特許7197707耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材及びその製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-12-19
(45)【発行日】2022-12-27
(54)【発明の名称】耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221220BHJP
C22C 38/54 20060101ALI20221220BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20221220BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301H
C22C38/54
C21D8/02 A
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2021535700
(86)(22)【出願日】2019-12-18
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2022-02-16
(86)【国際出願番号】 KR2019017987
(87)【国際公開番号】W WO2020130619
(87)【国際公開日】2020-06-25
【審査請求日】2021-08-04
(31)【優先権主張番号】10-2018-0165447
(32)【優先日】2018-12-19
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコ
【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】ユ，スン‐ホ
(72)【発明者】
【氏名】ジョン，ヨン‐ジン
(72)【発明者】
【氏名】オン，キョン‐クン
【審査官】小川 進
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２００８／００７７８５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開平１０－２３７５８３（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１４／１８５４０５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１４／１３２９６８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】韓国公開特許第１０－２００１－００２９３８０（ＫＲ，Ａ）
【文献】特開２０１６－１１７９２５（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／５４
Ｃ２１Ｄ ８／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０７％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．２～０．７％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．３～１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１及び２を満たし、
微細組織が、面積％で、９０％以上のマルテンサイトと１０％以下のベイナイトを含み、
鋼材のブリネル硬度が２６０～３４０ＨＢであることを特徴とする耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材。
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（但し、前記関係式１及び２の［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
【請求項2】
前記鋼材の６００℃での降伏強度が３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材。
【請求項3】
請求項１に記載の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材の製造方法であって、
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０７％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．２～０．７％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．３～１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１及び２を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階と、
前記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０～９３０℃の温度範囲、在炉時間１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上で再加熱する段階と、
前記再加熱された熱延鋼板を１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材の製造方法。
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（但し、前記関係式１及び２の［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
車両のブレーキ装置は、走行中の自動車を減速または停止させるために用いられる装置のことであり、回転中であるブレーキディスクが摩擦部材である加圧パッドと接触することで発生する摩擦力を用いて、車両の運動エネルギーを熱エネルギーとして放出させることにより、車両の制動が行われる。高速で回転するブレーキディスクの速度を減少または停止させるためには、加圧パッドと接触して発生する摩擦力に耐えるように、上記ブレーキディスクの素材が高い耐磨耗性を有することと、摩擦時に発生する数百度の高温でも強度を維持することが必須である。
【0003】
