）やホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）を含有させれば良く、このうち炭素（Ｃ）はマトリックスの強化元素としても作用する。こうした効果を有効に発揮させるにはマトリックス内に０．０５質量％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上含有させるのが良い。しかし多過ぎると部材が硬質化し過ぎる他、靱性も低下するので、好ましくは０．５質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下に抑えるのがよい。
【００４３】
次に、本発明の要件を満たす摩擦力の大きい高強度鉄基材料を確実に製造できる方法について説明する。
【００４４】
マトリックス中に含まれる上記化合物の形態制御法について検討したところ、溶製によって得られた溶融鉄の凝固速度（冷却速度）が重要であることが明らかとなった。すなわち、マトリックス中に生成する前記化合物の表面に凹凸を生じさせるには、該化合物がランダムな方向へ成長する様に生成させれば良く、化合物におけるある方向の成長速度が、他の方向の成長速度よりも著しく大きくなる様にすれば良い。つまり、溶融鉄の凝固速度が小さくなると化合物の成長速度も小さくなり、化合物が成長する方向による成長差は殆ど認められないが、凝固速度が大きくなると、化合物の成長速度も大きくなるので化合物が成長する方向による成長差が著しく大きくなるのである。
【００４５】
この様な観点から、本発明では、前記化合物として炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む溶融鉄を冷却凝固させる際に、凝固開始温度から１０００℃の区間を平均速度５０℃／秒以上で急冷することが重要となる。溶融鉄の平均冷却速度が５０℃／秒未満では、溶融鉄の凝固速度が小さいため化合物の成長速度も小さくなり、表面凹凸の少ない化合物が生成するからである。より好ましくは、上記区間を平均速度１００℃／秒以上で冷却するのが望ましい。
【００４６】
なお、本発明で規定する平均冷却速度とは、凝固開始温度〜１０００℃の区間における冷却速度を平均したものである。凝固開始温度より高温側における冷却速度は、化合物の成長に殆ど影響を与えず、また、１０００℃より低温側では、溶融鉄の凝固が殆ど完了しており、化合物の生成および成長が認められないからである。凝固開始温度とは、一般的に１４００〜１５００℃程度である。
【００４７】
溶融鉄を冷却する方法は特に限定されないが、例えばスプレーフォーミング法やアトマイズ法、小径鋳造、遠心鋳造などが挙げられる。
【００４８】
スプレーフォーミング法とは、上記化合物を含む溶渓流に向けて水を高速で噴射させることにより凝固速度を高めて化合物の形態を制御しつつ、半凝固状態の溶融鉄を基材上へ付着させて冷却凝固させる方法である。アトマイズ法とは、上記化合物を含む溶渓流へ向けて水を高速で噴射させることにより凝固速度を高めて化合物の形態を制御した鉄紛末である。この鉄粉末は、所定形状に圧粉成形した後、焼結することによって様々の形状の構造物が作製される。なお、前記鉄粉末を焼結しても化合物の形態は殆ど変化しないことを確認している。スプレーフォーミング法やアドマイズ法において、溶湯の凝固速度を制御するには、溶湯へ噴射する水量を変化させたり、水と接触させる溶湯量を変化させれば良い。
【００４９】
小径鋳造とは、上記化合物を含む溶湯を横断面寸法の小さい鋳型に通して急冷しつつ連続鋳造する方法である。このとき小径とは５０ｍｍ以下を指す。また、遠心鋳造とは、上記化合物を含む溶湯を、冷媒が装入された回転容器内へ流し込むことによって急冷凝固させる方法である。小径鋳造や遠心鋳造において、溶湯の凝固速度を制御するには、鋳型の材質を変更したり、鋳型の冷却条件を変化すれば良い。
【００５０】
前記化合物として炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む溶融鉄を溶製によって得る方法としては、▲１▼溶融Ｆｅ（および必要に応じて合金元素）に前記化合物を構成する元素を加えてを溶解し、溶融Ｆｅ内で所定の化合物を生成させる方法や、▲２▼溶融Ｆｅ（および必要に応じて合金元素）に所定の化合物粉末を添加・分散させる方法等が例示される。
【００５１】
本発明では、前記化合物として炭化物、ホウ化物、窒化物およびこれらの複合化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む鉄基溶接材料（例えば、溶接棒や溶接ワイヤなど）を用いて形成される溶接金属も、本発明に係る摩擦力の大きい高強度鉄基材料となる。すなわち、上記鉄基溶接材料を用いて肉盛溶接する際に、前記鉄基溶接材料が溶融して生成する溶融鉄の冷却速度を制御することによって、前記化合物の形態を変化させることができる。溶接時における溶融鉄の冷却速度を制御する手段としては、例えば肉盛溶接部の厚さを変化させる方法が挙げられ、肉盛溶接部の厚さを薄くすると、母材方向への溶接熱の発散が大となって溶融金属が冷却され易くなり、急冷効果によって所望形態の化合物を生成させることができる。肉盛溶接部の具体的な厚さは、肉盛溶接を行なう際の基材条件（例えば、基材のサイズや厚み、材質など）や溶接条件（例えば、予熱温度や溶接電流、パス間温度など）によって異なるので、一概に定めることはできないが、例えば後記実施例３に示す条件の場合には、肉盛溶接部の厚みを約４ｍｍ以下程度とすることで、凝固開始温度〜１０００℃の区間を平均速度５０℃／秒以上で急冷できる。また、他の手段としては、予熱温度を変化させる方法が挙げられ、予熱温度を低くすることによっても溶融金属の冷却速度を高めることができる。
