JPH0860309A - オートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスクブレーキの製造方法 - Google Patents
オートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスクブレーキの製造方法Info
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- JPH0860309A JPH0860309A JP22087494A JP22087494A JPH0860309A JP H0860309 A JPH0860309 A JP H0860309A JP 22087494 A JP22087494 A JP 22087494A JP 22087494 A JP22087494 A JP 22087494A JP H0860309 A JPH0860309 A JP H0860309A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 低いＭｎ値において、オートバイディスクブ
レーキ用材料として最適の鋼を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ｎを特定した鋼において、 γｍａｘ＝４２０Ｃ−１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ
−１１．５Ｃｒ＋９Ｃｕ＋４７０Ｎ＋１８９ で定義されるγｍａｘが１００未満であり、かつ、 Ｈｃ＝２１８Ｃ−２．６Ｓｉ＋２．９Ｍｎ＋９．２Ｎｉ
−４．６Ｃｒ＋３．６Ｃｕ＋１３８Ｎ＋７５．２ で定義されるＨｃ値が３４．０〜３９．０の範囲となる
ように、上記各元素の含有量が相互に調整され、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオートバイディスク
ブレーキ用鋼、及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用
いたオートバイディスクブレーキの製造方法である。
レーキ用材料として最適の鋼を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ｎを特定した鋼において、 γｍａｘ＝４２０Ｃ−１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ
−１１．５Ｃｒ＋９Ｃｕ＋４７０Ｎ＋１８９ で定義されるγｍａｘが１００未満であり、かつ、 Ｈｃ＝２１８Ｃ−２．６Ｓｉ＋２．９Ｍｎ＋９．２Ｎｉ
−４．６Ｃｒ＋３．６Ｃｕ＋１３８Ｎ＋７５．２ で定義されるＨｃ値が３４．０〜３９．０の範囲となる
ように、上記各元素の含有量が相互に調整され、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるオートバイディスク
ブレーキ用鋼、及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用
いたオートバイディスクブレーキの製造方法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，耐食性，靭性，耐摩耗
性に優れたオートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼
の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスク
ブレーキの製造方法に関する。
性に優れたオートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼
の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスク
ブレーキの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】オートバイディスクブレーキの構成部材
には，耐食性，靭性，耐摩耗性が要求される。耐食性に
ついてはＳＵＳ４２０Ｊ２鋼以上の耐食性を備えれば良
いとされている。一方，靭性及び耐摩耗性は，硬さと密
接な関係を有しておりディスクブレーキの硬さとして
は，焼入れ硬さＨRＣ＝３４.０〜３９.０の範囲を安定
して確保することが必要とされている。
には，耐食性，靭性，耐摩耗性が要求される。耐食性に
ついてはＳＵＳ４２０Ｊ２鋼以上の耐食性を備えれば良
いとされている。一方，靭性及び耐摩耗性は，硬さと密
接な関係を有しておりディスクブレーキの硬さとして
は，焼入れ硬さＨRＣ＝３４.０〜３９.０の範囲を安定
して確保することが必要とされている。
【０００３】そして，以上のようなオートバイディスク
ブレーキに要求される諸特性を満足するものとして，製
造が容易で焼き入れ可能な低炭素マルテンサイト系ステ
ンレス鋼が利用されている。また，特開昭５７−１９８
２４９号公報において，Ｃ＋Ｎ：０.０４〜０.１０％，
Ｓｉ：０.５％以下，Ｍｎ：１.０〜２.５％，Ｎｉ：０.
５以下，Ｃｕ：０.５以下，Ｃｒ：１０.０〜１４.５％
の組成を有する耐食性と靭性に優れた低炭素マルテンサ
イト系ステンレス鋼オートバイディスクブレーキ用材料
が提案されている。
ブレーキに要求される諸特性を満足するものとして，製
造が容易で焼き入れ可能な低炭素マルテンサイト系ステ
ンレス鋼が利用されている。また，特開昭５７−１９８
２４９号公報において，Ｃ＋Ｎ：０.０４〜０.１０％，
Ｓｉ：０.５％以下，Ｍｎ：１.０〜２.５％，Ｎｉ：０.
