JP2023550695A - 耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄製ブレーキディスクの制動バンドの製造方法ならびにそのようにして得られる制動バンド - Google Patents

Abstract

本発明は、耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造する方法に関し、ａ）鋳鉄、好ましくはねずみ鋳鉄のブレーキディスクの制動バンドを作製すること、ｂ）溶融アルミニウムが制動バンドの少なくとも所定の表面領域を覆うように、所定温度に維持された溶融アルミニウムにおいて制動バンドを少なくとも部分的に浸漬することを含んで成る。浸漬は、鋳鉄表面の微細構造中のアルミニウム原子の拡散を可能にするために所定の時間延長され、その結果、制動バンドの表面層に鉄－アルミニウム金属間化合物が形成され、それにより、制動バンドの所定の表面領域において鉄－アルミニウム金属間化合物からなる層を生成する。この方法はｃ）溶融アルミニウムから制動バンドを取り出すこと、ｄ）取り出し後に制動バンドに付着しているアルミニウムを除去して、表面の鉄－アルミニウム金属間化合物の層を露出させることをさらに含んで成る。表面に露出した鉄－アルミニウム金属間化合物の層は、鋳鉄制動バンドの所定の表面領域により高い腐食性および摩耗性を付与する。【選択図】図１

Description

技術分野
本発明は、耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄製ブレーキディスクの制動バンドの製造方法ならびにそのようにして得られる制動バンドに関する。

背景技術
車両のディスクブレーキシステムのブレーキディスクは、環状構造または制動バンド（またはブレーキバンドまたは制動帯：braking band）と、中央固定要素とを備え、これはベルとして知られており、これによってディスクが車両サスペンションの回転部分、たとえばハブに固定される。制動バンドには、摩擦要素（ブレーキパッド）と協働するのに適した対向する制動面（ブレーキング面：braking surface）が設けられ、制動バンドをまたいで配置され車両サスペンションの非回転部品と一体化された少なくとも１つのキャリパボディ内に収容される。対向するブレーキパッドと制動バンドの対向する制動面との間の制御された相互作用により、車両の減速または停止を可能にする摩擦による制動動作が決定される。

一般に、ブレーキディスクの制動バンドは、鋳鉄、特にねずみ鋳鉄（gray cast iron）、または鋼で作られている。実際、鋳鉄を使用すると、比較的低コストで優れたブレーキ性能（特に摩耗抑制の点で）を得ることができる。カーボンまたはカーボンセラミック素材で作製された制動バンドは、はるかに優れたパフォーマンスを提供するが、コストははるかに高くなる。

鋳鉄は多くの金属よりも硬いが、ブレーキディスクの作動中に磨耗し、それによって制動バンドの厚さが減少し、したがってブレーキディスクの耐用年数が制限される。

鋳鉄の別の限界は、特に塩（塩化ナトリウム、塩化カリウム）の存在下では、水にさらされた後に急速に腐食するという事実に関連している。これにより、制動バンドの表面に酸化物の層が形成され、除去するまで見た目が悪いだけでなく、ブレーキの問題が発生する可能性がある。

これらの問題を克服するために、鋳鉄製ブレーキディスクの制動バンドを処理するためのいくつかの戦略が実施されており、以下に図式的に列挙する：

－表面コーティングの適用：硬質で耐摩耗性材料（クロムおよび炭化タングステン、酸化アルミニウムなど）をベースにしたコーティングが、鋳鉄製制動バンドの表面に適用（または塗布）される。このようなコーティングを適用するにはさまざまな技術がある。最もよく使用される技術は、鋳鉄へのコーティングの接着を可能にする適切な金属マトリックスに混合されたセラミック粉末の「溶射」である。溶射技術は、生産性が高く、上記の材料を利用できるため、他の成膜方法よりも好ましい。この技術の主な制限は、鋳鉄製ブレーキディスクへの適用に関して言えば、比較的コストが高いことである。

