JP2006322071A - Brake disk having high temper softening resistance - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、オートバイや自動車、自転車などのディスクブレーキに用いられるブレーキディスクに関し、特に適正な硬さを有すると共に、焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクに関するものである。ここで、本発明でいう「焼戻し軟化抵抗の大きい」とは、高温に保持されたのちの軟化が小さく、初期の適正硬さに近い硬さを維持できる特性のことである。 The present invention relates to a brake disc used for a disc brake of a motorcycle, an automobile, a bicycle, etc., and more particularly to a brake disc having an appropriate hardness and a high resistance to temper softening. Here, “high in tempering softening resistance” as used in the present invention means a characteristic that the softening after holding at a high temperature is small and the hardness close to the initial appropriate hardness can be maintained.
オートバイや自動車等に採用されているディスクブレーキは、ブレーキディスクとブレーキパッドとの摩擦によって、運動エネルギーを熱エネルギーに変換して車輪の回転を抑え、制動するものである。そのため、上記ブレーキディスクには、適正な硬さを有すると共に耐磨耗性や靭性等にも優れることが求められる。特に、ブレーキディスクの硬さが低い場合には、ブレーキパッドとの摩擦による磨耗が進行しやすくなるほか、ブレーキの利き（制動性）が悪くなる。一方、ブレーキディスクが硬すぎる場合には、いわゆるブレーキ鳴きの原因となる。そのため、ブレーキディスクの硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４５で規定されたロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）で３２〜３８程度に管理されている。 Disc brakes used in motorcycles, automobiles, etc., convert the kinetic energy into heat energy by the friction between the brake disc and the brake pad, thereby suppressing the rotation of the wheel and braking. Therefore, the brake disc is required to have an appropriate hardness and excellent wear resistance, toughness, and the like. In particular, when the hardness of the brake disc is low, wear due to friction with the brake pad is likely to proceed, and braking effectiveness (braking performance) is deteriorated. On the other hand, when the brake disc is too hard, it causes a so-called brake squeal. Therefore, the hardness of the brake disc is controlled to about 32 to 38 in terms of Rockwell C hardness (HRC) defined by JIS Z2245.
ブレーキディスクに用いられる素材としては、硬さと耐食性の観点から、従来、マルテンサイト系ステンレス鋼が主に使用されている。このマルテンサイト系ステンレス鋼としては、一時、ＳＵＳ４２０Ｊ２などの炭素量が高いステンレス鋼を焼入れ、焼戻し処理して使用していたが、焼戻し処理等の製造上の負荷が大きいという問題があったことから、近年では、特許文献１や特許文献２に開示されているような、焼入れたままで使用可能な低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されるようになってきている。 Conventionally, martensitic stainless steel is mainly used as a material used for a brake disc from the viewpoint of hardness and corrosion resistance. As this martensitic stainless steel, stainless steel with a high carbon content such as SUS420J2 was temporarily used after quenching and tempering, but there was a problem that the production load such as tempering was heavy. In recent years, low carbon martensitic stainless steel that can be used as it is quenched, as disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2, has come to be used.
一方、近年では、地球環境を保護する観点から、オートバイや自動車等の燃費向上が強く求められている。燃費を向上するには、車体重量の軽減が有効であるため、車両の軽量化が進められている。制動装置であるディスクブレーキも例外ではなく、ブレーキディスクの小型化や厚みの低減（薄肉化）が行われている。しかし、ブレーキディスクの小型化、薄肉化は、ブレーキディスク自体の熱容量の低下を招くため、ブレーキディスクの温度は、制動時の摩擦熱によって６５０℃以上に上昇することがある。そのため、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼を素材としたブレーキディスクでは、上記摩擦熱により焼戻しされて軟化し、耐久性が低下するという問題があった。 On the other hand, in recent years, from the viewpoint of protecting the global environment, there has been a strong demand for improving the fuel efficiency of motorcycles and automobiles. In order to improve fuel efficiency, it is effective to reduce the weight of the vehicle body. Disc brakes, which are braking devices, are no exception, and brake discs have been reduced in size and thickness (thinned). However, the reduction in size and thickness of the brake disc causes a decrease in the heat capacity of the brake disc itself, and the temperature of the brake disc may rise to 650 ° C. or higher due to frictional heat during braking. Therefore, the conventional brake disk made of martensitic stainless steel has a problem that it is tempered and softened by the frictional heat and the durability is lowered.
このような問題に対しては、例えば、特許文献３には、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうちの１種または２種以上とＮを含有させることにより、ディスクブレーキ制動中の昇温による軟化を抑制する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼が提案されている。また、特許文献４には、ＮｂあるいはＮｂと共に、Ｔｉ，Ｖ，Ｂのうちの１種または２種以上を複合して添加し、焼戻し軟化を抑制するディスクブレーキ用ステンレス鋼が提案されている。また、特許文献５には、鋼中のＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｖ，ＴｉおよびＡｌの関係式で表されるＧＰ値（高温でのオーステナイト比率）を５０％以上に調整すると共に、Ｎｂ，Ｖのうちの１種または２種を添加することにより、制動時の昇温による焼戻し軟化を抑制するディスクブレーキロータ用鋼が提案されている。
しかしながら、特許文献３〜５に記載されたブレーキディスク用ステンレス鋼は、高価な合金元素を多量に添加することから製造コストが高く、また、ブレーキ制動時の摩擦熱による焼戻し軟化抵抗も十分ではないため、６５０℃以上の温度に長時間保持されると、硬さが急激に低下するという問題を有するものであった。 However, the stainless steel for brake discs described in Patent Documents 3 to 5 has a high manufacturing cost because a large amount of expensive alloy elements are added, and temper softening resistance due to frictional heat during braking is not sufficient. For this reason, when it is held at a temperature of 650 ° C. or higher for a long time, there is a problem that the hardness rapidly decreases.
そこで、本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、適正な硬さを有すると共に、焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクを提供することにある。 SUMMARY OF THE INVENTION Accordingly, an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and provide a brake disk having an appropriate hardness and a high resistance to temper softening.
発明者らは、上記課題を解決するため、マルテンサイト系ステンレス鋼を用いて製造したブレーキディスクの焼戻し軟化抵抗に影響を及ぼす各種要因について詳細に調査した。その結果、ブレーキディスク用素材として特定の成分組成を有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼を用いると共に、焼入れ後の旧オーステナイト粒の平均粒径を８μｍ以上とする、および／または、焼入れ後の析出Ｎｂ量を全Ｎｂ量に対して所定値以下に調整することにより、硬さが適正範囲（ＨＲＣ：３２〜３８）であると共に、焼戻し軟化抵抗にも優れる（６５０℃×１ｈｒの焼戻し後の硬さがＨＲＣ：３０以上）ブレーキディスクが得られることを見出した。 In order to solve the above-mentioned problems, the inventors have investigated in detail the various factors affecting the temper softening resistance of a brake disc manufactured using martensitic stainless steel. As a result, a low carbon martensitic stainless steel having a specific component composition is used as a material for a brake disk, and the average grain size of the prior austenite grains after quenching is 8 μm or more and / or the precipitated Nb after quenching By adjusting the amount to a predetermined value or less with respect to the total Nb amount, the hardness is in an appropriate range (HRC: 32-38) and excellent in temper softening resistance (hardness after tempering at 650 ° C. × 1 hr) Has found that a brake disk can be obtained.
さらに、発明者らは、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の焼戻し軟化抵抗の向上を図るには、焼入後のマルテンサイト組織中に内在する転位の密度を適正範囲に制御すると共に、Ｃｕ等の転位上に優先的に微細析出する元素を添加して転位の回復を抑制し、焼戻し後のマルテンサイト組織中に内在する転位密度を適正範囲に制御することが有効であることを見出し、本発明を完成させた。 Furthermore, in order to improve the temper softening resistance of the low carbon martensitic stainless steel, the inventors controlled the density of dislocations present in the martensite structure after quenching within an appropriate range, and Cu and the like. It was found that it is effective to control the dislocation density inherent in the martensite structure after tempering by adding an element that preferentially precipitates finely on the dislocation, thereby controlling the dislocation recovery, and the present invention. Was completed.
すなわち、本発明は、Ｃ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１０．５〜１５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．５超〜４．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０２〜０．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃ，Ｎ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＣｕを、下記（１）式および（２）式；
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以上であるマルテンサイト組織を有し、硬さがＨＲＣで３２〜３８であることを特徴とする焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクである。
That is, the present invention includes C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5 to 15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu : More than 0.5 to 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo And Cu, the following formulas (1) and (2):
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
And the remainder has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and has a martensitic structure in which the average grain size of the prior austenite grains is 8 μm or more, and the hardness is 32 to 38 in HRC It is a brake disk having a large resistance to temper softening.