５以下，Ｃｕ：０.５以下，Ｃｒ：１０.０〜１４.５％
の組成を有する耐食性と靭性に優れた低炭素マルテンサ
イト系ステンレス鋼オートバイディスクブレーキ用材料
が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし，焼き入れのみ
で硬さを所定の範囲に制御する場合に従来鋼では，焼き
入れ温度の差による焼き入れ硬さの変化が著しく大きい
ために，焼き入れ温度の管理を極めて厳しく管理するこ
とが必要である。また，わずかの化学成分の変化でも焼
き入れ硬さに影響するので材質管理も厳しくする必要が
あり，製造管理が極めて煩雑とならざるを得なかった。
更に，従来鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延すると，
熱間圧延鋼帯の表層に脱炭層を生じ，焼入れ後形状不
良，即ちいわゆるガタ量が増すといった問題を生じてい
た。このため，焼き入れ熱処理温度を必要以上に上げ，
焼き入れ後手入れをせざるを得なかった。
で硬さを所定の範囲に制御する場合に従来鋼では，焼き
入れ温度の差による焼き入れ硬さの変化が著しく大きい
ために，焼き入れ温度の管理を極めて厳しく管理するこ
とが必要である。また，わずかの化学成分の変化でも焼
き入れ硬さに影響するので材質管理も厳しくする必要が
あり，製造管理が極めて煩雑とならざるを得なかった。
更に，従来鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延すると，
熱間圧延鋼帯の表層に脱炭層を生じ，焼入れ後形状不
良，即ちいわゆるガタ量が増すといった問題を生じてい
た。このため，焼き入れ熱処理温度を必要以上に上げ，
焼き入れ後手入れをせざるを得なかった。
【０００５】そして，特開昭５７−１９８２４９号公報
に記載の鋼は焼き入れ温度範囲は広いが，Ｍｎの含有量
が高いので，素材，焼き入れ材とも耐食性が低下し，ま
た，焼き入れによって靭性が低下するといった問題があ
る。更に，Ｍｎが高いと，耐高温酸化性が劣化し，スケ
ール層が厚くなって酸洗い性が悪くなり，ひいては操業
能率が低下してコストアップにつながり，Ｓ含有量が高
い場合にはＭｎＳなどの非金属介在物の量が増加し，表
面品質が低下するといった問題を生ずる。
に記載の鋼は焼き入れ温度範囲は広いが，Ｍｎの含有量
が高いので，素材，焼き入れ材とも耐食性が低下し，ま
た，焼き入れによって靭性が低下するといった問題があ
る。更に，Ｍｎが高いと，耐高温酸化性が劣化し，スケ
ール層が厚くなって酸洗い性が悪くなり，ひいては操業
能率が低下してコストアップにつながり，Ｓ含有量が高
い場合にはＭｎＳなどの非金属介在物の量が増加し，表
面品質が低下するといった問題を生ずる。
【０００６】従って，本発明は,特開昭５７−１９８２
４９号公報に記載の鋼よりも低いＭｎ値において，前述
のオートバイディスクブレーキ用材料として要求される
諸特性を満足することにある。
４９号公報に記載の鋼よりも低いＭｎ値において，前述
のオートバイディスクブレーキ用材料として要求される
諸特性を満足することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】以上の課題を解決すべ
く，重量％で，Ｃ ：０.０３０〜０.０６０％，Ｓｉ：
０.２０〜０.４０％，Ｍｎ：０.７０〜１.００％，Ｐ
：０.０４０％以下，Ｓ ：０.０１０％以下，Ｎｉ：
０.１０〜０.６０％，Ｃｒ：１１.５０〜１２.１０％，
Ｍｏ：０.５０％以下，Ｃｕ：０.７０〜０.９０％，Ｎ
：０.０２５％以下，を含有し， γｍａｘ ＝ ４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３
Ｎｉ−１１.５Ｃｒ＋９Ｃｕ＋４７０Ｎ＋１８９ で定義されるγｍａｘが１００未満であり，かつ， Ｈｃ ＝ ２１８Ｃ−２.６Ｓｉ＋２.９Ｍｎ＋９.２Ｎ
ｉ−４.６Ｃｒ＋３.６Ｃｕ＋１３８Ｎ＋７５.２ で定義されるＨｃ値が３４.０〜３９.０の範囲となるよ
うに，上記各元素の含有量が相互に調整され，残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなるオートバイディスクブ
レーキ用鋼を構成した。
く，重量％で，Ｃ ：０.０３０〜０.０６０％，Ｓｉ：
０.２０〜０.４０％，Ｍｎ：０.７０〜１.００％，Ｐ
：０.０４０％以下，Ｓ ：０.０１０％以下，Ｎｉ：
０.１０〜０.６０％，Ｃｒ：１１.５０〜１２.１０％，
Ｍｏ：０.５０％以下，Ｃｕ：０.７０〜０.９０％，Ｎ
：０.０２５％以下，を含有し， γｍａｘ ＝ ４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３
Ｎｉ−１１.５Ｃｒ＋９Ｃｕ＋４７０Ｎ＋１８９ で定義されるγｍａｘが１００未満であり，かつ， Ｈｃ ＝ ２１８Ｃ−２.６Ｓｉ＋２.９Ｍｎ＋９.２Ｎ
ｉ−４.６Ｃｒ＋３.６Ｃｕ＋１３８Ｎ＋７５.２ で定義されるＨｃ値が３４.０〜３９.０の範囲となるよ
うに，上記各元素の含有量が相互に調整され，残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなるオートバイディスクブ
レーキ用鋼を構成した。
【０００８】そして，このオートバイディスクブレーキ
用鋼の溶鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延するに際
し，熱間圧延前の連続鋳造スラブ面に脱炭防止剤を塗布
するようにした。
用鋼の溶鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延するに際
し，熱間圧延前の連続鋳造スラブ面に脱炭防止剤を塗布
するようにした。
【０００９】更に，以上のようにして得たオートバイデ
ィスクブレーキ用熱間圧延鋼帯を所定の円盤寸法に打ち
抜き，その円盤を９５０〜１１５０℃で焼き入れ熱処理
するようにしてオートバイディスクブレーキを製造する
こととした。
ィスクブレーキ用熱間圧延鋼帯を所定の円盤寸法に打ち
抜き，その円盤を９５０〜１１５０℃で焼き入れ熱処理
するようにしてオートバイディスクブレーキを製造する
こととした。
【００１０】
【作用】以下に，上記の構成とした本発明の限定理由を
説明する。先ず，Ｈｃ値について説明する。従来鋼の焼
き入れ温度範囲が著しく狭いのは，本来最高焼き入れ硬
さＨRＣ：５０〜６０にもなる鋼において，従来は焼入
れ温度上昇に伴って焼き入れ硬さが増していく不完全焼
き入れ温度の領域でＨRＣ：３４.０〜３９.０を得よう
としているからである。従って，予めその材料の成分で
焼入れ条件を把握していなければならず，その条件も狭
く，温度管理を厳しくする必要を，従来は生じていた。
一方，マルテンサイト系ステンレス鋼の最高焼き入れ硬
さが得られる温度の付近において焼き入れすれば，広い
温度範囲にわたって焼き入れ硬さの変化を小さくするこ
とができる。即ち，最高焼き入れ硬さがもともとＨR
Ｃ：３４.０〜３９.０であるように成分調整されたマル
テンサイト系ステンレス鋼であれば焼き入れ温度範囲を
広くとれるはずである。
説明する。先ず，Ｈｃ値について説明する。従来鋼の焼
き入れ温度範囲が著しく狭いのは，本来最高焼き入れ硬
さＨRＣ：５０〜６０にもなる鋼において，従来は焼入
れ温度上昇に伴って焼き入れ硬さが増していく不完全焼
き入れ温度の領域でＨRＣ：３４.０〜３９.０を得よう
としているからである。従って，予めその材料の成分で
焼入れ条件を把握していなければならず，その条件も狭
く，温度管理を厳しくする必要を，従来は生じていた。
一方，マルテンサイト系ステンレス鋼の最高焼き入れ硬
さが得られる温度の付近において焼き入れすれば，広い
温度範囲にわたって焼き入れ硬さの変化を小さくするこ
とができる。即ち，最高焼き入れ硬さがもともとＨR
Ｃ：３４.０〜３９.０であるように成分調整されたマル
テンサイト系ステンレス鋼であれば焼き入れ温度範囲を
広くとれるはずである。
【００１１】本発明者は，以上の事情のもとに，鋼成分
について研究を続けた結果，先に示した本発明鋼の成分
に調整することによって，焼き入れ硬さＨRＣが３４.０
〜３９.０となる焼き入れ温度範囲を広くとれるという
知見を得，本発明を構成するに至った。
について研究を続けた結果，先に示した本発明鋼の成分
