CN104321456B - 不锈钢制制动盘及其制造方法 - Google Patents

不锈钢制制动盘及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104321456B
CN104321456B CN201480001378.1A CN201480001378A CN104321456B CN 104321456 B CN104321456 B CN 104321456B CN 201480001378 A CN201480001378 A CN 201480001378A CN 104321456 B CN104321456 B CN 104321456B
Authority
CN
China
Prior art keywords
brake disc
stainless steel
quenching
formula
value
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201480001378.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104321456A (zh
Inventor
寺冈慎
寺冈慎一
井上宜治
小山祐司
小林雅明
田上利男
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Publication of CN104321456A publication Critical patent/CN104321456A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104321456B publication Critical patent/CN104321456B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • F16D65/00—Parts or details
    • F16D65/02—Braking members; Mounting thereof
    • F16D65/12—Discs; Drums for disc brakes
    • F16D65/125—Discs; Drums for disc brakes characterised by the material used for the disc body
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • 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
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • F16D65/00—Parts or details
    • F16D65/02—Braking members; Mounting thereof
    • F16D65/12—Discs; Drums for disc brakes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • 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
    • F16D2200/00—Materials; Production methods therefor
    • F16D2200/0004—Materials; Production methods therefor metallic
    • F16D2200/0008—Ferro
    • F16D2200/0021—Steel
    • 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
    • F16D2250/00—Manufacturing; Assembly

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Braking Arrangements (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种韧性、耐蚀性、耐磨性优良的制动盘，其以质量％计，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：小于0.1％、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式1的AT值设定为0.055～0.090，并满足式2，EBSD的IQ值为4000以上的铁素体相分数设定为1％～15％，夏比冲击值设定为50J/cm2以上，硬度设定为32～38HRC；C+0.8(N－B) (1)PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (2)。

Description

不锈钢制制动盘及其制造方法
技术领域
本发明涉及两轮车的制动盘及其制造方法，涉及成本比较低且耐蚀性、韧性、耐磨性优良的两轮车用制动盘。
背景技术
两轮车的制动盘要求耐磨性、耐锈性、韧性等特性。通常硬度越高耐磨性越大。另一方面，若硬度过高，则在制动器和制动衬片(pad)之间产生所谓的制动噪声，因此，要求制动器的硬度为32～38HRC(洛氏硬度C级)。根据这些要求特性，两轮车的制动盘采用马氏体系不锈钢板。
以往，对SUS420J2进行淬火回火以将其调整为所期望的硬度，从而制成制动盘，但在该情况下，存在需要淬火和回火这两个热处理工序的问题。与此相对照，在专利文献1中公开了涉及如下钢组成的发明：其能够在比SUS420J2钢这一以往钢宽的淬火温度范围内稳定地获得所期望的硬度，而且以淬火状态加以使用。它通过添加作为奥氏体形成元素的Mn而使如下情况得到弥补：使(C+N)量降低，并由此使奥氏体化温度范围缩小，也就是使淬火温度区域变窄。此外，在专利文献2中公开了涉及低Mn钢且以淬火状态加以使用的摩托车盘形制动器用钢板的发明。该钢板添加了作为奥氏体形成元素具有同样效果的Ni和Cu以替代Mn的降低。
