JP3316831B2 - 鉄道車両用ブレーキディスク - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は鉄道車両用ブレーキディ
スク、特に高速車両用のブレーキディスクに係る。

【０００２】

【従来の技術】たとえば、Ｊ．Ｒの新幹線車両用に使用
されているブレーキディスクについては、創業当時の研
究開発を通じて低合金鋳鉄が長い間、専用的に採用され
てきた。この特殊鋳鉄は通称ＮＣＭ鋳鉄と呼ばれ、鋳鉄
成分に、ニッケル：１．０〜２．０、クローム：０．３
〜０．６％、モリブデン：０．３〜０．５％程度の添加
金属を配合したもので、基地はこれら配合金属を固溶し
て強化したパーライト相であり、この基地内にやや太く
て短い黒鉛を芋虫状に析出した組織から成り立ってい
る。鉄道車両用のブレーキディスクとして特に求められ
ることは、通常停止のときも非常停止のときも、すなわ
ち制動のかかる瞬間の車両速度が高速のときも低速のと
きもほぼ変らない摩擦特性を具えて、高速時の制動で強
大な押圧力を加えられてもこれに耐える強度と耐摩耗性
を有するとともに、瞬間的に摺動面が温度上昇したとき
もこれに耐えて熱亀裂の進行がきわめて緩慢であること
を大事な要件とされている。

【０００３】この点、添加合金の固溶によって強化され
たパーライト相を母相とする鋳鉄は、ブレーキ摺動面に
析出している黒鉛が一種の潤滑材の役割を果して耐摩耗
性が高い上、熱影響による変形を吸収する一種の緩衝材
の役割も果すので、ブレーキディスク材としては、他の
金属材料には得られない優れた特性を具えたものとして
広く採用されている。この中でも先に述べた摩擦特性、
すなわち制動の瞬間における初速度が高速（たとえば２
４０ｋｍ／ｈ）であっても、低速（たとえば３０ｋｍ／
ｈ）であっても殆ど変ることのない摩擦係数を保持して
いるという材質的な特徴が具わっているため、他の材料
に抜きん出て高い評価を与えられる主な理由となってい
る。

【０００４】しかしながら、最近は新幹線のスピードア
ップがＪ．Ｒ各社の技術的な主目標となり、かって最高
２４０ｋｍ／ｈ程度で運行していた車両が３００ｋｍ／
ｈを指向する開発競走が激しく行われるようになり、こ
れに伴って車両に取り付けるブレーキディスクも従来の
ＮＣＭ鋳鉄ではこの苛酷な使用条件に耐えることが難し
くなり、ブレーキディスク用の新しい材質の開発が急が
れる状況となっている。その開発の方向としては大別し
て二つの傾向がうかがわれ、その一つは複合材料、たと
えば鋼材を基盤にして耐摩耗性を具えた特殊鋳鉄を貼り
合わせた材料など二以上の材料を緊密に重ね合せて相互
の長所を活用して苛酷な条件に耐えられるように図った
ものである。しかし、複合材料は製作に当って一般的に
手数がかかり、生産能率が低くコストが高く嵩む欠点が
最大の課題である。

【０００５】材質そのものを低合金鋳鉄から他の種類に
変換するのがもう一つの開発方向である。機械的な強度
を向上する点に主眼点をおいたものとしては鍛造鋼を使
用するものが知られているが、耐摩耗性について従来の
鋳鉄に及ばないことは材料の本質から見て容易に想像で
きる。これに反し車両の軽量化を図るのに最も有力な手
段としてアルミニュウムを主体とする軽金属を活用する
着想が浮上し、これについても幾つかの提案が既に公開
されている。

【０００６】特開平２−２５５３８号公報や、特開平３
−４７９４５号公報などはこの一例であって、後者につ
いて見るとアルミニュウムをベースとする母相にセラミ
ックスを分散強化したアルミニュウム複合体であり、具
体的にはアルミニュウム金属母相としてはＡｌ−Ｍｇ合
金を、また、セラミックスとしてはアルミナ（Ａｌ2Ｏ
3）または炭化珪素（ＳｉＣ）をそれぞれ実施態様とし
て開示ししている。ここで母相としてＡｌ−Ｍｇ合金を
選んだ理由としては、摩擦熱による強度低下が小さいこ
とを挙げている。またセラミックスの配合による作用と
しては、耐摩耗性の向上の他、表面温度の急激な上昇に
よって母金属のアルミニュウムが溶融寸前にまで加熱さ
れ焼き付く現象に対抗できることを説明している。