－反応性／拡散性プロセス：これらは、鋳鉄を他の物質と反応させ、その化学的物理的状態を変化させ、その表面特性を高めるプロセスである。これらには、浸炭、窒化、ホウ素化が含まれる。それらの反応は気相でも液相でも起こる。このタイプのプロセスの主な制限は、性能の向上が限られていること、処理時間が長いこと、場合によっては鋳鉄ディスクの歪みを抑える必要性に適合しない過度に高い処理温度であることである。

－「Ｉｎ－ｓｕｔｉ（その場）」形成プロセス:これらは、制動バンド自体の形成中、つまり金型内での溶融鋳鉄の鋳造中に、適切な特性を備えた材料で作られた制動バンド上での表面層（または表層；surface layer）の形成を含むプロセスである。鋳造前に、溶融鋳鉄と接触して新しい化合物の形成を引き起こす元素／物質、または単に所望の特性を持つ元素を組み込む元素/物質が金型に導入される。このタイプのプロセスの主な制限は、鋳鉄制動バンドの製造プロセスが非常に複雑であるという事実に関連している。さらに、場合によっては、鋳鉄ディスクの歪みを抑制するのに適さない温度での熱処理が必要になる。

したがって、耐摩耗性および耐腐食性の高い特性を有する表面層を制動バンドの表面に形成することを可能にし、かつ上述した従来技術の動作上の制限を完全にまたは少なくとも部分的に克服する、鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドの製造方法の必要性が強く感じられている。

発明の開示
したがって、本発明の目的は、耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造する方法を利用できるようにすることによって、従来技術に関連する前述の問題を解消する、または少なくとも軽減することであり、生産コストの大幅な増加にはつながらない。

本発明のさらなる目的は、耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造する方法を提供することであり、これは、生産時間の大幅な増加にはつながらない。

本発明のさらなる目的は、耐摩耗性および耐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造する方法を提供することであり、これは、制動バンドの歪みを抑制する要件に適合する処理温度で実行できる。

図面の説明
本発明の技術的特徴は、以下に提示される特許請求の範囲の内容に明確に見出すことができ、その利点は、添付の図面を参照して以下の詳細な説明からより明らかになるであろう。これらは、その１つまたは複数の実施形態を示しており、非限定的な例としてのみ示されている。

図１は、一般的な実施形態による本発明に係る方法のフローチャートを示す。

図２は、好ましい実施形態による本発明に係る方法のフローチャートを示す。 図３は、好ましい実施形態による本発明に係る方法のフローチャートを示す。 図４は、好ましい実施形態による本発明に係る方法のフローチャートを示す。

図５は、本発明の方法に従って、表面の予備脱炭なしに７００℃で約１分間のアルミニウム化により得られた金属間化合物の層を備えた鋳鉄サンプルについて走査型電子顕微鏡で得られたＳＥＭ画像を示す。

図６は、本発明の方法に従って、表面の予備脱炭なしに７００℃で約１分間アルミニウム化することによって得られた金属間化合物の層を備えた別の鋳鉄サンプルについて走査型電子顕微鏡で得られたＳＥＭ画像を示す。

図７は、本発明に係る制動バンドサンプルについて走査型電子顕微鏡を用いて得られた高倍率（２０００倍）のＳＥＭ画像を示す。

説明される実施形態に共通する要素または部分は、同じ参照番号を使用して以下に示される。

詳細な説明
本発明は、耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドの製造方法、ならびにそのようにして得られた制動バンドに関する。

まず、製造方法について説明し、その後、その製造方法により得られる制動バンドについて説明する。

図１のチャートに示される本発明の一般的な実施形態によれば、耐摩耗性と耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造する方法は、次の操作ステップを含んで成る：

ａ）鋳鉄、好ましくはねずみ鋳鉄のブレーキディスクの制動バンドを作製すること、

ｂ）溶融アルミニウムが制動バンドの少なくとも所定の表面領域を覆うように、所定の温度に維持される溶融アルミニウム中に制動バンドを少なくとも部分的に浸漬すること。

溶融アルミニウムへの浸漬は、鋳鉄表面の微細構造内においてアルミニウム原子を拡散させ、その結果、制動バンドの表面層に鉄－アルミニウム金属間化合物（intermetallic iron-aluminum compound）が形成されるように、所定の時間延長され、それにより、前記制動バンドの前記所定の表面領域において鉄－アルミニウム金属間化合物からなる層を生成する。