此外，最近在两轮车中也期望车体的轻量化，正在研究两轮制动盘的轻量化。在该情况下，成为课题的是由起因于制动时发热的制动盘材料软化导致的制动盘变形，为了解决该课题，需要提高制动盘材料的耐热性。作为其解决方法之一，存在提高回火软化阻力的方法，在专利文献3中公开了涉及通过添加Nb、Mo来提高耐热性的方法的发明。在专利文献4中公开了涉及通过进行超过1000℃的温度下的淬火处理而具有优良的耐热性的制动盘材料的发明。作为回火软化阻力优良的制动盘，在专利文献5中公开了具有原奥氏体晶粒的平均粒径设定为8μm以上的马氏体组织的制动盘的发明，在专利文献6中公开了以淬火组织的面积率计75％以上为马氏体、且将Nb设定为0.10％～0.60％的发明。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57-198249号公报
专利文献2：日本特开平8-60309号公报
专利文献3：日本特开2001-220654号公报
专利文献4：日本特开2005-133204号公报
专利文献5：日本特开2006-322071号公报
专利文献6：日本特开2011-12343号公报
发明内容
发明所要解决的课题
不过，为了获得较高的耐热性、淬火韧性、耐热性，需要增加合金元素量的添加量，增加淬火加热温度下的保持时间，从而使合金成本、生产成本上升。此外，在大多情况下难以凭原奥氏体粒径、基于光学显微镜的马氏体相分数将淬火组织定量化，从而品质管理存在困难。
本发明的目的在于，以制动盘的高效率的淬火条件为前提，提供一种韧性、耐蚀性、耐磨性优良的制动盘和该制动盘的成分设计、淬火加热条件设计、组织评价技术。
用于解决课题的手段
本发明人就淬火加热条件、组织、成分对低碳马氏体系不锈钢的韧性带来的影响进行了研究。首先，调查了以950℃对12％Cr-1.1％Mn-0.06％C-0.01％N钢进行淬火的淬火加热时间对淬火后的钢的表面硬度(以下有时称为淬火硬度)和韧性带来的影响。图1(a)、(b)的横轴是淬火加热时间(秒)，(a)的纵轴是淬火硬度，(b)的纵轴是韧性。如图1的(b)所示，可知若淬火加热时间延长，则引起韧性的降低。
一般认为这样的韧性的降低起因于淬火组织的变化，但在专利文献5的方法中，无法判别奥氏体晶界，另外，在专利文献6的方法中，也无法明确地识别马氏体和铁素体，从而无法测定马氏体比率。
于是，进行了作为组织的定量化方法的电子背散射衍射法(ElectronBackscatter Diffraction：EBSD)的应用。正在广泛地进行的是采用EBSD测定晶体结构不同的两相的相分数，例如，进行双相不锈钢中的铁素体和奥氏体的相分数测定。在低碳马氏体系不锈钢的淬火组织中，铁素体和马氏体具有同样的晶体结构，因此，以往的方法难以识别。本发明人通过使用EBSD花样的图像品质值(IQ：Image Quality)，尝试进行马氏体和铁素体的识别，将IQ值为4000以上的组织假定为铁素体。即，高位错密度的马氏体相包含晶体结构的紊乱，因此，IQ值降低，由于铁素体相为低位错密度，所以是假想为IQ值增高的组织。在用于获得上述图1所示的结果的试验中，利用以950℃保持5秒钟后骤冷的样品测定的IQ分布(mapping)图如图2所示。在图2左侧的灰度的照片中观察到条纹状的IQ值较高的组织。若IQ值为4000以上，则在小于4000时进行2值化(图2右侧的照片)，从而求得4000以上的面积率，结果为3.4％。因此，对于图1的实验样品，将通过IQ分布求得的IQ值4000以上的面积率当做铁素体相分数，调查了铁素体相分数对淬火后的韧性带来的影响。图3表示了由图1的实验样品求得的上述IQ值4000以上的面积率(％)和图1(b)的夏比冲击值之间的对比。可知铁素体相分数对淬火后的韧性带来很大的影响，在为1％以上时，夏比冲击值为50J/cm2以上，呈现出良好的韧性。
不过，为了提高淬火后的韧性，提高铁素体分数有可能导致耐蚀性和淬火硬度的降低。发明人对铁素体和马氏体的两相组织中改善耐蚀性和淬透性的诀窍进行了探索，结果发现N有效地发挥作用。图4是表示在使上述图1的实验样品中所采用的12％Cr-1.1％Mn-0.06％C钢的N量发生变化并以铁素体相分数为5％进行了淬火时，对上述C钢的耐蚀性和淬火硬度进行评价的结果。图4(a)的淬火硬度(硬度HRc)是对样品表面进行研磨后以洛氏硬度C级进行评价的，图4(b)的耐蚀性(锈面积率(％))是对表面进行#600精研磨之后，进行了4小时的JISZ2371“盐雾试验方法”所规定的盐雾试验时评价的结果。发现即使铁素体相分数为5％，也通过使N量为0.015％以上，可以在铁素体和马氏体的两相组织中获得良好的耐蚀性和淬火硬度。另外，还发现通过将N量设定为0.015％以上，锈面积率(％)变为10％以下，从而耐蚀性得以改善。另一方面，若使N量为0.08％，则因源于气泡的缺陷而使耐蚀性变差，从而锈面积率达到40％。
基于这些见解，能够提供一种淬火后的韧性优良且耐蚀性和淬火硬度优良的制动盘和该制动盘的组织控制和评价技术。
本发明是基于这些见解而得到的，解决本发明的课题的手段、即由本发明的铁素体系不锈钢板构成的不锈钢制制动盘及其制造方法如下所述。
(1)一种不锈钢制制动盘，其以质量％计，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：小于0.10％、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式1的AT值设定为0.055～0.090，并满足式2，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；将由4000以上的EBSD花样的图像品质值所规定的铁素体相分数设定为1％～15％，将表面硬度设定为32HRC～38HRC；
AT＝C+0.8(N－B) (1)
PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (2)
在式1和式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O是指各自的元素含量(质量％)。
(2)根据(1)所述的不锈钢制制动盘，其特征在于：其以质量％计，还含有Cu：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、REM：0.2％以下、Ga：0.3％以下之中的1种或2种以上。
