WO2009131248A1 - 低炭素マルテンサイト系Cr含有鋼 - Google Patents

低炭素マルテンサイト系Cr含有鋼 Download PDF

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WO2009131248A1
WO2009131248A1 PCT/JP2009/058536 JP2009058536W WO2009131248A1 WO 2009131248 A1 WO2009131248 A1 WO 2009131248A1 JP 2009058536 W JP2009058536 W JP 2009058536W WO 2009131248 A1 WO2009131248 A1 WO 2009131248A1
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hardness
less
quenching
tempering
mass
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PCT/JP2009/058536
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山内克久
加藤康
宇城工
山下孝子
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16D—COUPLINGS FOR TRANSMITTING ROTATION; CLUTCHES; BRAKES
    • F16D69/00—Friction linings; Attachment thereof; Selection of coacting friction substances or surfaces
    • F16D69/02—Composition of linings ; Methods of manufacturing
    • F16D69/027—Compositions based on metals or inorganic oxides

Definitions

  • the present invention is used for disc brakes discs of motorcycles such as motorcycles and bicycles, and has excellent corrosion resistance and appropriate quenching hardness.
  • the present invention relates to a low carbon martensitic Cr-containing steel that also has excellent temper softening resistance against heat generation. Background art
  • a disc brake disc (slide section by brake pads) of a motorcycle such as an auto pie or a bicycle is caused by friction heat with the brake pad when braking.
  • the temperature may be repeatedly raised to about C.
  • the material used for the brake disc is required to have heat resistance (temper softening resistance) that does not soften against the heat generated during braking.
  • Brake discs are also required to have excellent corrosion resistance (scratch resistance) due to concerns about aesthetics and adverse effects on brake performance degradation. For this reason, as a material for brake discs, not only has the corrosion resistance conventionally required for brake discs, but also has an appropriate hardness in the as-quenched state, and 500 ° C. Even if it is tempered for about 1 hour, low carbon martensitic stainless steel containing 2 to 13 mass% Cr can be maintained. Many are used.
  • JP 2005-307346 A describes that HRC 32-38 is excellent in corrosion resistance by adding appropriate amounts of Nb, Ni and V, and further increasing the N to make it relatively low C. Steel has been proposed that can ensure adequate quenching hardness and maintain high hardness of HRC32 or higher after tempering at 600 ° C for 2 hr.
  • the brake disc is hardly heated to a temperature range of 650 to 700 ° C when braking an auto pie or bicycle.
  • the brake disc material has heat resistance even in such a temperature range, there are advantages such as higher performance of the brake, lighter weight due to thinner walls, and greater design freedom.
  • large-to-medium-sized autopies, especially sports-type autopies have great benefits, and the expectations for high heat resistance of materials are great.
  • an object of the present invention is to provide a material for a brake disk that has better heat resistance (tempering softening resistance) than materials conventionally used or proposed.
  • the specific goal of the present invention is that the hardness after quenching is 31-40 in HRC, and the proper hardness is 31-38 in HRC even after tempering at 700 ° C for 1 hour.
  • An object of the present invention is to provide a brake disc material having tempering softening resistance that can hold the Disclosure of the invention
  • C 0.02 to 0.10 ma ss%
  • N 0.02 to 0.10 ma ss%
  • C + N 0.08 to 0.16 ma ss%
  • S i 0 5 mass% or less
  • A1 0. lma ss% or less
  • Mn 0.3-3.
  • each element symbol in the above formula indicates the content (ma ss%) of the element.
  • Low carbon whose Fp value represented by 09058536 is 80.0 to 96.0, hardness after quenching is 3 1 to 40 in HRC, and hardness after tempering for 1 hour in HRC is 31 or more in HRC Martensitic Cr-containing steel.
  • the low carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention in addition to the above component composition, further includes one or more selected from Mo, W and Ta in a total of 0.1 to 2.0 mass. % Content.
  • the low carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention may further include C a: 0.0002 to 0.0003 ma ss%, Mg: 0.0002 to 0.003 mass%, and ⁇ : Characterized by containing one or more selected from 0. ⁇ 0002 to 0.006 ma ss%.
  • the low carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention is a low carbon martensitic Cr-containing steel having a structure containing a ⁇ ferrite phase of 5% or less by volume after quenching.
  • the present invention is a brake disk characterized by comprising the above-mentioned low carbon martensitic Cr-containing steel.
  • the present invention it is possible to provide a low-carbon martensitic Cr-containing steel that can maintain a hardness of 31 or higher with HRC even when tempered at a temperature of 700 ° C. Therefore, when the steel of the present invention is used for brake discs such as auto pie and bicycles, not only can the performance of the brakes be reduced but also the weight can be reduced by reducing the thickness, the degree of freedom of design can be expanded. Is also possible. Brief Description of Drawings
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between the Fp value of a comparative example whose composition is within the scope of the present invention and the hardness after 700 tempering treatment in the examples of the present application.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the amount of ⁇ ferrite and the hardness after tempering at 700 ° C. in a comparative example whose composition is within the scope of the present invention in the examples of the present application.
  • Figure 4 In the examples of the present application, a graph showing the relationship between the amount of Cu added and the hardness after the '500 cauterization treatment in the comparative example in which the composition of the invention example is out of Cu (2.24 mass%) It is.
  • Figure 5 In the examples of the present application, the amount of Cu added and the hardness increase during tempering of the comparative example in which the composition of the invention example is out of Cu (2.24 mass%) It is a figure which shows the relationship of the difference of the hardness after a hardening process.
  • the inventors investigated in detail the effects of various components on the heat resistance of Cr-containing steel.
  • the amount of each element added was adjusted so as to reduce the amount of delta ferrite phase that was generated during quenching heating and remained after quenching and was not properly controlled in the past.
  • C, N, Nb and V By adding appropriate amounts of C, N, Nb and V at the same time, the solid solution effect of these elements and the effect of precipitates
  • the ⁇ ferrite referred to in the present invention is a ferrite phase generated during quenching.
  • ferrite means ⁇ ferrite.
  • the low carbon martensite Cr-containing steel of the present invention has sufficient corrosion resistance (scratch resistance) for a brake disc and has a hardness in an as-quenched state of HRC: 31-40, preferably HRC: 33 ⁇ 38 and after tempering at 700 ° C for 1 hour
  • HRC Characterized by having heat resistance (temper softening resistance) that can maintain a hardness of 31 or higher.
  • the as-quenched state includes a state after mild quenching annealing and tempering depending on the purpose.
  • C and N dissolve in steel, or precipitate with Nb or V to form carbides, nitrides or carbonitrides and harden after quenching or tempering. It is an important element in the present invention that has the effect of increasing the thickness.
  • C and N In order to ensure the required hardness even after quenching and tempering, C and N must each be contained in an amount of 0.02 mass% or more. It is necessary to contain 0.08 mass% or more in total. However, if C is added in excess of 0.1 Oma ss ° / 0 , coarse precipitates increase, and on the other hand, the effect of suppressing temper softening is reduced, and corrosion resistance and toughness are also reduced.
  • N is also overloaded by more than 0.10 ma ss%. If added, the hot ductility will be significantly reduced, and if the material is made, hot rolling will cause cracking, making production difficult. Therefore, the upper limit for C and N is 0.10m ass%.
  • C and N are 0.02—0.1 Oma s s%, respectively, and the total amount is in the range of 0.08 to 0.16 m a s s%.
  • C is preferably 0.03 mass% or more
  • N is preferably 0.04 mass% or more
  • the total amount is also 0.1 mass% or more. It is preferable.
  • the hardness after tempering at 700 ° C is preferably as high as possible within an appropriate range of HRC of 31 or more, but N is 0.04 mass. /. By adding the above, HRG 32 or more can be stably secured.
  • Si is an element added as a deoxidizing agent. To obtain the effect, it is desirable to add 0.05 M s s% or more together with Mn. However, if it is added excessively exceeding 0.5 mass s%, a ferrite phase is easily formed during quenching, which causes a decrease in hardness. Therefore, S U3 ⁇ 40.5 s s% or less.