に調整することによって，焼き入れ硬さＨRＣが３４.０
〜３９.０となる焼き入れ温度範囲を広くとれるという
知見を得，本発明を構成するに至った。
【００１２】なお，本発明においてγｍａｘが１００未
満の範囲に限っている理由は，γｍａｘ＞１００の領域
では１００％マルテンサイト相となり，その領域でＨｃ
値を３４.０〜３９.０の範囲とするためにはＴｉやＮ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｕなどを多量に添加しなければならなくな
って，材料コストが上昇するからである。
満の範囲に限っている理由は，γｍａｘ＞１００の領域
では１００％マルテンサイト相となり，その領域でＨｃ
値を３４.０〜３９.０の範囲とするためにはＴｉやＮ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｕなどを多量に添加しなければならなくな
って，材料コストが上昇するからである。
【００１３】本発明における各成分の限定理由は以下の
通りである。 Ｃ：Ｃは，焼き入れ時の硬さを得るために必要かつ十分
なマルテンサイト量を与える成分であり，０.０３０％
以上は必要である。しかし，Ｃ含有量が多すぎると素材
のフエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の組織において，Ｃｒ23
Ｃ6の析出物となり，結晶粒界に析出して耐食性を損な
い，また，素材の靭性を悪くすることから０.０６０％
以下とする。
通りである。 Ｃ：Ｃは，焼き入れ時の硬さを得るために必要かつ十分
なマルテンサイト量を与える成分であり，０.０３０％
以上は必要である。しかし，Ｃ含有量が多すぎると素材
のフエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の組織において，Ｃｒ23
Ｃ6の析出物となり，結晶粒界に析出して耐食性を損な
い，また，素材の靭性を悪くすることから０.０６０％
以下とする。
【００１４】Ｓｉ：Ｓｉは，焼き入れ時のマルテンサイ
ト相の生成量を減じると同時にマルテンサイト相を固溶
強化し，焼き入れ時の硬さの変動を大きくしたり靭性を
低下させる元素である。しかし，Ｓｉは製鋼時の脱酸素
あるいは鋳造時の湯流れ性の向上に好ましい元素であ
り，操業性や素材の表面品質を向上させる。そこで，Ｓ
ｉの含有量を重量％で０.２０〜０.４０％とした。
ト相の生成量を減じると同時にマルテンサイト相を固溶
強化し，焼き入れ時の硬さの変動を大きくしたり靭性を
低下させる元素である。しかし，Ｓｉは製鋼時の脱酸素
あるいは鋳造時の湯流れ性の向上に好ましい元素であ
り，操業性や素材の表面品質を向上させる。そこで，Ｓ
ｉの含有量を重量％で０.２０〜０.４０％とした。
【００１５】Ｍｎ：Ｍｎは，Ｈｃ値の範囲を満足させ，
最高焼き入れ硬さＨRＣ：３４.０〜３９.０が得られる
焼き入れ温度範囲を低温側に拡げるために，重要な作用
を発揮する。即ち，Ｍｎは焼き入れ時のマルテンサイト
量を増加させる元素であるので，Ｈｃ値を所定の範囲に
させるために必要なＣとＮの添加量を少なくさせ，これ
によって，マルテンサイト相の強度を低くし，焼き入れ
時においてマルテンサイト量の変動による焼き入れ硬さ
の変化を小さくできる。また，Ｃの増加による素材の耐
食性と靭性への影響を緩和することができる。更に，Ｍ
ｎは，高温においてフエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の組織
からオーステナイト相＋フエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の
組織への変態温度（Ａ1温度）を低下させるので，最高
焼き入れ硬さがＨRＣ：３４.０〜３９.０を満足する焼
き入れ温度範囲を低温側へ広げるのに有効に作用する。
このような効果を得るにはＭｎの含有量は重量％で少な
くとも０.７０％以上が必要である。しかし，Ｍｎを多
量に含有すると耐食性が低下し，また，素材の延性−脆
性遷移温度が高温側に移行すると同時に焼き入れ材の靭
性も劣化する。更に，Ｍｎを必要以上に含有すると，酸