(3)一种不锈钢制制动盘的制造方法，其特征在于，对由不锈钢构成的制动盘进行如下的处理：加热到950℃～1050℃的温度范围，实施超过0.1秒且在5秒以下的保持并进行骤冷；将从加热开始到冷却开始的时间设定为50秒以下；其中，该不锈钢以质量％计，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式1的AT值设定为0.055～0.090，并满足式2，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；
AT＝C+0.8(N－B) (1)
PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (2)
在式1和式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O是指各自的元素含量(质量％)。
(4)根据(3)所述的不锈钢制制动盘的制造方法，其特征在于，钢板以质量％计，还含有Cu：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、REM：0.2％以下、Ga：0.3％以下之中的1种或2种以上。
发明的效果
利用本发明的组织、组成控制技术，能够获得具有优良的韧性、耐蚀性且具有通过将淬火硬度控制在规定范围而得到的优良的耐磨性的制动盘。其品质无论从安全方面还是从装饰性的观点出发都是优选的。
附图说明
图1是在用高频感应加热装置以50℃/s的平均加热速度对本实施方式的马氏体系不锈钢的板厚为3.0mm的热轧退火板进行升温，在950℃下实施1秒～10分钟的保持，之后以100℃/s的冷却速度冷却而进行淬火，然后将夏比冲击试验片制作成板厚状态的小尺寸试验片，再在常温下进行试验时，表示加热温度下的保持时间(淬火加热时间)和(a)淬火硬度(硬度HRc)、(b)韧性(夏比冲击值)之间的关系的图。
图2是对于用高频感应加热装置以50℃/s的平均加热速度对本实施方式的马氏体系不锈钢进行升温，在950℃下实施5秒的保持，之后以100℃/s的冷却速度冷却而进行淬火所得到的材料，利用EBSD装置对断面的组织测定EBSD花样，并对所获得的EBSD花样进行IQ分布测定，且将这样得到的结果以灰度标记而得到的图、以及以IQ值在4000以上和小于4000进行二值化而成的图。
图3是对于图1所示的淬火样品，用在图2的说明中记载的方法进行EBSD分布测定，测定出铁素体分数，从而表示出铁素体分数和韧性之间的关系的图。
图4是用高频感应加热装置以50℃/s的平均加热速度对本实施方式和比较用的马氏体系不锈钢的板厚为3.0mm的热轧退火板进行升温，以由淬火后的试样的断面组织的EBSD花样的IQ分布得到的图像品质值呈现4000以上的值的铁素体相分数统一为5％的方式将加热温度和保持时间分别控制在950～1050℃和0～5秒的范围，之后以100℃/s的冷却速度冷却而进行淬火，然后用盐雾试验测定耐蚀性、用洛氏硬度计C级测定表面硬度，从而表示出N量对(a)淬火硬度和(b)耐蚀性的影响的图。
具体实施方式
以下对本发明的实施方式进行说明。首先，对限定本实施方式的不锈钢板的钢组成的理由进行说明。此外，对于组成的％的标记在没有特别说明的情况下，是指质量％。
C：0.030～0.080％
C是为了在淬火后获得规定的硬度所必须的元素，以成为规定的硬度水平的方式与N组合地添加。为了避免C的过剩添加而最大限度地利用N的效果，本发明将0.08％设为上限。其原因在于，若超过该上限地添加，则硬度过硬而产生制动噪声、韧性降低等不良情况。从硬度控制和耐蚀性提高的观点出发，上限优选为0.060％。此外，另一方面，小于0.030％时，为了获得硬度必须过剩地添加N，因此以0.030％为下限。从淬火硬度的稳定性的角度考虑，优选设定为0.040％以上。
Si：0.05％～1.0％
Si是为了在熔化精炼时的脱氧所需的元素，除此以外，对抑制淬火热处理时的氧化皮生成也是有用的元素，其效果在0.05％以上呈现出来，因此设为0.05％以上。不过，Si从铁液等原料中混入，因此，过度降低将导致成本增加，因此，优选为0.10％以上。另外，Si使奥氏体单相温度区域变窄并有损淬火稳定性，因此设为1.0％以下。此外，为了降低奥氏体稳定化元素的添加量从而降低成本，优选为0.60％以下。
Mn：1.0～1.5％
Mn是作为脱氧剂添加的元素，并且扩大奥氏体单相区域而有助于淬透性的提高。其效果在1.0％以上明确地显现出来，因此设为1.0％以上。为了稳定地确保淬透性，优选为1.1％以上。不过，Mn促进淬火加热时的氧化皮的生成，使之后的研磨负荷增加，因此将其上限设为1.5％以下。还考虑到因MnS等粒化物引起的耐蚀性的降低，优选为1.3％以下。
P：0.035％以下
P是在作为原料的铁液和铬铁等主原料中作为杂质所含的元素。是对热轧退火板和淬火后的韧性有害的元素，因此设为0.035％以下。此外，优选为0.030％以下。过度的减少必须使用高纯原料等，导致成本的增加，因此，P的下限优选为0.010％。
S：0.015％以下
S形成硫化物系夹杂物，使钢材通常的耐蚀性(全面腐蚀、点蚀)劣化，因此，其含量的上限以较少比较理想，将上限设为0.015％。此外，S的含量越少耐蚀性越良好，但低S化会增大脱硫负荷，使制造成本增大，因此，优选将其下限设为0.001％，将上限设为0.008％。
Cr：11.0～14.0％
Cr在本发明中是确保耐氧化性、耐蚀性所必须的元素。小于11.0％时，这些效果未呈现出来，另一方面，超过14.0％时，则奥氏体单相区域缩小而有损淬透性，因此设为11.0～14.0％。此外，考虑到耐蚀性的稳定性和冲压成形性，优选将下限设为12.0％，将上限设为13.0％。
Ni：0.01～0.50％
Ni作为不可避免的杂质混入铁素体系不锈钢的合金原料中，通常以0.01～0.10％的范围含有。此外，它还是对抑制点蚀的进展有效的元素，其效果通过添加0.05％以上而稳定地发挥出来，因此优选将下限设为0.05％。另一方面，大量添加有可能导致在热轧退火板中因固溶强化引起的冲压成形性的降低，因此，将其上限设为0.5％。此外，考虑到合金成本，优选将下限设为0.03％，将上限设为0.15％。
V：0.001～0.15％