この方法は、以下のさらなる操作ステップを含んで成る：

ｃ）溶融アルミニウムから制動バンドを引き出すこと（または抜き出すことまたは引き抜くこと；extracting）、

ｄ）引き出し後に前記制動バンドに付着しており、鋳鉄と反応しなかったアルミニウムを除去して、前記鉄－アルミニウム金属間化合物の層を表面に露出させること。

表面に露出した前記鉄－アルミニウム金属間化合物層（intermetallic iron-aluminum compound layer）は、鋳鉄製制動バンドにコーティングが施されておらず、かつ鋳鉄が直接表面に露出している場合と比較して、その所定の表面領域により高い耐食性および耐摩耗性を前記鋳鉄製制動バンドに付与することが実験的に判明した。

鉄－アルミニウム金属間化合物層によって与えられる特性は、そのような層が耐食性および耐摩耗性を兼ね備えているという事実により、長期間にわたって維持される。換言すれば、鉄－アルミニウム金属間化合物で作られた保護層は、制動バンド上のパッドによって加えられるブレーキ作用によって引き起こされる摩擦の結果として、化学的だけでなく機械的にも攻撃されにくい。これは、制動バンドの耐用期間中の制動バンドの維持に相乗的に貢献する。

鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを処理するための前述の従来の技術（表面コーティングの塗布、反応性／拡散プロセス、「現場（ｉｎ－ｓｕｔｉ）」形成プロセス））と比較して、本発明による方法は、構築および操作するために複雑なプラントの使用を必要としないため、操作的に実施するのがより簡単である。

さらに、本発明に係る方法は、少なくともステップｂ）、ｃ）、およびｄ）に関して、比較的短い実行時間を必要とする。

したがって、本発明に係る方法は、コストおよび製造時間の大幅な増加を伴うことなく、技術的に簡単な方法で製造される耐摩耗性および耐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドを製造することを可能にする。

より詳細には、鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、鋳鉄構造におけるアルミニウム原子の拡散プロセスおよび鉄－アルミニウム金属間化合物の形成によって、溶融アルミニウムと接触する前記鋳鉄製制動バンドの表面層に形成される。

前述の鉄－アルミニウム金属間化合物層は、複数の鉄およびアルミニウムの金属間化合物、特に、Ｆｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５を含み得る。熱力学的に安定しているため、主な金属間化合物相はＦｅＡｌ_３である。

好ましくは、溶融アルミニウムを保持する前述の所定温度は、６８０℃以上である。

有利には、溶融アルミニウムが維持される前述の所定温度は７５０℃以下であり、好ましくは６９０℃～７１０℃であり、さらにより好ましくは７００℃に等しい。このような温度値は、金属間化合物の形成を促進する必要性と、制動バンドの幾何学的特性を変化させずに維持する必要性との間の適切な妥協点を構成する。実際、溶融アルミニウムのそのような温度値では、鉄とアルミニウムの間の化学反応は金属間層（intermetallic layer）の迅速な形成を可能にするのに十分な速さであり、制動バンドに誘発される歪みは動作上の観点から許容範囲内にある。

操作上、前述の金属間化合物の層の成長厚さは、主に溶融アルミニウムの温度および溶融アルミニウムへの浸漬時間によって偏る。溶融アルミニウムの温度が同じであれば、浸漬時間が増加するにつれて厚さは増加する。浸漬時間が同じであれば、溶融アルミニウムの温度が上昇するにつれて厚さは増加する。

有利なことに、溶融アルミニウムの温度は制動バンドの歪みを回避するために最も制約を受けるパラメータであるため、金属間化合物の層の厚さは、溶融アルミニウムにおける浸漬時間の持続時間に作用することによって実質的に制御される。次いで、所定の浸漬時間は、溶融アルミニウムの温度を考慮して、前記金属間化合物層の所望の厚さに応じて設定される。