洗い性が劣る傾向にあるので操業能率が低下してコスト
アップにつながり，非金属介在物（ＭｎＳ）も増加して
素材の表面品質の低下を招くため，その含有量は１.０
０％以下とするのがよい。そこで，Ｍｎの含有量を重量
％で０.７０〜１.００％とした。
最高焼き入れ硬さＨRＣ：３４.０〜３９.０が得られる
焼き入れ温度範囲を低温側に拡げるために，重要な作用
を発揮する。即ち，Ｍｎは焼き入れ時のマルテンサイト
量を増加させる元素であるので，Ｈｃ値を所定の範囲に
させるために必要なＣとＮの添加量を少なくさせ，これ
によって，マルテンサイト相の強度を低くし，焼き入れ
時においてマルテンサイト量の変動による焼き入れ硬さ
の変化を小さくできる。また，Ｃの増加による素材の耐
食性と靭性への影響を緩和することができる。更に，Ｍ
ｎは，高温においてフエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の組織
からオーステナイト相＋フエライト相＋Ｃｒ炭窒化物の
組織への変態温度（Ａ1温度）を低下させるので，最高
焼き入れ硬さがＨRＣ：３４.０〜３９.０を満足する焼
き入れ温度範囲を低温側へ広げるのに有効に作用する。
このような効果を得るにはＭｎの含有量は重量％で少な
くとも０.７０％以上が必要である。しかし，Ｍｎを多
量に含有すると耐食性が低下し，また，素材の延性−脆
性遷移温度が高温側に移行すると同時に焼き入れ材の靭
性も劣化する。更に，Ｍｎを必要以上に含有すると，酸
洗い性が劣る傾向にあるので操業能率が低下してコスト
アップにつながり，非金属介在物（ＭｎＳ）も増加して
素材の表面品質の低下を招くため，その含有量は１.０
０％以下とするのがよい。そこで，Ｍｎの含有量を重量
％で０.７０〜１.００％とした。
【００１６】Ｐ：Ｐは，靭性を劣化させるので低ければ
低い程良いが，本発明鋼において０.０４０％以下であ
れば別段支障を来さないので，Ｐの含有量を重量％で
０.０４０％以下とした。
低い程良いが，本発明鋼において０.０４０％以下であ
れば別段支障を来さないので，Ｐの含有量を重量％で
０.０４０％以下とした。
【００１７】Ｓ：Ｓは，ＭｎＳとなり耐食性及び表面品
質を低下させるので，Ｓの含有量は低い程良いが，本発
明鋼において０.０１０％以下であれば別段支障を来さ
ないので，Ｓの含有量を重量％で０.０１０％以下とし
た。
質を低下させるので，Ｓの含有量は低い程良いが，本発
明鋼において０.０１０％以下であれば別段支障を来さ
ないので，Ｓの含有量を重量％で０.０１０％以下とし
た。
【００１８】Ｎｉ：Ｎｉは，置換型オーステナイト生成
元素であり，Ｍｎと同様に最高焼き入れ硬さの推定値Ｈ
ｃとＡ1温度に対して有効に寄与する。しかし，Ｎｉは
高価であるから必要以上の添加はコストアップになる。
そこで，Ｎｉの含有量を重量％で０.１０〜０.６０％と
した。
元素であり，Ｍｎと同様に最高焼き入れ硬さの推定値Ｈ
ｃとＡ1温度に対して有効に寄与する。しかし，Ｎｉは
高価であるから必要以上の添加はコストアップになる。
そこで，Ｎｉの含有量を重量％で０.１０〜０.６０％と
した。
【００１９】Ｃｒ：Ｃｒは，ディスクブレーキに要求さ
れる耐食性を保持するため，１１.５０％以上は必要で
ある。一方，最高焼き入れ硬さＨｃの範囲を満足させる
には他の成分の添加量も調整しなければならず，Ｃｒを
増加させると，特にＭｎ・Ｎｉ・Ｃｕを増加させなけれ
ばならなくなってコストアップとなる。そこで，Ｃｒの
含有量を重量％で１１.５０〜１２.１０％とした。
れる耐食性を保持するため，１１.５０％以上は必要で
ある。一方，最高焼き入れ硬さＨｃの範囲を満足させる
には他の成分の添加量も調整しなければならず，Ｃｒを
増加させると，特にＭｎ・Ｎｉ・Ｃｕを増加させなけれ
ばならなくなってコストアップとなる。そこで，Ｃｒの
含有量を重量％で１１.５０〜１２.１０％とした。
【００２０】Ｍｏ：Ｍｏは，耐食性の向上に必要な元素
であるが，コストの上昇をもたらすことから０.５０％
以下とした。
であるが，コストの上昇をもたらすことから０.５０％
以下とした。
【００２１】Ｃｕ：Ｃｕは，最高焼き入れ硬さの推定値
ＨｃとＡ1温度に影響を与える元素であり，その効果は