V作为不可避免的杂质混入铁素体系不锈钢的合金原料中，难以在精炼工序中去除，因此，通常以0.001～0.15％的范围含有。此外，具有形成微细的碳氮化物而提高制动盘的耐磨性的效果，因此，也是根据需要有意进行添加的元素。其效果在添加0.02％以上时稳定地呈现出来，因此，优选将下限设为0.02％。另一方面，若过剩地添加，则有可能导致析出物的粗大化，其结果是，淬火后的韧性降低，因此，将上限设为0.15％。此外，考虑到制造成本和制造性，优选将下限设为0.03％，将上限设为0.08％。
Nb：0.10％以下
Nb是通过形成碳氮化物而抑制不锈钢的由铬碳氮化物的析出引起的敏化、和耐蚀性的降低的元素。不过，在制动盘中除了容易产生噪声之外，因大型夹杂物成为起点的破坏而导致韧性的降低，因此设为0.10％以下。考虑到冬季的韧性，优选设为0.01％以下。不过，也可以不含有Nb。
Ti：0.05％以下
Ti与Nb同样，是通过形成碳氮化物来抑制不锈钢的因铬碳氮化物的析出引起的敏化、和耐蚀性的降低的元素。不过，与Nb同样地在制动盘中，通过形成大型的夹杂物而成为韧性提高和噪声的原因，因此，将其上限设为0.05％以下。考虑到冬季的韧性，优选设为0.03％以下。此外，在本发明中，在以提高韧性为目的的情况下，优选将Ti设为0.02％～0.03％。不过，也可以不含有Ti。
Zr：0.05％以下
Zr与Nb、Ti等同样，是通过形成碳氮化物来抑制Cr碳氮化物的形成，从而提高耐蚀性的元素。提高韧性的效果从Zr的含量在0.005％附近便呈现出来。另一方面，Zr与Nb、Ti同样地在制动盘中，通过形成大型的夹杂物而成为韧性的提高和噪声的原因，因此，将其上限设为0.05％以下。考虑到冬季的韧性，优选为0.03％以下。不过，也可以不含有Zr。
Al：0.05％以下
Al是除了作为脱氧元素添加之外还使耐氧化性提高的元素。其效果在0.001％以上获得，因此，优选将下限设为0.001％以上。另一方面，因固溶强化或大型氧化物系夹杂物的形成而有损制动盘的韧性，因此，其上限设为0.05％以下。优选设为0.03％以下。也可以不含有Al。
B：0.0002％～0.0050％
B是对热加工性的提高有效的元素，其效果在0.0002％以上便呈现出来，因此，设为0.0002％以上。为了使更宽温度区域的热加工性得以提高，优选设为0.0010％以上。另一方面，过度的添加因硼化物和碳化物的复合析出而有损淬透性，因此，以0.0050％为上限。若也考虑到耐蚀性，则优选为0.0025％以下。
O：0.0080％以下
O是以氧化物等形态不可避免地含有的元素，减少较为理想，但过度的减少导致大量的脱氧元素的添加和精炼时间的长时间化，使成本增加，因此将上限设为0.0080％。考虑到以氧化物为起点的冲压性的降低和制动盘的韧性降低，优选设为0.0010％～0.0070％。
N：0.015～0.060％
N在本发明中是非常重要的元素之一。与C同样，是淬火后获得规定的硬度所必须的元素，与C组合地添加从而达到规定的硬度水平。为了使淬火硬度为32HRC以上，需要使N量为0.015％以上。另一方面，若N量超过0.06％，则淬火硬度超过38HRC，从而产生制动噪声。因此，从淬火硬度的角度考虑，N量的上限设为0.06％。
此外，在淬火加热时作为奥氏体和铁素体的两相组织进行淬火的情况下，有时容易产生Cr碳化物的析出、即敏化现象，从而使耐蚀性降低，但通过添加氮，可以抑制Cr碳化物的析出，从而呈现出耐蚀性提高的效果。其效果在N量为0.015％以上呈现出来，因此，从耐蚀性的角度考虑，将N量的下限也设为0.015％。此外，也考虑到由钝化膜的强化引起的耐蚀性的提高效果，优选将下限设为0.030％。另一方面，令人担心因源于气泡的缺陷的形成而引起成品率的降低，因此，以0.060％为上限。此外，如图4(b)所示，从使锈面积率确实地减少到小于10％而使耐蚀性的提高效果更加确实的角度考虑，将N量的下限设为0.035％，进一步优选将N量的上限设为0.055％。
如上所述，从制动盘优良的耐蚀性和赋予规定范围的淬火硬度的角度考虑，N量的范围被设定为0.015％～0.06％。特别是，考虑到耐蚀性的提高效果的观点，N量的范围优选为0.030％～0.06％的范围，进一步优选为0.035％～0.055％。
淬火硬度为32HRC～38HRC
淬火硬度使制动盘的耐磨性提高，因此设为32HRC以上。此外，若硬度过高，则在制动时产生噪声，因此设为38HRC以下。考虑到由滑动摩损引起的寿命降低，优选为33HRC～37HRC。
将EBSD的IQ值为4000以上的相分数设为1％～15％。
在EBSD的分布图中，IQ值为4000以上的组织可以推测为铁素体组织，但铁素体组织对制动盘的韧性产生较大的影响，若过少，则韧性降低，因此设为1.0％以上。另一方面，若IQ值为4000以上的相分数增多，则淬火硬度降低，因此将其上限设为15％以下。考虑到淬火硬度和耐蚀性的稳定化，优选将EBSD的IQ值为4000以上的相分数设为2％～10％。
AT＝C+0.8(N－B) (式1)；0.055≤AT≤0.090
为了获得目标的淬火硬度，重要的是对支配马氏体硬度的C、N量进行控制。N与C相比较，对马氏体的硬度带来的影响较小，但促进从铁素体向奥氏体的相变，从而具有提高淬火后的硬度的效果。B具有即使在淬火加热温度下也形成稳定的氮化物和碳化物而降低淬火硬度的作用。因此，在式1的AT值小于0.055时，为了获得淬火硬度32HRC，需要延长加热保持时间来提高马氏体比率，使淬火后的韧性降低。因此，将AT值的下限设为0.050，优选设为0.060以上。另一方面，若AT值超过0.090，则淬火硬度超过38HRC，使淬火韧性降低、或产生制动盘的噪声。因此，将AT值的上限设为0.090，若也考虑到制造性等，则优选设为0.080以下。
此外，在上述式1和下述式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O是指各自的元素含量(质量％)。
PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (式2)
Ti、Zr、Nb、Al等形成碳氮化物而使淬火后的韧性降低，因此，减少较为理想。另外，这些元素不仅是以各自的量形成碳氮化物、氧化物，而且有时形成复合的碳氮化物、氧化物，因此优选以式2的PV值进行管理，若PV值超过0.1，则产生淬火韧性的降低。因此，将PV值的上限设为0.1，优选设为0.05以下。PV值的下限并不需要特别设定，但极端地降低使精炼工序的负荷变大，因此优选设为0.01以上。