好ましくは、溶融アルミニウムが６９０℃～７１０℃の温度に維持される場合、３０～１５０μｍの金属間化合物の層を得るために、前述の所定の浸漬時間は５分～６０分であり、さらにより好ましくは３０分に等しい。

図２および図３のチャートに示される本方法の好ましい実施形態によれば、本方法は、制動バンドの前述の少なくとも１つの所定の表面領域（溶融アルミニウムとの接触を意図している）を所定の深さまで脱炭するステップｆ）を含んで成る。

操作上、脱炭の前記ステップｆ）は、浸漬の前記ステップｂ）の前に実行され、少なくとも前記所定の表面領域において、実質的に炭素を含まない、特にグラファイトフレークを含まない、前記制動バンドの外面から前述の所定の深さまで延びる厚さを有する表面層を作製するのに適している。

有利には、脱炭された表面層は、目的とする鉄－アルミニウム化合物の層の深さと実質的に等しいか、それよりも深い深さを有する。したがって、操作上、脱炭は、前記制動バンドの外面から、得られる鉄－アルミニウム金属間化合物層の深さ以上の深さまで行われる。好ましくは、所定の脱炭深さは３０μｍ以上である。

有利には、脱炭のステップｆ）は、より均質で緻密な金属間化合物の層の（アルミニウム処理（またはアルミニウム化；aluminization）による）形成を促進する表面層を制動バンドに作製することを目的とする。

実際、表面的に脱炭されていない制動バンドをアルミニウム処理（溶融アルミニウムにおける浸漬）に付すことによって、得られる金属間化合物層は非常に不均質であり、大きな剥離領域（または分離領域；detached zone）と成長した厚さの大きなばらつきを有することが実験的に判明した。さらに、成長構造は非常に粒状であるように見える。

逆に、表面脱炭した鋳鉄製制動バンドにアルミニウム処理（溶融アルミニウムにおける浸漬）に付すことにより、得られる金属間化合物層は均質かつ実質的に連続しており、グラファイトフレークによって中断されない。

このことは、７００℃で約１分間アルミニウム処理に付された２つの鋳鉄サンプルについて走査型電子顕微鏡で得られたＳＥＭ画像を示す図５および６を比較することによって明らかである。図５は、表面の予備脱炭なしでアルミニウム処理に付されたサンプルを示す一方で、図６は、表面の予備脱炭を伴うアルミニウム処理に付されたサンプルを示している。図５および図６において、金属間化合物層をＬ、残留アルミニウム層をＡｌ、未改質鋳鉄をＧで示し、グラファイトフレークはＬＧで示される。

したがって、脱炭されていない制動バンド上および表面脱炭された制動バンド上に存在する金属間化合物層の異なる形態は、アルミニウム処理の拡散効果に付される表面層における、炭素、特にグラファイトフレークの形態の存在または不在に起因する。特に、グラファイトフレークの存在は、液体アルミニウムによる表面の濡れ性を低下させる強い効果があることが判明した。これに加えて、グラファイトフレークの存在は、金属間化合物層の成長を遅らせるさらなる能力を有しており、実際、脱炭されていない鋳鉄では、この層は「まだら」に見え、緻密な層ではなく連続的であるにはまだ程遠い。

（アルミニウム処理によって引き起こされる）アルミニウム原子の拡散浸透に付される制動バンドの表面層における炭素の存在はまたは、炭化鉄ならびに金属間化合物の形成をもたらすことが実験的に判明した。炭化鉄が存在すると金属間化合物層における不連続点が生じ、腐食現象および亀裂を引き起こす可能性がある。したがって、有利には、表面脱炭により炭化鉄の形成を回避（または少なくとも大幅に低減）でき、耐食性が高く亀裂が生じにくい金属間化合物層の形成がもたらされる。