Ｍｎより大きく，本発明鋼にとって必要な元素である
が，Ｍｎよりも高価であるから，Ｃｕの含有量を重量％
で０.７０〜０.９０％とした。
ＨｃとＡ1温度に影響を与える元素であり，その効果は
Ｍｎより大きく，本発明鋼にとって必要な元素である
が，Ｍｎよりも高価であるから，Ｃｕの含有量を重量％
で０.７０〜０.９０％とした。
【００２２】Ｎ：Ｎは最高焼き入れ硬さの推定値Ｈｃと
Ａ1温度に対して有益に寄与するが，ＮはＣと同様にマ
ルテンサイトの強度を高くするので必要以上含有する
と，焼き入れ時の若干のマルテンサイト量の変動による
硬さ変動を大きくする。また，Ｎは，Ｃほど悪影響はな
いが，固溶Ｃｒ量を減じさせて素材の耐食性を低下させ
る。そこで，通常の操業実績も考慮して，Ｎの含有量を
重量％で０.０２５％以下にした。
Ａ1温度に対して有益に寄与するが，ＮはＣと同様にマ
ルテンサイトの強度を高くするので必要以上含有する
と，焼き入れ時の若干のマルテンサイト量の変動による
硬さ変動を大きくする。また，Ｎは，Ｃほど悪影響はな
いが，固溶Ｃｒ量を減じさせて素材の耐食性を低下させ
る。そこで，通常の操業実績も考慮して，Ｎの含有量を
重量％で０.０２５％以下にした。
【００２３】以上の組成からなる本発明溶鋼を連続鋳造
し，必要に応じて表面手入れを施した連続鋳造スラブを
熱間圧延し，その後拡散焼鈍し，酸洗して熱間圧延を行
う。こうして得た鋼帯を７６０〜７９０℃の温度範囲で
拡散焼鈍した後，所定の円盤寸法に打ち抜き，その円盤
を９５０〜１１５０℃で焼き入れ熱処理し，表面処理し
てオートバイディスクブレーキを製造する。
し，必要に応じて表面手入れを施した連続鋳造スラブを
熱間圧延し，その後拡散焼鈍し，酸洗して熱間圧延を行
う。こうして得た鋼帯を７６０〜７９０℃の温度範囲で
拡散焼鈍した後，所定の円盤寸法に打ち抜き，その円盤
を９５０〜１１５０℃で焼き入れ熱処理し，表面処理し
てオートバイディスクブレーキを製造する。
【００２４】しかして，以上のような工程でオートバイ
ディスクブレーキを製造した場合，焼き入れ後に形状不
良が生じることがあった。本発明者らは，その原因を検
討した結果，連続鋳造スラブを熱間圧延した際に表層に
脱炭層が生じ，焼き入れによるマルテンサイト生成が不
均一であるために，体積膨長を伴うマルテンサイト変態
が不均一となって形状不良を生じていることを突き止め
た。
ディスクブレーキを製造した場合，焼き入れ後に形状不
良が生じることがあった。本発明者らは，その原因を検
討した結果，連続鋳造スラブを熱間圧延した際に表層に
脱炭層が生じ，焼き入れによるマルテンサイト生成が不
均一であるために，体積膨長を伴うマルテンサイト変態
が不均一となって形状不良を生じていることを突き止め
た。
【００２５】そこで，上記の組成からなる本発明溶鋼を
連続鋳造し，必要に応じて表面手入れを施した連続鋳造
スラブを熱間圧延し，その後酸洗する製造工程におい
て，熱間圧延前の連続鋳造スラブ面に脱炭防止剤を塗布
することによって，そのような部分的な脱炭層の発生を
防ぎ，焼き入れ後の形状不良を防止することとした。
連続鋳造し，必要に応じて表面手入れを施した連続鋳造
スラブを熱間圧延し，その後酸洗する製造工程におい
て，熱間圧延前の連続鋳造スラブ面に脱炭防止剤を塗布
することによって，そのような部分的な脱炭層の発生を
防ぎ，焼き入れ後の形状不良を防止することとした。
【００２６】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。表１に示
した化学組成の溶鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延し
てオートバイディスクブレーキ用熱間圧延鋼帯を製造
し，その後７６０〜７９０℃の温度範囲で拡散焼鈍し，
所定の円盤寸法に打ち抜いて９５０〜１１５０℃で焼き
入れ熱処理し，オートバイディスクブレーキを製造し
た。鋼１〜４は本発明の範囲内の組成をもった実施例鋼
であり，これら実施例鋼については，熱間圧延を行う前
に脱炭防止剤を塗布した鋼と塗布しない鋼をそれぞれ製
造した。鋼５〜１１までは比較鋼であり，比較鋼につい