燃費低減が主なイシューである自動車分野では、近年、シャーシ（ｃｈａｓｓｉｓ）素材の強度をギガ級に高めることで、厚さを減らす軽量化の努力が持続的に行われている。一方、車両の下部に位置しているブレーキディスクには、ここ数十年間、特許文献１のような鋳物材が用いられており、その軽量化、及び他の金属材料で代替するための研究が自動車製造社を中心に活発に行われている。ブレーキディスク素材として用いられている鋳鉄材の代替材として、量産に近接しているものとしては、アルミニウム合金にＳｉＣを２０％分散させたデュラルカン（Ｄｕｒａｌｃａｎ）複合材料があるが、熱間圧延鋼材を活用した車両用ブレーキディスクの開発は殆どない状況である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】韓国登録特許第１０－０３９１９４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明の目的とするところは、耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０７％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．２～０．７％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．３～１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１及び２を満たし、微細組織が、面積％で、９０％以上のマルテンサイトと１０％以下のベイナイトを含むことを特徴とする。
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（上記関係式１及び２で［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（上記関係式１及び２で［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
【0007】
本発明の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０７％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．２～０．７％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．３～１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１及び２を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階と、上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０～９３０℃の温度範囲、在炉時間１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上で再加熱する段階と、上記再加熱された熱延鋼板を１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（上記関係式１及び２で［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（上記関係式１及び２で［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
【発明の効果】
【0008】
本発明によると、本発明のブレーキディスク用鋼材は、従来の鋳物材に比べて重量が１０％以上軽くなり、耐磨耗性は２０％以上向上するとともに、優れた耐熱性を有する車両のブレーキディスク用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0009】
以下、本発明の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材の一実施形態について説明する。先ず、本発明の合金組成について説明する。下記で説明される合金組成の含量は重量％である。
【0010】
炭素（Ｃ）：０．０２～０．０７％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼で強度と硬度を増加させるのに効果的であり、硬化能を向上させるために有効な元素である。上記の効果を十分に確保するためには０．０２％以上添加することが好ましい。一方。その含量が０．０７％を超えた場合には、下記の関係式１を満たしにくいだけでなく、溶接性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０２～０．０７％に制御する。上記Ｃの含量の下限は、０．０２３％であることがより好ましく、０．０２５％であることがさらに好ましく、０．０３０％であることが最も好ましい。上記Ｃの含量の上限は、０．０６７％であることがより好ましく、０．０６５％であることがさらに好ましく、０．０６０％であることが最も好ましい。
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼で強度と硬度を増加させるのに効果的であり、硬化能を向上させるために有効な元素である。上記の効果を十分に確保するためには０．０２％以上添加することが好ましい。一方。その含量が０．０７％を超えた場合には、下記の関係式１を満たしにくいだけでなく、溶接性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０２～０．０７％に制御する。上記Ｃの含量の下限は、０．０２３％であることがより好ましく、０．０２５％であることがさらに好ましく、０．０３０％であることが最も好ましい。上記Ｃの含量の上限は、０．０６７％であることがより好ましく、０．０６５％であることがさらに好ましく、０．０６０％であることが最も好ましい。
【0011】
シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸と固溶強化による強度向上に有効な元素である。上記の効果を有効に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、その含量が０．５％を超えた場合には、熱間圧延時にスケールが過多に生成されるだけでなく、最終製品の溶接性が劣化するため好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．１～０．５％に制御する。上記Ｓｉの含量の下限は、０．０１２％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましく、０．２０％であることが最も好ましい。上記Ｓｉの含量の上限は、０．４８％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４０％であることが最も好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸と固溶強化による強度向上に有効な元素である。上記の効果を有効に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、その含量が０．５％を超えた場合には、熱間圧延時にスケールが過多に生成されるだけでなく、最終製品の溶接性が劣化するため好ましくない。したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．１～０．５％に制御する。上記Ｓｉの含量の下限は、０．０１２％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましく、０．２０％であることが最も好ましい。上記Ｓｉの含量の上限は、０．４８％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４０％であることが最も好ましい。