  • a 1 is an element added as a deoxidizer, but the deoxidation effect is saturated even if added in excess of 0.04 raas s s%. Further, excessive addition of A 1 causes an increase in surface defects due to A 1 inclusions and a decrease in punching workability. In particular, if the content of A 1 exceeds 0.1 lm s s%, the adverse effect becomes significant, so the upper limit is set to 0.1 lm s s%.
  • the upper limit is set to 0.1 lm s s%.
  • a 1 is preferably 0.02 mas s s% or less.
  • Mri has a deoxidizing effect, and is a useful element to suppress the formation of ferrite phase during quenching and to ensure stable hardness after quenching and to obtain this effect. 0.
  • C r 10. 5-13.
  • 5 mass% Cr is an essential element for improving the corrosion resistance in the steel of the present invention.
  • To obtain the corrosion resistance required for the disk material it is necessary to add 10.5 mass% or more.
  • Cr should be in the range of 10.5 to 13.5 ma ss%. It should be noted that it is preferably 11. Oma ss% or more when emphasizing weather resistance, and 13. Oma ss% or less when emphasizing punching workability or heat resistance.
  • Nb 0.05 to 0.60 m s s%, V: 0.15 to 0.80 m s s% and N b + V: 0.25—0.95 m s s%
  • Nb and V have a high effect of suppressing softening due to tempering by forming a solid solution in steel or forming a carbonitride with C and N. Even after tempering at 700 ° C for 1 hour, it is an element necessary to ensure a hardness of HRC: 31 or higher. In order to obtain the effect, it is important to add Nb and V at the same time.
  • Nb is 0.05 mass s s% or more and V is 0.15 m s s s /. In addition, the total amount must be 0.25 ma s s% or more.
  • Nb and V are added excessively, a ferrite phase is formed during quenching, and on the other hand, the hardness after quenching or tempering decreases, so that Nb and V are 0. 60 ma ss% or less, 0.8 Oma ss% or less, and the total amount is 0.95 mass% or less. Therefore, Nb is 0.05 to 0.60 mass%, V is 0.15 to 0.80 mass%, and the total amount of Nb and V is in the range of 0.25 to 0.95 mass%. To do. From the viewpoint of stably ensuring heat resistance, it is preferable that Nb is 0.1 Omass s% or more and the total amount of Nb and V is 0.35 mass% or more. In addition, if Nb or V is added excessively, defects are likely to occur due to a decrease in hot workability. From the viewpoint of manufacturability, the total amount of b and V should be 0 to 80 mass% or less. preferable.
  • Ni is an element that suppresses the formation of a ferrite phase during quenching, enhances hardenability, and improves corrosion resistance. In order to obtain these effects, it is necessary to add 0.02 mass% or more. On the other hand, if added excessively, the hardness before quenching increases and punching workability decreases, and the hardness after quenching may exceed the specified range, so the upper limit is 2.0 ma ss% And In particular, in order to ensure punching workability, the hardness before quenching is
  • N U31.5 mass% or less In order to make it 95 or less, it is preferable that it is N U31.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.1 to 1.4 ma ss%. Cu: 1.5 ma ss% or less
  • Cu is an element that improves corrosion resistance, and also precipitates at a temperature of 500 to 600 ° C. during tempering and has an effect of suppressing tempering softness.
  • FIG. 4 and 5 show examples of the present invention (Table 1-11; Table 1-12, Table 1-3, and Table 1-4) described later.
  • the plots of comparative examples that were not included in Fig. 2 are graphs showing the relationship between the amount of Cu added and the hardness after tempering at 500 ° C, and the amount of Cu added and the increase in hardness during tempering (500 ° C tempering treatment). It is a figure which shows the relationship between the hardness after and the hardness after a hardening process. From these figures, it can be seen that the addition of Cu increases the surface hardness after tempering at 500 ° C and suppresses softening. Therefore, to obtain the above effect, it is preferable to add Cu actively.
  • the hardness greatly exceeds the appropriate range due to precipitation during tempering, which causes brake noise and pad wear.
  • Some hardness may be allowed depending on the brake structure and pad type selection, but if the level exceeds HR C: 42, it will exceed the allowable range. Therefore, as shown in Fig. 4, the addition of Cu should be 1.5 ma s s% or less (including Oma s s%). In order to ensure that the hardness during tempering does not exceed HRC: 41, it is desirable that the hardness be 0.5 mass s s% or less.
  • F p value 1 230C + 5 S i-5Mn-6Cu + 10Cr-12N i + 32Nb + 2 2 V + 12Mo + 8W + l OTa + 40Al -220N (1)
  • each element symbol in the above formula indicates the content (ma s s%) of the element.
  • FIG. 1 shows the Fp value, the hardness FP value after tempering at 700 ° C, and the amount of ⁇ ferrite after quenching.
  • Fig. 3 shows the relationship between the amount of ⁇ ferrite and the hardness after 700 tempering.
  • Fig. 1, Fig. 2 and Fig. 3 are examples of the present application described later (Table 1-1, Table 1-2, Table 1-1-3, and Table 1-4). A comparative example within the scope of the invention is plotted.
  • the inventors of the present application must have at least a ⁇ ferrite phase of 5% or less by volume as shown in FIG. It has been found that it is preferably 3% or less, more preferably 1% or less, and has achieved heat resistance unprecedented.
  • the 1> value needs to be 96.0 or less. Preferably, it is 95.0 or less.
  • the Fp value is lower than 80.0, 700 ° C is caused by the decrease in punching processability due to the increase in hardness before quenching, the excess hardness after quenching, or the development of retained austenite phase. Since proper hardness cannot be obtained after tempering, it should be 80.0 or more. Therefore, the Fp value is in the range of 8 0. 0-96.0. Preferably it is the range of 85.0-95.0.
  • the low carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention further includes one or more selected from Mo, W and Ta in order to improve heat resistance. It can be contained in the range of 0.1 to 2. Oma ss%.
  • Mo, W and Ta have the effect of suppressing softening due to tempering by forming a solid solution or forming precipitates in the steel.
  • the decrease in hardness after tempering at 700 ° C is also reduced.
  • one or more selected from Mo, W and Ta are used. It is preferable to add at least 0.1 ma ss% in total.
  • the productivity decreases due to an increase in hot deformation resistance, the punchability decreases due to the increase in hardness before quenching, or it is unevenly distributed in the structure and 700 ° C due to the formation of a ferrite phase during quenching.
  • the total amount is 2. Oma ss% or less because it causes a decrease in hardness after tempering. Therefore, it is preferable to add Mo, W and Ta in a range of 0.1 to 2 Oma ss% in total, depending on the required level of heat resistance. In addition, from the viewpoint of improving heat resistance, it is more preferably 0.2 mass% or more, and from the viewpoint of manufacturability, additive property, or cost reduction, it is more preferably 1.5 mass% or less. I like it.
  • the low-carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention further has a Ca: 0. 0002 to 0 ⁇ 0030ma ss%, in order to improve production and corrosion resistance.
  • M g 0.0002 to 0.003 Oma ss%
  • B 0.0002 to 0.006 mass%
  • Ca, Mg and B suppress the adverse effects of S and P, which are harmful to hot workability, and are effective in improving manufacturability such as hot rolling.
  • Ca and Mg are less than 0.003 Oma ss%, B Is preferably 0.006 Oma ss% or less. Therefore, C a, Mg, and B are, as necessary, C a: 0.
  • C a is in the range of 0.0005 to 0.0003 ma s s%, Mg: 0.0005 to 0.0003 ma s s%, and B: 0.0005 to 0.0006 ma s s%.
  • the S 0.00 5 mass ° /.
  • Ca is preferably limited to 0.0010 mass% or less from the viewpoint of ensuring corrosion resistance.
  • the balance other than the above components consists of Fe and inevitable impurities.
  • P and S are harmful elements that reduce hot workability, toughness, and corrosion resistance, so it is preferable to reduce them as much as possible.
  • P 0.05 mass% or less
  • S 0 008 mass% or less is preferable. More preferably, P is 0.03 mass% or less and S is 0.005 mass% or less.
  • the low carbon martensitic Cr-containing steel of the present invention does not reject the inclusion of components other than those described above as long as the effects of the present invention are not impaired. For example, heat resistance, corrosion resistance and production 1 ⁇ is less than 0.1 lmass%, 0 is less than 0.4 mass%, or REM, Hf, Y, Zr, Sb is less than 0.5 mass% in total. May be.
  • a known method can be applied as a method for producing a brake disc material.
  • the following production method is preferred.
  • the steel that satisfies the above-mentioned component yarns is melted in a steel converter N electric furnace or the like, and the molten steel is further secondaryd by VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) or AOD (Argon Oxygen Decarburization). Continuous refining after secondary refining
  • the continuous forging method is preferable from the viewpoint of productivity and uniformity of the steel sheet material.
  • the slab obtained as described above was heated to 100 ° C. to 1300 ° C. and then hot-rolled to obtain a hot rolled steel plate having a thickness of 3 to 10 mm. Hot strip annealing, shotblasting, pickling, grinding, etc. to remove scale
  • HRB Rockwell hardness B scale
  • hot-rolled steel sheets that are hot-rolled to 3 mm or less, or use hot-rolled steel sheets that are 3 mm or more, It is preferable to use a cold-rolled steel sheet that has been subjected to rolling and, if necessary, subjected to annealing, descaling, and shape correction.
  • a conventionally known method can be used as a method for manufacturing a brake disk. For example, a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet obtained as described above is punched into a disk shape by punching or the like. Furthermore, grooves and small holes that have a function of discharging cooling and abrasion powder are punched into a desired shape.
  • a heat treatment furnace is used to heat to a temperature of 95 ° C to 125 ° C, followed by quenching to cool at a cooling rate higher than air cooling, and then pickling and surface polishing (surface polishing) It is preferable to obtain a brake disk by applying acid treatment such as descaling by polishing), acid treatment such as passivation treatment, or rust-proofing by coating.
  • acid treatment such as descaling by polishing
  • acid treatment such as passivation treatment
  • rust-proofing As a quenching method, die quenching that also serves as shape correction may be used. If necessary, strain relief annealing may be performed.
  • one of the major features of the steel of the present invention is that it can be used for a brake disk only by quenching (no tempering is required), but it may be used after tempering.
  • the occurrence of cracks during rolling and the rolling load were investigated, and the rolled hot-rolled sheet was visually observed on the surface of the steel sheet to check for scabs and cracks. If there is a large amount of cracking, etc., it is manufacturable X (bad). Those that were not recognized were evaluated as good (good). .
  • Hardenability test-Test specimens with a thickness of X 3 O mm X 30 mm were taken from the above hot-rolled annealed plates, heated to various conditions shown in Table 2, A quenching treatment for air cooling was performed. Next, after removing the scale on the surface of the test piece after quenching by grinding, polishing and removing it, the surface hardness HRC was measured at 5 points with a Bruckle hardness tester in accordance with the provisions of JISZ 2 2 4 5, and the average The value was the quenching hardness of the material. And the hardness after quenching was determined to be acceptable if the HRC was 3 1 to 40.
  • the Rockwell hardness conforms to the JISZ 2 2 4 5 regulations.
  • the surface hardness HRC was measured with a total of 5 points, the average value was obtained, and the heat resistance was evaluated. Then, the hardness after tempering treatment at 700 ° CX for 1 hour was determined to be acceptable if the hardness was HRC 31 or more.
  • a specimen with a thickness of X 7 Omm x 150 mm is collected from the above hot rolled annealed material, and the surface of the specimen is wet-polished with # 320 emery paper and then sprayed with salt water in accordance with JISZ 2371.
  • a test (SST) was conducted. The SST test is performed for 48 hours. After the test, the surface of the test piece is visually observed, the number of firing points is measured, ⁇ (good) if no firing point, 1 to 4 pieces (pass), 5 X or more was regarded as X (bad), and ⁇ and ⁇ were regarded as acceptable.
  • the amount of S ferrite was measured by polishing the cross-section of the specimen after quenching, corroding it with Murakami test reagent, and then observing the structure with an optical microscope. For each specimen, optical microscope photographs of 5 fields of view were taken at 400x, and the amount of ⁇ ferrite phase was measured by image analysis, and the average value was obtained.
  • steel No. 13-22, Steel No. 2 7-29, and Steel No. 35-40 which do not satisfy the composition of the present invention, have a hardness after quenching of HRC. : It is not 31-40, and also the hardness after quenching satisfies HRC: 31-40, but the hardness after tempering at 70 0 ° C is less than HRC: 31 It can be seen that either manufacturability or corrosion resistance does not meet the goals of the present invention.
  • the manufacturability is ⁇ because b and V are excessive and defects occur due to a decrease in hot heat resistance.
  • the weather resistance is ⁇ , but this is because S is 0.005mass% or more and Ca is 0.OOlOmass. /. This is because the corrosion resistance was poor.
  • F, G, L and X but steel No. 35 is 700 because Fp value is within the scope of the present invention, but V is outside the scope of the present invention. C More than HRC 31 after tempering could not be obtained.
  • the Fp value is the upper limit of the range of the present invention. For off, [delta] ferrite content after quenching becomes 9 volume 0/0 or more, and it has not been possible to obtain HRC 31 or more after 700 ° C tempering.
  • Steel Nos. 35-38 correspond to steels No. F, G, L and X in Table 1-1 and Table 1-2 in JP-A-2005-307346

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  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

７００℃で１時間の焼戻し処理を行った後でもＨＲＣで３１以上の硬さを保持することできる耐焼戻し軟化性を有するブレーキディスク用素材を提供する。具体的には、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．０２～０．１０％でかつＣ＋Ｎ：０．０８～０．１６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｃｒ：１０．５～１３．５％、Ｎｂ：０．０５～０．６０％、Ｖ：０．１５～０．８０％でかつＮｂ＋Ｖ：０．２５～０．９５％、Ｎｉ：０．０２～２．０％、Ｃｕ：１．５％以下を含有し、Ｆｐ値（＝−２３０Ｃ＋５Ｓｉ−５Ｍｎ−６Ｃｕ＋１０Ｃｒ−１２Ｎｉ＋３２Ｎｂ＋２２Ｖ＋１２Ｍｏ＋８Ｗ＋１０Ｔａ＋４０Ａｌ−２２０Ｎ）が８０．０～９６．０であり、焼入れ後の硬さがＨＲＣで３１～４０、７００℃で１時間の焼戻し後の硬さがＨＲＣで３１以上である低炭素マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼。

Description

明細書
低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼 技術分野
本発明は、 ォートパイ（motorcycles)や自転車 (bicycles)などの二輪車のディスクプレ一 キ (disc brakes)のディスクに用いられる、 耐食性に優れ、 適正な焼入れ硬さを有すると共 に、 ブレーキ制動時の発熱に対する焼戻し軟化抵抗にも優れる低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼に関するものである。 背景技術
オートパイや自転車などの二輪車のディスクブレーキのディスク （ブレーキパッド (brake pads)による搢動部 （slide section) ) は、 制動（braking)時には、 プレーキパッ ドとの摩擦熱 (friction heat)により 5 0 0 °C程度まで繰り返し昇温される場合がある。 そ のため、 ブレーキディスクに用いられる素材には、 制動時の発熱に対して軟化しない耐 熱性 （耐焼戻し軟化性 (temper softening resistance)) が必要とされる。
一方、 ブレーキディスクの硬度が髙過ぎると、 制動時にブレーキ鳴き (brake squeal)を 起こしたり、 ブレーキパッドの磨耗が大きくなつたりする。 従って、 ブレーキディスク には、 適正な硬さ範囲が存在し、 通常、 H R C (ロックウェル硬さの Cスケール
(Rockwell hardness scale C)) で 3 1〜 3 8程度が適正とされている。 ただし、 その上限 は、 ブレーキパッドの種類やブレーキパッドとディスクとの組み合わせによっても変化 するため、 H R Cで 4 0 'を超えるレベルまで許容される場合もある。
また、 ブレーキディスクは、 美観上の問題や、 ブレーキ性能低下への悪影響が懸念さ れることから、 耐食性 （耐鲭性） に優れることも要求される。 このため、 ブレーキディ スク用の素材としては、 従来、 ブレーキディスクとして必要とされる耐食性を有するだ けでなく、 焼入れたままの状態で適正な硬さを有し、 かつ、 5 0 0 °Cで 1時間程度の焼 戻し処理を受けても、 ほぼ適正な硬さを保持することができる 1 2〜1 3 m a s s %の C rを含有する低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼 (martensitic stainless steel)が多く 使用されている。
しかしながら、 ブレーキの制動能力向上等の高'!"生能化や軽量化、 あるいはデザインの 多様化を図る観点からは、 ブレーキディスクおよびその素材に対して、 さらに優れた耐 熱性が求められるようになってきている。 この要求に応えるため、 各種の高耐熱鋼 (high heat resistant steel)が提案されている。 例えば、 特開 2001— 220654号公報 およぴ特開 2007— 070654号公報には、 C， Cu, Nb, Vおよび Moなどの 焼戻し軟化抵抗を高める元素を添加または増量して、 焼入れ後だけでなく、 550~6 50°Cで 1時間程度の焼戻し後においても、 HRCで 30以上の硬さを保持することが できる耐焼戻し軟化性に優れる鋼が提案されている。
また、 特開 2005— 307346号公報には、 Nb， N iおよび Vを適正量添加し、 さらに、 高 N化して相対的に低 Cとすることにより、 耐食性に優れ、 HRC 32-38 というて適正焼入れ硬さを確保でき、 かつ、 600°Cで 2 h r保持の焼戻し後も、 なお HRC32以上の高硬度を維持できる鋼が提案されている。
通常、 オートパイや自転車などの制動時に、 ブレーキディスクが 650〜700°Cの 温度域まで加熱されることはほとんどない。 し力し、 ブレーキディスク用素材がそのよ うな温度域でも耐熱性を有することによって、 ブレーキの高性能化や、 薄肉化による軽 量化、 あるいは、 デザインの自由度の拡大などのメリットが生じる。 特に、 大'中型の オートパイ、 中でもスポーツタイプのオートパイでは、 そのメリットが大きく、 素材の 高耐熱化に対する期待は大きレ、。
そこで、 本発明の目的は、 従来から使用されあるいは提案されている素材よりも髙ぃ 耐熱性 （耐焼戻し軟化性） を有するブレーキディスク用素材を提供することにある。 具 体的な本発明の目標は、 焼入れ後の硬さが HRCで 31〜40であり、 かつ、 700°C で 1時間の焼戻し処理を行った後でも HRCで 31〜38の適正な硬さを保持すること できる耐焼戻し軟化性を有するブレーキディスク用素材を提供することにある。 発明の開示
すなわち、 本発明は、 C : 0. 02〜0. 10ma s s%、 N : 0. 02〜0. 10 ma s s %でかつ C + N : 0. 08〜0. 16ma s s %、 S i ： 0. 5 m a s s %以 下、 A1 : 0. lma s s %以下、 Mn : 0. 3~3. Oma s s %, C r ： 10. 5 〜； 13. 5ma s s0ん Nb : 0. 05— 0. 60 m a s s %, V： 0. 15〜0. 8 0 m a s s %でかつ N b +V： 0. 25~0. 95 m a s s %, N i ： 0. 02~2. Oma s s%、 Cu : 1. 5 m a s s %以下、 残部が F eおよび不可避的不純物からな り、 下記 （ 1 ) 式； .
値=ー230C+5 S i -5Mn-6Cu+10Cr -12N i +32Nb + 2
2V+12Mo+8W+ 10Ta+40A l -220N · · · (1)