此外，在本发明中，除了上述元素之外，优选添加Cu：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Sn：0.3％以下中的1种以上。
Cu：1.0％以下
Cu作为在熔炼时从废料混入等的不可避免的杂质，大多含有0.01％左右，此外，为了提高淬透性，有时也作为奥氏体稳定化元素积极地进行添加。不过，过度的添加导致热加工性的降低和原料成本的增加，因此以1.0％以下为上限。考虑到因酸雨引起的生锈等，优选将下限设为0.02％以上。
Mo：0.5％以下
Mo是提高回火软化阻力的元素，因此根据需要添加即可，为了发挥这些效果，优选将下限设为0.01％。Mo是铁素体相的稳定化元素，过度的添加使奥氏体单相温度区域变窄，从而有损淬火特性，因此将其上限设为0.5％以下。由于Cr和N之间的平衡，作为制动盘所需的耐蚀性已被确保，因此优选设为0.2％以下。
Sn：0.3％以下
Sn是提高回火软化阻力的元素，因此，根据需要添加即可，为了发挥这些效果，因此优选将下限设为0.01％。Sn是铁素体相的稳定化元素，过度的添加使奥氏体单相温度区域变窄，从而有损淬火特性，因此将其上限设为0.3％以下。由于Cr和N之间的平衡，作为制动盘所需的耐蚀性已被确保，因此优选设为0.1％以下。
Sb：0.3％以下
作为呈现与Sn同样的作用效果的元素，也能够以0.3％以下添加。优选将下限设为0.005％。
REM(稀土类元素)：0.2％以下
REM对提高耐氧化性是有效的，可根据需要添加。优选将下限设为0.001％。此外，即使添加超过0.20％，其效果也达到饱和，产生由REM的硫化物引起的耐蚀性降低，因此将上限设为0.2％。考虑到产品的加工性和制造成本，优选设为0.002％～0.05％。在本发明中，REM按照通常的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)这两个元素、从镧(La)到镥(Lu)的15个元素(镧系元素)的总称。既可以单独添加，也可以是混合物。
Ga：0.3％以下
Ga提高耐蚀性，因此也能够以0.3％以下添加。优选将下限设为0.0002％。进一步优选为0.0020％以上。
对于其它成分，在本发明中并没有特别规定，但在本发明中，也可以根据需要添加Ta、Bi等。此外，优选尽可能减少As、Pb等通常有害的元素和杂质元素。
淬火加热条件是950℃～1050℃的温度范围，将保持时间设为超过0.1秒且在5秒以下而进行骤冷，同时将从加热开始到冷却开始的时间设为50秒以下。
为了利用EBSD的分布图分析而将IQ值为4000以上的相的比率设为1.0％～15％，在淬火加热时不可形成奥氏体单相组织。于是，优选将加热温度的上限设为1050℃以下。另一方面，小于950℃时，则奥氏体比率较少而无法获得淬火硬度，因此，加热温度优选设为950℃以上。最高加热温度下的保持时间与加热温度同样，对淬火组织的铁素体和奥氏体的相分数产生较大的影响。为了使铁素体相的分数处于目标的范围内，需要将淬火加热温度下的保持时间设为超过0.1秒且在5秒以下。若也考虑到加热升温过程中的组织变化，则也存在加热速度的适当范围，难以维持恒定的加热速度，因此，以从加热开始到冷却开始的时间进行控制是有效的，也能够吸收加热保持中的温度变动来进行评价。根据高频淬火加热时的升温速度，将从加热开始到冷却开始的时间设为50秒以下。若长于50秒，则成为奥氏体单相组织，有损制动盘的韧性。此外，超过100℃/s的快速加热由于加速设备的消耗，因而并不理想，所以优选将从加热开始到冷却开始的时间设为10秒以上。加热并保持之后的冷却为骤冷。以100℃/s以上的冷却速度进行冷却。能够通过模具淬火而进行骤冷。
通过具有各权利要求所记载的成分和铁素体相分数，能够实现各权利要求所规定的硬度。
实施例
下面利用实施例说明本发明的效果，但本发明并不限定于在以下的实施例中所采用的条件。
在本实施例中，首先，对表1所示的成分组成的钢进行熔炼而铸造成板坯。将该板坯加热到1240℃之后，将终轧温度设在800～950℃的范围内而热轧到板厚为3.6mm，从而形成热轧钢板，然后在750～900℃的温度区域进行卷取。在升温到800～900℃温度区域的箱式退火炉中进行热轧板退火并进行炉冷，从而形成热轧退火板。
利用喷丸清理去除热轧退火板表面的氧化皮之后，冲压成形为直径240mm的圆盘状。
在下述规定的条件下对圆盘进行淬火，并对圆盘表面进行#80精研磨之后，以洛氏硬度计C级对表面硬度进行了评价。此外，为了评价圆盘的淬火韧性，由圆盘制作出夏比冲击试验片，在室温下对冲击值进行了测定(JIS Z2242“金属材料的夏比试验方法”)。对于耐蚀性的评价，对表面进行了#600精研磨之后，进行4小时的盐雾试验(JIS Z2371“盐雾试验方法”)，对锈面积率进行了测定。用EBSD法对断面组织进行测定，从IQ值分布对IQ值为4000以上的相的面积率进行了测定。将淬火硬度HRC为32～38视作合格。耐蚀性将锈面积率为10％以下视作合格。此外，在夏比冲击值为50J/cm2以上的情况下，将圆盘的淬火韧性评价为合格。
用高频感应加热装置将具有表1所示的各编号(No.)的成分的圆盘以约80℃/s进行升温，从而使EBSD的IQ值为4000以上，再在950～1050℃的温度区域保持超过0.1秒且在5秒以下之后，进行模具淬火而以100℃/s以上的冷却速度进行冷却。将对最终获得的样品进行评价所得到的结果表示在表2中。
表3所示的“钢No.”与表1的“No.”相对应。对于各样品，以表3所示的热处理条件进行了淬火加热，之后进行模具淬火而以100℃/s以上的冷却速度进行冷却，对最终获得的样品进行了品质的评价。
作为比较例，对本发明外的组成、淬火加热条件、IQ值为4000以上的面积率也处于本发明外的样品进行了同样的评价。
表2-1
表2-2
表3
由表1、2表明：在适用本发明的成分组成、具有EBSD的IQ值识别为4000以上的铁素体相分数的本发明例中，淬火硬度(HRC)、淬火后的韧性(夏比冲击值)、耐蚀性良好，也未发现热轧缺陷。