【０００７】また、特開昭５９−１７３２３４号公報に
係る別の従来技術では、Ａｌ−過共晶Ｓｉ合金中にセラ
ミック耐摩材および／または固体潤滑材を分散させたブ
レーキロータ用アルミニウム合金を対象とし、自動車、
二輪車のブレーキロータに限り、かつ、Ａｌ−Ｓｉ合金
の中でもＡｌ−過共晶Ｓｉ合金に限定している。その理
由として、Ａｌ合金をＡｌ過共晶Ｓｉ合金としたのは、
鋳造時にＳｉの初晶を析出させることにより、表面の荒
れを少なくし、ブレーキパッドに対する攻撃性も少なく
するためであり、Ｓｉ量は１３重量％以上が好ましい、
と明確に臨界的意義を記載している。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】アルミニュウムをベー
スとした合金のうち、Ａｌ−Ｍｇ合金は多くの分野にお
いて比較的よく使用される材質である。しかしながら、
Ａｌ−Ｍｇ合金を母相としてその中にセラミックスを配
合分散する場合を考えてみると、炭化珪素の粉体を適用
したときは、炭化珪素中のシリコンが溶融アルミニュウ
ムと反応して炭化アルミニュウムを形成し、この炭化ア
ルミニュウムは溶湯の流動性を著しく損なう性質があっ
て、鋳造性に大きな障害となる。一方、ブレーキディス
クには種々の形状があるが、共通している点は制動時の
発生熱を速やかに発散して摺動面の熱衝撃を軽減するた
め、摺動面の反対側の表面に円周方向へ放射状に多数の
リブを設けていることが基本であり、また車軸へ外嵌す
る中心孔の当り部も調整用の多数の突起を具えているこ
とが多い。全体の基本的な形状が広い表面積に対して比
較的薄い板厚からなることも加わり、複雑な形状で鋳造
の難しい製品の一つであると言ってよい。このような難
しい条件があるところへ、流動性の悪い溶湯を鋳込んで
も到底良品を得ることは困難であるという課題がある。
アルミニュウム合金の鋳造は、溶湯の鋳込み時における
酸化作用を受けやすく酸化物が溶湯中に巻き込んで欠陥
の原因となりやすいのに、鋳込み中の湯流れが悪いとこ
の傾向に拍車をかけ、条件をますます悪くすることとな
る。アルミニュウム合金の鋳造にはダイキャスト法が広
く用いられるが、鋳造の方式を問わず、湯流れをよくす
るために溶湯温度を高めると、前記の炭化アルミニュウ
ムの反応がますます促進されて湯流れをさらに悪くする
という悪循環を招く。

【０００９】結局、Ａｌ−Ｍｇ合金は強さ、伸び、靭性
に優れ、溶接性も良好な材料であるが、溶融合金の酸化
が激しくドロス発生量が多いため、湯流れ、押湯効果、
型充填性が悪く、普通鋳造には馴染まない本質があり、
前記従来技術の実施例である５０８３合金のような展延
材としてのみ使用するのが通常であって、ブレーキディ
スクの成形加工へ適用するためには、コンポキャスティ
ングと呼ばれる溶湯鍛造法や粉末冶金法（焼結成形）な
どに依存せざるを得ず、生産性が低く製造コストの負担
が過大に失するという実施上の重大な難点に直面する。

【００１０】一方、品質の面では５０８３合金のように
Ｍｇを多く含む材質は、過度の冷間加工を与えたまま高
温での使用が繰り返されると、応力腐食割れを生じるこ
とがあるとされ（軽金属協会編 アルミニウム技術便覧
カロス出版：第７０ページ）、急冷を伴う溶湯鍛造
（コンポキャスティング）などで成形したブレーキディ
スクを使用した場合、熱衝撃が日常的に繰り返し負荷す
る条件下では、熱亀裂の発生と進行に拍車をかける可能
性もあって、単に高温での強度低下が小さいという理由
だけで選択してよいのか疑問も残り、ブレーキディスク
としては実用上、取り扱いにかなり難しい材料であると
言わざるを得ない。

【００１１】Ａｌ−Ｍｇ合金を母相とする合金を選んだ
場合、この中へ分散するセラミックスを炭化珪素とした
ときの障害は前述の通りであるが、セラミックスをアル
ミナとしたときにはこのような問題は起こらない。とこ
ろがアルミナは一般的に溶湯との濡れ性が悪く、母相内
で均等に分散した鋳造品をつくることはかなり困難とさ
れている。すなわち、この従来技術においては材質のブ
レーキディスクにおける適性が認められたとしても、工
業的にこれを量産することがかなり難しいのが現状であ
り、実用化を阻む大きな要素である。

【００１２】また、別の従来技術であるＡｌ−過共晶Ｓ
ｉ合金について検討するために図１のＡｌ−Ｓｉ平衡状
態図を見ると、１１．６％Ｓｉ組成で共晶組織がある
が、実際には鋳造するときのように冷却がかなり急に行
なわれるとＳｉは過冷の傾向が強く、この共晶組成の合
金ではα−固溶体が初晶となって出やすく、見掛け上で
は共晶点がＳｉ側に移動し、１４％Ｓｉ程度のところと
なる（椙山：非鉄金属材料 コロナ社：第１５９ペー
ジ）。すなわち、この従来技術はα＋Ｓｉ共晶と初晶Ｓ
ｉ粒子の組織よりなり、Ｓｉ初晶の存在が最大の特徴で
ある。しかし過共晶Ｓｉ域で析出する初晶Ｓｉは、六角
板状の粗大な結晶が成長しやすく機械的強度を劣化させ
る原因となる。この結晶を微細化するためには通常、Ｎ
ａやＰを添加することが慣用化されているが、普通鋳造
法を適用すれば、添加したＮａと鋳型間の反応による欠
陥（ピンホール）の発生が懸念され、製造方法を限定す
るという課題も残る。

【００１３】また、ブレーキディスクの重要な別要件と
して前記の熱亀裂の問題がある。熱亀裂は繰り返し受け
る熱衝撃に耐え切れずに発生し進行するから、基本的に
高温における伸びと強度が大きく、熱膨張率が小さく、
熱伝導率が大きいほど耐性が向上する。図２（Ａ）、
（Ｂ）は２５０℃および常温におけるＳｉ％と伸び、引
張り強度の関係を示したものであり（前出アルミニウム
技術便覧：第１２７ページ）、特に高温においてはＳｉ
共晶点を境にＳｉの増加と共に強度は増加するが、伸び
は大幅に失われていく傾向を明示している。すなわち過
共晶Ｓｉ合金をブレーキディスク材に適用した場合に
は、プラスの要因とマイナスの要因が同居することを示
唆している。さらに熱伝導率についてはＡｌ純度の高い
方が大きいことは自明の理であり、この三要素が相乗作
用として働けば、純度の落ちた過共晶Ｓｉ合金が、熱亀
裂の点でブレーキディスク材として果たして優越するの
か、大きな疑問の残るところである。

【００１４】本発明は以上に述べた課題を解決するため
に、セラミックとして炭化珪素を選んでも鋳造性が優れ
容易に良品が得られる上、車両用ブレーキディスクとし
て求められる摩擦特性が、現在よりも高速の制動条件で
あっても少なくとも従来のＮＣＭ鋳鉄とほぼ同等の水準
を保持できる材質の提供を目的とする。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明に係る車両用ブレ
ーキディスクは、シリコンを６〜１３％含むＡｌ−亜共
晶Ｓｉ合金を母相とし、粒径が３〜５０μｍの炭化珪素
を母相金属に対し５〜３０重量％の範囲で均等に分散強
化して鋳造し、現在より増速した制動力の変動にも安定
して対応することによって前記の課題を解決した。

【００１６】

【作用】シリコンを含むアルミニュウムも軽金属の製品
として種々の用途に適用されているが、このＡｌ−亜共
晶Ｓｉ合金の溶融状態において炭化珪素を添加したとき
に、溶湯がＡｌ−Ｍｇ合金の場合と決定的に違う点は、
溶湯中にシリコンが含まれているために、炭化珪素が分
解して遊離シリコンと炭化アルミニュウムなることを阻
止することである。これは溶融状態におけるシリコンと
アルミニュウムとの冶金的な反応エネルギーの平衡関係
を考えても推断できる相違点であり、炭化珪素はそのま
まの分子構造を保って独立した一相を形成して母相内に
分散し、溶湯中のシリコンは凝固過程においてアルミニ
ュウムとの間に二元共晶物を晶出して母相を形成する。
すなわち溶湯の流動性を阻害する炭化アルミニュウムの
生成を大幅に抑制するから、鋳造性を損うことが少なく
複雑な形状のブレーキディスクの鋳型へ鋳込んでも欠陥
のない良品を得ることができる。

【００１７】また、本発明はα−Ａｌデンドライトとα
＋Ｓｉ共晶の組織であり、引用した従来技術のＡｌ−過
共晶Ｓｉ合金はα＋Ｓｉ共晶と初晶Ｓｉ粒子の組織より
なり、Ｓｉ初晶の存否がその大きな相違点であると言え
る。従来技術ではＳｉ初晶による表面荒れの軽減を発明
の要旨とするのに対し、本発明では流動性に優れ熱間 脆
性がないので鋳造が容易で複雑な形状に適している点を
重視してＳｉ初晶の発生する領域を排除したという基本
的な違いがある。

【００１８】このブレーキディスクは鉄道車両用の中で
も高速鉄道を主な対象にしているから、炭化珪素の配合
率は少なくとも５％が必要であり、これ以下であれば摩
擦および摩耗特性が落ち、非常制動のような高速からの
急激な摺動作用には適合しない。また、急速な昇温のた
めに焼き付く課題が解決されていないので不適当であ
る。しかし、独立した粉体としてアルミニュウムに均一
に分散する添加割合には製品としての機械的な強度上の
制約があり、炭化珪素が３０％を超えると鋳造性も悪く
なりブレーキディスクの加工性の劣化や、脆性の目立っ
た増加が認められるようになって、ブレーキディスクと
しての適性を失う結果となる。一方、炭化珪素の粒度と
しては、比較的広い範囲の粉体が適用可能であり、３〜
５０μｍの粒度の中からブレーキディスクの大きさや使
用条件を参酌して適宜選択するのが実際的である。最も
望ましくは１０〜３０μｍの粒度範囲であることが以下
に述べる実施例においても確認されている。

【００１９】

【実施例】ＪＩＳに定めるＡＣ４ＣＨ（Ａｌ−Ｓｉ合
金）をマトリックスとして３〜５０μｍの粒度からなる
炭化珪素粉体を分散強化した車両用ブレーキディスクを
試作した。すなわち、「シルミン」と呼ばれるＡｌ−１
２％Ｓｉの二元共晶合金は耐食性が比較的良く、熱膨張
が小さいなどブレーキディスク材として好適な長所を具
えるが、強度がさほど高くないという弱点もある。本発
明の実施例はややＳｉを下げた亜共晶域で、シルミン系
の鋳造性の良さを活かした上で、さらに少量のＭｇを加
えて熱処理効果を与えて機械的性質を向上したγ−シル
ミン系のＪＩＳＡＣ４ＣＨを母材に選択したものであ
り、前期従来技術のＡｌ−過共晶Ｓｉ合金ではなく、Ａ
ｌ−亜共晶Ｓｉ合金のなかでも、さらに好ましいＡｌ−
亜共晶Ｓｉ−Ｍｇ系の合金を実施例としたのである。

【００２０】この場合、形状ならびに大きさとしては現
在東海道新幹線において実車として稼働しているブレー
キディスクと同一とし、前記の母合金に炭化珪素を１０
％および２０％配合して鋳造した。ブレーキディスクと
しての特性を確認するために従来のブレーキディスクに
適用しているブレーキ評価試験機を使用し、摩擦の相手
側としてはノンアスベスト系のファイバー入りレジンタ
イプを適用した。試験条件は制動初速度を３０、１２
０、１７０、２４０、２７０ｋｍ／ｈに変え、摺動面へ
の押圧力を１４００ｋｇｆ×２、慣性モーメントは車輪
径９１０ｍｍ、車輪重量８０００ｋｇｆとして求めた数
値に、試験機の機械損失を考慮に入れて１６８．６ｋｇ
ｆ・ｓ ｍとし、測定の項目としては平均摩擦係数で表
示することとした。その結果を表１に示している。

【００２１】

【表１】

【００２２】この実施例の結果からも明らかなように制
動の初速度を低速から計画中の超高速の広い範囲に亘っ
て変化させても平均摩擦係数はある一定の数値の範囲内
に収り、制動力の変動に対して安定した対応をしている
ことを示唆している。現在の新幹線用のブレーキディス
ク（ＮＣＭ鋳鉄）に対する確性試験においては、この平
均摩擦係数は０．２５〜０．３０を基準として設計諸元
を計算しているので、現在の実車よりも増速しても変ら
ぬ範囲内に留まることは、将来の高速車両に適用するこ
とが可能であることを明確に例証している。

【００２３】

【発明の効果】本発明に係る車両用のブレーキディスク
は以上に述べたように車両の制動初速度が高速から低速
に至る広い範囲に亘ってほぼ変らぬ摩擦特性を維持し、
軽量化とともに現在開発中の超高速車両のブレーキディ
スクとしてきわめて優れた適合性を具えている。しか
も、冶金的に安定した成分から成り立っているので鋳造
性にも恵まれ、複雑な形状のブレーキディスクであるの
に拘わらず良品を量産できる有利な特性を具えている。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ａｌ−Ｓｉ平衡状態図である。

【図２】Ａｌ−Ｓｉ系合金における高温（Ａ）および常
温（Ｂ）の引張り強度、伸びとＳｉ％との関係図であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 1/10 C22C 32/00 F16D 65/12

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 シリコンを６〜１３％含むＡｌ−亜共晶
   Ｓｉ合金を母相とし、粒径が３〜５０μｍの炭化珪素を
   母相金属に対し５〜３０重量％の範囲で均等に分散強化
   して鋳造し、現在より増速した制動力の変動にも安定し
   て対応することを特徴とする鉄道車両用ブレーキディス
   ク。