また、本発明は、Ｃ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１０．５〜１５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．５超〜４．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０２〜０．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃ，Ｎ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＣｕを、下記（１）式および（２）式；
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ析出したＮｂの量と含有する全Ｎｂの量との比（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．７５未満であり、硬さがＨＲＣで３２〜３８であることを特徴とする焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクである。
Moreover, this invention is C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5-15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu : More than 0.5 to 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo And Cu, the following formulas (1) and (2):
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
In which the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and the ratio of the amount of precipitated Nb to the amount of total Nb contained (the amount of precipitated Nb / the total amount of Nb) is 0.75 The brake disc has a high resistance to temper softening and is characterized by having a hardness of 32 to 38 in terms of HRC.
また、本発明は、Ｃ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１０．５〜１５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．５超〜４．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０２〜０．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｃ，Ｎ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＣｕが、下記（１）式および（２）式；
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が８μｍ以上であるマルテンサイト組織を有すると共に、析出したＮｂの量と含有する全Ｎｂの量との比（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．７５未満であり、硬さがＨＲＣで３２〜３８であることを特徴とする焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクである。
Moreover, this invention is C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5-15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu : More than 0.5 to 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo And Cu are the following formulas (1) and (2):
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
And the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and has a martensite structure in which the average grain size of the prior austenite grains is 8 μm or more, and the amount of precipitated Nb and the total content A brake disk having a high temper softening resistance, characterized in that the ratio to the amount of Nb (the amount of precipitated Nb / the total amount of Nb) is less than 0.75 and the hardness is 32 to 38 in HRC.
本発明の上記ブレーキディスクは、マルテンサイト組織中に内在する転位の密度ρの平方根（√ρ）が０．８〜１．３×１０８ｍ−１であることを特徴とする。 The brake disk of the present invention is characterized in that the square root (√ρ) of dislocation density ρ inherent in the martensite structure is 0.8 to 1.3 × 10 8 m −1 .
また、本発明の上記ブレーキディスクは、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し後の硬さがＨＲＣで３０以上であること、あるいは、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し後のマルテンサイト組織中に内在する転位の密度ρの平方根（√ρ）が０．６〜１．３×１０８ｍ−１であり、該転位上にはＣｕが微細析出してなることを特徴とする。 The brake disk of the present invention has a hardness after tempering of 30 or more in HRC held at 650 ° C. for 1 hr, or a dislocation existing in the martensitic structure after tempering held at 650 ° C. for 1 hr. The square root (√ρ) of the density ρ is 0.6 to 1.3 × 10 8 m −1 , and Cu is finely precipitated on the dislocation.
また、本発明の上記ブレーキディスクは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｍｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％のいずれか１種または２種
Ｂ群；Ｔｉ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％およびＴａ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群；Ｂ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％のいずれか１種または２種
In addition to the above component composition, the brake disc of the present invention further includes at least one component of the following groups A to C.
Group A; Mo: 0.01 to 2.0 mass%, Co: 0.01 to 1.0 mass%, one or two groups B; Ti: 0.02 to 0.3 mass%, V: 0 0.02 to 0.3 mass%, Zr: 0.02 to 0.3 mass% and Ta: 0.02 to 0.3 mass%, one or more selected from group C; B: 0.0005 Any one or two of 0.0050 mass%, Ca: 0.0005 to 0.0050 mass%
本発明によれば、硬さがＨＲＣ：３２〜３８を有すると共に、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し後の硬さがＨＲＣ：３０以上である焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスクを、多量の合金元素を添加することなく安価に提供することができる。 According to the present invention, a brake disk having a high temper softening resistance, having a hardness of HRC: 32 to 38 and being held at 650 ° C. for 1 hr, and having a hardness after tempering of HRC: 30 or more, a large amount of alloy elements are added. It can be provided at low cost without addition.
本発明を開発する契機となった実験について説明する。
Ｃ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．１２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．７ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％および残部が実質的にＦｅからなる低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板を、加熱温度を１０００〜１１５０℃の間で４水準に変化させて加熱し、１分間保持してから、２００℃までを平均冷却速度１０℃／ｓｅｃで空冷する焼入れ処理を施した。この焼入れ後の鋼板断面の金属組織を観察し、旧オーステナイト（以下、「旧γ」ともいう）粒の平均粒径を測定したところ、焼入れ温度が１０００℃で５μｍ、１０５０℃で８μｍ、１１００℃で１０μｍ、１１５０℃で１５μｍであった。その後、上記焼入れ後の鋼板を、６５０℃の温度に１ｈｒ保持してから空冷する焼戻し処理を施した。上記のようにして得た焼戻し処理前の鋼板および焼戻し処理後の鋼板について、表層の酸化層を除去してから、ロックウェル硬度計で表面の硬さ（ＨＲＣ）を測定した。
An experiment that triggered the development of the present invention will be described.
C: 0.04 mass%, Cr: 12 mass%, Si: 0.1 mass%, Mn: 1.5 mass%, N: 0.04 mass%, Nb: 0.12 mass%, Ni: 0.7 mass%, Cu: 1 A low carbon martensitic stainless steel plate composed of 0.0 mass% and the balance substantially consisting of Fe is heated by changing the heating temperature between 1000 to 1150 ° C. in four levels, held for 1 minute, and then up to 200 ° C. A quenching treatment was performed by air cooling at an average cooling rate of 10 ° C./sec. Observation of the metal structure of the cross-section of the steel sheet after quenching and measurement of the average grain size of prior austenite (hereinafter also referred to as “old γ”) grains revealed a quenching temperature of 5 μm at 1000 ° C., 8 μm at 1050 ° C., 1100 ° C. And 10 μm at 1150 ° C. and 15 μm. Thereafter, the quenched steel sheet was subjected to a tempering process in which the steel sheet was kept at a temperature of 650 ° C. for 1 hour and then air-cooled. About the steel plate before the tempering process obtained as described above and the steel sheet after the tempering process, the surface oxide layer was removed, and the surface hardness (HRC) was measured with a Rockwell hardness meter.
図１は、旧オーステナイト（γ）粒の平均粒径が、鋼板表面の硬さ（ＨＲＣ）に及ぼす影響を示したものである。図１から、上記成分組成のステンレス鋼板においては、合金元素を多量に添加していないにも拘わらず、旧γ粒の平均粒径を８μｍ以上とした場合には、焼入れ後の硬さがＨＲＣ：３２〜３８であると共に、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し処理を施した後でも、ＨＲＣで３０以上の硬さを維持できることがわかる。この結果から、焼入れ後の硬さをＨＲＣで３２〜３８とし、さらに、６５０℃で１ｈｒの焼戻し後の硬さをＨＲＣで３０以上とするためには、焼入れ後の旧γ粒の平均粒径が８μｍ以上のマルテンサイト組織とすることが重要であることがわかった。 FIG. 1 shows the influence of the average grain size of prior austenite (γ) grains on the hardness (HRC) of the steel sheet surface. From FIG. 1, in the stainless steel plate having the above component composition, the hardness after quenching is HRC when the average grain size of the old γ grains is 8 μm or more, even though a large amount of alloying elements is not added. : It is understood that the hardness of 30 or more can be maintained by HRC even after the tempering treatment that is held at 650 ° C. for 1 hour. From this result, in order to set the hardness after quenching to 32 to 38 by HRC and further to set the hardness after tempering at 650 ° C. for 1 hr to 30 or more by HRC, the average grain size of the old γ grains after quenching is It was found that it is important to have a martensite structure of 8 μm or more.
上記のように、焼入れ後の旧γ粒が大きいほど焼戻し軟化抵抗が大きくなる原因については、まだ十分に明らかになっていないが、次にように考えている。一般に、焼入れ後の焼戻し過程では、結晶粒内に固溶しているＣｒ，Ｎｂ等の合金元素は拡散して、結晶粒内に微細な析出物（Ｃｒ炭化物，Ｎｂ炭窒化物等）を生成すると共に、結晶粒界に達した合金元素は、粒界に粗大な析出物を形成する。ここで、旧γ粒が微細な金属組織では、粒内の合金元素が旧γ粒界まで到達するのに必要な拡散距離が短いため、焼戻しを受けると、容易に旧γ粒界に粗大な析出物（Ｃｒ炭化物）を形成する。その結果、結晶粒内に析出する微細な析出物が減少して、十分な析出強化が得られなくなる。しかも、粒界に析出した粗大な析出物は、析出強化への寄与が小さい。一方、旧γ粒が粗大な金属組織では、結晶粒内に固溶しているＣｒ，Ｎｂ等の合金元素が、旧γ粒界まで到達する拡散距離が長くなる。そのため、焼戻しを受けたときに、合金元素は、旧γ粒界まで達し難く、旧γ粒内に微細な析出物となって析出する。この析出物は、転位運動の抵抗となるため、焼戻し軟化抵抗が大きくなるものと推察される。 As described above, the reason why the temper softening resistance increases as the old γ grains after quenching increases is not yet fully clarified, but is considered as follows. In general, in the tempering process after quenching, alloy elements such as Cr and Nb dissolved in crystal grains diffuse to form fine precipitates (Cr carbide, Nb carbonitride, etc.) in the crystal grains. At the same time, the alloy elements that have reached the crystal grain boundaries form coarse precipitates at the grain boundaries. Here, in the metal structure in which the old γ grains are fine, the diffusion distance necessary for the alloy elements in the grains to reach the old γ grain boundaries is short, so when subjected to tempering, the old γ grains easily become coarse in the old γ grain boundaries. A precipitate (Cr carbide) is formed. As a result, fine precipitates precipitated in the crystal grains are reduced, and sufficient precipitation strengthening cannot be obtained. Moreover, coarse precipitates precipitated at the grain boundaries have a small contribution to precipitation strengthening. On the other hand, in a metal structure in which the old γ grains are coarse, the diffusion distance that alloy elements such as Cr and Nb dissolved in the crystal grains reach the old γ grain boundary becomes long. Therefore, when tempered, the alloy element hardly reaches the old γ grain boundary and precipitates as fine precipitates in the old γ grain. This precipitate is supposed to increase the resistance to temper softening because it becomes a resistance to dislocation motion.