好ましくは、前記ステップｆ）において、前記少なくとも１つの所定の表面領域の脱炭は、電解プロセスによって実行される。

より詳細には、前記電解処理は、前記制動バンドの所定の表面領域を溶融塩浴に浸漬し、その浴と制動バンドとの間に電位差を印加することによって実行される。

電位差を印加する際には、制動バンドを正極（カソード）に接続する一方で、前述の溶融塩浴を負極（アノード）に接続する。炭素、特にグラファイトフレークの形態の炭素は、アノードで放出される電子および原子状酸素の放出によって二酸化炭素に酸化される。炭素は主に酸素と反応し、最終的には二酸化炭素として結合する。

電解プロセスによって引き起こされる制動バンドの表面の酸化は、そこに存在する炭素に限定されないが、鋳鉄（鉄）の金属マトリックスにも広がり、金属酸化物の表面膜の形成を引き起こす。極性を反転すると、金属酸化物の表面膜が減少し、元の金属状態に戻る。

したがって、好ましくは、前述の電解プロセスは、制動バンドの表面が陰極に接続されて炭素が酸化される所定時間が経過した後、極性が逆転して金属酸化膜をその元の金属状態に戻すことを提供し得る。

有利には、電気分解プロセスの実施中に、極性反転を順次に数回繰り返すことができる。

操作上、脱炭深さは、場合によってはいくつかの極性反転サイクルに分割される電解プロセスの時間を調整することによって制御される。脱炭プロセス（制動バンドの酸化ステップ；カソード接続)の時間を長くすると、他の条件がすべて同じであれば、脱炭の深さが増加する。

脱炭は、例えば、レーザー処理または化学処理により、上記電解プロセスの代替プロセスによって達成することができる。ただし、次の理由から、電解プロセスによる脱炭が好ましい。

－これは、レーザー処理よりもはるかに効率的かつ迅速であり、より短い時間でより完全かつ均質な炭素除去を保証し；

－それは、（例えば、過マンガン酸カリウムによる）化学処理よりもはるかに効率的であり（より短い時間でより完全かつ均質な炭素の除去を保証する）、処理された部分上に鋳鉄金属マトリックスの酸化領域を残さない。

より詳細には、鋳鉄金属マトリックスでの酸化領域では、溶融アルミニウムの濡れ性が大幅に低下し、アルミニウム処理プロセスおよび金属間化合物層の特性に悪影響を与えることが観察されている。またこの理由から、電解脱炭プロセスは、上で示した代替プロセスよりも好まれる。

上述したように、上記金属間化合物層の成長厚さは、溶融アルミニウムの温度および溶融アルミニウムにおける浸漬時間に主に影響される。しかしながら、金属間化合物層の厚さを偏らせる追加の要因は、溶融アルミニウム中のシリコン含有量であることが判明した。他のすべての条件が等しい場合、溶融アルミニウム中のシリコンの重量含有量が高くなるほど、金属間化合物層は薄くなる。好ましくは、溶融アルミニウムは１重量％未満のケイ素含有量を有する。

好ましくは、溶融アルミニウムは１重量％以下の不純物含有量を有する。特に、以下の不純物（重量％）を含む最大純度９９．７重量％のアルミニウムが使用され得る：Ｓｉ≦０．３０％、Ｆｅ≦０．１８％；Ｓｒ≦０．００１０％；Ｎａ≦０．００２５％；Ｌｉ≦０．０００５％；Ｃａ≦０．００２０％；Ｐ≦０．００２０；Ｓｎ≦０．０２０％。

アルミニウム処理プロセス中に、２つの反対の拡散プロセスが生じる：一方では、鋳鉄金属マトリックスからアルミニウム浴への鉄の移動、そして他方では、アルミニウム浴から鋳鉄金属マトリックスへのアルミニウムの移動である。アルミニウム中の鉄の溶解（およびその後のアルミニウム浴への鉄の移動）の反応速度は非常に速く、金属間化合物、特にＦｅＡｌ_３（Ｆｅ＋３Ａｌ→ＦｅＡｌ_３）を形成する反応の反応速度に匹敵する。したがって、このような２つのプロセスは両方とも非常に高速であり、同時に発生する。