ただし、 上記式中の各元素記号は、 その元素の含有量 （ma s s%) を示す。 09058536 で表される Fp値が 80. 0〜96. 0であり、 焼入れ後の硬さが HRCで 3 1〜40、 700 で 1時間の焼戻し後の硬さが HRCで 31以上である低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼である。
本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 上記成分組成に加えてさらに、 Mo， Wおよび T aのうちから選ばれる 1種または 2種以上を合計で 0. 1〜2. 0 m a s s %含有することを特徴とする。
また、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 上記成分組成に加えてさらに、 C a ： 0. 0002〜0. 0030ma s s%、 Mg : 0. 0002〜0. 0030m a s s%および Β : 0. ·0002〜0. 0060ma s s%のうちから選ばれる 1種ま たは 2種以上を含有することを特徴とする。
また、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 焼入れ処理後に、 δフェライ ト相が体積％で 5%以下を含む組織である低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼である。 また、 本発明は、 上記の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼からなることを特徴とす るプレーキディスクである。
本発明によれば、 700°Cの温度で焼戻しを受けても、 HRCで 3 1以上の硬さを維 持することができる低炭素マルテンサイト系 Cr含有鋼を提供することができる。 した がって、 本発明の鋼をオートパイや自転車等のブレーキディスクに用いた場合には、 プ レーキの高性能化や薄肉化による軽量化が図れるだけでなく、 デザィンの自由度を拡大 することも可能となる。 図面の簡単な説明
図 1 ： 本願の実施例のおいて、 発明例おょぴ組成が本願発明の範囲内である比較例の Fp値と 700 焼戻し処理後の硬さの関係を示す図である。
図 2 ： 本願の実施例のおいて、 発明例おょぴ組成が本願発明の範囲内である比較例の
Fp値と烧入れ後の δフェライト（delta ferrite phase)量の関係を示す図である。
図 3 ： 本願の実施例のおいて、 発明例おょぴ組成が本願発明の範囲内である比較例の δフェライト量と 700°C焼戻し処理後の硬さの関係を示す図である。
図 4 ： 本願の実施例のおいて、 発明例おょぴ組成が Cu (2.24 mass%) で外れた比較例 の Cuの添加量と '500 焼戾し処理後の硬さの関係を示す図である。 ' 図 5 ： 本願の実施例のおいて、 発明例おょぴ組成が Cu (2.24 mass%) で外れた比較例 の Cuの添加量と焼戻し時の硬さ増加 （500¾焼戻し処理後の硬さと焼入れ処理後の硬さ の差） の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
発明者らは、 上記課題を解決するため、 C r含有鋼の耐熱性に及ぼす各種成分の影響 について詳細に調査した。 その結果、 焼入れ加熱時に生成し、 焼入れ (quenching)後も残 存する従来は適正に制御されていなかった δフェライト相（delta ferrite phase)の量を 低減するよう各元素の添加量を調整した上で、 C, N, Nbや Vを適正量同時添加する ことにより、 これら元素の固溶効果（solid solution effect)と析出物の効果
(precipitation effect)によって、 700 °Cの温度での焼戻し（tempering)に対しても十 分な耐熱性を有することを見出した。 さらに、 Mo, Wおよび T aを適正量添加するこ とにより、 より安定して耐熱性を確保できること、 および、 Ca， Mgおよび Bを適正 量添加することによって、 耐食性や製造性 （熱間加工性 (hot workability)) の改善を図 ることができることを見出した。 本発明は、 上記知見にさらに検討を加えて開発したも のである。 なお、 本願発明で言う δフェライトとは、 焼入れ時に生成するフェライト相 のことである。
以後、 特に断らない限り、 本願明細書で、 フヱライトは、 δフェライトを意味する。
本発明の低炭素マルテンサイト C r含有鋼は、 ブレーキディスク用として十分な耐 食性 （耐鲭性） を有すると共に、 焼入れままの状態における硬さが HRC： 3 1〜40、 好ましくは HRC： 33〜38であり、 かつ、 700°Cで 1時間の焼戻し後においても
HRC： 31以上の硬さを維持できる耐熱性 （耐焼戻し軟化性） を有するところに特徴 を有する。 なお、 上記焼入れままの状態には、 焼入れ後、 目的に応じて軽度の歪取り焼 鈍（stress release annealing)や焼戻し処理を行った状態をも含むものとする。
以下、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼の成分組成について説明する。
C： 0. 02~0. 10ma s s%、 N： 0. 02~0. 10 m a s s %でかつ C +
N： 0. 08~0. 16 m a s s %
Cおよび， Nは、 鋼中に固溶し、 または、 Nbや Vなどと炭化物、 窒化物または、 炭 窒化物（carbide, nitride or carbonitride)を形成して析出し、 焼入れ後や焼戻し後の 硬さを高める効果を有する、 本発明においては重要な元素である。 焼入れ後およぴ焼戻 し後においても所定の硬さを確保するためには、 Cおよび， Nは、 それぞれ、 0. 02 ma s s%以上含有することが必要であり、 さらに、 Cと Nの合計で 0. 08 m a s s %以上含有することが必要である。 し力 し、 Cは、 0. 1 Oma s s °/0を超えて過剰 に添加すると、 粗大な析出物が増加し、 却って、 焼戻し軟化を抑制する効果を低下させ、 また、 耐食性や靭性も低下させる。 また、 Nも、 0. 10ma s s %を超えて過剰に添 加すると、 熱間延性 (hot ductility)が著しく低下し、 籍造ゃ熱間圧延でへゲゃ割れを発 生原因となり、 製造を困難にする。 よって、 Cおよぴ Nの上限は、 それぞれ 0. 10m a s s %とする。
さらに、 Cと Nの合計が 0. 16ma s s%を超えると、 製造性、 打抜き加工性
(punching workability) 、 耐熱性の何れの特性も低下する。 よって、 C， Nは、 それ ぞれ 0. 02— 0. 1 Oma s s %で、 かつ、 その合計量は 0. 08~0. 1 6 m a s s%の範囲とする。 なお、 耐熱性を安定して確保する観点からは、 Cは 0. 03ma s s%以上、 Nは 0. 04ma s s%以上であることが好ましく、 その合計量も 0. 10 ma s s%以上であることが好ましい。 また、 700°Cで焼戻し処理後の硬さは、 HRCが 31以上の適正範囲内で高いほど好ましいが、 Nを 0.04mass。/。以上添加することで、 HRG 32以上を安定して確保できる。
S i ： 0. 5 m a s s %以下
S iは、 脱酸剤（deoxidizing agent)として添加される元素であり、 その効果を得るた めには、 Mnと共に 0. 05ma s s%以上添加することが望ましい。 しかし、 0. 5 ma s s%を超えて過度に添加すると、 焼入れ時にフェライト相が生成し易くなり、 硬 さが低下する原因となる。 よって、 S U¾0. 5ma s s%以下とする。
A 1 ： 0. lma s s %以下
A 1は、 脱酸剤として添加される元素であるが、 0. 04raa s s%を超えて添加し ても脱酸効果が飽和する。 また、 A 1の過剰な添加は、 A 1系介在物による表面欠陥の 増加や打抜き加工性の低下を引き起こす。 特に、 A 1の含有量が 0. lma s s%を超 えると、 その悪影響が顕著となるので、 上限は 0. lma s s%とする。 好ましくは、
0. 04ma s s %以下である。 さらに、 A 1は、 S iと同様、 焼入れ時にフェライト 相を生成し易くするため、 硬さ低下の原因にもなる。 したがって、 3 1を0. lma s s %以上添加する場合には、 A1は 0. 02ma s s %以下とするのが好ましい。 Mn : 0. 3〜3. 0 m a s s %
Mriは、 脱酸効果がある他、 焼入れ時のフェライト相の生成を抑制し、 焼入れ後に安 定して適正な硬さを確保するために有用な元素であり、 この効果を得るためには、 0.
3ma s s %以上添加する必要がある。 し力 し、 過剰に添加すると、 打抜き加工性ゃ耐 食性が著しく低下するため、 3. Oma s s°/0以下とする。 なお、 焼入れ性を安定して 確保する観点からは、 0. 5m a s s %以上、 打抜き加工性や耐食性を向上する観点か らは、 2. 5 ma s s%以下であることが好ましい。
C r ： 10. 5-13. 5 m a s s % Crは、 本発明の鋼では、 耐食性を向上するための必須元素であり、 ディスク用素材 に求められる耐食性を得るためには、 10. 5ma s s %以上の添加が必要である。 一 方、 13. 5ma s s%を超えて添加すると、 打抜き加工性ゃ靭性が低下すると共に、 焼入れ後に十分なマルテンサイト相（martensitic phase)が生成せず、 適正な焼入れ硬さ の確保が困難になる。 よって、 Crは 10. 5〜13. 5ma s s %の範囲とする。 な お、 耐鲭性を重視する場合には 11. Oma s s %以上、 打抜き加工性や耐熱性を重視 する場合には 13. Oma s s%以下であることが好ましい。
Nb ： 0. 05 ~ 0. 60ma s s%、 V : 0. 1 5〜0. 80 m a s s %でかつ N b + V： 0. 25— 0. 95 m a s s %