此外，对具有含有Sb(0.05％)、REM(0.01％)或者Ga(0.003％)以代替本发明例No.26的钢组成的Sn成分，除此以外的其它成分组成与本发明例No.26相同的成分组成的钢分别进行了熔炼。接着，由熔炼后的各钢按照除了成分组成之外与本发明例No.26相同的制造条件制造了圆盘状的样品。对这些样品进行了与表2所示的评价项目相同的评价，结果确认这些样品具有与本发明例No.26同等的特性。
另一方面，如表3所示，在淬火加热温度、保持时间偏离本发明范围的比较例中，IQ值为4000以上的铁素体相分数偏离本发明范围，在淬火硬度、夏比冲击值、耐蚀性、表面缺陷中的任一个中，1个以上为不合格。由此可知：比较例中的制动盘的特性较差。
具体地说，No.31、34、35、52～54的式1的AT值小于0.055或者超过0.090，因而淬火硬度在目标范围外。No.37、44～47、55～56的PV值超过0.1，因而淬火后的韧性较低。No.32、39各自的Si、Cr量较高，因而淬火硬度较低。No.36的P较高，韧性不佳。No.38的Cr较低，因而耐蚀性不佳。No.40、41的Ni过低或过高，因而铁素体面积率超过15％或者小于1.0，因此淬火硬度不佳。No.43的V较高，因此淬火硬度较低。No.49的B较高，因此M23(CB)6析出而有损耐蚀性。No.51的N较低，因此淬火硬度较低。此外，在No.34中，由于低Mn，因而在热轧加热时S偏析于奥氏体晶界而产生了热轧缺陷。在No.48中，Cu较高，因而在热轧加热时产生由Cu的晶界偏析引起的热加工性的降低，从而产生了热轧缺陷。
表3的记号a1、a2、a5、a6、a8的淬火加热时的最高加热温度小于950℃、或超过1050℃、或没有保持时间或者保持时间超过5秒、从加热开始到冷却开始的时间(加热和保持时间)超过了50秒，因此铁素体分数小于1％、或超过15％，淬火硬度、夏比冲击值、以盐雾试验评价的耐蚀性中的任一个都评价为不合格。a3、a4、a7的钢成分在本发明范围外，因此制动盘的制造条件即使在本发明的范围内，特性也不满足而评价为不合格。
从这些结果能够确认上述的见解，此外，能够印证对上述的各钢组成和结构进行限定的根据。
产业上的可利用性
由以上的说明表明：本发明的制动盘是用EBSD法评价的组织的最优化通过控制淬火加热条件而完成的，能够获得良好的韧性，并且即便是两相组织也能够使氮量最优化，从而成为耐蚀性不会劣化的高品质的制动盘。此外，将通过本发明的制造方法制造的成形品特别应用于摩托车、自行车的制动盘，能够延长零部件的寿命，能够提高社会的贡献度。也就是说，本发明充分具有产业上的可利用性。

Claims (6)

1.一种不锈钢制制动盘，其以质量％计，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式(1)的AT值设定为0.055～0.090，并满足式(2)，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；将由4000以上的EBSD花样的图像品质值所规定的铁素体相分数设定为1％～15％，将表面硬度设定为32HRC～38HRC；
AT＝C+0.8(N－B) (1)
PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (2)
在式(1)和式(2)中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O是指各自的元素以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的不锈钢制制动盘，其特征在于：其以质量％计，还含有Cu：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、REM：0.2％以下、Ga：0.3％以下之中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的不锈钢制制动盘，其特征在于：在所述不锈钢中，C、Nb、Ti、Zr、Al、N、B的含量为C：0.030～0.040％、Nb：0.01％以下、Ti：0.02～0.03％、Zr：0.03％以下、Al：0.03％以下、N：0.035～0.055％、B：0.0010％～0.0025％之中的至少任一种。
4.一种不锈钢制制动盘的制造方法，其特征在于，将由不锈钢构成的制动盘加热到950℃～1050℃的温度之后，在该加热温度下保持超过0.1秒且在5秒以下，然后以100℃/s以上的冷却速度进行冷却；并将从加热开始到冷却开始的时间设定为50秒以下；
其中，该不锈钢以质量％计，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％ 以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式(1)的AT值设定为0.055～0.090，并满足式(2)，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；
AT＝C+0.8(N－B) (1)
PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1 (2)
在式(1)和式(2)中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O是指各自的元素以质量％计的含量。
5.根据权利要求4所述的不锈钢制制动盘的制造方法，其特征在于，所述不锈钢以质量％计，还含有Cu：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、REM：0.2％以下、Ga：0.3％以下之中的1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的不锈钢制制动盘的制造方法，其特征在于：在所述不锈钢中，C、Nb、Ti、Zr、Al、N、B的含量为C：0.030～0.040％、Nb：0.01％以下、Ti：0.02～0.03％、Zr：0.03％以下、Al：0.03％以下、N：0.035～0.055％、B：0.0010％～0.0025％之中的至少任一种。