次に、Ｃ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１２．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．１３ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．６ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％および残部が実質的にＦｅからなる低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板を、加熱温度を９００〜１１５０℃の間で６水準に変化させて加熱し、１分間保持してから、２００℃までを平均冷却速度１０℃／ｓｅｃで空冷する焼入れ処理を施し、この焼入れ後の鋼板について、析出物として析出した析出Ｎｂ量と、含有する全Ｎｂ量を測定し、それらの比（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）を求めた。その後、上記焼入れ後の鋼板を、６５０℃の温度に１ｈｒ保持してから空冷する焼戻し処理を施してから、表層の酸化層を除去し、ロックウェル硬度計で表面の硬さ（ＨＲＣ）を測定した。なお、上記析出Ｎｂ量は、電解抽出した残渣を化学分析して測定し、また、全Ｎｂ量は、通常の化学分析により求めた。 Next, C: 0.04 mass%, Cr: 12.1 mass%, Si: 0.2 mass%, Mn: 1.6 mass%, N: 0.04 mass%, Nb: 0.13 mass%, Ni: 0.6 mass %, Cu: 1.0 mass%, and the balance being substantially Fe, the low carbon martensitic stainless steel sheet is heated at 900 to 1150 ° C. while changing the heating temperature to 6 levels and held for 1 minute. From this, the steel plate after this quenching was subjected to quenching treatment by air cooling at an average cooling rate of 10 ° C./sec up to 200 ° C., and the amount of precipitated Nb deposited as precipitates and the total amount of Nb contained were measured. (Precipitated Nb amount / total Nb amount) was determined. Thereafter, the steel sheet after quenching is subjected to a tempering treatment in which the steel plate is kept at a temperature of 650 ° C. for 1 hour and then air-cooled, and then the surface oxide layer is removed, and the surface hardness (HRC) is measured with a Rockwell hardness meter. did. The amount of precipitated Nb was measured by chemical analysis of the electrolytically extracted residue, and the total amount of Nb was determined by ordinary chemical analysis.
図２は、上記結果をもとに、焼入れ後の（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が焼戻し処理後の鋼板の硬さに及ぼす影響について示したものである。図２から、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し処理後においてもＨＲＣ：３０以上を維持できる焼戻し軟化抵抗を確保するためには、焼入れ後の（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．７５未満であることが必要であることがわかる。 FIG. 2 shows the influence of (precipitated Nb amount / total Nb amount) after quenching on the hardness of the steel plate after tempering, based on the above results. From FIG. 2, in order to ensure temper softening resistance that can maintain HRC: 30 or more even after tempering treatment that is held at 650 ° C. for 1 hr, (the amount of precipitated Nb / the total amount of Nb) after quenching is less than 0.75. It turns out that it is necessary.
焼入れ後の（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が低い方が、焼戻し軟化抵抗が大きい理由は、以下のように考えられる。焼入れを行う前の鋼板では、添加されているＮｂのほとんどが析出物として存在するため、（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）は、通常、０．９以上である。しかし、焼入れ処理における加熱により、上記析出Ｎｂの一部が固溶し、この固溶したＮｂは、焼入れ後の焼戻し時に微細に析出して、析出強化に寄与する。しかし、焼入れ時の加熱が十分でない場合には、析出Ｎｂの溶解が不十分となり、焼入れ後の固溶Ｎｂ量が減少するため、その後の焼戻しで析出するＮｂ析出物の量が少なくなり、焼戻し軟化抵抗が低下するものと考えられる。 The reason why the temper softening resistance is higher when the (precipitated Nb amount / total Nb amount) after quenching is lower is considered as follows. In the steel plate before quenching, most of the added Nb is present as precipitates, so (the amount of precipitated Nb / the total amount of Nb) is usually 0.9 or more. However, due to the heating in the quenching process, a part of the precipitated Nb is dissolved, and this dissolved Nb is finely precipitated at the time of tempering after quenching and contributes to precipitation strengthening. However, when the heating at the time of quenching is not sufficient, the dissolution of the precipitated Nb becomes insufficient, and the amount of solid solution Nb after quenching decreases, so that the amount of Nb precipitates precipitated by subsequent tempering decreases, and tempering occurs. It is considered that the softening resistance is lowered.
ところで、焼入れによって得られるマルテンサイト組織は、内部に高密度の転位を内在した組織であり、この転位密度が高い程、硬くなることはよく知られている。そこで、発明者らは、鋼のマルテンサイト中に内在している転位密度と、ブレーキディスクの硬さとの関係を調査した。その結果、硬さとマルテンサイト中の転位密度とは密接な関係があり、マルテンサイト中の転位密度を適正範囲に調整することにより、ブレーキディスクの硬さを適正範囲に制御することが可能であること、そして、ブレーキディスクの焼戻しによる軟化を防止するためには、何らかの手段によって、マルテンサイト組織中の転位の回復を抑制し、転位密度を適正範囲に維持することが有効であることを見出した。さらに、転位の回復を阻害する手段について検討した結果、鋼成分としてＣｕを添加し、焼戻しを受けた際に、Ｃｕを転位上に微細に析出させることで、転位の回復を著しく抑制できることを見出した。
本発明は、上記知見に基き開発したものである。
By the way, it is well known that the martensite structure obtained by quenching is a structure having high-density dislocations inside, and the higher the dislocation density, the harder it is. Therefore, the inventors investigated the relationship between the dislocation density inherent in the martensite of the steel and the hardness of the brake disk. As a result, there is a close relationship between the hardness and the dislocation density in martensite. By adjusting the dislocation density in martensite to an appropriate range, it is possible to control the hardness of the brake disc to an appropriate range. In addition, in order to prevent softening due to tempering of the brake disk, it was found that it is effective to suppress dislocation recovery in the martensite structure and maintain the dislocation density in an appropriate range by some means. . Furthermore, as a result of examining means for inhibiting the recovery of dislocations, it has been found that when Cu is added as a steel component and tempering is performed, Cu is finely precipitated on the dislocations so that the recovery of dislocations can be remarkably suppressed. It was.
The present invention has been developed based on the above findings.
次に、本発明のブレーキディスクの成分組成を、上記範囲に制限する理由について説明する。
Ｃ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｃは、ブレーキディスクの硬さを決定する元素であり、焼入れ後に適正な硬さ（ＨＲＣ：３２〜３８）を確保するためには、０．０３ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、粗大なＣｒ炭化物（Ｃｒ２３Ｃ６）を形成して発錆の起点となり、耐食性を低下させるほか、靭性も低下させるので、Ｃは、０．１ｍａｓｓ％以下とする必要がある。なお、耐食性の観点からは、０．０５ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。
Next, the reason why the component composition of the brake disk of the present invention is limited to the above range will be described.
C: 0.1 mass% or less C is an element that determines the hardness of the brake disc, and in order to ensure an appropriate hardness (HRC: 32-38) after quenching, 0.03 mass% or more must be contained. Is preferred. However, if the content exceeds 0.1 mass%, coarse Cr carbide (Cr 23 C 6 ) is formed and becomes a starting point of rusting, which reduces corrosion resistance and toughness, so C is 0.1 mass. % Or less is required. From the viewpoint of corrosion resistance, it is preferably less than 0.05 mass%.
Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であり、０．０５ｍａｓｓ％以上含有することが望ましい。しかし、Ｓｉは、フェライト相安定化元素であり、１．０ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、焼入れ性を阻害して焼入れ硬さ低下させるほか、靭性を劣化させる。そのため、Ｓｉは、１．０ｍａｓｓ％以下に限定する。靭性を維持する観点からは、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Si: 1.0 mass% or less Si is an element added as a deoxidizing agent, and it is desirable to contain 0.05 mass% or more. However, Si is a ferrite phase stabilizing element, and excessive addition exceeding 1.0 mass% hinders hardenability and lowers quenching hardness, and also degrades toughness. Therefore, Si is limited to 1.0 mass% or less. From the standpoint of maintaining toughness, 0.5 mass% or less is preferable.
Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、高温でのδ−フェライト相の生成を抑制して焼入れ性を向上するので、安定した焼入れ硬さを得るのに有用な元素であり、０．３ｍａｓｓ％以上含有することが望ましい。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、耐食性を低下させることから、２．０ｍａｓｓ％以下に制限する。焼入れ性をより向上するためには、１．０ｍａｓｓ％超えが好ましく、より好ましくは１．２ｍａｓｓ％超えである。
Mn: 2.0 mass% or less Mn is an element useful for obtaining stable quenching hardness because it suppresses the formation of δ-ferrite phase at high temperature and improves hardenability, and is 0.3 mass% or more. It is desirable to contain. However, if it contains more than 2.0 mass%, it combines with S to form MnS and lower the corrosion resistance, so it is limited to 2.0 mass% or less. In order to improve hardenability more, it exceeds 1.0 mass%, More preferably, it exceeds 1.2 mass%.
Ｃｒ：１０．５〜１５．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性を確保するのに必須の元素であり、十分な耐食性を確保するには１０．５ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。一方、１５．０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、加工性、靭性が低下するようになる。そのため、Ｃｒは、１０．５〜１５．０ｍａｓｓ％の範囲に制限する。なお、十分な耐食性を得る観点からは１１．５ｍａｓｓ％超、靭性を確保する観点からは１３．０ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。
Cr: 10.5 to 15.0 mass%
Cr is an essential element for ensuring the corrosion resistance characteristic of stainless steel, and it is necessary to contain 10.5 mass% or more in order to ensure sufficient corrosion resistance. On the other hand, when it contains exceeding 15.0 mass%, workability and toughness will fall. Therefore, Cr is limited to a range of 10.5 to 15.0 mass%. In addition, from the viewpoint of obtaining sufficient corrosion resistance, it is preferable to be more than 11.5 mass% and from the viewpoint of ensuring toughness, it is preferably less than 13.0 mass%.
Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、耐食性を向上すると共に、６５０℃を超える高温でのＣｒ炭化物の析出を遅らせて、Ｃを過飽和に含むマルテンサイト相の硬さの低下を抑制し、焼戻し軟化抵抗を向上する効果がある。さらに、ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上すると共に、靭性の改善にも寄与する。それらの効果は、０．１ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、焼戻し軟化抵抗の向上効果は飽和し、含有量に見合う効果が得られなくなるため、２．０ｍａｓｓ％以下に制限する。なお、焼戻し軟化抵抗を向上する観点からは、０．５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。
Ni: 2.0 mass% or less Ni improves corrosion resistance and delays precipitation of Cr carbide at a high temperature exceeding 650 ° C., suppresses a decrease in the hardness of the martensite phase containing C in supersaturation, and softens the temper. There is an effect of improving resistance. Furthermore, it improves the corrosion resistance, which is a characteristic of stainless steel, and contributes to the improvement of toughness. Those effects are recognized by addition of 0.1 mass% or more. However, even if added in excess of 2.0 mass%, the effect of improving the temper softening resistance is saturated and an effect commensurate with the content cannot be obtained, so the content is limited to 2.0 mass% or less. In addition, it is preferable to add 0.5 mass% or more from a viewpoint of improving temper softening resistance.
Ｃｕ：０．５超〜４．０ｍａｓｓ％
Ｃｕは、焼戻しを受けた際に、マルテンサイト組織中に存在する転位上にε−Ｃｕとして微細に析出し、焼戻し軟化抵抗を著しく向上する元素であり、その効果を得るためには０．５ｍａｓｓ％超え添加する必要がある。しかし、４．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靭性の劣化を招く。よって、Ｃｕは、０．５超〜４．０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。なお、靭性を確保する観点からは、１．５ｍａｓｓ％未満で含有することが好ましい。
Cu: more than 0.5 to 4.0 mass%
Cu is an element that, when subjected to tempering, precipitates finely as ε-Cu on the dislocations present in the martensite structure, and remarkably improves the temper softening resistance. It is necessary to add more than%. However, if it exceeds 4.0 mass%, toughness is deteriorated. Therefore, Cu is added in the range of more than 0.5 to 4.0 mass%. In addition, from a viewpoint of ensuring toughness, it is preferable to contain less than 1.5 mass%.
Ｎｂ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、焼入れ後、６５０℃程度の高温に保持された際に、炭窒化物を形成して析出硬化し、焼戻し軟化抵抗を向上する元素である。その効果を得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．３ｍａｓｓ％を超えて添加すると靭性が低下するため、Ｎｂは、０．０２〜０．３ｍａｓｓ％の範囲に制限する。なお、焼戻し軟化抵抗を向上する観点からは、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％超え、さらに好ましくは０．１１ｍａｓｓ％以上添加するのがよい。しかし、靭性を確保する観点からは０．２ｍａｓｓ％以下にすることが好ましい。
Nb: 0.02-0.3 mass%
Nb is an element that, when kept at a high temperature of about 650 ° C. after quenching, forms carbonitrides, precipitates and hardens, and improves temper softening resistance. In order to acquire the effect, it is necessary to add 0.02 mass% or more. On the other hand, if added over 0.3 mass%, the toughness decreases, so Nb is limited to a range of 0.02 to 0.3 mass%. In addition, from the viewpoint of improving the temper softening resistance, it is preferable to add more than 0.08 mass%, and more preferably 0.11 mass% or more. However, from the viewpoint of ensuring toughness, it is preferably 0.2 mass% or less.
Ｎ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｎは、Ｃと同様に、焼入後の鋼の硬さを高める元素である。特に、Ｎは、５００〜７００℃の温度範囲で微細なＣｒ窒化物（Ｃｒ２Ｎ）を形成し、その析出硬化作用によって焼戻し軟化抵抗を向上する効果がある。この効果を得るためには、Ｎを０．０３ｍａｓｓ％超え含有することが望ましい。一方、Ｎの過度の添加は、靭性の低下を招くので、０．１ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
N: 0.1 mass% or less N, like C, is an element that increases the hardness of steel after quenching. In particular, N has the effect of forming fine Cr nitride (Cr 2 N) in the temperature range of 500 to 700 ° C. and improving the temper softening resistance by its precipitation hardening action. In order to acquire this effect, it is desirable to contain N exceeding 0.03 mass%. On the other hand, excessive addition of N causes a decrease in toughness, so it is necessary to limit it to 0.1 mass% or less.
本発明のブレーキディスクは、上記基本成分が、上記範囲で含有していることのほか、下記（１）および（２）式；
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２）
ここで、Ｃｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，ＮおよびＣは、各合金成分の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たして含有していることが必要である。なお、上記（１）式の左辺および（２）式の中間項を計算するに当たっては、Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％未満、Ｎｂ：０．０２ｍａｓｓ％未満、Ｍｏ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎｉ：０．１ｍａｓｓ％未満の場合には、その元素の含有量は０（ゼロ）として行う。
The brake disc of the present invention contains the above basic components in the above range, and the following formulas (1) and (2):
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
Here, Cr, Si, Mo, Nb, Ni, Mn, Cu, N and C are the contents (mass%) of each alloy component.
It is necessary to satisfy and contain. In calculating the left side of the formula (1) and the intermediate term of the formula (2), Cu: less than 0.1 mass%, Nb: less than 0.02 mass%, Mo: less than 0.01 mass%, Ni: 0 When the content is less than 1 mass%, the element content is set to 0 (zero).
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
（１）式は、優れた焼入安定性を確保する条件を示すものである。ここで「優れた焼入れ安定性」とは、オーステナイト領域および焼入れ温度範囲が広くて、焼入れ加熱時にオーステナイト（γ）相が７５ｖｏｌ％以上生成し、空冷以上の速度で冷却する焼入れを行った際に、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態して所定の焼入れ硬さが安定して確保できることを意味する。上記（１）式の左辺の値が４５以上では、焼入れ加熱した際に、オーステナイト相が７５ｖｏｌ％以上生成しないか、あるいは生成する温度範囲が極端に狭くなり、安定して焼入れ硬さを確保できなくなるため、（１）式の左辺の値は４５未満に規制する必要がある。
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
The expression (1) indicates a condition for ensuring excellent quenching stability. Here, “excellent quenching stability” means that the austenite region and the quenching temperature range are wide, an austenite (γ) phase is generated at 75 vol% or more during quenching heating, and quenching is performed at a rate higher than air cooling. This means that the austenite phase is transformed into a martensite phase and a predetermined quenching hardness can be secured stably. When the value on the left side of the above formula (1) is 45 or more, when quenching and heating, the austenite phase does not form 75 vol% or more, or the temperature range to be generated becomes extremely narrow, and the quenching hardness can be secured stably. Therefore, the value on the left side of the equation (1) needs to be restricted to less than 45.