Nbおよび Vは、 鋼中に固溶したり、 Cおよび， Nと炭窒化物を形成したりすること により、 焼戻しによる軟質化を抑制する効果が高く、 本発明が目的とする耐熱性、 即ち、 700°Cで 1時間の焼戻し後においても HRC： 31以上の硬さを確保するために必要 な元素である。 また、 その効果を得るためには、 Nbと Vを同時に添加することが重要 であり、 Nbを 0. 05ma s s %以上、 Vを 0. 1 5 m a s s °/。以上、 かつその合計 量を 0. 25 ma s s %以上とする必要がある。 し力 し、 Nbおよび， Vを過剰に添加 すると、 焼入れ時にフェライト相が生成し、 却って、 焼入れ後あるいは焼戻し後の硬さ が低下する原因となるので、 Nbおよび， Vは、 それぞれ、 0. 60ma s s%以下、 0. 8 Oma s s %以下、 かつ、 その合計量を 0. 95 m a s s %以下とする。 よって、 N bは、 0. 05〜 0. 60 m a s s %、 Vは、 0 · 15〜 0. 80 m a s s %、 かつ Nbおよび， Vの合計量を 0. 25~0. 95ma s s %の範囲とする。 なお、 耐熱性 を安定して確保する観点からは、 Nbを 0. 1 Oma s s%以上とし、 Nbと Vの合計 量は 0. 35ma s s %以上とすることが好ましい。 また、 Nbまたは Vを過剰に添加す ると熱間加工性の低下により欠陥が発生し易くなるため、 製造性の観点から、 bおよび Vの合計量は 0 · 80 mass%以下とすることが好ましい。
N i ： 0. 02〜 2. 0 m a s s %
N iは、 焼入れ時のフェライト相の生成を抑制し、 焼入れ性を高めたり、 耐食性を向 上したりする元素である。 それらの効果を得るためには、 0. 02ma s s%以上添加 する必要がある。 一方、 過剰に添加すると、 焼入れ前の硬さが増加して打抜き加工性が 低下し、 また、 焼入れ後の硬さが、 所定の範囲を超える場合もあるため、 上限は 2. 0 ma s s%とする。 特に、 打抜き加工性を確保するために、 焼入れ前の硬さを HRBで
95以下とするには、 N U31. 5ma s s %以下であることが好ましい。 より好まし くは、 0. 1〜1. 4ma s s %の範囲である。 Cu ： 1. 5ma s s %以下
Cuは、 耐食性を向上する元素であり、 また、 焼戻し時に 500〜600°Cの温度で 析出し、 焼戻し軟ィヒを抑制する効果を有する元素でもある。
図 4およぴ図 5は、 後述する本願の実施例 （表 1一 1; 表 1一 2、 表 1—3および、 表 1-4) から、 発明例および組成で Cu (2.24 mass%) で外れた比較例をプロットしたも ので、 それぞれ、 Cuの添加量と 500°C焼戻し処理後の硬さの関係を示す図と Cuの添加量 と焼戻し時の硬さ増加 （500°C焼戻し処理後の硬さと焼入れ処理後の硬さの差） の関係を 示す図である。 これらの図から、 Cu添加により、 500°C焼戻し後の表面硬さが上昇 しており、 軟化が抑制されているのが分かる。 したがって、 上記の効果を得るには、 C uは積極的に添加することが好ましい。
し力 し、 Nbや Vと共に Cuを過剰に添加すると、 焼戻し時の析出により硬さが適正 範囲を大きく超過し、 ブレーキ鳴きやパッド磨耗の原因となる。 なお、 多少の硬さの超 過は、 ブレーキ構造やパッドの種類の選択などによって許容できることもあるが、 HR C： 42を超えるレベルになると許容できる範囲を超えてしまう。 よって、 Cuの添加 は、 図 4に示すように 1. 5ma s s%以下とする （Oma s s %含む） 。 なお、 焼戻 し時の硬さが HRC： 41を超えないためには、 0. 5ma s s%以下であるのが望ま しい。
さらに、 後述する Fp値が 95.0を超え、 熱間圧延時に δフヱライト相が 4〜5wl%程度生成 する場合には、 熱間加工性の低下によりへゲゃ割れなどの欠陥が発生しゃすい。 特に Cu を添加した場合には、 铸造時に Gu偏析部が形成され、 熱間圧延時にオーステナイト相と フェライト相の界面にある融点の低い Gu偏析部で割れを生じやすくなる。 これを防止す るには、 N iの添加が有効であるが、 Niは高価な元素である。 したがって、 原料コス トを低減する上では、 Cuは、 0.3mass%以下が好ましく、 場合によっては、 添加せずに不 可避的不純物レベルとしても良い。
Fp値： 80. 0〜96. 0
本発明が目的とする耐熱性 （耐焼戻し軟化性） を得るためには、 上記成分が所定の範 囲内にあることの他に、 さらに、 下記 （1) 式；
F p値 =一 230C+5 S i-5Mn-6Cu+10Cr-12N i+32Nb + 2 2 V+ 12Mo + 8W+ l OTa + 40Al -220N · · · (1)
ただし、 上記式中の各元素記号は、 その元素の含有量 （ma s s%) を示す。
で定義される Fp値が、 80. 0〜96. 0を満たすよう含有することが必要である。 この Fp値は、 焼入れ時における δフェライト相の生成のし易さを示すものであり、 値 が大きいほど δフェライト形成能が高いことを示す。 図 1および図 2は、 Fp値と 70 0°C焼戻し処理後の硬さおょぴ F P値と焼入れ処理後の δフェライト量を示したもので ある。 また、 図 3は、 δフェライト量と 700 焼戻し処理後の硬さの関係を示したもので あ'る。 なお、 図 1、 図 2および、 図 3は、 後述する本願の実施例 （表 1— 1、 表 1一 2、 表 1一 3および、 表 1— 4) カ^、 発明例および組成が本願発明の範囲内の比較例をプ ロットしたものである。
図 1およぴ図 2から、 値が96. 0を超えると急激に δフェライト量が増加し、 700°C焼戻し処理後の硬さが低下していることがわかる。 つまり、 焼入れ時に生成す る δフェライト相の量が多いと、 焼戻し軟ィ匕が進み易くなる。 なお、 500°C〜67 0°Cの焼戻し処理では、 δフェライト量が 5%を超えても急激な軟化は認められなかった。 このため、 従来、 求められる耐熱性が 670°C以下であった場合には、 δフェライト量 を厳密に制御する必要がなく、 あまり考慮されていなかったものと考えられる。 5フエ ライト相の量が数 vol°/。以上存在しても 500〜670°Gの耐熱性を満足することは可能である が、 700°Gの耐熱性を満足するためには、 このように Sフェライト相の量も厳密に制御 する必要があることが判明した。 このような フェライトと 700。Cにおける焼戻し軟化 性との関係は新規の知見である。
本願発明者らは、 特に 700°Cという高温の焼戻しに対して適正な硬さを維持するた めには、 図 3に示すように、 少なくとも δフェライト相が体積％で 5%以下であること が必要であり、 好ましくは 3%以下、 さらに好ましくは 1%以下であることが好ましい ことを知見し、 従来にない耐熱性を達成したものである。 そのためには、 1>値は96. 0以下である必要がある。 好ましくは、 95. 0以下である。 一方、 Fp値が 80. 0 より低くなると、 焼入れ前の硬さ増加による打抜き加工性の低下や焼入れ後の硬さ超過、 あるいは残留オーステナイト相（retained austenite phase)の开$成により、 700°C焼 戻し後に適正な硬さが得られなくなるので 80. 0以上とする。 よって、 Fp値は、 8 0. 0-96. 0の範囲とする。 好ましくは 85. 0-95. 0の範囲である。
本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 上記成分に加えてさらに、 耐熱性を 向上するために、 Mo, Wおよび T aの内から選ばれる 1種または 2種以上を、 合計で 0. 1〜2. Oma s s%の範囲で含有することができる。
. Mo, Wおよび Taは、 鋼中に固溶しあるいは析出物を形成することにより、 焼戻し による軟質化を抑制する効果がある。 特に、 焼戻し温度が 650°Cを超える温度領域に おける軟質化の抑制に効果があるので、 700°Cでの焼戻し後の硬さの低下も小さくな る。 この効果を得るためには、 Mo， Wおよび T aの内から選ばれる 1種または 2種以 上を合計で 0. 1 ma s s%以上添加することが好ましい。 しかし、 過剰に添加すると、 熱間変形抵抗の増加による製造性の低下や、 焼入れ前の硬さ上昇による打抜き加工性の 低下、 あるいは組織中に偏在して焼入れ時のフェライト相生成による 700°C焼き戻し 後の硬さ低下などの原因となるため、 合計で 2. Oma s s %以下とすることが好まし い。 よって、 Mo， Wおよび Taは、 耐熱性の要求レベルに応じて、 1種または 2種以 上を合計で 0. 1〜2. Oma s s %の範囲で添加するのが好ましい。 なお、 耐熱性向 上の観点からは、 0. 2 m a s s %以上であることがより好ましく、 また、 製造性や加 ェ性あるいはコスト低減の観点からは、 1. 5ma s s%以下であることがより好まし い。
また、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 上記成分に加えてさらに、 製 造' 14や耐食'生を向上するために、 C a : 0. 0002〜0· 0030ma s s%、 M g ： 0. 0002〜0. 003 Oma s s %および B ： 0. 0002〜0. 0060m a s s %の内から選ばれる 1種または 2種以上を添加することができる。
C a, Mgおよび Bは、 熱間加工性に有害な Sや Pの悪影響を抑制し、 熱間圧延など の製造性の向上に効果がある。 その効果を得るためには、 C aは 0. 0002ma s s %以上、 Mgは 0. 0002ma s s %以上、 Bは 0. 0002ma s s %以上添カロ することが好ましい。 し力 し、 過剰に添加すると、 C a， Mgは耐食性を低下させ、 B は、 铸造性や熱間加工性を低下させるため、 C a， Mgは、 それぞれ 0. 003 Oma s s%以下、 Bは、， 0. 006 Oma s s %以下とするのが好ましい。 よって、 C a， M gおよび Bは、 必要に応じて、 C a : 0. 0002〜0· 0030ma s s %、 M g ： 0. 0002~0. 003 Oma s s %, B ： 0. 0002〜0. 0060ma s s%の範囲で、 1種または 2種以上を添加することが好ましい。 より好ましくは、 C a ： 0. 0005〜0. 0030ma s s%、 Mg : 0. 0005〜0. 0030ma s s%、 B : 0. 0005~0. 0060ma s s %の範囲である。
なお、 不可避的不純物として、 Sを 0.005mass°/。を超えて含有する場合には、 耐食性を 確保する観点から、 Caは 0.0010mass%以下に制限するのが好ましい。