CN201480001378.1A 2013-02-08 2014-02-07 不锈钢制制动盘及其制造方法 Active CN104321456B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013023415 2013-02-08
JP2013-023415 2013-02-08
PCT/JP2014/052947 WO2014123229A1 (ja) 2013-02-08 2014-02-07 ステンレス鋼製ブレーキディスクとその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104321456A CN104321456A (zh) 2015-01-28
CN104321456B true CN104321456B (zh) 2016-09-07

Family

ID=51299819

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480001378.1A Active CN104321456B (zh) 2013-02-08 2014-02-07 不锈钢制制动盘及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9523402B2 (zh)
JP (1) JP5714185B2 (zh)
KR (1) KR101656980B1 (zh)
CN (1) CN104321456B (zh)
IN (1) IN2014DN09051A (zh)
WO (1) WO2014123229A1 (zh)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101930860B1 (ko) * 2013-03-19 2018-12-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 스테인리스 열연 강판
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
CN105909700B (zh) * 2015-02-23 2019-03-26 株式会社岛野 耐蚀自行车盘式制动器转子
CN105463331B (zh) * 2015-12-04 2017-06-16 南京东电检测科技有限公司 一种列车制动盘用热轧合金钢
JP6786418B2 (ja) * 2016-03-17 2020-11-18 日鉄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、およびブレーキディスク
WO2017179346A1 (ja) * 2016-04-12 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板
CN106319385A (zh) * 2016-09-30 2017-01-11 无锡市明盛强力风机有限公司 一种金属材料及其制备方法
CN108315650A (zh) * 2018-03-30 2018-07-24 宝钢不锈钢有限公司 一种马氏体不锈钢及其制造方法
CN109236899B (zh) * 2018-10-29 2020-05-08 温州市钢泰冲压件有限公司 一种高强度刹车片钢背及其制备方法
CN109280862A (zh) * 2018-12-03 2019-01-29 常熟理工学院 一种汽车刹车盘用高耐磨不锈钢及其制造方法
CN109518096A (zh) * 2018-12-27 2019-03-26 沈阳大学 一种自发性多孔化增强高锰钢抗疲劳性的方法
JP2020152992A (ja) * 2019-03-22 2020-09-24 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼板、ダイクエンチ部材、およびダイクエンチ部材の製造方法
JP7325206B2 (ja) * 2019-03-28 2023-08-14 日鉄ステンレス株式会社 ディスクローター用フェライト系ステンレス鋼およびブレーキ用ディスクローター
CN110284048A (zh) * 2019-07-29 2019-09-27 沛县祥龙矿山机械配件有限公司 一种球磨机用高碳高铬高硼合金钢球及其制备方法
CN111812138B (zh) * 2020-06-08 2024-05-28 河北省产品质量监督检验研究院 扫描电镜-能谱仪测定刹车片中石棉含量的方法
CN115398020B (zh) * 2020-09-17 2024-03-19 日本制铁株式会社 热压用钢板及热压成形体
CN115427601B (zh) * 2020-09-17 2024-04-02 日本制铁株式会社 热压用钢板以及热压成型体
TWI758221B (zh) * 2021-08-11 2022-03-11 中國鋼鐵股份有限公司 碟片整平裝置及碟片整平方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS602380B2 (ja) 1981-05-30 1985-01-21 川崎製鉄株式会社 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼オ−トバイデイスクブレ−キ用材料
JP3367579B2 (ja) 1994-08-24 2003-01-14 日新製鋼株式会社 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
US6464803B1 (en) * 1999-11-30 2002-10-15 Nippon Steel Corporation Stainless steel for brake disc excellent in resistance to temper softening
JP3315974B2 (ja) 1999-11-30 2002-08-19 新日本製鐵株式会社 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
KR100765661B1 (ko) * 2000-08-31 2007-10-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법