【0012】
マンガン（Ｍｎ）：０．２～０．７％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの生成を抑制し、Ａｒ３温度を下げることで、焼入れ性を効果的に上昇させ、鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。上記の効果を有効に得るためには、０．２％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｍｎの含量が０．７％を超えた場合には、溶接性を低下させるという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．７％以下に制御する。上記Ｍｎの含量の下限は、０．２３％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．３０％であることが最も好ましい。上記Ｍｎの含量の上限は、０．６８％であることがより好ましく、０．６３％であることがさらに好ましく、０．６０％であることが最も好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの生成を抑制し、Ａｒ３温度を下げることで、焼入れ性を効果的に上昇させ、鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。上記の効果を有効に得るためには、０．２％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｍｎの含量が０．７％を超えた場合には、溶接性を低下させるという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．７％以下に制御する。上記Ｍｎの含量の下限は、０．２３％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．３０％であることが最も好ましい。上記Ｍｎの含量の上限は、０．６８％であることがより好ましく、０．６３％であることがさらに好ましく、０．６０％であることが最も好ましい。
【0013】
リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に含有される元素であり、かつ鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｐの含量をできる限り低くし、０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に含有される元素であり、かつ鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｐの含量をできる限り低くし、０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。
【0014】
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎＳ介在物を形成し、鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｓの含量をできる限り低くし、０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。
硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎＳ介在物を形成し、鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、上記Ｓの含量をできる限り低くし、０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。
【0015】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含量を減少させるのに効果的な元素である。しかし、上記Ａｌの含量が０．０７％を超えた場合には、鋼の清浄性が阻害されるという問題がある。したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０７％以下に制御する。但し、製鋼工程時の負荷、製造コストの上昇などを考慮して、０％は除く。上記Ａｌの含量は、０．０７％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ａｌの含量は、０．０６％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましく、０．０４％以下であることが最も好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含量を減少させるのに効果的な元素である。しかし、上記Ａｌの含量が０．０７％を超えた場合には、鋼の清浄性が阻害されるという問題がある。したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０７％以下に制御する。但し、製鋼工程時の負荷、製造コストの上昇などを考慮して、０％は除く。上記Ａｌの含量は、０．０７％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ａｌの含量は、０．０６％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましく、０．０４％以下であることが最も好ましい。
【0016】