本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 上記成分以外の残部は、 F eおよび 不可避的不純物からなる。 ただし、 不可避的不純物のうち、 Pや Sは、 熱間加工性ゃ靱 性、 耐食性を低下させる有害元素であるため、 できるだけ低減するのが好ましく、 P : 0. 05ma s s%以下、 S : 0. 008 m a s s %以下とすることが好ましい。 さら に好ましくは、 P : 0. 03ma s s %以下、 S : 0. 005 m a s s %以下である。 また、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼は、 本発明の作用効果を害さない 範囲内であれば、 上記以外の成分の含有を拒むものではなく、 例えば、 耐熱性、 耐食性 および製造性を向上する観点から、 1^を0 . l m a s s %以下、 〇0を0 . 4 m a s s %以下あるいは R EM, H f , Y， Z r , S bを合計で 0 . 0 5 m a s s %以下含有 してもよい。
次に、 本発明の低炭素マルテンサイト系 C r含有銅の製造方法について説明する。
本発明の C r含有鋼の製造方法は、 ブレーキディスク用素材の製造方法として公知の 方法を適用することができ、 例えば、 以下のような製造方法であるのが好ましい。
上記成分糸且成を満たす鋼を、 転炉（steel converter) N 電気炉（electric furnace)など で溶製し、 さらにその溶鋼を V O D (Vacuum Oxygen Decarburization)や A O D (Argon Oxygen Decarburization)などで二次精鍊 (secondary refining)した後、 連続鐃造法
(continuous casting)あるいは造塊一分塊圧延法で厚さ 1 0 0〜2 5 0 mmのスラブ
(slab)とする。 なお、 生産性や鋼板材質の均一性の観点からは、 連続鎊造法が好ましい。 次いで、 上記のようにして得たスラブを、 1 0 0 0〜 1 3 0 0 °Cに加熱後、 熱間圧延 して板厚が 3〜 1 0 mmの熱延鋼板とし、 必要に応じて熱延板焼鈍し、 ショットプラス ト（shotblasting)や酸洗 (pickling)、 研削（grinding)などを施してスケール除去
(descale)し、 さらに必要に応じてスキンパス圧延（skin pass rolling)などの形状矯正 を行い、 プレーキディスク用素材とする。 この際、 ブレーキディスクへの打抜き
(punching)を容易にするため、 熱延板焼鈍は 6 5 0〜9 0 0 °Cの温度で行い、 硬さを H R B (ロックウェル硬さ Bスケール） で 1 0 0以下にするのが好ましい。 HR B： 9 5以 下であればさらに好ましい。
なお、 厚さが 3 mm以下のブレーキディスクの場合には、 その素材は、 3 mm以下に , 熱間圧延した熱延鋼板を用いるか、 あるいは、 3 mm以上の熱延鋼板に、 さらに冷間圧 延を施し、 さらに必要に応じて、 焼鈍、 スケール除去'、 形状矯正などを行った冷延鋼板 を用いるのが好ましい。
次に、 ブレーキディスクを製造する方法について説明する。
まず、 ブレーキディスクの製造方法は、 従来公知の方法を用いることができ、 例えば、 上記のようにして得た熱延鋼板あるいは冷延鋼板のコイルあるいは切り板から、 打抜き 加工などにより円盤状に打抜き、 さらに、 冷却や磨耗粉などの排出機能を有する溝や小 孔などを打抜き加工し、 所望の形状とする。 次いで、 高周波誘導加熱装置 (high- frequency induction heating device)や、 ノ ツチ式 (batch type)ある ヽ f 連続式 (continuous type)の熱処理炉を用いて、 9 5 0〜1 2 5 0 °Cの温度に加熱後、 空冷以上 の冷却速度で冷却する焼入れ処理を行い、 その後、 酸洗処理や表面研磨（surface polishing)によるスケール除去、 不動態化処理 (passivation treatment)などの酸処理 (acidic treatment)や塗装（coating)による防鲭処理（rust- proof ing)などを施してプレ ーキディスクとするのが好ましい。 なお、 焼入れ処理の方法としては、 形状矯正（shape correction)を兼ねた金型冷却（die quenching)を用いてもよい。 また、 必要に応じて、 歪取り焼鈍を行ってもよい。 さらに、 本発明の鋼は、 焼入れ処理のみでブレーキデイス クに使用できること （焼戻し処理不要） が大きな特徴の 1つであるが、 焼戻し処理を行 つてから使用してもよい。 実施例
表 1一 1， 表: 1— 2， 表 1一 3および表 1一 4に示す成分組成を有する鋼を高周波真 空溶解炉 (high - frequency melting fornace)で溶製して 1 0 0 k gの鋼塊とし、 次いで、 こ れらの鋼塊を通常の条件で熱間圧延して板厚が 4 mmの熱延板とした。 その後、 この熱 延板に、 不活†生ガス（inert gas)雰囲気中で 6 5 0〜8 5 0 °C X 8時間以上の焼鈍後、 徐 冷する熱処理を施して熱延焼鈍材とした。 なお、 上記熱間圧延の際には、 圧延時の割れ 発生の有無や圧延荷重の調査を行い、 また、 圧延した熱延板については鋼板表面を目視 観察して、 へゲ（scab)や割れ等の欠陥発生の有無を調査し、 割れ等の発生が大きいもの を製造性 X (bad)、 割れ等の発生が軽微で実用上問題ないものを製造性△ (pass)、 まった く問題が認められなかつたものを製造性〇 (good)と評価した。 .
上記のようにして得た熱延焼鈍板を用いて、 下記の試験を行った。
( 1 ) 焼入性試験 (hardenability test) - 上記熱延焼鈍板から、 板厚 X 3 O mm X 3 0 mmの大きさの試験片を採取し、 表 2に 示した各種条件に加熱後、 空冷する焼入れ処理を施した。 次いで、 焼入れ後の試験片の 表面のスケールを研削、 研磨して除去後、 J I S Z 2 2 4 5の規定に準拠して口ック ゥエル硬度計で表面硬さ H R Cを 5点測定し、 その平均値をその材料の焼入れ硬さとし た。 そして、 焼入れ後の硬さが、 H R Cで 3 1〜4 0のものを合格と判定した。
( 2 ) 耐熱性 （耐焼戻し軟化性） 試験
上記焼入れ後の試験片に、 さらに 5 0 0 °C X 1時間、 6 5 0 °C X 1時間おょぴ 7 0 0 °C X 1時間の 3水準に加熱後、 空冷する焼戻し処理を施した後、 試験片表面のスケー ルを研削により除去してから、 J I S Z 2 2 4 5の規定に準拠してロックウェル硬度 計で表面硬さ HRCを 5点測定し、 その平均値を求め、 耐熱性を評価した。 そして、 7 00°CX 1時間の焼戻し処理後の硬さが HRCで 31以上のものを合格と判定した。
(3) 耐食性試験
上記熱延焼鈍材から、 板厚 X 7 OmmX 150 mmの大きさの試験片を採取し、 試験 片表面を # 320のェメリ一研磨紙で湿式研磨したのち、 J I S Z 2371の規定に 準拠した塩水噴霧試験 （SST) を行った。 SST試験は、 48時間行い、 試験後の試 験片表面を目視観察し、 発鲭点の数を測定し、 発鲭点なしを〇（good)、 1〜4個を厶 (pass) , 5個以上を X (bad)とし、 〇、 △を合格とした。
(4) δフェライ ト量の測定
Sフェライト量の測定は、 焼入れ後の試験片の断面を研磨し、 村上試薬 (Murakami test reagent)で腐食した後、 光学顕微鏡 (optical microscope)により組織を観察した。 各試験片に ついて 400倍で 5視野の光学顕微鏡写真を撮影し、 画像解析 (image analysis)により δフエ ライト相の量を測定し、 その平均値を求めた。
上記試験の結果を表 2—1およぴ表 2-2に併せて示した。 表 2— 1およぴ表 2-2 から、 本発明に適合する成分組成を有する鋼 No. 1~12、 鋼 No. 23〜26およ ぴ鋼 No. 30〜34は、 いずれも焼入れ後の硬さが HRC : 31〜40で、 700で での焼戻し後の硬さが HRC： 31以上であり、 優れた焼戻し軟化抵抗性を有している こと、 また、 耐食性 製造性にも優れていることがわかる。
こ.れに対して、 本発明の成分組成を満たしていない鋼 No. 13〜22、 鋼 No. 2 7〜29.および、 鋼 No. 35〜40の鋼板は、 焼入れ後の硬さが HRC : 31〜40 でないか、 また、 树ぇ、 焼入れ後の硬さが HRC： 31〜40を満たしていても、 70 0°Cでの焼戻し後の硬さが HRC： 31未満であるか、 あるいは製造性か耐食性のいず れかが本発明の目標を満たしていないことがわかる。
なお、 鋼 No.16に関して、 製造性が△となっているが、 これは、 b、 Vが過剰で熱間加 ェ性の低下により欠陥が発生したためである。 また、 鋼 Νο·25に関して、 耐鲭性が△と なっているが、 これは、 Sが 0.005mass%以上でかつ、 Caが 0. OOlOmass。/。を超えていたた めに、 耐食性が劣ったためである。
また、 鋼 No.35〜38は、 先に本願出願人が開発した 600'。C、 2時間の焼戻し後の 硬さが、 HRC32以上の発明例 （特開 2005— 307346号公報の表 1の鋼 No
F, G, Lおよび X) であるが、 鋼 No. 35は、 Fp値は、 本願発明の範囲にあるも のの、 Vが、 本願癸明の範囲を外れているために、 700。C焼戻し後の HRC 31以上 を得ることができなかった。 また、 36〜 38は、 F p値が本願発明の範囲の上限値を 外れたために、 焼入れ後の δフェライト量が 9体積0 /0以上となり、 700°C焼戻し後の HRC 31以上を得ることができなかったものである。
1 一 1
Figure imgf000016_0001
表 1 —2
Figure imgf000017_0001
表 1 一 3
Figure imgf000018_0001
1—4
Figure imgf000019_0001
Figure imgf000020_0001
表 2— 2
Figure imgf000021_0001
*2)：鋼 No. 35— 38は、特開 2005— 307346号公報の表 1—1、表 1ー2の鋼 N o. F, G, Lおよび Xに相当

Claims

請求の範囲
1. C ： 0. 02〜0. 10ma s s%、 N : 0. 02~0. l Oma s s %でかつ C + N： 0. 08— 0. 16ma s s%、
S i ： 0. 5 m a s s %以下、
A 1 : 0. 1 m a s s %以下、
Mn ： 0. 3~3. Oma s s%、