制動バンドの脱炭処理により、金属間化合物層が形成されるべき表面層からグラファイトフレークが除去されたにもかかわらず、まるでまったく除去されなかったかのように、金属間化合物層が形成され、グラファイトフレークが含まれていることが判明した。このような現象は、アルミニウムへの鉄の溶解が非常に速いため、脱炭層が急速に消費され、その結果、脱炭層の下の層、つまりグラファイトフレークが存在する層に金属化合物が形成されるという事実によって説明できる。

言い換えれば、溶融アルミニウム中の鉄の過剰な溶解度は、制動バンドの表面脱炭の有益な効果を全体的または部分的に打ち消してしまう可能性がある。

有利には、鉄が溶解した溶融アルミニウム浴に浸漬するステップｂ）は、アルミニウム浴中での鉄の溶解を遅くするために実行することができる。このように、アルミニウムにおける鉄の溶解を阻害すると、運動学的にＦｅＡｌ_３の形成が促進され、脱炭層に金属間化合物が形成される。

好ましくは、アルミニウム浴中の溶液中の鉄の含有量は５重量％以下（アルミニウム中の鉄の溶解限界；鉄飽和アルミニウム）であり、さらにより好ましくは３％と５％の間に含まれ、非常に好ましくは、鋳鉄の鉄をアルミニウムに溶解するプロセスを遅くする顕著な効果を確実にするために、４重量％に等しい。

例えば、以下の組成（重量％）を有するアルミニウム浴を使用することができる：Ａｌ≦９７％；Ａｌ≦９７％。Ｆｅ３～５％；以下の不純物を含む：Ｓｉ≦０．３０％；Ｆｅ≦０．１８％；Ｓｒ≦０．００１０％；Ｎａ≦０．００２５％；リチウム≦０．０００５％；Ｃａ≦０．００２０％；Ｐ≦０．００２０；Ｓｎ≦０．０２０％。

特に鉄含有量が溶解限界に近い場合、溶液中の鉄を含むアルミニウム浴でアルミニウム処理を行うことにより、より多孔質の金属間化合物層が得られることが実験的に観察された。これは、鋳鉄と比較して、鉄を含む溶融アルミニウム浴の粘度が高く、その結果として濡れ性が低下することによって説明できる。

有利には、図３のチャートに示されるように、浸漬の上記ステップｂ）は、緻密で均質であり、したがってあまり多孔質ではない金属間化合物層を形成するために２つのサブステップで実行され、同時に、そのような層が脱炭層の下に発達するのを防ぎ、そこに存在するグラファイトフレークを取り込む：

－溶液中に鉄を実質的に含まない（またはせいぜい不純物として存在する；例えば、鉄含有量が０．２０重量％未満である）溶融アルミニウムの第１浴に浸漬して、前記所定の表面領域上に鉄？アルミニウム金属間化合物からなる初期層を得る第１サブステップｂ１）、ならびに

－溶液中に鉄を含む第２の溶融アルミニウム浴に浸漬して、所定の厚さを有する鉄－アルミニウム金属間化合物からなる最終層（final phase）が前記所定の表面領域上に得られるまで、前記初期層を増加させる第２のサブステップｂ２）。

前記第１浴における前記制動バンドの浸漬時間は、前記第２浴における前記制動バンドの浸漬時間よりも短い。

好ましくは、前記第１浴における前記制動バンドの浸漬は、前記所定の表面領域上に１０μｍを超えない厚さを有する鉄－アルミニウム金属間化合物からなる初期層を得るのにできるだけ短いが十分な時間延長される。特に、第１浴の温度が約７００℃である場合、前記第１浴における浸漬時間は３分～５分である。浴温度が上昇するにつれて、浸漬時間を短縮する必要がある。