クロム（Ｃｒ）：０．１～０．５％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を増加させて鋼の強度を増加させ、硬度の確保にも有利な元素である。上記の効果のためには、Ｃｒを０．１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．５％を超えた場合には、溶接性が劣化して製造原価を上昇させる原因になる。したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．１～０．５％に制御する。上記Ｃｒの含量の下限は、０．１２％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましく、０．２０％であることが最も好ましい。上記Ｃｒの含量の上限は、０．４７％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４０％であることが最も好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を増加させて鋼の強度を増加させ、硬度の確保にも有利な元素である。上記の効果のためには、Ｃｒを０．１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．５％を超えた場合には、溶接性が劣化して製造原価を上昇させる原因になる。したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．１～０．５％に制御する。上記Ｃｒの含量の下限は、０．１２％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましく、０．２０％であることが最も好ましい。上記Ｃｒの含量の上限は、０．４７％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４０％であることが最も好ましい。
【0017】
モリブデン（Ｍｏ）：０．３～１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させ、高温で微細な炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を形成させることで、高温強度を確保するのに非常に有用な元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．３％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｍｏはやや高価な元素であり、その含量が１．０％を超える場合には、製造原価が上昇するだけでなく、溶接性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．３～１．０％に制御する。上記Ｍｏの含量の下限は、０．３５％であることがより好ましく、０．４％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏの含量の上限は、０．９％であることがより好ましく、０．８％であることがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させ、高温で微細な炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を形成させることで、高温強度を確保するのに非常に有用な元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．３％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｍｏはやや高価な元素であり、その含量が１．０％を超える場合には、製造原価が上昇するだけでなく、溶接性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．３～１．０％に制御する。上記Ｍｏの含量の下限は、０．３５％であることがより好ましく、０．４％であることがさらに好ましい。上記Ｍｏの含量の上限は、０．９％であることがより好ましく、０．８％であることがさらに好ましい。
【0018】
バナジウム（Ｖ）：０．０５％以下（０は除く）
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後における再加熱時にＶＣ炭化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑え、鋼の焼入れ性を向上させるため、強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。しかし、上記Ｖは高価な元素であり、その含量が０．０５％を超える場合には、製造原価を上昇させる要因になる。したがって、本発明では、上記Ｖの添加時に、その含量を０．０５％以下に制御する。上記Ｖの含量は、０．０５％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｖの含量は、０．０４５％以下であることがより好ましく、０．０４０％以下であることがさらに好ましく、０．０３５％以下であることが最も好ましい。
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後における再加熱時にＶＣ炭化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑え、鋼の焼入れ性を向上させるため、強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。しかし、上記Ｖは高価な元素であり、その含量が０．０５％を超える場合には、製造原価を上昇させる要因になる。したがって、本発明では、上記Ｖの添加時に、その含量を０．０５％以下に制御する。上記Ｖの含量は、０．０５％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｖの含量は、０．０４５％以下であることがより好ましく、０．０４０％以下であることがさらに好ましく、０．０３５％以下であることが最も好ましい。
【0019】
ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）
ボロン（Ｂ）は、少量添加しても鋼の焼入れ性を有効に上昇させ、強度の向上に有効な元素である。但し、その含量が高すぎると、鋼の靭性及び溶接性を阻害するという問題があるため、その含量を５０ｐｐｍ以下に制御する。したがって、上記Ｂの含量は、５０ｐｐｍ以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｂの含量は、４０ｐｐｍ以下であることがより好ましく、３５ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、３０ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
ボロン（Ｂ）は、少量添加しても鋼の焼入れ性を有効に上昇させ、強度の向上に有効な元素である。但し、その含量が高すぎると、鋼の靭性及び溶接性を阻害するという問題があるため、その含量を５０ｐｐｍ以下に制御する。したがって、上記Ｂの含量は、５０ｐｐｍ以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｂの含量は、４０ｐｐｍ以下であることがより好ましく、３５ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、３０ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
【0020】