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２）
（２）式は、焼入れ硬さを所定の適正範囲内とする条件を示すものである。焼入れ硬さは、Ｃ，Ｎの含有量と強い相関がある。しかし、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成したＣ，Ｎは焼入れ後の硬さの向上には寄与しなくなる。そのため、焼入れ後の硬さは、鋼中の全Ｃ，Ｎ量から析出物として析出したＣ，Ｎ量を差し引いた、（２）式の中間項｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝で考える必要がある。（２）式の中間項の値が０．０３未満では、焼入れ後の硬さがＨＲＣ：３２を下回り、逆に、０．０９を超えると、硬さがＨＲＣ：３８を上回るようになる。従って、焼入後のブレーキディスクの硬さを適正な硬さ（ＨＲＣ：３２〜３８）とするためには、（１）式の中間項を０．０３〜０．０９の範囲に制限する必要がある。
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
The expression (2) indicates a condition for setting the quenching hardness within a predetermined appropriate range. The quenching hardness has a strong correlation with the C and N contents. However, C and N combined with Nb to form carbonitrides do not contribute to the improvement of hardness after quenching. Therefore, the hardness after quenching is considered by the intermediate term {C + N− (13/93) Nb} in the formula (2) obtained by subtracting the amount of C and N precipitated as precipitates from the total amount of C and N in the steel. There is a need. If the value of the intermediate term of the formula (2) is less than 0.03, the hardness after quenching is less than HRC: 32, and conversely, if it exceeds 0.09, the hardness exceeds HRC: 38. Therefore, in order to set the hardness of the brake disc after quenching to an appropriate hardness (HRC: 32 to 38), it is necessary to limit the intermediate term of the formula (1) to a range of 0.03 to 0.09. There is.
また、本発明のブレーキディスクは、前述した基本成分以外に、必要に応じて、下記の成分を添加することができる。
Ｍｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種
Ｍｏ，Ｃｏは、いずれも耐食性の向上に有効な成分であり、必要に応じて０．０１ｍａｓｓ％以上添加することができる。特に、Ｍｏは、炭窒化物の析出を抑制し、焼戻し軟化抵抗を向上する効果が大きい。これらの効果を安定して得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。なお、Ｍｏの焼戻し軟化抵抗の向上効果は、０．０５ｍａｓｓ％未満の添加でも十分に得ることができる。一方、Ｍｏが２．０ｍａｓｓ％、Ｃｏが１．０ｍａｓｓ％を超えて含有しても、Ｍｏ，Ｃｏの耐食性向上効果やＭｏの焼戻し軟化抵抗の向上効果が飽和してしまう。そのため、Ｍｏは２．０ｍａｓｓ％、Ｃｏは１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
In addition to the basic components described above, the following components can be added to the brake disc of the present invention as necessary.
One or two of Mo: 0.01-2.0 mass% and Co: 0.01-1.0 mass% Mo and Co are both effective components for improving corrosion resistance. 0.01 mass% or more can be added. In particular, Mo has a large effect of suppressing the precipitation of carbonitride and improving the temper softening resistance. In order to stably obtain these effects, 0.02 mass% or more is preferably added. In addition, the improvement effect of the temper softening resistance of Mo can be sufficiently obtained even by adding less than 0.05 mass%. On the other hand, even if Mo exceeds 2.0 mass% and Co exceeds 1.0 mass%, the effect of improving the corrosion resistance of Mo and Co and the effect of improving the temper softening resistance of Mo are saturated. Therefore, it is preferable that Mo is 2.0 mass% and Co is 1.0 mass%.
Ｔｉ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｔａ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上
Ｔｉ，Ｖ，ＺｒおよびＴａはいずれも、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成して析出し、焼戻し軟化抵抗を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。この焼戻し軟化抵抗を高める効果は、Ｔｉ，Ｖ，ＺｒおよびＴａの各元素とも、０．０２ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができる。特に、Ｖの効果は大きいので、Ｖを０．０５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉ，Ｖ，ＺｒおよびＴａの各元素の添加量が０．３ｍａｓｓ％を超えると靭性の低下が著しくなる。そのため、Ｔｉ，Ｖ，ＺｒおよびＴａは、Ｔｉ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％、Ｔａ：０．０２〜０．３ｍａｓｓ％の範囲で添加することが好ましい。
One or two of Ti: 0.02-0.3 mass%, V: 0.02-0.3 mass%, Zr: 0.02-0.3 mass%, Ta: 0.02-0.3 mass% More than seeds Ti, V, Zr, and Ta are elements that form and precipitate carbonitrides and increase temper softening resistance, as with Nb, and can be added as necessary. The effect of increasing the temper softening resistance can be obtained by adding 0.02 mass% or more of each element of Ti, V, Zr and Ta. In particular, since the effect of V is large, it is preferable to add V to 0.05 mass% or more, more preferably 0.10 mass% or more. On the other hand, when the addition amount of each element of Ti, V, Zr and Ta exceeds 0.3 mass%, the toughness is remarkably lowered. Therefore, Ti, V, Zr and Ta are Ti: 0.02-0.3 mass%, V: 0.02-0.3 mass%, Zr: 0.02-0.3 mass%, Ta: 0.02- It is preferable to add in the range of 0.3 mass%.
Ｂ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％の１種または２種
Ｂ，Ｃａは、微量の添加によって、鋼の焼入れ性、靭性を高める効果があり、必要に応じてそれぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することができる。しかし、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する他、耐食性をも低下させるので、それぞれ０．００５０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
B: One or two of 0.0005 to 0.0050 mass%, Ca: 0.0005 to 0.0050 mass% B and Ca have the effect of increasing the hardenability and toughness of steel by adding a small amount, and are necessary Depending on the case, 0.0005 mass% or more can be added. However, even if added in excess of 0.0050 mass%, the above effect is saturated and the corrosion resistance is also lowered. Therefore, it is preferable that the upper limit is 0.0050 mass%.
本発明のブレーキディスクは、上記成分以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、不可避的不純物としてのＰ，ＳおよびＡｌは、下記の範囲であることが好ましい。
Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下
Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であり、できる限り低減することが好ましい。しかし、過剰なＰの低減は、製鋼コストの上昇を招くため０．０４ｍａｓｓ％を上限とすることが好ましい。さらに、熱間圧延性を確保する観点からは、Ｐ含有量を０．０３ｍａｓｓ％以下にすることがより好ましい。
The brake disc of the present invention comprises Fe and inevitable impurities other than the above components. However, P, S and Al as inevitable impurities are preferably in the following ranges.
P: 0.04 mass% or less P is an element that reduces hot workability, and is preferably reduced as much as possible. However, excessive reduction of P causes an increase in steelmaking cost, so it is preferable to make 0.04 mass% an upper limit. Furthermore, from the viewpoint of ensuring hot rollability, the P content is more preferably set to 0.03 mass% or less.
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｐと同様に、熱間加工性を低下させるため低いほど好ましいが、製鋼での脱Ｓコストとの兼ね合いから、０．０１０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。熱間加工性を確保する観点からは、Ｓ含有量は０．００５ｍａｓｓ％以下がより好ましい。
S: 0.010 mass% or less S, like P, is preferably as low as possible to reduce the hot workability, but is preferably 0.010 mass% or less in view of the cost of removing S in steelmaking. From the viewpoint of ensuring hot workability, the S content is more preferably 0.005 mass% or less.
Ａｌ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加する元素であるが、不純物として過剰に残留していると、耐食性、靭性および表面性状を劣化させる。そのため、Ａｌは０．２ｍａｓｓ％以下に制限することが好ましく、さらに十分な耐食性を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以下がより好ましい。
Al: 0.2 mass% or less Al is an element added as a deoxidizer, but if it remains excessively as an impurity, it deteriorates corrosion resistance, toughness, and surface properties. Therefore, Al is preferably limited to 0.2 mass% or less, and more preferably 0.05 mass% or less in order to obtain sufficient corrosion resistance.
なお、本発明のブレークディスクは、上記不可避的不純物以外の成分として、Ｎａ，Ｌｉ等のアルカリ金属、Ｍｇ，Ｂａ等のアルカリ土類金属、Ｙ，Ｌａ等の希土類元素およびＨｆ等の遷移金属などがそれぞれ０．０５ｍａｓｓ％以下含有されていても、本発明の効果を何ら妨げるものではない。 The break disk of the present invention includes, as components other than the above inevitable impurities, alkali metals such as Na and Li, alkaline earth metals such as Mg and Ba, rare earth elements such as Y and La, and transition metals such as Hf. Even if each is contained in an amount of 0.05 mass% or less, this does not hinder the effects of the present invention.
次に、本発明のブレーキディスクが有する金属組織について説明する。
旧γ粒の平均粒径：８μｍ以上
本発明のブレーキディスクは、素材鋼板（マルテンサイト系ステンレス鋼板）の成分組成を上記範囲とすることにより、焼入れ後の硬さをＨＲＣ：３２〜３８の範囲に制御することができる。しかし、さらに、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し処理後においてもＨＲＣ：３０以上を確保できる焼戻し軟化抵抗を有するためには、先述した図１に示したように、旧γ粒の平均粒径が８μｍ以上のマルテンサイト組織を有するものとする必要がある。旧γ粒の平均粒径が８μｍ未満では、旧γ粒内に析出する微細な析出物が少な過ぎて、大きな焼戻し軟化抵抗が得られないからである。耐焼戻し軟化抵抗をより安定して確保する観点からは、旧γ粒の平均粒径は１０μｍ以上とすることが好ましく、さらに好ましくは１５μｍ以上である。
Next, the metal structure of the brake disc of the present invention will be described.
Average grain size of old γ grains: 8 μm or more The brake disk of the present invention has a hardness after quenching in the range of HRC: 32 to 38 by setting the component composition of the raw steel sheet (martensitic stainless steel sheet) in the above range. Can be controlled. However, in order to have temper softening resistance that can ensure HRC: 30 or more even after tempering treatment that is held at 650 ° C. for 1 hr, as shown in FIG. 1 described above, the average grain size of the old γ grains is 8 μm. It is necessary to have the above martensitic structure. This is because when the average particle size of the old γ grains is less than 8 μm, there are too few fine precipitates precipitated in the old γ grains, and a large temper softening resistance cannot be obtained. From the viewpoint of ensuring the tempering softening resistance more stably, the average particle size of the old γ grains is preferably 10 μm or more, and more preferably 15 μm or more.
焼入れ後の（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）：０．７５未満
また、本発明のブレーキディスクは、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し処理後においてもＨＲＣで３０以上である焼戻し軟化抵抗を有するためには、先述した図２に示したように、（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．７５未満であることが必要である。焼入れ後の（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．７５以上の場合には、粒内に固溶しているＮｂの量が少な過ぎて、十分な焼戻し軟化抵抗が得られないからである。より高い焼戻し軟化抵抗を得るためには、（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）は０．５以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．４以下である。
After quenching (precipitated Nb amount / total Nb amount): less than 0.75 In addition, the brake disk of the present invention has a temper softening resistance of 30 or more in HRC even after tempering treatment held at 650 ° C. for 1 hr. As shown in FIG. 2 described above, (the amount of precipitated Nb / the total amount of Nb) needs to be less than 0.75. This is because when the amount of (precipitated Nb / total Nb) after quenching is 0.75 or more, the amount of Nb dissolved in the grains is too small, and sufficient temper softening resistance cannot be obtained. . In order to obtain higher temper softening resistance, (the amount of precipitated Nb / total Nb amount) is preferably 0.5 or less, and more preferably 0.4 or less.
マルテンサイト組織中の転位密度
本発明のブレーキディスクは、焼入れ後の硬さがＨＲＣで３２〜３８の範囲にあることが必要であり、そのためには、焼入れ後のブレーキディスクのマルテンサイト組織中に内在する転位密度ρの平方根（√ρ）は、０．８〜１．３×１０８ｍ−１の範囲であることが好ましい。また、本発明のブレーキディスクは、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し後の硬さがＨＲＣで３０以上であることが好ましく、そのためには、上記焼戻し後のマルテンサイト組織中に内在する転位の密度ρの平方根（√ρ）は、０．６〜１．３×１０８ｍ−１の範囲あることが好ましい。そして、焼戻し後の上記転位密度は、焼戻し時に転位上にＣｕが微細に析出することによって実現される。
Dislocation density in martensite structure The brake disk of the present invention needs to have a hardness after quenching in the range of 32 to 38 in terms of HRC. The square root (√ρ) of the inherent dislocation density ρ is preferably in the range of 0.8 to 1.3 × 10 8 m −1 . Further, the brake disk of the present invention preferably has a hardness after tempering maintained at 650 ° C. for 1 hr of 30 or more in terms of HRC. For this purpose, the density ρ of dislocations inherent in the martensitic structure after tempering is described above. Is preferably in the range of 0.6 to 1.3 × 10 8 m −1 . And the said dislocation density after tempering is implement | achieved when Cu precipitates finely on a dislocation at the time of tempering.
次に、本発明のブレーキディスクの素材となるマルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。なお、上記ステンレス鋼板は、本発明の条件を満たす限り、熱延鋼板、冷延鋼板のいずれでもよい。
本発明のブレーキディスクに用いるマルテンサイト系ステンレス鋼板は、上述した成分組成に適合する鋼を、通常公知の方法、例えば、転炉あるいは電気炉等で溶製し、その後、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）等で２次精錬し、鋳造し、鋼素材（スラブ）とするのが好ましい。なお、鋼素材を製造する方法には、造塊−分塊法と連続鋳造法が一般的であるが、生産性および品質面からは、連続鋳造法で製造することが好ましい。
Next, the manufacturing method of the martensitic stainless steel plate used as the raw material of the brake disc of this invention is demonstrated. The stainless steel plate may be either a hot rolled steel plate or a cold rolled steel plate as long as the conditions of the present invention are satisfied.
The martensitic stainless steel plate used for the brake disk of the present invention is obtained by melting steel that conforms to the above-described component composition in a generally known method, for example, a converter or an electric furnace, and then VOD (Vacuum Oxygen Decarburization). It is preferable that the steel material (slab) is subjected to secondary refining and casting by AOD (Argon Oxygen Decarburization) or the like. In addition, although the ingot-making method and the continuous casting method are common as a method for manufacturing a steel material, it is preferable to manufacture by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
上記のように、ブレーキディスクの素材には、マルテンサイト系ステンレス鋼の熱延鋼板、冷延鋼板のいずれも用いることができるが、オートバイや自動車等のブレーキディスクには、一般に、板厚が３〜８ｍｍ程度の熱延鋼板が用いられることが多い。この場合には、上記鋼素材を、１１００〜１２５０℃に再加熱したのち熱間圧延して所定の板厚の熱延鋼帯（鋼板）とし、さらに必要に応じて、バッチ式炉等で、７５０℃超〜９００℃の温度で１０ｈｒ程度の熱延板焼鈍を施して、ブレーキディスクの素材とするのが好ましい。さらに必要に応じて、酸洗やショットブラスト等の脱スケールを行ってもよい。 As described above, any of martensitic stainless steel hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet can be used as the material for the brake disk. However, the brake disk for motorcycles and automobiles generally has a thickness of 3 mm. A hot rolled steel sheet of about ˜8 mm is often used. In this case, the steel material is re-heated to 1100 to 1250 ° C. and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel strip (steel plate) having a predetermined thickness, and if necessary, in a batch furnace, It is preferable that the material of the brake disc is made by performing hot-rolled sheet annealing at a temperature of more than 750 ° C. to 900 ° C. for about 10 hours. Further, if necessary, descaling such as pickling or shot blasting may be performed.
また、自転車用等のブレーキディスクには、その厚さが２ｍｍ程度であることから、一般に、冷延鋼板が用いられる。この場合には、上記熱延鋼帯をさらに冷間圧延したのち、６００〜８００℃の焼鈍後、必要に応じてさらに酸洗処理を行い、ディスク素材として用いるのが好ましい。 Moreover, since the thickness of the brake disc for bicycles and the like is about 2 mm, a cold rolled steel plate is generally used. In this case, it is preferable that the hot-rolled steel strip is further cold-rolled and then annealed at 600 to 800 ° C., and then pickled as necessary to be used as a disk material.
次に、上記マルテンサイト系ステンレス鋼板のディスク素材から、本発明のブレーキディスクを製造する方法について説明する。
上記に説明したマルテンサイト系ステンレス鋼の熱延鋼板あるいは冷延鋼板のディスク素材を、打ち抜き加工等により所定の寸法のディスク形状に加工し、さらに、制動時に発生する摩擦熱を放散して制動性を高める効果を有する冷却穴等を加工してから、ブレーキパッドが当たる摩擦部を、高周波誘導加熱等で所定の焼入温度まで加熱し、所定の時間保持してから室温まで冷却する焼入処理を施してＨＲＣで３２〜３８の硬さに調整し、その後、上記焼入れ処理で表面に生成したスケールをショットブラスト等で除去し、さらに必要に応じて、円盤表面や打抜き剪断面に塗装を施し、最後に、機械的精度の向上を目的として、上記摩擦部を機械研削して製品（ブレーキディスク）とするのが一般的である
Next, a method for producing the brake disc of the present invention from the disc material of the martensitic stainless steel plate will be described.
The martensitic stainless steel hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet material described above is processed into a disk shape of a predetermined size by punching, etc., and the frictional heat generated during braking is dissipated to provide braking performance. After processing the cooling holes that have the effect of increasing the temperature, the friction part where the brake pad hits is heated to a predetermined quenching temperature by high frequency induction heating, etc., held for a predetermined time, and then cooled to room temperature After adjusting the hardness to 32 to 38 with HRC, the scale generated on the surface by the quenching process is removed by shot blasting, etc., and the disk surface or punched shear surface is painted as necessary. Finally, for the purpose of improving mechanical accuracy, it is common to mechanically grind the friction part into a product (brake disc).
ここで、本発明のブレーキディスクを製造するためには、上記焼入処理条件を以下の条件で行うことが好ましい。
焼入温度：１０００℃超え
焼入温度（焼入れ時の加熱温度）は、γ領域内の温度である１０００℃超えの温度とすることが好ましい。ここで、γ領域とは、オーステナイト相の分率が７５ｖｏｌ％以上生成する温度領域を言う。焼入温度を１０００℃超えとすることにより、焼入れ後の硬さを適正範囲（ＨＲＣ
３２〜３８）に収めることができると共に、旧γ粒の平均粒径を８μｍ以上および／または（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）を０．７５未満とすることができる。その結果、焼戻し軟化抵抗が著しく向上して、６５０℃の高温で１ｈｒ焼き戻しされた場合でも、硬さの低下を抑制することができる。なお、焼入温度が１０００℃以下の場合でも、保持時間を長くすることにより、旧γ粒径を大きくし、および／または、析出Ｎｂ量を減少させて、焼戻し軟化抵抗を向上することができる場合があるが、生産性が低下するので好ましくない。焼戻し軟化抵抗をより高めるためには、焼入温度は、１０５０℃以上であることが好ましく、さらに好ましくは１１００℃以上である。一方、焼入温度が１２００℃を超えると、δ−フェライトの生成量が多くなり、７５ｖｏｌ％以上のオーステナイト（γ）相を確保できなくなる場合があるため、焼入れ温度は１２００℃以下とすることが好ましい。焼入安定性を確保する観点からは、１１５０℃以下がより好ましい。なお、焼入温度での保持時間は、フェライト相からオーステナイト相への変態を十分に行わせる観点からは、３０秒以上とすることが望ましい。焼入れのための加熱方法は、特に限定しないが、生産性の観点からは、高周波誘導加熱が好ましい。
Here, in order to manufacture the brake disk of the present invention, it is preferable to perform the quenching treatment conditions under the following conditions.
Quenching temperature: More than 1000 ° C. The quenching temperature (heating temperature during quenching) is preferably a temperature exceeding 1000 ° C., which is the temperature in the γ region. Here, the γ region refers to a temperature region in which an austenite phase fraction is generated by 75 vol% or more. By setting the quenching temperature to over 1000 ° C, the hardness after quenching is within the proper range (HRC
32 to 38), and the average particle diameter of the old γ grains can be 8 μm or more and / or (the amount of precipitated Nb / total Nb) can be less than 0.75. As a result, the temper softening resistance is remarkably improved, and even when tempering is performed at a high temperature of 650 ° C. for 1 hour, a decrease in hardness can be suppressed. Even when the quenching temperature is 1000 ° C. or less, by increasing the holding time, it is possible to increase the old γ grain size and / or decrease the amount of precipitated Nb and improve the temper softening resistance. In some cases, productivity is lowered, which is not preferable. In order to further increase the temper softening resistance, the quenching temperature is preferably 1050 ° C. or higher, more preferably 1100 ° C. or higher. On the other hand, if the quenching temperature exceeds 1200 ° C., the amount of δ-ferrite produced increases, and an austenite (γ) phase of 75 vol% or more may not be ensured, so the quenching temperature may be 1200 ° C. or less. preferable. From the viewpoint of ensuring quenching stability, 1150 ° C. or lower is more preferable. The holding time at the quenching temperature is desirably 30 seconds or more from the viewpoint of sufficiently performing the transformation from the ferrite phase to the austenite phase. The heating method for quenching is not particularly limited, but high-frequency induction heating is preferable from the viewpoint of productivity.
冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上
上記焼入温度に加熱した後は、冷却速度１℃／ｓｅｃ以上でＭｓ点以下、望ましくは２００℃以下まで冷却するのが好ましい。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、焼入温度で生成したオーステナイト相の一部がフェライト相に変態し、マルテンサイト相の生成量が低下して、焼入れ後の硬さを適正範囲（ＨＲＣ：３２〜３８）とすることができなくなる。好ましい冷却速度は、５〜５００℃／ｓｅｃの範囲であるが、安定した焼入れ硬さを得るためには、１００℃／ｓｅｃ以上であることがより好ましい。
Cooling rate: 1 ° C./sec or more After heating to the quenching temperature, it is preferable to cool to a Ms point or less, preferably 200 ° C. or less at a cooling rate of 1 ° C./sec or more. When the cooling rate is less than 1 ° C./sec, a part of the austenite phase generated at the quenching temperature is transformed into a ferrite phase, the amount of martensite phase is reduced, and the hardness after quenching is within an appropriate range (HRC: 32 to 38). The preferable cooling rate is in the range of 5 to 500 ° C./sec. However, in order to obtain a stable quenching hardness, it is more preferably 100 ° C./sec or more.
このようにして得られる本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼製のブレーキディスクは、硬さがＨＲＣ：３２〜３８の範囲内であり、かつ、旧γ粒の平均粒径が８μｍ以上および／または（析出Ｎｂ量／全Ｎｂ量）を０．７５未満であるため、６５０℃で１ｈｒ保持する焼戻し後でもＨＲＣ：３０以上の硬さが維持できるという優れた焼戻し軟化抵抗を有するものとなる。 The brake disk made of martensitic stainless steel of the present invention thus obtained has a hardness in the range of HRC: 32 to 38, and the average grain size of the old γ grains is 8 μm or more and / or ( (Precipitated Nb amount / total Nb amount) is less than 0.75, and thus has excellent temper softening resistance that the hardness of HRC: 30 or more can be maintained even after tempering held at 650 ° C. for 1 hr.
表１に示したＡ〜Ｓの異なる成分組成を有する１９種のマルテンサイト系ステンレス鋼を、高周波溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とし、その後、通常公知の条件で熱間圧延を行い、厚さ５ｍｍの熱延板とし、次いで、これらの熱延板に、還元性雰囲気中で８００℃×８ｈｒの焼鈍を行う熱延板焼鈍を施してから徐冷し、酸洗して表面のスケールを除去し、熱延焼鈍板とした。これらの熱延焼鈍板から、板厚×３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、その試験片に対して、表２−１〜３に示した条件で、焼入処理を施した。この焼入れ後の試験片について、下記の要領で、金属組織観察、析出Ｎｂ量の測定、焼入れ安定性試験、焼戻し軟化試験および焼入れ後と焼戻し後の転位密度の測定を行った。なお、表２−１〜３中に示す「γ領域の最高温度」とは、オーステナイト（γ）相が７５ｖｏｌ％以上生成する最高温度のことであり、それ以上の温度では、δ相（フェライト相）が増加し、γ相を７５ｖｏｌ％以上確保できなくなることを意味する。
＜金属組織観察＞
焼入れ後の試験片から、金属組織観察用試験片を採取し、圧延方向と平行な板厚方向断面を研磨し、村上試液（赤血塩のアルカリ溶液（赤血塩：１０ｇ、水酸化カリウム：１０ｇ、水：１００ｍｌ））で腐食して旧γ粒界を現出させてから、光学顕微鏡を用いて４００倍で５視野以上観察（１視野：０．２×０．２ｍｍ）し、画像解析装置を用いて、上記視野内に含まれる各粒の面積を測定して円相当径（直径）に換算し、それらの平均値を、各試験片の旧γ粒の平均粒径とした。
＜析出Ｎｂ量の測定＞
焼入れ処理後の試験片から、電解抽出用試験片を採取し、この試験片を、アセチルアセトン（１０ｖｏｌ％）−塩化テトラメチルアンモニウム（１ｇ／１００ml）−メタノールからなる電解液を用いて電解処理してから、メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ）を用いてろ過してから洗浄し、残渣を抽出した。この抽出した残渣について、高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析装置を用いてＮｂ量を測定し、この値を析出Ｎｂ量とした。
＜焼入れ安定性試験＞
上記焼入れ後の試験片を酸洗し、表面のスケールを除去してから、ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠してロックウェル硬度計で試験片表面の硬さ（ＨＲＣ）を各５点ずつ測定し、その平均値を焼入れ硬さとした。そして、この硬さがＨＲＣ：３２〜３８の範囲内であれば、十分な焼入れ安定性を具えていると評価した。
＜焼戻し軟化試験＞
上記焼入れ後の試験片を、さらに、加熱温度６５０℃で、表２−１〜３に示す保持時間で、加熱、保持し、空冷する焼戻し処理を施してから、この試験片を酸洗して表面のスケールを除去し、ＪＩＳ Ｚ２２４５に準拠してロックウェル硬度計で試験片表面の硬さ（ＨＲＣ）を各５点ずつ測定し、その平均値を求め、その硬さがＨＲＣ：３０以上ならば、十分な焼戻し軟化抵抗を具えていると評価した。
＜転位密度の測定＞
転位密度ρは、上記焼入れ後の試験片と、６５０℃で焼戻し後の試験片について、Ｘ線解析により求めた。Ｘ線回折は、Ｘ線源にＣｏ管球を用い、集中光学系、ステップ幅０．０１°のステップスキャン、発散スリット１°、受光スリット０．１５ｍｍの条件で、測定する回折線のピークカウントが数千カウントの強度になるように各ピークの計測時間を調整して行った。なお、転位密度の算出には、｛２００｝を除外して、｛１００｝、｛２１１｝、｛２２０｝の３本のピーク（本鋼種の成分では、マルテンサイトであっても立方晶）を用いた。また、ＭＤＩ社製のＸ線回折パターン解析プログラムＪＡＤＥ５．０を用いて、各ピークのＫα１とＫα２を分離した後、この半価幅を、焼鈍したＳｉ粉末を歪のない理想試料として測定した装置による半価幅の広がりで補正し、真の半価幅を求めた。このようにして得た真の半価幅から、Ｗｉｌｌａｍｓｏｎ・Ｈａｌｌ法により、不均一歪（ε）を算出し、下記式；
ρ＝１４．４ε２／ｂ２（ただし、ｂ：バーガースベクトルの大きさ＝０．２５ｎｍ）
を用いて転位密度を算出した。
19 kinds of martensitic stainless steels having different composition compositions A to S shown in Table 1 are melted in a high-frequency melting furnace, cast into a 50 kg steel ingot, and then hot-rolled under generally known conditions. 5 mm thick hot rolled sheets, and then subjected to hot rolled sheet annealing in a reducing atmosphere at 800 ° C. for 8 hours, gradually cooled and pickled The surface scale was removed to obtain a hot-rolled annealed plate. From these hot-rolled annealed plates, test pieces having a thickness of 30 mm × 30 mm were collected and subjected to quenching treatment under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-3. With respect to the test piece after quenching, metal structure observation, measurement of the amount of precipitated Nb, quenching stability test, temper softening test, and measurement of dislocation density after quenching and after tempering were performed in the following manner. The “maximum temperature in the γ region” shown in Tables 2-1 to 3 is the maximum temperature at which an austenite (γ) phase is generated at 75 vol% or more, and at higher temperatures, the δ phase (ferrite phase) ) Increases and it becomes impossible to secure 75 vol% or more of the γ phase.
<Metallic structure observation>
A specimen for metallographic observation was taken from the specimen after quenching, and the cross section in the thickness direction parallel to the rolling direction was polished, and Murakami test solution (alkaline solution of red blood salt (red blood salt: 10 g, potassium hydroxide: 10g, water: 100ml)) to cause the former γ grain boundaries to appear, and using an optical microscope, observe at least 5 fields (1 field: 0.2 x 0.2mm) at 400x, and analyze the image Using the apparatus, the area of each grain included in the field of view was measured and converted into an equivalent circle diameter (diameter), and the average value thereof was defined as the average grain size of the old γ grains of each test piece.
<Measurement of amount of precipitated Nb>
A test piece for electrolytic extraction was collected from the test piece after quenching, and this test piece was subjected to electrolytic treatment using an electrolytic solution consisting of acetylacetone (10 vol%)-tetramethylammonium chloride (1 g / 100 ml) -methanol. Then, it was filtered using a membrane filter (pore diameter 0.2 μm) and washed to extract the residue. About this extracted residue, Nb amount was measured using the high frequency inductively coupled plasma (Inductively Coupled Plasma) emission-spectral-analysis apparatus, and this value was made into precipitation Nb amount.
<Quenching stability test>
After pickling the test piece after quenching and removing the scale on the surface, the hardness (HRC) of the test piece surface was measured at 5 points each with a Rockwell hardness meter according to JIS Z2245, and the average The value was set as quenching hardness. And if this hardness was in the range of HRC: 32-38, it evaluated that it had sufficient quenching stability.
<Temper softening test>
The tempered test piece was further tempered by heating, holding, and air cooling at a heating temperature of 650 ° C. for the holding times shown in Tables 2-1 to 3-3, and then pickling the test piece. Remove the scale of the surface, measure the surface hardness (HRC) of the
<Measurement of dislocation density>
The dislocation density ρ was determined by X-ray analysis of the test piece after quenching and the test piece after tempering at 650 ° C. X-ray diffraction uses a Co tube as the X-ray source, and uses a concentrated optical system, a step scan with a step width of 0.01 °, a divergence slit of 1 °, and a receiving slit of 0.15 mm. Was adjusted by adjusting the measurement time of each peak so that the intensity became several thousand counts. In calculating the dislocation density, {200} is excluded, and {100}, {211}, and {220} have three peaks (in the composition of this steel type, even in the case of martensite, cubic). Using. In addition, after separating K α1 and K α2 of each peak using an X-ray diffraction pattern analysis program JADE5.0 manufactured by MDI, the half width was measured using annealed Si powder as an ideal sample without distortion. The true half-value width was obtained by correcting the spread of the half-value width using the apparatus. Nonuniform strain (ε) is calculated from the true half-value width obtained in this way by the Willson-Hall method, and the following formula:
ρ = 14.4ε 2 / b 2 (where b: size of Burgers vector = 0.25 nm)
Was used to calculate the dislocation density.
上記試験の結果を、表２−１〜３中に併記して示した。本発明の条件を満たした実施例（発明例）はいずれも、焼入れ硬さがＨＲＣ：３２〜３８の範囲内で、焼入れ安定性に優れていると共に、焼戻し後の硬さもＨＲ：３０以上が得られており、十分な焼戻し軟化抵抗を有している。一方、本発明の条件を外れた比較例は、焼入れ硬さがＨＲＣ：３２〜３８の範囲を外れるか、あるいは、焼戻し後の硬さがＨＲＣ：３０未満に低下しており、焼戻し軟化抵抗が劣っていることがわかる。 The results of the above test are shown together in Tables 2-1 to 2-3. In all the examples (invention examples) satisfying the conditions of the present invention, the quenching hardness is in the range of HRC: 32 to 38, the quenching stability is excellent, and the hardness after tempering is HR: 30 or more. And has sufficient temper softening resistance. On the other hand, the comparative example which deviates from the conditions of the present invention has a quenching hardness outside the range of HRC: 32 to 38, or the hardness after tempering is reduced to less than HRC: 30, and the temper softening resistance is low. It turns out that it is inferior.
本発明の技術は、高い焼戻し軟化抵抗が必要とされる、タービン翼などに用いられる耐熱鋼や、ばね、工具などに用いられる高強度鋼の分野にも適用することができる。 The technology of the present invention can also be applied to the fields of heat-resistant steel used for turbine blades and the like and high-strength steel used for springs, tools, etc., which require high temper softening resistance.
Claims (9)
記
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２） C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5 to 15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu: more than 0.5 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and further, C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo and Cu are represented by the following ( 1) satisfying the formulas (2) and containing, with the balance being a component composition composed of Fe and inevitable impurities, and having a martensitic structure with an average grain size of prior austenite grains of 8 μm or more, A brake disc having a high resistance to tempering softening, characterized by having an HRC of 32-38.
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
記
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２） C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5 to 15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu: more than 0.5 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and further, C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo and Cu are represented by the following ( The ratio of the amount of precipitated Nb to the total amount of Nb contained (the amount of precipitated Nb / A brake disk having a high temper softening resistance, wherein the total Nb amount) is less than 0.75 and the hardness is 32 to 38 in HRC.
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
記
５Ｃｒ＋１０Ｓｉ＋１５Ｍｏ＋３０Ｎｂ−９Ｎｉ−５Ｍｎ−３Ｃｕ−２２５Ｎ−２７０Ｃ＜４５ ・・・（１）
０．０３≦｛Ｃ＋Ｎ−（１３／９３）Ｎｂ｝≦０．０９ ・・・（２） C: 0.1 mass% or less, Si: 1.0 mass% or less, Mn: 2.0 mass% or less, Cr: 10.5 to 15.0 mass%, Ni: 2.0 mass% or less, Cu: more than 0.5 4.0 mass%, Nb: 0.02 to 0.6 mass%, N: 0.1 mass% or less, and further, C, N, Nb, Cr, Si, Ni, Mn, Mo and Cu are represented by the following ( 1) The composition satisfies the formulas (2) and (2), the remainder has a component composition composed of Fe and inevitable impurities, and has a martensite structure in which the average grain size of the prior austenite grains is 8 μm or more, and is precipitated. The ratio of the Nb content to the total Nb content (precipitated Nb content / total Nb content) is less than 0.75, and the hardness is 32 to 38 in HRC. Large brake disc
5Cr + 10Si + 15Mo + 30Nb-9Ni-5Mn-3Cu-225N-270C <45 (1)
0.03 ≦ {C + N− (13/93) Nb} ≦ 0.09 (2)
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