C r ： 10. 5— 13. 5 m a s s %、
Nb ： 0. 05— 0. 6 Oma s s %, V： 0. 15〜0. 8 Oma s s %でかつ Nb +V： 0. 25〜0. 95ma s s%、
N i : 0. 02〜2. 0ma s s%、 '
Cu : l. 5 m a s s %以下、
残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 下記 （1) 式で表される Fp値が 80. 0 ~96. 0であり、 焼入れ後の硬さが HRCで 31~40、 700 °Cで 1時間の焼戻し 後の硬さが HRCで 31以上である低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼。
記 .
F ρ値 =— 230C+5 S i -5Mn-6 Cu+10C r -12N i +32Nb + 2
2V+12Mo + 8W+ 10Ta + 40Al -220N · · · (1)
ただし、 上記式中の各元素記号は、 その元素の含有量 （ma s s %) を示す。
2. 上記成分組成に加えてさらに、 Mo， Wおよび T aのうちから選ばれる 1種または 2種以上を合計で 0. 1〜 2. Oma s s %含有する請求項 1に記載の低炭素マルテン サイト系 C r含有鋼。
3. 上記成分組成に加えてさらに、 C a : 0. 0002〜0. 0030ma s s%、 M g ： 0. 0002〜0. 003 Oma s s %および B ： 0. 0002〜0. 0060m a s s %のうちから選ばれる 1種または 2種以上を含有する請求項 1または 2に記載の 低炭素マルテンサイト系 C r含有鋼。
4. 請求項 1〜 3の任意の請求項において、 焼入れ処理後に、 δフェライト相が体積％ で 5 %以下を含む組織である低炭素マル ンサイト系 C r含有鋼。
5. 請求項 1~4のいずれか 1項に記載の低炭素マルテンサイト系 Cr含有鋼からなる プレーキディスク。
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Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI1012584A2 (pt) * 2009-06-01 2020-08-25 Jfe Steel Corporation chapa de aço para disco de freio , e disco de freio
JP5553651B2 (ja) * 2010-03-15 2014-07-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP5863785B2 (ja) * 2011-05-16 2016-02-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 自転車のディスクブレーキロータ用マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
CN102851610B (zh) * 2012-07-27 2015-10-14 中国科学院合肥物质科学研究院 一种改进型结构材料马氏体耐热钢及其制备方法
US9523402B2 (en) * 2013-02-08 2016-12-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel brake disc and method for production thereof
US9181597B1 (en) 2013-04-23 2015-11-10 U.S. Department Of Energy Creep resistant high temperature martensitic steel
US9556503B1 (en) 2013-04-23 2017-01-31 U.S. Department Of Energy Creep resistant high temperature martensitic steel
EP3039592A2 (de) * 2013-08-29 2016-07-06 Weinmann Geräte für Medizin GmbH & Co. KG Verfahren und vorrichtung zur bedienung von beatmungsgeräten
US20150275340A1 (en) * 2014-04-01 2015-10-01 Ati Properties, Inc. Dual-phase stainless steel
JP6124930B2 (ja) * 2014-05-02 2017-05-10 日新製鋼株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板およびメタルガスケット
JP6417252B2 (ja) * 2014-09-17 2018-11-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
KR200487513Y1 (ko) 2016-07-14 2018-10-01 윤국원 바닥구조물용 지주
EP3530769B1 (en) * 2016-10-18 2020-12-23 JFE Steel Corporation Martensitic stainless steel sheet
CN108817730B (zh) * 2018-07-31 2020-10-27 佳木斯大学 一种基于超低碳高硼的高温耐磨堆焊合金材料及其制备方法和应用
JP7135708B2 (ja) * 2018-10-18 2022-09-13 日本製鉄株式会社 鋼材

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001220654A (ja) 1999-11-30 2001-08-14 Nippon Steel Corp 焼戻し軟化抵抗の高いディスクブレーキ用ステンレス鋼
JP2004346425A (ja) * 2003-04-28 2004-12-09 Jfe Steel Kk ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2005307346A (ja) 2004-03-22 2005-11-04 Jfe Steel Kk 耐熱性と耐食性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2006322071A (ja) * 2005-04-21 2006-11-30 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
JP2007070654A (ja) 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 焼き入れ性に優れた耐熱ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼板
JP2007321245A (ja) * 2006-05-01 2007-12-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐銹性に優れたディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1697889B (zh) * 2000-08-31 2011-01-12 杰富意钢铁株式会社 低碳马氏体不锈钢板及其制造方法
CN100371487C (zh) * 2003-04-28 2008-02-27 杰富意钢铁株式会社 盘式制动器用马氏体类不锈钢
JP4182865B2 (ja) * 2003-11-11 2008-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐焼戻し軟化性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
WO2006098056A1 (ja) * 2005-03-17 2006-09-21 Jfe Steel Corporation 耐熱性と耐食性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP4788421B2 (ja) * 2006-03-17 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 ブレーキディスク用高耐熱Ｃｒ含有鋼
WO2007122754A1 (ja) 2006-04-21 2007-11-01 Jfe Steel Corporation 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001220654A (ja) 1999-11-30 2001-08-14 Nippon Steel Corp 焼戻し軟化抵抗の高いディスクブレーキ用ステンレス鋼
JP2004346425A (ja) * 2003-04-28 2004-12-09 Jfe Steel Kk ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2005307346A (ja) 2004-03-22 2005-11-04 Jfe Steel Kk 耐熱性と耐食性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2006322071A (ja) * 2005-04-21 2006-11-30 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
JP2007070654A (ja) 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 焼き入れ性に優れた耐熱ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼板
JP2007321245A (ja) * 2006-05-01 2007-12-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐銹性に優れたディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2287350A4 *

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CN102016096B (zh) 2014-05-14
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