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、一般に、鋼の強度とともに靭性を向上させるのに有効な元素である。上記の効果を確保するためには、Ｎｉを０．０１％以上添加することが好ましいが、Ｎｉは高価な元素であり、その含量が０．５％を超える場合には、製造原価を上昇させる原因になる。したがって、本発明では、上記Ｎｉの含量を０．０１～０．５％に制御する。上記Ｎｉの含量の下限は、０．０５％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましく、０．１％であることが最も好ましい。上記Ｎｉの含量の上限は、０．４７％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４％であることが最も好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、一般に、鋼の強度とともに靭性を向上させるのに有効な元素である。上記の効果を確保するためには、Ｎｉを０．０１％以上添加することが好ましいが、Ｎｉは高価な元素であり、その含量が０．５％を超える場合には、製造原価を上昇させる原因になる。したがって、本発明では、上記Ｎｉの含量を０．０１～０．５％に制御する。上記Ｎｉの含量の下限は、０．０５％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましく、０．１％であることが最も好ましい。上記Ｎｉの含量の上限は、０．４７％であることがより好ましく、０．４５％であることがさらに好ましく、０．４％であることが最も好ましい。
【0021】
銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）
銅（Ｃｕ）は、固溶強化により鋼の強度及び硬度を向上させる元素である。また、Ｎｉとともに靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃｕの含量が０．５％を超えた場合には、熱間圧延前に高温加熱する時にスラブの表面欠陥を発生させ、熱間加工性を阻害するという問題があるため、上記Ｃｕは、０．５％以下添加することが好ましい。したがって、上記Ｃｕの含量は、０．５％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｃｕの含量は、０．４％以下であることがより好ましく、０．３５％以下であることがさらに好ましく、０．３％以下であることが最も好ましい。
銅（Ｃｕ）は、固溶強化により鋼の強度及び硬度を向上させる元素である。また、Ｎｉとともに靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃｕの含量が０．５％を超えた場合には、熱間圧延前に高温加熱する時にスラブの表面欠陥を発生させ、熱間加工性を阻害するという問題があるため、上記Ｃｕは、０．５％以下添加することが好ましい。したがって、上記Ｃｕの含量は、０．５％以下（０は除く）であることが好ましい。上記Ｃｕの含量は、０．４％以下であることがより好ましく、０．３５％以下であることがさらに好ましく、０．３％以下であることが最も好ましい。
【0022】
チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるＢの効果を極大化する元素である。具体的に、上記Ｔｉは、窒素（Ｎ）と反応してＴｉＮ析出物を形成させ、ＢＮの形成を抑えることで、固溶Ｂを増加させて焼入れ性の向上を極大化することができる。しかし、上記Ｔｉの含量が０．０２％を超えた場合には、粗大なＴｉＮ析出物が形成され、鋼の靭性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉの含量を０．０２％以下に制御する。上記Ｔｉの含量は、０．０１９％以下であることがより好ましく、０．０１８％以下であることがさらに好ましく、０．０１７％以下であることが最も好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるＢの効果を極大化する元素である。具体的に、上記Ｔｉは、窒素（Ｎ）と反応してＴｉＮ析出物を形成させ、ＢＮの形成を抑えることで、固溶Ｂを増加させて焼入れ性の向上を極大化することができる。しかし、上記Ｔｉの含量が０．０２％を超えた場合には、粗大なＴｉＮ析出物が形成され、鋼の靭性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｔｉの含量を０．０２％以下に制御する。上記Ｔｉの含量は、０．０１９％以下であることがより好ましく、０．０１８％以下であることがさらに好ましく、０．０１７％以下であることが最も好ましい。
【0023】
ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物を形成することにより、鋼の強度を増加させ、かつオーステナイト結晶粒の成長を抑えるのに有効である。しかし、上記Ｎｂの含量が０．０５％を超えた場合には、粗大な析出物が形成され、これは、脆性破壊の起点になって靭性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｎｂの含量を０．０５％以下に制御する。上記Ｎｂの含量は、０．０４５％以下であることがより好ましく、０．０４％以下であることがさらに好ましく、０．０３％以下であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物を形成することにより、鋼の強度を増加させ、かつオーステナイト結晶粒の成長を抑えるのに有効である。しかし、上記Ｎｂの含量が０．０５％を超えた場合には、粗大な析出物が形成され、これは、脆性破壊の起点になって靭性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｎｂの含量を０．０５％以下に制御する。上記Ｎｂの含量は、０．０４５％以下であることがより好ましく、０．０４％以下であることがさらに好ましく、０．０３％以下であることが最も好ましい。
【0024】
カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）はＳとの結合力に優れるため、ＣａＳを生成することにより、鋼材の厚さ中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑える効果がある。また、上記Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、多湿な外部環境下で腐食抵抗を増加させる効果がある。上記の効果を得るためには、上記Ｃａを２ｐｐｍ以上添加することが好ましいが、その含量が１００ｐｐｍを超えた場合には、製鋼操業時にノズル詰まりなどを誘発するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｃａの含量を２～１００ｐｐｍに制御する。上記Ｃａの含量の下限は、２．５ｐｐｍであることがより好ましく、３ｐｐｍであることがさらに好ましく、３．５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｃａの含量の上限は、８０ｐｐｍであることがより好ましく、６０ｐｐｍであることがさらに好ましく、４０ｐｐｍであることが最も好ましい。