【００５２】
本発明では、冷却速度が大きく、且つ製造コストが安いという点で、前記溶融鉄の冷却を、スプレーフォーミング法で行なうことが特に推奨される。
【００５３】
上記製法で得られる摩擦力の大きい高強度鉄基材料は、基本的には鋳造まま、または、肉盛溶接まま表面研削等最小限の表面加工を施して使用することを前提とするが、化合物の周囲長比に大幅な影響を与えない程度の塑性加工（例えば、鍛造や圧延など）を施して成形することも可能である。
【００５４】
本発明の摩擦力の大きい高強度鉄基材料は、その摩擦係数が殆ど経時低下しないので、自動車や鉄道車両などのブレーキ、自動車のＣＶＴ、鉄道車両などの車輪、等の用途の材料として好適に用いることができる。
【００５５】
なお、本発明の鉄基材料は、上述した如く、剛性の高い化合物粒子を鉄基中に分散しているので、鉄基材料自体の剛性も高めることができる。従って、摩擦力と共に、剛性も必要とされる用途（例えば、ブレーキなど）の材料として用いれば一層好適である。
【００５６】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５７】
実験例１
２０ｋｇＶＩＦ（真空溶解炉）を用いて表１に示す成分組成の金属を溶製し、得られた溶湯を金型に鋳込んで鉄基材料として鉄道用車輪および平板を作製した。このとき凝固開始温度〜１０００℃の区間における平均冷却速度は約２℃／秒と推定される。鉄道用車輪はφ１９０ｍｍであり、平板の厚みは２５ｍｍである。
【００５８】
実験例２
２０ｋｇＶＩＦ（真空溶解炉）を用いて表１に示す成分組成の金属を溶製し、得られた溶湯をスプレーフォーミング法によって半凝固させながら、これを基材上に厚みが約１０ｍｍとなる様に付着させて鉄基材料を作製した。このとき凝固開始温度〜１０００℃の区間における平均冷却速度は約２０００℃／秒と推定される。基材としては中炭素鋼製の鉄道用車輪基体および平板を用いた。なお、鉄道用車輪基体はφ１９０ｍｍ、平板の厚みは２０ｍｍである。
【００５９】
基材上に鉄基材料を形成した試料に、熱間静水圧処理（ＨＩＰ処理）を施して密度を高める加工を行なった。なお、ＨＩＰ処理を施しても、鉄基材料内に含まれる化合物の形態は殆ど変化しないことを確認している。
【００６０】
実験例３
表１に示す成分組成の溶接棒を作製し、この溶接棒を用いて基材上に肉盛溶接して鉄基材料を作製した。基材としては成分組成がＳＣＭｎ２（ＪＩＳ規格  Ｇ５１１１）の鋳造ままの鉄道用車輪および平板を用いた。なお、鉄道用車輪はφ１９０ｍｍ、平板の厚みは２５ｍｍである。
【００６１】
これらの基材を予め５００〜５５０℃に予熱した後、溶接条件を、溶接電流：２４０〜２７０Ａ（ＤＣＥＮ）、シールドガス：Ａｒ、シールドガス流量：２０〜２５Ｌ／ｍｉｎ、パス間温度：３５０〜４５０℃、として、前記溶接棒を用い前記基材上に厚みが約１５ｍｍとなる様に肉盛溶接した。溶接時に溶接棒が溶融して得られた溶融金属が凝固する際の、凝固開始温度〜１０００℃の区間におけるの平均冷却速度は約３０℃／秒と推定される。
【００６２】
実験例４
表１に示す成分組成の溶接棒を作製し、上記実施例３と同様に、この溶接棒を用いて基材上に肉盛溶接して鉄基材料を作製した。基材および溶接条件は上記実施例３と同じとして、前記溶接棒を用い前記基材上に厚みが約１ｍｍとなる様に肉盛溶接した。溶接時に溶接棒が溶融して得られた溶融金属が凝固する際の凝固開始温度〜１０００℃の区間における平均冷却速度は約１００℃／秒と推定される。
【００６３】
【表１】
2004211152.tif 000004
【００６４】
得られた鉄基材料（平板または平板上に形成した鉄基材料、但し、上記実験例２についてはＨＩＰ処理後のもの）の断面を日立製作所社製走査型電子顕微鏡（装置名：「Ｓ−４０００」）を用いて４００〜２０００倍で観察し、前掲の方法で各観察視野内における前記化合物の面積分率を夫々測定した。観察視野面積に対する平均面積分率を算出し、算出結果を表２に示す。
【００６５】
上記実験例１で得られた鉄基材料の断面を４００倍で観察したときの電子顕微鏡写真を図面代用写真として図２に、上記実験例４で得られた鉄基材料の断面を２０００倍で観察したときの電子顕微鏡写真を図面代用写真として図３に夫々示す。
【００６６】
また、観察視野内に認められる化合物を走査型電子顕微鏡に付属しているエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）装置を用いて分析したところ、上記実験例１〜４で生成している化合物はＴｉＢ２が主であった。