ては，すべて熱間圧延を行う前に脱炭防止剤を塗布して
製造した。鋼５はＣｕの含有量とＨｃ値が，鋼６はＣｕ
の含有量が，鋼７はＭｎ，Ｃｕの含有量が，鋼８はＣ，
Ｓｉ，Ｃｕの含有量が，鋼９はＣ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｕの
含有量とＨｃ値が，鋼１０と鋼１１はＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎの含有量とＨｃ値及びγｍａｘ値が，そ
れぞれ本発明の範囲外である。
した化学組成の溶鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延し
てオートバイディスクブレーキ用熱間圧延鋼帯を製造
し，その後７６０〜７９０℃の温度範囲で拡散焼鈍し，
所定の円盤寸法に打ち抜いて９５０〜１１５０℃で焼き
入れ熱処理し，オートバイディスクブレーキを製造し
た。鋼１〜４は本発明の範囲内の組成をもった実施例鋼
であり，これら実施例鋼については，熱間圧延を行う前
に脱炭防止剤を塗布した鋼と塗布しない鋼をそれぞれ製
造した。鋼５〜１１までは比較鋼であり，比較鋼につい
ては，すべて熱間圧延を行う前に脱炭防止剤を塗布して
製造した。鋼５はＣｕの含有量とＨｃ値が，鋼６はＣｕ
の含有量が，鋼７はＭｎ，Ｃｕの含有量が，鋼８はＣ，
Ｓｉ，Ｃｕの含有量が，鋼９はＣ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｕの
含有量とＨｃ値が，鋼１０と鋼１１はＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎの含有量とＨｃ値及びγｍａｘ値が，そ
れぞれ本発明の範囲外である。
【００２７】
【表１】
【００２８】表２に，実施例において製造した各鋼の焼
入れ温度と焼入れ硬さＨRＣを示す。本発明鋼は焼入れ
温度９５０℃〜１１５０℃の範囲においてほとんどが焼
入れ硬さＨRＣが３４.０〜３９.０の範囲となり，特
に，熱間圧延を行う前に脱炭防止剤を塗布して製造した
本発明鋼は，すべてが焼入れ温度９５０℃〜１１５０℃
の範囲において焼入れ硬さＨRＣが３４.０〜３９.０の
範囲となった。これに対し，比較鋼は何れもＨRＣ：３
４.０〜３９.０の焼入れ硬さを広い焼入れ温度の範囲で
は得ることができない。
入れ温度と焼入れ硬さＨRＣを示す。本発明鋼は焼入れ
温度９５０℃〜１１５０℃の範囲においてほとんどが焼
入れ硬さＨRＣが３４.０〜３９.０の範囲となり，特
に，熱間圧延を行う前に脱炭防止剤を塗布して製造した
本発明鋼は，すべてが焼入れ温度９５０℃〜１１５０℃
の範囲において焼入れ硬さＨRＣが３４.０〜３９.０の
範囲となった。これに対し，比較鋼は何れもＨRＣ：３
４.０〜３９.０の焼入れ硬さを広い焼入れ温度の範囲で
は得ることができない。
【００２９】
【表２】
【００３０】表３に，本発明鋼によって製造されたオー
トバイディスクブレーキのガタ量を示す。ガタ量の測定
は，図１に示すようにディスクブレーキ１の一端に荷重
を加え，他端にダイヤルゲージ２を配置して，図２に示
すように，ディスクブレーキ１の他端の持ち上がった隙
間をガタ量３とした。その結果，脱炭防止剤を塗布した
本発明鋼によって製造されたオートバイディスクブレー
キのガタ量は，９５０〜１１５０℃の焼き入れ温度範囲
において，何れも０.１ｍｍ未満となったが，脱炭防止
剤を塗布しなかったものについては，９５０〜１１５０
℃の焼き入れ温度範囲において，ガタ量が完全には０.
１ｍｍ未満とはならなかった。
トバイディスクブレーキのガタ量を示す。ガタ量の測定
は，図１に示すようにディスクブレーキ１の一端に荷重
を加え，他端にダイヤルゲージ２を配置して，図２に示
すように，ディスクブレーキ１の他端の持ち上がった隙
間をガタ量３とした。その結果，脱炭防止剤を塗布した
本発明鋼によって製造されたオートバイディスクブレー
キのガタ量は，９５０〜１１５０℃の焼き入れ温度範囲
において，何れも０.１ｍｍ未満となったが，脱炭防止
剤を塗布しなかったものについては，９５０〜１１５０
℃の焼き入れ温度範囲において，ガタ量が完全には０.