カルシウム（Ｃａ）はＳとの結合力に優れるため、ＣａＳを生成することにより、鋼材の厚さ中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑える効果がある。また、上記Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、多湿な外部環境下で腐食抵抗を増加させる効果がある。上記の効果を得るためには、上記Ｃａを２ｐｐｍ以上添加することが好ましいが、その含量が１００ｐｐｍを超えた場合には、製鋼操業時にノズル詰まりなどを誘発するという問題がある。したがって、本発明では、上記Ｃａの含量を２～１００ｐｐｍに制御する。上記Ｃａの含量の下限は、２．５ｐｐｍであることがより好ましく、３ｐｐｍであることがさらに好ましく、３．５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｃａの含量の上限は、８０ｐｐｍであることがより好ましく、６０ｐｐｍであることがさらに好ましく、４０ｐｐｍであることが最も好ましい。
【0025】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周辺環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも周知のものであるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。
【0026】
尚、本発明の鋼材は、下記関係式１を満たすことが好ましい。下記関係式１は、従来の鋳鉄材に比べて表面硬度を増加させることでブレーキディスクの厚さを減少させ、結果として、軽量化の効果を確保するために有効である。下記関係式１の値が２６０未満である場合には、従来の鋳鉄材に比べて硬度の増加程度が微小であり、厚さ減少（軽量化）の効果が小さいという欠点があり、３４０を超える場合には、高すぎる硬度により、制動時におけるブレーキパッドとの摩擦力が過度に大きくなり、パッドの使用寿命が短くなるという欠点がある。したがって、下記関係式１の値は２６０～３４０の範囲を有することが好ましい。下記関係式１の値の下限は、２６５であることがより好ましく、２７０であることがさらに好ましく、２７５であることが最も好ましい。下記関係式１の値の上限は、３３５であることがより好ましく、３３０であることがさらに好ましく、３２５であることが最も好ましい。
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
（但し、上記関係式１の［Ｃ］は重量％である。）
［関係式１］ ２６０≦１５８９×［Ｃ］＋２２８≦３４０
（但し、上記関係式１の［Ｃ］は重量％である。）
【0027】
また、本発明の鋼材は下記関係式２を満たすことが好ましい。下記関係式２は、優れた硬度と高温強度を同時に確保するために有効である。下記関係式２の値が０．２５０を超える場合には、本発明の目標水準である２６０～３４０ＨＢの表面硬度を確保したとしても、車両のブレーキシステムが作動する高温環境下で素材の強度が著しく低下し、結果として、十分な制動性能を保証できなくなる。したがって、下記関係式２の値は０．２５０以下であることが好ましい。下記関係式２の値は、０．２３０以下であることがより好ましく、０．２００以下であることがさらに好ましく、０．１５０以下であることが最も好ましい。
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（但し、上記関係式２の［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
［関係式２］ ［Ｃ］／［Ｍｏ］≦０．２５０
（但し、上記関係式２の［Ｃ］及び［Ｍｏ］は重量％である。）
【0028】
さらに、本発明の鋼材は、マルテンサイトを主組織として含む微細組織を有することが好ましい。これにより、本発明の鋼材は、優れた硬度を確保することができる。上記マルテンサイト組織の分率は、理論的には１００％であることが最も好ましいが、製造操業時に不可避にベイナイト組織が形成され得る。本発明では、上記ベイナイト組織の分率の上限を１０％に制御する。すなわち、本発明の微細組織は、面積％で、９０％以上のマルテンサイトと１０％以下のベイナイトを含む微細組織を有することが好ましい。上記マルテンサイトの分率が９０面積％未満である場合には、目標水準の硬度を確保しにくくなる虞がある。上記マルテンサイトの分率は、９２面積％以上であることがより好ましく、９５面積％以上であることがさらに好ましい。上記ベイナイトの分率は、８面積％以下であることがより好ましく、５面積％以下であることがさらに好ましい。
【0029】
前記のように提供される本発明の鋼材は、ブリネル硬度が２６０～３４０ＨＢであることがよい。上記ブリネル硬度が２６０未満である場合には、従来の鋳鉄材に比べて硬度の増加程度が微小であって、厚さ減少（軽量化）の効果が小さいという欠点があり、３４０を超える場合には、高すぎる硬度により、制動時におけるブレーキパッドとの摩擦力が過度に大きくなり、パッドの使用寿命が短くなるという欠点がある。したがって、上記ブリネル硬度は２６０～３４０ＨＢの範囲であることが好ましい。上記ブリネル硬度の下限は、２６５ＨＢであることがより好ましく、２７０ＨＢであることがさらに好ましく、２７５ＨＢであることが最も好ましい。上記ブリネル硬度の上限は、３３５ＨＢであることがより好ましく、３３０ＨＢであることがさらに好ましく、３２５ＨＢであることが最も好ましい。
【0030】
また、本発明の鋼材は、６００℃での降伏強度が３００ＭＰａ以上であることがよい。このように高温での優れた強度を確保することで、ブレーキディスクに適用した場合に、軽量化に寄与し、製品寿命を増加させることができる。
上記のとおり優れた硬度及び高温降伏強度を有する本発明の鋼材は、従来の鋳物材に比べて重量が１０％以上軽くなり、耐磨耗性は２０％以上向上するとともに、優れた耐熱性を有する効果を発揮する。
さらに、本発明の鋼材は２０ｍｍ以下の厚さを有することができる。これにより、従来の鋳鉄材に比べて優れた軽量化効果を発揮することができる。
上記のとおり優れた硬度及び高温降伏強度を有する本発明の鋼材は、従来の鋳物材に比べて重量が１０％以上軽くなり、耐磨耗性は２０％以上向上するとともに、優れた耐熱性を有する効果を発揮する。
さらに、本発明の鋼材は２０ｍｍ以下の厚さを有することができる。これにより、従来の鋳鉄材に比べて優れた軽量化効果を発揮することができる。