【００６７】
前記化合物（ＴｉＢ２）の最大径を測定し、最大径が２μｍ以上のものについて、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  ＰＬＵＳ」の操作マニュアル（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  ＰＬＵＳ  ｖｅｒ．４．０  リファレンスマニュアル，スタートアップマニュアル」）に基づいて、包絡周囲長（Ｌ）と実際周囲長（Ｍ）を求めて周囲長比（Ｌ／Ｍ）を算出した。
【００６８】
周囲長比が０．８０以下を満足する化合物の個数と、最大径が２μｍ以上の化合物全体の個数から、上記（１）式で周囲長比が０．８０以下を満足する化合物の存在率を求め、前記表２に併記する。
【００６９】
また、前記化合物（ＴｉＢ２）について、最大径が２μｍ以上の化合物全体の個数と、最大径が８μｍを超える化合物の個数から、最大径が８μｍを超える化合物の存在率を求め、前記表２に併記する。
【００７０】
ここで、周囲長比の算出結果を具体的に示す。図２および図３から夫々任意に選ばれる５つの化合物を選択し、これらの化合物の最大径、包絡周囲長（Ｌ）、実際周囲長（Ｍ）、周囲長比（Ｌ／Ｍ）を夫々求め結果を表３に示した。なお、説明の便宜上、選択する化合物は５つづつとしたが、実際には最大径が２μｍ以上の化合物全体について周囲長比を算出している。
【００７１】
表３から明らかな様に、実験例１で得られた鉄基材料中に分散している化合物の周囲長比は殆どのものが０．８０を超えており、化合物表面には凹凸が形成されていないことが分かる。これに対し、実験例４で得られた鉄基材料中に分散している化合物の周囲長比は全てが０．８０以下であり、化合物表面には凹凸が形成されていることが分かる。
【００７２】
【表２】
2004211152.tif 000005
【００７３】
【表３】
2004211152.tif 000006
【００７４】
次に、得られた鉄基材料（平板または平板上に形成した鉄基材料、但し、上記実験例２についてはＨＩＰ処理後のもの）について剛性試験および回転曲げ疲労試験を行なった。
【００７５】
剛性試験は、得られた鉄基材料から直径：１０ｍｍ、厚さ：１２ｍｍの試験片を切り出し、この試験片を用いて超音波法で、剛性（ヤング率）を測定した。測定結果を表４に示す。
【００７６】
回転曲げ疲労試験は、得られた鉄基材料からゲージ部の直径が１０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片を用いて大気環境下で、周波数：６０Ｈｚとして疲労強度を測定した。疲労強度は、３２０ＭＰａ以上の場合を合格とする。測定結果を表４に示す。
【００７７】
また、得られた鉄基材料（鉄道用車輪または鉄道用車輪基体上に形成した鉄基材料、但し、上記実施例２についてはＨＩＰ処理後のもの）について摩擦特性評価を行なった。
【００７８】
摩擦特性評価は、前記鉄道用車輪（または鉄道用基体上に鉄基材料を形成した車輪）をレール上で１０時間回転させ、１０時間回転させる前後における動摩擦係数を測定することによって行なった。すなわち、前記車輪の動摩擦係数を測定すると共に、該車輪をレール上で１０時間回転させた後、再度動摩擦係数を測定し、１０時間回転させた後における動摩擦係数の低下の割合を算出した。評価基準は、前記低下の割合が、３％未満のものを◎、３％以上〜５％未満のものを○、５％以上〜１０％未満のものを△、１０％以上のものを×、とした。評価結果を表３に示す。
【００７９】
【表４】
2004211152.tif 000007
【００８０】
表２および４から明らかな様に、実験例１および３は本発明の要件を満足しない例であり、鉄基材料の動摩擦係数の低下割合が大きい。これに対し、実験例２および４は本発明の要件を満足する例であり、長期間使用しても鉄基材料の動摩擦係数の低下割合は小さい。また、剛性の高い化合物粒子を使用しているので、材料自体の剛性も高められている。
【００８１】
【発明の効果】
本発明によれば、摩擦力の大きい鉄基材料であって、長期間使用しても摩擦力の低下が少ない高強度鉄基材料を提供することができた。また、他の目的として、上記鉄基材料を確実に製造できる方法を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】鉄基材料の断面を走査型電子顕微鏡を用いて観察したときの化合物の形態を示す模式図である。
【図２】鉄基材料の断面を走査型電子顕微鏡を用いて４００倍で撮影した図面代用写真である。
【図３】鉄基材料の断面を走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍で撮影した図面代用写真である。
【符号の説明】
１  化合物
２  化合物の包絡周囲長
３  化合物の実際周囲長
４  直径２μｍの円
【図１】
2004211152.tif 000008
【図２】
2004211152.tif 000009
【図３】
2004211152.tif 000010