１ｍｍ未満とはならなかった。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】本発明によれば，耐食性，靭性，耐摩耗
性に優れ，かつ，焼き入れ温度範囲の広いオートバイデ
ィスクブレーキを得られる。また，熱間圧延前に脱炭防
止剤を塗布することにより熱延時の脱炭が防止でき，ガ
タ量が０.１ｍｍ未満のオートバイディスクブレーキが
製造できるようになる。
性に優れ，かつ，焼き入れ温度範囲の広いオートバイデ
ィスクブレーキを得られる。また，熱間圧延前に脱炭防
止剤を塗布することにより熱延時の脱炭が防止でき，ガ
タ量が０.１ｍｍ未満のオートバイディスクブレーキが
製造できるようになる。
【図１】ガタ量の測定方法の説明図
【図２】ガタ量の測定方法の説明図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｆ１６Ｄ 65/12 Ｚ
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で，Ｃ ：０.０３０〜０.０６０
％，Ｓｉ：０.２０〜０.４０％，Ｍｎ：０.７０〜１.０
０％，Ｐ ：０.０４０％以下，Ｓ ：０.０１０％以
下，Ｎｉ：０.１０〜０.６０％，Ｃｒ：１１.５０〜１
２.１０％，Ｍｏ：０.５０％以下，Ｃｕ：０.７０〜０.
９０％，Ｎ ：０.０２５％以下，を含有し， γｍａｘ ＝ ４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３
Ｎｉ−１１.５Ｃｒ＋９Ｃｕ＋４７０Ｎ＋１８９ で定義されるγｍａｘが１００未満であり，かつ， Ｈｃ ＝ ２１８Ｃ−２.６Ｓｉ＋２.９Ｍｎ＋９.２Ｎ
ｉ−４.６Ｃｒ＋３.６Ｃｕ＋１３８Ｎ＋７５.２ で定義されるＨｃ値が３４.０〜３９.０の範囲となるよ
うに，上記各元素の含有量が相互に調整され，残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなるオートバイディスクブ
レーキ用鋼。 - 【請求項２】 請求項１のオートバイディスクブレーキ
用鋼の溶鋼を連続鋳造したスラブを熱間圧延するに際
し，熱間圧延前の連続鋳造スラブ面に脱炭防止剤を塗布
することを特徴とするオートバイディスクブレーキ用鋼
の熱間圧延方法。 - 【請求項３】 請求項２の方法で得たオートバイディス
クブレーキ用熱間圧延鋼帯を所定の円盤寸法に打ち抜
き，該円盤を９５０〜１１５０℃で焼き入れ熱処理する
ことを特徴とするオートバイディスクブレーキの製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22087494A JP3367579B2 (ja) | 1994-08-24 | 1994-08-24 | オートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスクブレーキの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22087494A JP3367579B2 (ja) | 1994-08-24 | 1994-08-24 | オートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスクブレーキの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0860309A true JPH0860309A (ja) | 1996-03-05 |
| JP3367579B2 JP3367579B2 (ja) | 2003-01-14 |
Family
ID=16757896
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22087494A Expired - Lifetime JP3367579B2 (ja) | 1994-08-24 | 1994-08-24 | オートバイディスクブレーキ用鋼，及び該鋼の熱間圧延方法並びに該鋼を用いたオートバイディスクブレーキの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3367579B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1203830A3 (en) * | 2000-11-01 | 2003-05-28 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Steel sheet for disk brake with improved anti-warp property and disk brake made thereof |
| US6613166B2 (en) | 2000-03-24 | 2003-09-02 | Edelstahl Werke Buderus Ag | Method for producing brake disks for motor vehicles |
| KR20150013885A (ko) | 2013-02-08 | 2015-02-05 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 스테인리스강제 브레이크 디스크와 그 제조 방법 |
| CN106794850A (zh) * | 2014-10-17 | 2017-05-31 | 李太荣 | 铁路车辆制动盘的制造方法 |
-
1994
- 1994-08-24 JP JP22087494A patent/JP3367579B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6613166B2 (en) | 2000-03-24 | 2003-09-02 | Edelstahl Werke Buderus Ag | Method for producing brake disks for motor vehicles |
| EP1203830A3 (en) * | 2000-11-01 | 2003-05-28 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Steel sheet for disk brake with improved anti-warp property and disk brake made thereof |
| KR20150013885A (ko) | 2013-02-08 | 2015-02-05 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 스테인리스강제 브레이크 디스크와 그 제조 방법 |
| US9523402B2 (en) | 2013-02-08 | 2016-12-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Stainless steel brake disc and method for production thereof |
| CN106794850A (zh) * | 2014-10-17 | 2017-05-31 | 李太荣 | 铁路车辆制动盘的制造方法 |
| EP3208351A4 (en) * | 2014-10-17 | 2018-03-07 | Lee, Tae-young | Method for manufacturing brake disc for railway vehicle |
| CN106794850B (zh) * | 2014-10-17 | 2018-12-28 | 李太荣 | 铁路车辆制动盘的制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3367579B2 (ja) | 2003-01-14 |
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