【0031】
以下、本発明の耐磨耗性及び高温強度に優れた車両のブレーキディスク用鋼材の製造方法について説明する。
先ず、前記の合金組成と関係式１及び２を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する。上記スラブの加熱温度が１０５０℃未満である場合には、Ｎｂなどの再固溶が不十分になるのに対し、１２５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化して不均一な組織が形成される虞がある。したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱温度が１０５０～１２５０℃の範囲であることが好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の下限は、１０６５℃であることがより好ましく、１０８０℃であることがさらに好ましく、１１００℃であることが最も好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の上限は、１２２０℃であることがより好ましく、１２００℃であることがさらに好ましく、１１８０℃であることが最も好ましい。
先ず、前記の合金組成と関係式１及び２を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する。上記スラブの加熱温度が１０５０℃未満である場合には、Ｎｂなどの再固溶が不十分になるのに対し、１２５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化して不均一な組織が形成される虞がある。したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱温度が１０５０～１２５０℃の範囲であることが好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の下限は、１０６５℃であることがより好ましく、１０８０℃であることがさらに好ましく、１１００℃であることが最も好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の上限は、１２２０℃であることがより好ましく、１２００℃であることがさらに好ましく、１１８０℃であることが最も好ましい。
【0032】
上記加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る。上記粗圧延時に、その温度が９５０℃未満である場合には、圧延荷重が増加して相対的に弱圧下されるため、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達されず、空隙などの欠陥が除去されない虞がある。これに対し、その温度が１０５０℃を超える場合には、圧延と同時に再結晶が起こった後、粒子が成長するため、初期オーステナイト粒子が過度に粗大化する虞がある。したがって、本発明では、上記粗圧延の温度は９５０～１０５０℃であることが好ましい。上記粗圧延の温度の下限は、９６０℃であることがより好ましく、９７０℃であることがさらに好ましく、９８０℃であることが最も好ましい。上記粗圧延の温度の上限は、１０４５℃であることがより好ましく、１０４０℃であることがさらに好ましく、１０３５℃であることが最も好ましい。
ｏ］は重量％である。）
ｏ］は重量％である。）
【0033】
上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ熱延圧延の温度が８５０℃未満である場合には、二相域圧延になって微細組織中にフェライトが生成される虞があり、これに対し、その温度が９５０℃を超える場合には、空冷中にも相対的に速い冷却速度によりベイナイトが過多に生成される虞がある。したがって、本発明では、上記仕上げ熱間圧延の温度は８５０～９５０℃であることが好ましい。上記仕上げ熱間圧延の温度の下限は、８６０℃であることがより好ましく、８７０℃であることがさらに好ましく、８８０℃であることが最も好ましい。上記仕上げ熱間圧延の温度の上限は、９４０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましく、９２０℃であることが最も好ましい。
【0034】
その後、上記熱延鋼板を常温まで空冷した後、８８０～９３０℃の温度範囲、在炉時間１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上で再加熱する。上記再加熱は、フェライトとパーライトから構成された熱延鋼板をオーステナイト単相に逆変態させるためのものである。上記再加熱の温度が８８０℃未満である場合には、オーステナイト化が十分に行われず、粗大な軟質フェライトが混在するようになるため、最終製品の硬度が低下するという問題がある。これに対し、その温度が９３０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化し、焼入れ性が大きくなる効果はあるが、大量生産時に熱効率の側面で不利である。したがって、上記再加熱の温度は８８０～９３０℃の範囲とすることが好ましい。上記再加熱の温度の下限は、８８５℃であることがより好ましく、８９０℃であることがさらに好ましく、８９５℃であることが最も好ましい。上記再加熱の温度の上限は、９２５℃であることがより好ましく、９２０℃であることがさらに好ましく、９１５℃であることが最も好ましい。
【0035】
一方、上記再加熱時における在炉時間が１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚（ｍｍ））未満である場合には、オーステナイト化が十分に行われず、後続の急速冷却による相変態、すなわち、マルテンサイト組織が十分に得られなくなる。したがって、上記再加熱時における在炉時間は１．３ｔ＋１０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上であることが好ましい。上記再加熱時における在炉時間は、１．３ｔ＋１２分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上であることがより好ましく、１．３ｔ＋１３分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋１５分（ｔ：板厚（ｍｍ））以上であることが最も好ましい。一方、本発明では、上記再加熱時における在炉時間の上限を特に限定しない。但し、上記再加熱時における在炉時間が１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚（ｍｍ））を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化し、焼入れ性が大きくなる効果はあるが、相対的に生産性が低下するという欠点も生ずる。したがって、上記再加熱時における在炉時間は１．３ｔ＋６０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以下であることが好ましい。上記再加熱時における在炉時間は、１．３ｔ＋５０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以下であることがより好ましく、１．３ｔ＋４０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以下であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋３０分（ｔ：板厚（ｍｍ））以下であることが最も好ましい。