JP4655437B2 (ja) * 2000-08-31 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP4496908B2 (ja) 2003-10-08 2010-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐焼戻し軟化性に優れるブレーキディスクおよびその製造方法
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
JP5200332B2 (ja) 2005-04-21 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
KR100717506B1 (ko) 2005-12-22 2007-05-14 주식회사 포스코 저경도 마르텐사이트계 스테인레스강의 제조방법
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
KR20080110623A (ko) * 2006-04-21 2008-12-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 템퍼링 연화 저항이 큰 브레이크 디스크
US8657971B2 (en) 2006-10-05 2014-02-25 Jfe Steel Corporation Brake disk excellent in temper softening resistance and toughness
EP2287350B1 (en) * 2008-04-25 2015-07-08 JFE Steel Corporation Low-carbon martensitic cr-containing steel
WO2010140696A1 (ja) 2009-06-01 2010-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 ブレーキディスク用鋼板およびブレーキディスク
JP5544197B2 (ja) * 2010-03-17 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼および鋼材
WO2012128228A1 (ja) 2011-03-18 2012-09-27 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2014123229A1 (ja) 2014-08-14
CN104321456A (zh) 2015-01-28
US20150101898A1 (en) 2015-04-16
US9523402B2 (en) 2016-12-20
IN2014DN09051A (zh) 2015-05-22
JPWO2014123229A1 (ja) 2017-02-02
JP5714185B2 (ja) 2015-05-07
KR20150013885A (ko) 2015-02-05
KR101656980B1 (ko) 2016-09-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104321456B (zh) 不锈钢制制动盘及其制造方法
CN102449181B (zh) 制动盘用钢板以及制动盘
CN103119188B (zh) 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法
EP1178126A1 (en) Bar or wire product for use in cold forging and method for producing the same
JP6150008B2 (ja) レールおよびその製造方法
CN107075630B (zh) 制动盘用马氏体系不锈钢及其制造方法
CN104350167A (zh) 钢线材或棒钢
CN104011249A (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
EP2530178A1 (en) Case-hardened steel and carburized material
CN105378127B (zh) 疲劳特性优良的耐磨性钢材及其制造方法
CN105745348A (zh) 高碳钢板及其制造方法
CN103210108A (zh) 机械结构用钢部件及其制造方法
CN102953016B (zh) 一种650hb级耐磨钢板及其制造方法
CN103201401A (zh) 机械结构用钢部件及其制造方法
JP6620431B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN112877591A (zh) 一种高强韧五金工具及链条用钢及其制造方法
CN101258255A (zh) 淬硬性优异的耐热盘式制动器用马氏体系不锈钢板
CN103201400A (zh) 机械结构用钢部件及其制造方法
KR101819343B1 (ko) 신선가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법
JP2000328193A (ja) 耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼
JP3468172B2 (ja) 冷間加工性と焼入れ性に優れた高炭素鋼帯およびその製造方法
JP6390685B2 (ja) 非調質鋼およびその製造方法
US6123785A (en) Product and process for producing constant velocity joint having improved cold workability and strength
JP3999727B2 (ja) 過共析鋼
JP6791179B2 (ja) 非調質鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant