JP2000256776A - 車両用ブレーキディスク材 - Google Patents
車両用ブレーキディスク材Info
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- JP2000256776A JP2000256776A JP11065842A JP6584299A JP2000256776A JP 2000256776 A JP2000256776 A JP 2000256776A JP 11065842 A JP11065842 A JP 11065842A JP 6584299 A JP6584299 A JP 6584299A JP 2000256776 A JP2000256776 A JP 2000256776A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 機械強度の高いＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレ
ーキディスク材において耐熱亀裂性を改善し、耐久性を
向上する。 【解決手段】 化学組成は、Ｃ:３.６〜４.２％、Ｓｉ:
１.８〜２.４％、Ｍｎ:０.５〜０.７％、Ｐ:０.０３％
以下、Ｓ:０.０３％以下、Ｍｇ:０.００４〜０.０１５
％、Ｎｉ:１.０〜３.０％およびＭｏ：０.３〜０.７％
の範囲内で含有させ、ＣｒおよびＣｕの含有率を０.０
３％以下にし、所定の熱処理（２段焼きなまし又はＳＲ
焼鈍）を行うことにより、ブレーキディスク材１の基地
組織中のフェライト部分２が７０％を超えるようにフェ
ライト化を促進するものである。
ーキディスク材において耐熱亀裂性を改善し、耐久性を
向上する。 【解決手段】 化学組成は、Ｃ:３.６〜４.２％、Ｓｉ:
１.８〜２.４％、Ｍｎ:０.５〜０.７％、Ｐ:０.０３％
以下、Ｓ:０.０３％以下、Ｍｇ:０.００４〜０.０１５
％、Ｎｉ:１.０〜３.０％およびＭｏ：０.３〜０.７％
の範囲内で含有させ、ＣｒおよびＣｕの含有率を０.０
３％以下にし、所定の熱処理（２段焼きなまし又はＳＲ
焼鈍）を行うことにより、ブレーキディスク材１の基地
組織中のフェライト部分２が７０％を超えるようにフェ
ライト化を促進するものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、ＣＶ（コンパク
ト・バーミキュラ）黒鉛鋳鉄製の車両用ブレーキディス
ク材に関するもので、詳しくは高速走行の鉄道車両に好
適なブレーキディスク材に関する。
ト・バーミキュラ）黒鉛鋳鉄製の車両用ブレーキディス
ク材に関するもので、詳しくは高速走行の鉄道車両に好
適なブレーキディスク材に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレーキディス
ク材については、特公平６−１７７００号（特許第1892
375号）公報に記載のものがある。このブレーキディス
ク材（以下、先行技術１ともいう）は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃ
ｕ等を添加したフェライト率が６０〜７０％のブレーキ
ディスク材である。先行技術１は、機械強度を高めるた
めに、黒鉛形状を片状黒鉛に近いＣＶ黒鉛（球状化率３
０〜３５％）にし、またＮｉ，Ｍｏを添加して耐熱亀裂
性の向上を図っている。なお、基地組織は、パーライト
化元素としてのＣｕを０．３〜０．７重量％の範囲で添
加することにより、パーライトとフェライトの割合を制
御し、また熱処理は焼入れ・焼戻しを行っている。先行
技術１のブレーキディスク材を含めてＣＶ黒鉛鋳鉄製の
ブレーキディスク材は、機械強度が高く耐摩耗性には優
れていたが、耐熱亀裂性の面では必ずしも十分でなかっ
た。
ク材については、特公平６−１７７００号（特許第1892
375号）公報に記載のものがある。このブレーキディス
ク材（以下、先行技術１ともいう）は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃ
ｕ等を添加したフェライト率が６０〜７０％のブレーキ
ディスク材である。先行技術１は、機械強度を高めるた
めに、黒鉛形状を片状黒鉛に近いＣＶ黒鉛（球状化率３
０〜３５％）にし、またＮｉ，Ｍｏを添加して耐熱亀裂
性の向上を図っている。なお、基地組織は、パーライト
化元素としてのＣｕを０．３〜０．７重量％の範囲で添
加することにより、パーライトとフェライトの割合を制
御し、また熱処理は焼入れ・焼戻しを行っている。先行
技術１のブレーキディスク材を含めてＣＶ黒鉛鋳鉄製の
ブレーキディスク材は、機械強度が高く耐摩耗性には優
れていたが、耐熱亀裂性の面では必ずしも十分でなかっ
た。
【０００３】そこで、本出願人は耐熱亀裂性に優れた片
状黒鉛鋳鉄の「ブレーキディスク材の製造方法」を発明
して、特許（第2676456号）を取得している。以下、同
特許に係るブレーキディスク材を、先行技術２ともい
う。
状黒鉛鋳鉄の「ブレーキディスク材の製造方法」を発明
して、特許（第2676456号）を取得している。以下、同
特許に係るブレーキディスク材を、先行技術２ともい
う。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
片状黒鉛鋳鉄のブレーキディスク材（先行技術２）につ
いても、次のような点で改良の余地がある。すなわち、
片状黒鉛鋳鉄は機械強度的にＣＶ黒鉛鋳鉄に比べて劣っ
ており、このため、機械強度が高く、しかも耐熱亀裂性
に優れた車両用ブレーキディスク材の開発が求められ
た。
片状黒鉛鋳鉄のブレーキディスク材（先行技術２）につ
いても、次のような点で改良の余地がある。すなわち、
片状黒鉛鋳鉄は機械強度的にＣＶ黒鉛鋳鉄に比べて劣っ
ており、このため、機械強度が高く、しかも耐熱亀裂性
に優れた車両用ブレーキディスク材の開発が求められ
た。
【０００５】本発明は上述の点に鑑みなされたもので、
機械強度の高いＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレーキディス
ク材において耐熱亀裂性を改善し、耐久性を向上するこ
とを目的としている。
機械強度の高いＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレーキディス
ク材において耐熱亀裂性を改善し、耐久性を向上するこ
とを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに本発明に係る車両用ブレーキディスク材は、化学組
成が、Ｃ（炭素）：３．６〜４．２％，Ｓｉ（ケイ
素）：１．８〜２．４％、Ｍｎ（マンガン）：０．５〜
０．７％、Ｐ（燐）：０．０３％以下、Ｓ（硫黄）：
０．０３％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．００４〜
０．０１５％を含有するＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレー
キディスク材であって、さらにＮｉ（ニッケル）：１．
０〜３．０％およびＭｏ（モリブデン）：０．３〜０．
７％を含有させ、Ｃｒ（クロム）およびＣｕ（銅）の含
有率を０．０３％以下にしたうえ、所定の熱処理を行う
ことによってフェライト率が７０％を超えるように基地
組織をフェライト化している。
めに本発明に係る車両用ブレーキディスク材は、化学組
成が、Ｃ（炭素）：３．６〜４．２％，Ｓｉ（ケイ
素）：１．８〜２．４％、Ｍｎ（マンガン）：０．５〜
０．７％、Ｐ（燐）：０．０３％以下、Ｓ（硫黄）：
０．０３％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．００４〜
０．０１５％を含有するＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブレー
キディスク材であって、さらにＮｉ（ニッケル）：１．
０〜３．０％およびＭｏ（モリブデン）：０．３〜０．
７％を含有させ、Ｃｒ（クロム）およびＣｕ（銅）の含
有率を０．０３％以下にしたうえ、所定の熱処理を行う
ことによってフェライト率が７０％を超えるように基地
組織をフェライト化している。
【０００７】本発明に係る車両用ブレーキディスク材に
よれば、上記した先行技術１に係るＣＶ黒鉛鋳鉄製ブレ
ーキディスク材に比べて、次のような特徴がある。
よれば、上記した先行技術１に係るＣＶ黒鉛鋳鉄製ブレ
ーキディスク材に比べて、次のような特徴がある。
【０００８】 黒鉛形状は機械強度の高いＣＶ黒鉛の
ままとし、Ｃ（炭素）量を増やしたことにより遊離炭素
量が増えて熱伝導性が高まった。
ままとし、Ｃ（炭素）量を増やしたことにより遊離炭素
量が増えて熱伝導性が高まった。
【０００９】 基地組織のフェライト化を促進する熱
処理を施し、フェライト率を７０％を超えるようにした
ので、パーライト割合の高い先行技術１の基地組織に比
べて延伸性に富み、耐熱亀裂性が向上した。
処理を施し、フェライト率を７０％を超えるようにした
ので、パーライト割合の高い先行技術１の基地組織に比
べて延伸性に富み、耐熱亀裂性が向上した。
【００１０】 Ｍｏ（モリブデン）量を増やしたこと
により、耐熱亀裂性が向上した。
により、耐熱亀裂性が向上した。
【００１１】これらの結果、ブレーキディスク材の使用
中に微細な熱亀裂が発生することはあってもその微細な
亀裂は大きな亀裂には進展せず、また摺動部では摩耗す
ることによって発生した微細な亀裂が消滅する。したが
って、ブレーキディスク材としての機械強度が高く、耐
熱亀裂性に優れている。
中に微細な熱亀裂が発生することはあってもその微細な
亀裂は大きな亀裂には進展せず、また摺動部では摩耗す
ることによって発生した微細な亀裂が消滅する。したが
って、ブレーキディスク材としての機械強度が高く、耐
熱亀裂性に優れている。
【００１２】請求項２に記載のように、前記熱処理とし
て、８００℃〜９２０℃の範囲内、例えば９００℃で所
定時間加熱したのち６８０℃〜７５０℃の範囲内の適切
温度例えば７００℃まで冷却したのち７００℃に保って
所定時間加熱し、徐々に冷却するところの２段焼きなま
しを行うことが望ましい。
て、８００℃〜９２０℃の範囲内、例えば９００℃で所
定時間加熱したのち６８０℃〜７５０℃の範囲内の適切
温度例えば７００℃まで冷却したのち７００℃に保って
所定時間加熱し、徐々に冷却するところの２段焼きなま
しを行うことが望ましい。
【００１３】請求項２記載のブレーキディスク材は、基
地組織中にパーライトが多く含まれている場合であって
も、２段焼きなましを行うことによって基地組織中のフ
ェライト化が促進され、フェライト率が７０％を超える
（通常は９０％前後）ようにできるから、延性が高めら
れて耐熱亀裂性が向上し、また熱歪みも低減される。
地組織中にパーライトが多く含まれている場合であって
も、２段焼きなましを行うことによって基地組織中のフ
ェライト化が促進され、フェライト率が７０％を超える
（通常は９０％前後）ようにできるから、延性が高めら
れて耐熱亀裂性が向上し、また熱歪みも低減される。
【００１４】請求項３に記載のように、前記熱処理とし
て、５５０℃〜７５０℃の範囲内の例えば６４０℃で所
定時間加熱したのち徐々に冷却するところの歪取り焼鈍
（ＳＲ焼鈍ともいう）を行うこともできる。
て、５５０℃〜７５０℃の範囲内の例えば６４０℃で所
定時間加熱したのち徐々に冷却するところの歪取り焼鈍
（ＳＲ焼鈍ともいう）を行うこともできる。
【００１５】請求項３記載のブレーキディスク材は、基
地組織中のフェライト率がもともと高い場合には、ＳＲ
焼鈍を行ってもフェライト率が７０％を超えるようにで
き、熱歪みの低減が図られる。
地組織中のフェライト率がもともと高い場合には、ＳＲ
焼鈍を行ってもフェライト率が７０％を超えるようにで
き、熱歪みの低減が図られる。
【００１６】請求項４に記載のように、前記化学組成に
おいて、Ｃ：３．８％，Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．６
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：
０．００６％を含有し、さらにＮｉ：２．５％およびＭ
ｏ：０．６％を含有させ、ＣｒおよびＣｕの含有率を
０．０３％以下にし、フェライト率を９０％前後もしく
はそれ以上にすることが望ましい。
おいて、Ｃ：３．８％，Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．６
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：
０．００６％を含有し、さらにＮｉ：２．５％およびＭ
ｏ：０．６％を含有させ、ＣｒおよびＣｕの含有率を
０．０３％以下にし、フェライト率を９０％前後もしく
はそれ以上にすることが望ましい。
【００１７】請求項４記載のブレーキディスク材は、化
学組成が最良で熱伝導性が高く、フェライト率が９０％
前後もしくはそれ以上と極めて高くて耐熱亀裂性に優
れ、耐久性が大幅に向上して長期間安定して使用でき
る。
学組成が最良で熱伝導性が高く、フェライト率が９０％
前後もしくはそれ以上と極めて高くて耐熱亀裂性に優
れ、耐久性が大幅に向上して長期間安定して使用でき
る。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の車両用ブレーキデ
ィスク材について実施の形態を説明する。
ィスク材について実施の形態を説明する。
【００１９】−実施例１− 本例のブレーキディスク材１は、表１に示す化学組成の
溶湯にＭｇを添加して処理したのち、ブレーキディスク
鋳型に注入して鋳造により形成したものである。
溶湯にＭｇを添加して処理したのち、ブレーキディスク
鋳型に注入して鋳造により形成したものである。
【００２０】 表１ 成分 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ，Ｓ Ｎｉ Ｍｏ Ｍｇ Ｃｒ,Ｃｕ 含有率 3.25 2.2 0.7 ＜0.02 2.38 0.42 0.007 ＜0.03 (重量％)
【００２１】上記の各成分の数値は重量％である。溶湯
へのＭｇの添加によるＣＶ化処理において、Ｍｇを一般
的なＣＶ黒鉛鋳鉄のほぼ半分の０．００７重量％（以
下、単に％とも表示する）に抑えたことにより、基本的
な黒鉛形状はＣＶ黒鉛のままで、黒鉛の球状化率が３０
％前後になっている。そして、Ｃ（炭素）の含有量を増
やしたので、遊離炭素が増えて熱伝導率が高まった。ま
たＣｕの添加率を０．０３％以下（必ずしも添加しなく
てもよい、Ｃｒは些少ではあるが本来含有されている）
に抑えてパーライト率を下げたので、基地組織のフェラ
イト化が促進された。さらに型ばらし後に図３に示すよ
うに加熱炉内に入れて９００℃まで徐々に（６時間かけ
て）温度を上げ、加熱温度を９００℃に保って一定時間
（３時間）加熱したのち、炉内で１時間かけて７００℃
まで冷却したのち、同温度（７００℃）に保って４時間
加熱し、さらに５時間かけて１８０℃まで炉内で冷却し
た。つまり、２段熱処理（２段焼きなまし）を行った
が、これも基地組織のフェライト化を促進するためであ
る。
へのＭｇの添加によるＣＶ化処理において、Ｍｇを一般
的なＣＶ黒鉛鋳鉄のほぼ半分の０．００７重量％（以
下、単に％とも表示する）に抑えたことにより、基本的
な黒鉛形状はＣＶ黒鉛のままで、黒鉛の球状化率が３０
％前後になっている。そして、Ｃ（炭素）の含有量を増
やしたので、遊離炭素が増えて熱伝導率が高まった。ま
たＣｕの添加率を０．０３％以下（必ずしも添加しなく
てもよい、Ｃｒは些少ではあるが本来含有されている）
に抑えてパーライト率を下げたので、基地組織のフェラ
イト化が促進された。さらに型ばらし後に図３に示すよ
うに加熱炉内に入れて９００℃まで徐々に（６時間かけ
て）温度を上げ、加熱温度を９００℃に保って一定時間
（３時間）加熱したのち、炉内で１時間かけて７００℃
まで冷却したのち、同温度（７００℃）に保って４時間
加熱し、さらに５時間かけて１８０℃まで炉内で冷却し
た。つまり、２段熱処理（２段焼きなまし）を行った
が、これも基地組織のフェライト化を促進するためであ
る。
【００２２】この結果、本例のブレーキディスク材１の
フェライト率は９０％前後まで促進された。図１に示す
組織の拡大図はブレーキディスク材１のリブ芯部を１０
０倍に拡大して撮影した顕微鏡写真を図面化したもの
で、パーライト（網状部分）３が僅かに残っているが、
残りの白色部分２はフェライトで、図１からもフェライ
ト化が促進されていることが認められる。なお、図１中
の黒色部分４はＣＶ黒鉛である。
フェライト率は９０％前後まで促進された。図１に示す
組織の拡大図はブレーキディスク材１のリブ芯部を１０
０倍に拡大して撮影した顕微鏡写真を図面化したもの
で、パーライト（網状部分）３が僅かに残っているが、
残りの白色部分２はフェライトで、図１からもフェライ
ト化が促進されていることが認められる。なお、図１中
の黒色部分４はＣＶ黒鉛である。
【００２３】−実施例２− 本例のブレーキディスク材が上記実施例１と相違すると
ころは、熱処理だけである。すなわち、表１に示した化
学組成からなるブレーキディスク材を、型ばらし後に図
４に示すように加熱炉に入れて徐々に（４時間かけて）
６４０℃まで温度を上げ、同温度に保って一定時間（２
時間３０分）加熱したのち、５時間かけて１８０℃まで
炉内で冷却し、歪取り焼鈍した。つまり、熱処理による
フェライト化の促進は積極的に行わなかった。このた
め、本例のブレーキディスク材ではフェライト率が８０
％を割ったが、７０％は超えていた。
ころは、熱処理だけである。すなわち、表１に示した化
学組成からなるブレーキディスク材を、型ばらし後に図
４に示すように加熱炉に入れて徐々に（４時間かけて）
６４０℃まで温度を上げ、同温度に保って一定時間（２
時間３０分）加熱したのち、５時間かけて１８０℃まで
炉内で冷却し、歪取り焼鈍した。つまり、熱処理による
フェライト化の促進は積極的に行わなかった。このた
め、本例のブレーキディスク材ではフェライト率が８０
％を割ったが、７０％は超えていた。
【００２４】−実施例３− 本例のブレーキディスク材１’は、表２に示す化学組成
の溶湯にＭｇを添加してＣＶ化処理したのち、ブレーキ
ディスク鋳型に注入して鋳造により形成したものであ
る。
の溶湯にＭｇを添加してＣＶ化処理したのち、ブレーキ
ディスク鋳型に注入して鋳造により形成したものであ
る。
【００２５】 表２ 成分 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ，Ｓ Ｎｉ Ｍｏ Ｍｇ Ｃｒ,Ｃｕ 含有率 4.11 2.4 0.7 ＜0.02 2.36 0.58 0.008 ＜0.03 (重量％)
【００２６】上記の各成分の数値は重量％である。溶湯
のＭｇの添加によるＣＶ化処理において、Ｍｇを一般的
なＣＶ黒鉛鋳鉄の半分よりはやや多めの０．００８重量
％に抑えており、基本的黒鉛形状は実施例１と同様にＣ
Ｖ黒鉛からなり、黒鉛の球状化率が３０％前後になった
が、実施例１よりもさらにＣ（炭素）量を増やして熱伝
導率を高めている。またＣｕの添加率は、実施例１と同
様に０．０３％以下に抑えてパーライト率を下げ、フェ
ライト化を促進している。さらに型ばらし後に図３に示
すように加熱炉内に入れて９００℃まで徐々に（６時間
かけて）温度を上げ、同温度に保って一定時間（３時
間）加熱したのち、炉内で１時間かけて７００℃まで冷
却したのち、同温度（７００℃）に保って４時間加熱
し、さらに５時間かけて１８０℃まで炉内で冷却した。
つまり、２段熱処理（２段焼きなまし）を行ったが、こ
れも基地組織をフェライト化するためである。この結
果、本例のブレーキディスク材１’のフェライト率も９
０％前後まで促進された。図２に示す組織の拡大図はブ
レーキディスク材１’のリブ芯部を１００倍に拡大して
撮影した顕微鏡写真を図面化したもので、網状のパーラ
イト３が僅かに残っているが、残りの白色部分２はフェ
ライト、黒色部分４がＣＶ黒鉛である。図１に比べて白
色部分（フェライト部分）２が多いように見えるが、こ
れは切断箇所が異なるもので、切断箇所によってばらつ
きがあるためである。
のＭｇの添加によるＣＶ化処理において、Ｍｇを一般的
なＣＶ黒鉛鋳鉄の半分よりはやや多めの０．００８重量
％に抑えており、基本的黒鉛形状は実施例１と同様にＣ
Ｖ黒鉛からなり、黒鉛の球状化率が３０％前後になった
が、実施例１よりもさらにＣ（炭素）量を増やして熱伝
導率を高めている。またＣｕの添加率は、実施例１と同
様に０．０３％以下に抑えてパーライト率を下げ、フェ
ライト化を促進している。さらに型ばらし後に図３に示
すように加熱炉内に入れて９００℃まで徐々に（６時間
かけて）温度を上げ、同温度に保って一定時間（３時
間）加熱したのち、炉内で１時間かけて７００℃まで冷
却したのち、同温度（７００℃）に保って４時間加熱
し、さらに５時間かけて１８０℃まで炉内で冷却した。
つまり、２段熱処理（２段焼きなまし）を行ったが、こ
れも基地組織をフェライト化するためである。この結
果、本例のブレーキディスク材１’のフェライト率も９
０％前後まで促進された。図２に示す組織の拡大図はブ
レーキディスク材１’のリブ芯部を１００倍に拡大して
撮影した顕微鏡写真を図面化したもので、網状のパーラ
イト３が僅かに残っているが、残りの白色部分２はフェ
ライト、黒色部分４がＣＶ黒鉛である。図１に比べて白
色部分（フェライト部分）２が多いように見えるが、こ
れは切断箇所が異なるもので、切断箇所によってばらつ
きがあるためである。
【００２７】−実施例４− 本例のブレーキディスク材が上記実施例３と相違すると
ころは、熱処理だけである。すなわち、表２に示した化
学組成からなるブレーキディスク材を、型ばらし後に図
４に示すように加熱炉に入れて徐々に（４時間かけて）
６４０℃まで温度を上げ、同温度に保って一定時間（２
時間３０分）加熱し、さらに５時間かけて１８０℃まで
炉内で冷却し、歪取り焼鈍した。つまり、熱処理による
フェライト化の促進は行わなかった。このため、本例の
ブレーキディスク材もフェライト率が８０％を割った
が、７０％は超えていた（７５％前後であった）。
ころは、熱処理だけである。すなわち、表２に示した化
学組成からなるブレーキディスク材を、型ばらし後に図
４に示すように加熱炉に入れて徐々に（４時間かけて）
６４０℃まで温度を上げ、同温度に保って一定時間（２
時間３０分）加熱し、さらに５時間かけて１８０℃まで
炉内で冷却し、歪取り焼鈍した。つまり、熱処理による
フェライト化の促進は行わなかった。このため、本例の
ブレーキディスク材もフェライト率が８０％を割った
が、７０％は超えていた（７５％前後であった）。
【００２８】−比較例１− 先行技術１に記載のブレーキディスク材で化学組成は表
３に記載の内容からなり、表３の成分からなる溶湯にＭ
ｇを０．００７重量％添加してＣＶ化処理し、黒鉛の球
状化率を３０％前後にしている。それから、型ばらし後
に歪取り焼鈍を施し、基地組織を制御してフェライト率
を６０％にしている。
３に記載の内容からなり、表３の成分からなる溶湯にＭ
ｇを０．００７重量％添加してＣＶ化処理し、黒鉛の球
状化率を３０％前後にしている。それから、型ばらし後
に歪取り焼鈍を施し、基地組織を制御してフェライト率
を６０％にしている。
【００２９】 表３ 成分 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｎｉ Ｍｏ Ｍｇ Ｃｕ 含有率 3.6 2.0 0.6 0.03 0.01 2.5 0.4 0.007 0.5 (重量％)
【００３０】−比較例２− 先行技術２に記載のブレーキディスク材で化学組成は表
４に記載の内容からなり、表４の成分からなる溶湯を鋳
型に入れて鋳造し、型ばらししたのち、６４０℃で歪取
り焼鈍している。
４に記載の内容からなり、表４の成分からなる溶湯を鋳
型に入れて鋳造し、型ばらししたのち、６４０℃で歪取
り焼鈍している。
【００３１】 表４ 成分 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｎｉ Ｍｏ Ｃｒ Ｃｕ 含有率 3.55 1.37 0.69 0.18 0.28 2.43 0.38 0.30 0.57 (重量％)
【００３２】ここで、上記した本発明の実施例１および
実施例２のブレーキディスク材、上記した実施例３およ
び実施例４のブレーキディスク材ならびに比較例１およ
び比較例２のブレーキディスク材について引張試験およ
び硬度試験等に関する機械的性質（ならびに熱伝導率）
の比較データを表５に示す。
実施例２のブレーキディスク材、上記した実施例３およ
び実施例４のブレーキディスク材ならびに比較例１およ
び比較例２のブレーキディスク材について引張試験およ
び硬度試験等に関する機械的性質（ならびに熱伝導率）
の比較データを表５に示す。
【００３３】
【表５】
【００３４】上記の比較データから明らかなように、フ
ェライト率が９０％前後に達した実施例１および実施例
３のブレーキディスク材は、伸びが５.２％、４.６％
と、比較例１および２に比べてかなり高いことが認めら
れる。伸びが４.５％を超えると耐熱亀裂性は改善され
る。また、熱伝導率は３００℃の場合の測定値である
が、これも非常に高い数値であり、熱伝導性が極めて優
れている。さらに、フェライト率が７５〜７８％前後の
実施例２および実施例４のブレーキディスク材について
も、伸びが４.３％、３.４％と、比較例１および２に比
べてかなり高く、耐熱亀裂性は向上している。一方、
０.２％耐力、引張強さ、ブルネル硬さなどの機械的強
度は比較例１の方が勝っているが、比較例１および比較
例２ともに伸びが非常に低いことから、耐熱亀裂性が劣
ることがわかる。また、比較例２は片状黒鉛鋳鉄のブレ
ーキディスク材であり、ブルネル硬さは２２９ＨＢと実
施例に比べて硬いが、０.２％耐力、引張強さおよび弾
性係数の各値が非常に低くなっており、総合的に機械強
度が劣ていることがわかる。
ェライト率が９０％前後に達した実施例１および実施例
３のブレーキディスク材は、伸びが５.２％、４.６％
と、比較例１および２に比べてかなり高いことが認めら
れる。伸びが４.５％を超えると耐熱亀裂性は改善され
る。また、熱伝導率は３００℃の場合の測定値である
が、これも非常に高い数値であり、熱伝導性が極めて優
れている。さらに、フェライト率が７５〜７８％前後の
実施例２および実施例４のブレーキディスク材について
も、伸びが４.３％、３.４％と、比較例１および２に比
べてかなり高く、耐熱亀裂性は向上している。一方、
０.２％耐力、引張強さ、ブルネル硬さなどの機械的強
度は比較例１の方が勝っているが、比較例１および比較
例２ともに伸びが非常に低いことから、耐熱亀裂性が劣
ることがわかる。また、比較例２は片状黒鉛鋳鉄のブレ
ーキディスク材であり、ブルネル硬さは２２９ＨＢと実
施例に比べて硬いが、０.２％耐力、引張強さおよび弾
性係数の各値が非常に低くなっており、総合的に機械強
度が劣ていることがわかる。
【００３５】次に、耐熱亀裂性の優劣を試験するために
熱衝撃試験を行ったので、その結果を図５〜図７のグラ
フに基づいて説明する。
熱衝撃試験を行ったので、その結果を図５〜図７のグラ
フに基づいて説明する。
【００３６】熱衝撃試験は、実施例１、比較例１および
比較例２の各試作ディスクから直径２０ｍｍ（×厚さ２
０ｍｍ）の試験片を加工し、これらの試験片を６００℃
で１０分間加熱したのち水冷するというサイクルを、１
００回ほど繰り返した。そして、この状態で、亀裂発生
状況を測定した。図５は本発明の実施例１のブレーキデ
ィスク材についての亀裂発生状況を、図６は比較例１の
ブレーキディスク材についての亀裂発生状況を、図７は
比較例２のブレーキディスク材についての亀裂発生状況
を、それぞれ表している。これらの図面から判断して、
比較例１および比較例２のブレーキディスク材について
は、亀裂長さが１０ｍｍ以上に達したものが存在するこ
とから、大きな亀裂へ進展するおそれがあることが認め
られる。一方、本発明の実施例１のブレーキディスク材
については、亀裂長さは最大でも５ｍｍ程度であり、微
細な亀裂は発生するが、大きな亀裂への進展が抑制され
ていることが確認される。
比較例２の各試作ディスクから直径２０ｍｍ（×厚さ２
０ｍｍ）の試験片を加工し、これらの試験片を６００℃
で１０分間加熱したのち水冷するというサイクルを、１
００回ほど繰り返した。そして、この状態で、亀裂発生
状況を測定した。図５は本発明の実施例１のブレーキデ
ィスク材についての亀裂発生状況を、図６は比較例１の
ブレーキディスク材についての亀裂発生状況を、図７は
比較例２のブレーキディスク材についての亀裂発生状況
を、それぞれ表している。これらの図面から判断して、
比較例１および比較例２のブレーキディスク材について
は、亀裂長さが１０ｍｍ以上に達したものが存在するこ
とから、大きな亀裂へ進展するおそれがあることが認め
られる。一方、本発明の実施例１のブレーキディスク材
については、亀裂長さは最大でも５ｍｍ程度であり、微
細な亀裂は発生するが、大きな亀裂への進展が抑制され
ていることが確認される。
【００３７】上記に本発明の幾つかの実施例について説
明したが、上記の実施例に限定されるものではないこと
は言うまでもない。すなわち、化学組成は、Ｃ:３.６〜
４.２％、Ｓｉ:１.８〜２.４％、Ｍｎ:０.５〜０.７
％、Ｐ:０.０３％以下、Ｓ:０.０３％以下、Ｍｇ:０.０
０４〜０.０１５％、Ｎｉ:１.０〜３.０％およびＭｏ：
０.３〜０.７％の範囲内で含有させ、ＣｒおよびＣｕの
含有率を０.０３％以下にし、所定の熱処理（２段焼き
なまし又はＳＲ焼鈍）を行うことによりフェライト率が
７０％を超えるように基地組織をフェライト化したこと
を特徴とするものである。なお、繰り返しになるが、本
発明の特徴部分について説明する。すなわち、 パーライトおよびフェライトを有する基地組織のフ
ェライト化率を７０％を超えるようにした。基地組織の
フェライト率を上げると柔らかくなるので、延びが良く
なる。このために、ＭｏやＣｕの添加量を変えている。
つまり、Ｃｕの添加量を減らすかゼロにすることによ
り、パーライト化が抑制されフェライト量が増加すると
ともに、Ｍｏの含有量を増やすことにより耐熱亀裂性が
改善されるからである。
明したが、上記の実施例に限定されるものではないこと
は言うまでもない。すなわち、化学組成は、Ｃ:３.６〜
４.２％、Ｓｉ:１.８〜２.４％、Ｍｎ:０.５〜０.７
％、Ｐ:０.０３％以下、Ｓ:０.０３％以下、Ｍｇ:０.０
０４〜０.０１５％、Ｎｉ:１.０〜３.０％およびＭｏ：
０.３〜０.７％の範囲内で含有させ、ＣｒおよびＣｕの
含有率を０.０３％以下にし、所定の熱処理（２段焼き
なまし又はＳＲ焼鈍）を行うことによりフェライト率が
７０％を超えるように基地組織をフェライト化したこと
を特徴とするものである。なお、繰り返しになるが、本
発明の特徴部分について説明する。すなわち、 パーライトおよびフェライトを有する基地組織のフ
ェライト化率を７０％を超えるようにした。基地組織の
フェライト率を上げると柔らかくなるので、延びが良く
なる。このために、ＭｏやＣｕの添加量を変えている。
つまり、Ｃｕの添加量を減らすかゼロにすることによ
り、パーライト化が抑制されフェライト量が増加すると
ともに、Ｍｏの含有量を増やすことにより耐熱亀裂性が
改善されるからである。
【００３８】 熱処理で基地組織を制御してフェライ
ト化を促進した。つまり、従来はＳＲ焼鈍が一般的であ
るが、基地組織中にもともとフェライト化の多いものは
ＳＲ焼鈍で、フェライト率を７０％よりも多くできる
が、基地組織中のパーライトの割合が高いものについて
は、２段焼きなましによってフェライト化を促進する必
要がある。
ト化を促進した。つまり、従来はＳＲ焼鈍が一般的であ
るが、基地組織中にもともとフェライト化の多いものは
ＳＲ焼鈍で、フェライト率を７０％よりも多くできる
が、基地組織中のパーライトの割合が高いものについて
は、２段焼きなましによってフェライト化を促進する必
要がある。
【００３９】 Ｃの含有量を増やすことによって遊離
カーボン量が多くなって、熱伝導率が高まる。
カーボン量が多くなって、熱伝導率が高まる。
【００４０】 耐熱亀裂性を向上したから、引張強度
は多少低く（３４０−４００Ｎ/mm2）ても、耐久性が向
上し、長期間安定してブレーキディスク材を使用できる
ようになる。
は多少低く（３４０−４００Ｎ/mm2）ても、耐久性が向
上し、長期間安定してブレーキディスク材を使用できる
ようになる。
【００４１】
【発明の効果】以上説明したことから明らかなように、
本発明に係るブレーキディスク材には、次のような優れ
た効果がある。
本発明に係るブレーキディスク材には、次のような優れ
た効果がある。
【００４２】(1) 請求項１に記載の発明によれば、先行
技術１のＣＶ黒鉛鋳鉄製ブレーキディスク材に比べて、 黒鉛形状は機械強度の高いＣＶ黒鉛のままとし、Ｃ
（炭素）量を増やしたことにより遊離炭素量が増えて熱
伝導性が高まった、 基地組織のフェライト化を促進する熱処理を施し、フ
ェライト率を７０％を超えるようにしたので、パーライ
ト割合の高い先行技術１の基地組織に比べて延伸性が高
まって耐熱亀裂性が向上した、 Ｍｏ（モリブデン）量を増やしたことにより、耐熱亀
裂性が向上した−したがって、ブレーキディスク材の
使用中に微細な熱亀裂が発生することはあってもその微
細な亀裂は大きな亀裂には進展せず、また摺動部では摩
耗することによって発生した微細な亀裂が消滅するの
で、寿命が延びて長期使用が可能になる。
技術１のＣＶ黒鉛鋳鉄製ブレーキディスク材に比べて、 黒鉛形状は機械強度の高いＣＶ黒鉛のままとし、Ｃ
（炭素）量を増やしたことにより遊離炭素量が増えて熱
伝導性が高まった、 基地組織のフェライト化を促進する熱処理を施し、フ
ェライト率を７０％を超えるようにしたので、パーライ
ト割合の高い先行技術１の基地組織に比べて延伸性が高
まって耐熱亀裂性が向上した、 Ｍｏ（モリブデン）量を増やしたことにより、耐熱亀
裂性が向上した−したがって、ブレーキディスク材の
使用中に微細な熱亀裂が発生することはあってもその微
細な亀裂は大きな亀裂には進展せず、また摺動部では摩
耗することによって発生した微細な亀裂が消滅するの
で、寿命が延びて長期使用が可能になる。
【００４３】(2) 請求項２に記載の発明では、基地組織
中にパーライトが多く含まれている場合であっても、２
段焼きなましを行うことによって基地組織中のフェライ
ト化が促進され、フェライト率が７０％を超えるように
なるから、延性が高められて耐熱亀裂性が向上し、また
熱歪みが低減する。
中にパーライトが多く含まれている場合であっても、２
段焼きなましを行うことによって基地組織中のフェライ
ト化が促進され、フェライト率が７０％を超えるように
なるから、延性が高められて耐熱亀裂性が向上し、また
熱歪みが低減する。
【００４４】(3) 請求項３に記載の発明は基地組織中の
フェライト率がもともと高い場合に適用されるもので、
ＳＲ焼鈍によってもフェライト率が７０％を超えて耐熱
亀裂性が向上し、熱歪みの低減も図られる。
フェライト率がもともと高い場合に適用されるもので、
ＳＲ焼鈍によってもフェライト率が７０％を超えて耐熱
亀裂性が向上し、熱歪みの低減も図られる。
【００４５】(4) 請求項４に記載の発明は、化学組成が
最良で熱伝導性が高く、フェライト率が極めて高くて耐
熱亀裂性に優れ、耐久性が大幅に向上するから、ブレー
キディスク材を長期間安定して使用できる。
最良で熱伝導性が高く、フェライト率が極めて高くて耐
熱亀裂性に優れ、耐久性が大幅に向上するから、ブレー
キディスク材を長期間安定して使用できる。
【図１】本発明の実施例１に係るブレーキディスク材の
リブ芯部を顕微鏡で１００倍に拡大して撮影した顕微鏡
写真を図面化して現したものである。
リブ芯部を顕微鏡で１００倍に拡大して撮影した顕微鏡
写真を図面化して現したものである。
【図２】本発明の実施例３に係るブレーキディスク材の
リブ芯部を顕微鏡で１００倍に拡大して撮影した顕微鏡
写真を図面化して現したものである。
リブ芯部を顕微鏡で１００倍に拡大して撮影した顕微鏡
写真を図面化して現したものである。
【図３】本発明のブレーキディスク材の製造過程で使用
する２段焼きなまし熱処理における温度と時間の関係を
示す線図である。
する２段焼きなまし熱処理における温度と時間の関係を
示す線図である。
【図４】本発明のブレーキディスク材の製造過程で使用
するＳＲ焼鈍の熱処理における温度と時間の関係を示す
線図である。
するＳＲ焼鈍の熱処理における温度と時間の関係を示す
線図である。
【図５】本発明の実施例１に係るブレーキディスク材の
熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂長さの
関係を表す線図である。
熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂長さの
関係を表す線図である。
【図６】比較例１（先行技術１）に係るブレーキディス
ク材の熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂
長さの関係を表す線図である。
ク材の熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂
長さの関係を表す線図である。
【図７】比較例２（先行技術２）に係るブレーキディス
ク材の熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂
長さの関係を表す線図である。
ク材の熱衝撃試験結果を示すもので、亀裂開口幅と亀裂
長さの関係を表す線図である。
１・１’ ブレーキディスク材 ２ フェライト ３ パーライト ４ ＣＶ黒鉛
Claims (4)
- 【請求項１】 化学組成が、Ｃ：３．６〜４．２％，Ｓ
ｉ：１．８〜２．４％、Ｍｎ：０．５〜０．７％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．００
４〜０．０１５％を含有するＣＶ黒鉛鋳鉄製の車両用ブ
レーキディスク材であって、 さらにＮｉ：１．０〜３．０％およびＭｏ：０．３〜
０．７％を含有させ、ＣｒおよびＣｕの含有率を０．０
３％以下にしたうえ、所定の熱処理を行うことによって
フェライト率が７０％を超えるように基地組織をフェラ
イト化したことを特徴とする車両用ブレーキディスク
材。 - 【請求項２】 前記熱処理として、８００℃〜９２０℃
で所定時間加熱したのちに６８０℃〜７５０℃の範囲内
の適切温度（例えば７００℃）まで冷却し、同温度で所
定時間加熱したのちに、徐々に冷却するところの２段焼
きなましを行う請求項１記載の車両用ブレーキディスク
材。 - 【請求項３】 前記熱処理として、５５０℃〜７５０℃
の範囲内の適切温度（例えば６４０℃）で所定時間加熱
したのち徐々に冷却するところの歪取り焼鈍を行う請求
項１記載の車両用ブレーキディスク材。 - 【請求項４】 前記化学組成において、Ｃ：３．８％，
Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．６％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．００６％を含有
し、さらにＮｉ：２．５％およびＭｏ：０．６％を含有
し、ＣｒおよびＣｕの含有率を０．０３％以下にし、フ
ェライト率を９０％前後もしくはそれ以上にしている請
求項１〜３のいずれかに記載の車両用ブレーキディスク
材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06584299A JP3730044B2 (ja) | 1999-03-12 | 1999-03-12 | 車両用ブレーキディスク材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06584299A JP3730044B2 (ja) | 1999-03-12 | 1999-03-12 | 車両用ブレーキディスク材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000256776A true JP2000256776A (ja) | 2000-09-19 |
| JP3730044B2 JP3730044B2 (ja) | 2005-12-21 |
Family
ID=13298682
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06584299A Expired - Fee Related JP3730044B2 (ja) | 1999-03-12 | 1999-03-12 | 車両用ブレーキディスク材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3730044B2 (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030068243A (ko) * | 2002-02-14 | 2003-08-21 | 현대자동차주식회사 | 자동차용 브레이크 디스크의 열처리 방법 |
| KR20030087484A (ko) * | 2002-05-10 | 2003-11-14 | 현대자동차주식회사 | 페라이트계 ｃｇｉ조성물 |
| KR100940819B1 (ko) * | 2009-07-22 | 2010-02-04 | 다산폴리텍 주식회사 | 브레이크 디스크 |
| JP2010280959A (ja) * | 2009-06-05 | 2010-12-16 | Hino Motors Ltd | フェライト系ｃｖ黒鉛鋳鉄 |
| CN102676910A (zh) * | 2012-04-22 | 2012-09-19 | 洛阳古城机械有限公司 | 一种蠕铁材质及其制备工艺及使用该材质的飞轮 |
| KR101283018B1 (ko) * | 2011-05-18 | 2013-07-08 | 현대자동차주식회사 | 이종재질의 브레이크 디스크 |
| CN103195689A (zh) * | 2013-04-24 | 2013-07-10 | 东莞市金瑞五金制品有限公司 | 一种压缩机 |
| CN103993216A (zh) * | 2014-05-26 | 2014-08-20 | 广东美芝精密制造有限公司 | 压缩机泵体用活塞及其制备方法以及压缩机和制冷设备 |
| WO2016050200A3 (zh) * | 2014-09-29 | 2016-05-26 | 常州朗锐铸造有限公司 | 合金蠕墨铸铁、轨道车辆制动盘和熔铸方法 |
| WO2018109259A1 (en) * | 2016-12-16 | 2018-06-21 | Wärtsilä Finland Oy | Ductile iron and method of manufacturing an article |
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| CN113046622A (zh) * | 2019-12-27 | 2021-06-29 | 南通虹冈铸钢有限公司 | 一种提高d7003球墨铸铁淬火硬度的加工工艺 |
| CN115074613A (zh) * | 2022-05-17 | 2022-09-20 | 烟台大学 | 一种高导热高耐热疲劳蠕墨铸铁及其制备方法 |
-
1999
- 1999-03-12 JP JP06584299A patent/JP3730044B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| CN115074613A (zh) * | 2022-05-17 | 2022-09-20 | 烟台大学 | 一种高导热高耐热疲劳蠕墨铸铁及其制备方法 |
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