【0036】
その後、上記再加熱された熱延鋼板を、板厚の中心部（例えば、１／２ｔ地点（ｔ：板厚（ｍｍ））を基準として、１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却する。この際、上記冷却は、水冷を用いた急速冷却であることが好ましい。上記冷却速度が１０℃／ｓ未満であるか、冷却終了温度が１５０℃を超える場合には、冷却中にフェライト相が形成されるか、ベイナイト相が過多に形成される虞がある。したがって、上記冷却は１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで行うことが好ましい。上記冷却速度は、１２℃／ｓ以上であることがより好ましく、１５℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、２０℃／ｓ以上であることが最も好ましい。上記冷却速度が速いほど、本発明で得ようとする微細組織の形成に有利であるため、本発明では、上記冷却速度の上限を特に限定せず、通常の技術者であれば、設備限界を考慮して適宜設定することができる。上記冷却終了温度は、１２５℃以下であることがより好ましく、１００℃以下であることがさらに好ましく、５０℃以下であることが最も好ましい。
【実施例】
【0037】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１及び２の合金組成を有する鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブに対して、下記表３の条件で鋼スラブの加熱－粗圧延－熱間圧延－冷却（常温）－再加熱－急冷を行って熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板に対して、微細組織及び機械的物性を測定し、下記表４に示した。一方、従来例は、溶湯を型（ｄｉｅ）に注いだ後、約１℃／ｓの冷却速度で冷却させることで製造した。
（実施例）
下記表１及び２の合金組成を有する鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブに対して、下記表３の条件で鋼スラブの加熱－粗圧延－熱間圧延－冷却（常温）－再加熱－急冷を行って熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板に対して、微細組織及び機械的物性を測定し、下記表４に示した。一方、従来例は、溶湯を型（ｄｉｅ）に注いだ後、約１℃／ｓの冷却速度で冷却させることで製造した。
【0038】
この際、上記微細組織は、任意のサイズに試験片を切断して鏡面を製作した後、ナイタールエッチング液を用いて腐食させてから、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を活用して厚さの中心である１／２ｔ位置を観察した。
硬度及び高温強度はそれぞれ、ブリネル硬さ試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍタングステン圧入口）及び高温引張試験機を用いて測定した。この際、硬度は、板の表面を２ｍｍミリング加工した後、３回測定したものの平均値を用いた。また、高温引張試験値は、専用チャンバー（ｃｈａｍｂｅｒ）を用いて引張試験片を取り付けた後、６００℃まで毎分１０℃昇温させてから５分間維持した状態で２回測定したものの平均値を用いた。
硬度及び高温強度はそれぞれ、ブリネル硬さ試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍタングステン圧入口）及び高温引張試験機を用いて測定した。この際、硬度は、板の表面を２ｍｍミリング加工した後、３回測定したものの平均値を用いた。また、高温引張試験値は、専用チャンバー（ｃｈａｍｂｅｒ）を用いて引張試験片を取り付けた後、６００℃まで毎分１０℃昇温させてから５分間維持した状態で２回測定したものの平均値を用いた。
【0039】
【表1】
【0040】
【表2】
【0041】
［表３］
【0042】
［表４］
【0043】
上記表１～４から分かるとおり、本発明が提案する合金組成と関係式１及び２、並びに製造条件を満たす発明例１～５は、本発明の微細組織の分率を満たすことはいうまでもなく、優れた硬度と高温降伏強度を確保していることが分かる。
これに対し、本発明が提案する製造条件を殆ど満たすが、合金組成、関係式１または関係式２を満たさない比較例１～９は、本発明が目標とする硬度と高温降伏強度の水準を達成していないことが分かる。
これに対し、本発明が提案する製造条件を殆ど満たすが、合金組成、関係式１または関係式２を満たさない比較例１～９は、本発明が目標とする硬度と高温降伏強度の水準を達成していないことが分かる。
【0044】
本発明が提案する合金組成と関係式１及び２は満たすが、製造条件のうち再加熱の温度を満たさない比較例１０は、本発明が提案する微細組織の種類及び分率を確保できず、表面硬度も低い水準であることが分かる。
本発明が提案する合金組成と関係式１及び２は満たすが、製造条件のうち再加熱における在炉時間を満たさない比較例１１は、本発明が提案する微細組織の種類及び分率を確保できず、表面硬度も低い水準であることが分かる。
本発明が提案する合金組成と関係式１及び２は満たすが、製造条件のうち再加熱における在炉時間を満たさない比較例１１は、本発明が提案する微細組織の種類及び分率を確保できず、表面硬度も低い水準であることが分かる。
【0045】
本発明が提案する合金組成と関係式１及び２は満たすが、製造条件のうち冷却速度を満たさない比較例１２は、本発明が提案するマルテンサイト分率を確保できず、これにより、表面硬度が低い水準であることが分かる。
一方、従来の鋳鉄材である従来例は、パーライト組織を有し、表面硬度が２０４ＨＢであり、６００℃での降伏強度が１６０ＭＰａであって、発明例に比べて低い水準であることが分かる。
一方、従来の鋳鉄材である従来例は、パーライト組織を有し、表面硬度が２０４ＨＢであり、６００℃での降伏強度が１６０ＭＰａであって、発明例に比べて低い水準であることが分かる。