操作上、浸漬の第１サブステップｂ１）中に形成された初期金属間化合物層は、溶液中に鉄を含む第２浴による制動バンドのぬれ性を増加させることが観察された。これにより、初期層から開始して後続の第２のサブステップｂ２）で成長する金属間化合物層の多孔性（または有孔性；porosity）を大幅に低減することができる。

有利には、前記第２浴における前記制動バンドの浸漬時間は、前記最終金属間化合物層について得られる厚さの関数として固定される。

より詳細には、第２浴の温度が等しい場合には浸漬時間が増加するにつれて厚さが増加し、浸漬時間が等しい場合には第２浴の温度が増加するにつれて厚さが増加する。

有利には、前記第１溶融アルミニウム浴および前記第２浴の両方は、１重量％未満の不純物含有量を有する。特に、前記２つの溶融アルミニウム浴は、１重量％未満のシリコン含有量を有する。

好ましくは、第２のアルミニウム浴中の溶液中の鉄の含有量は５重量％以下であり（７００℃におけるアルミニウム中の鉄の溶解限界は４重量％に等しい；鉄飽和アルミニウム）、さらに好ましくは３重量％と５重量％の間であり、非常に好ましくは４重量％である。鉄が鋳鉄からアルミニウムに溶解するプロセスを遅らせる顕著な効果を確実にするには、鉄含有量は３％未満であってはならない。

有利には、前記第１浴および前記第２浴の両方は、６８０℃未満、好ましくは７５０℃以下、より好ましくは６９０℃～７１０℃、さらにより好ましくは７００℃の温度に維持される。

有利には、この方法は、少なくとも前記所定の表面領域で浸漬する前記ステップｂ）の前に実行される制動バンドの表面前処理ステップを含んで成り得る。好ましくは、前記表面前処理ステップは、ラッピング、脱脂、サンドブラスト、および／または表面酸化物の化学的除去を含んで成る。

好ましくは、この方法は、前記浸漬ステップｂ）の前に、溶融アルミニウム浴から酸化物の表面層を除去するステップを含んで成る。このような表面酸化物除去ステップは、浸漬が単一浴内で行われる場合と、浸漬が第１および第２の浴内で連続する２つのステップで行われる場合との両方で実行される。

有利には、溶融アルミニウムから制動バンドを取り出す前述のステップ（ｃ）は、浴の粘度の関数として取り出し速度を制御して、制動バンドに付着して残る溶融アルミニウムの量を調整することによって実行される。

制動バンドが第１の浴（鉄を含まないか、またはせいぜい不純物として存在する）に浸漬され、次に溶液中の鉄を含む第２の浴に浸漬されると、過剰なアルミニウムは第２浴に浸漬すると再溶解するため、溶液中の第１浴からの取り出し手順は無関係である。

特に図４の図に示される本発明の好ましい実施形態によれば、取り出し後に前記制動バンド上に残留するアルミニウム付着物を除去するステップｄ）は、２つのサブステップで実行される：

－除去の第１サブステップｄ１）は、溶融アルミニウムから取り出されたされたばかりの制動バンドに対して実行され、制動バンドに付着したまだ残っている溶融アルミニウムを除去する。ならびに

－除去の第２サブステップｄ２）は、溶融アルミニウムから取り出された制動バンドに対して実行され、冷却されて、除去の前記第１サブステップｄ２）後に残り固化した残留アルミニウムを除去する。

好ましくは、この方法は、除去の前記第１サブステップｄ１）と除去の前記第２サブステップｄ２）との間に実行される前記制動バンドのクエンチング（または焼入れまたは急冷；quenching）ステップｅ）を含んで成る。

有利には、除去の前記第１サブステップｄ１）は、まだ液体のアルミニウムを機械的に削ることによって実行し得る。

有利には、除去の前記第２サブステップｄ２）は、機械的に除去されずに、固化したアルミニウムを化学的に除去することによって実行することができる。

好ましくは、前述の化学的除去は、アルミニウムを塩化第二鉄に少なくとも４分間曝して以下の反応：
Ａｌ＋ＦｅＣｌ_３→ＡｌＣｌ_３＋Ｆｅ
を引き起こすことによって実施される:

塩化第二鉄による化学的除去は、アルミニウムの固化後に必ず行われなければならない。塩化第二鉄は３１５℃で沸騰するため、溶融アルミニウムと接触させることはできない。好ましくは、前記化学的除去は、クエンチング前記ステップｅ）後に実行される。

次に、本発明による耐摩耗性および耐腐食性が向上した鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドについて説明する。

特に、そのような制動バンドは、本発明の方法に従って、特に上述のように製造することができる。したがって、製造方法については再度説明せず、簡潔にするために上記の方法を参照する必要がある。

本発明の一般的な実施形態によれば、ディスク制動バンドは、鋳鉄（ねずみ鋳鉄または層状鋳鉄）で作られた制動バンドボディを備える。

前記制動バンドボディは、少なくとも１つの制動面を有し、前記制動面の少なくとも一部分に保護表面層を含む。

本発明によれば、そのような保護表面層は、１または２つ以上の鉄－アルミニウム金属間化合物を含んで成る表面層である。

表面に露出した前記金属間鉄？アルミニウム化合物層は、鋳鉄製制動バンドがコーティングがなくかつ鋳鉄が直接表面に露出している場合と比較して、より高い耐食性および耐摩耗性をその所定の表面領域において前記鋳鉄製制動バンドに付与することが実験的に判明した。

前述の鉄－アルミニウム金属間化合物層は、複数の鉄およびアルミニウム金属間化合物、特にＦｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３、Ｆｅ_２Ａｌ_５を含んでもよい。主な金属間相は、熱力学的により安定しているため、ＦｅＡｌ_３である。

好ましい実施形態によれば、前述の保護表面層は実質的に炭素を含まず、特にグラファイトフレークを含まない。

特に、前述の鉄？アルミニウム化合物金属間層は、鋳鉄微細構造と相互浸透する（または相互貫入するまたは相互浸入する；interpenetrating）拡散層である。

本発明に係る制動バンドサンプルの走査型電子顕微鏡法によって得られた高倍率（２０００倍）ＳＥＭ画像を表す図７に示すように、鋳鉄微細構造と相互浸透する前記拡散層はギザギザの相互浸透プロファイル、特にサメの歯の形状を有するギザギザの相互浸透プロファイルを有する。このプロファイルは、鋳鉄の場合のように、拡散フロントが拡散を局所的にブロックする結晶構造に遭遇する、固体におけるすべての拡散現象の典型的なものである。

図７では、金属間化合物層はＬで示され、残留アルミニウム層はＡｌで示され、未改質鋳鉄はＧで示される。

好ましくは、前記鉄－アルミニウム金属間化合物層は、３０μｍ～２００μｍの平均厚さを有する。その厚さは、制動バンドが使用中に保証しなければならない耐摩耗特性に応じて選択される。

好ましくは、前記制動面は、前記金属間鉄－アルミニウム化合物の層において４００ＨＶ～１０００ＨＶの硬度を有する。その硬度は、保護層の特定の組成の関数として変化する。Ｆｅ_２Ａｌ_５の硬度は６００～７００ＨＶである一方で、ＦｅＡｌ_３の硬度は９００～１０００ＨＶである。

ねずみ鋳鉄ディスクからなるサンプルに対して実行される本発明に係る方法のいくつかの応用例を以下に示す。同様の結果が層状鋳鉄のサンプルでも得られた。

実施例１
直径５０ｍｍ、厚さ６ｍｍのディスクからなるねずみ鋳鉄サンプルを最初に電解脱炭プロセスに付し、グラファイトフレークを少なくとも１００ミクロンの深さまで除去することができた。

次に、サンプルを３７体積％の塩酸に３０秒間浸漬することによって酸洗いし、その後、脱塩水で洗浄した。

酸洗いの直後に、サンプルを２つの異なる溶融アルミニウム浴に連続して浸漬させた。

第１浴は、以下の組成を有していた：Ａｌ ９９．７重量％、以下の不純物（重量％）を含む：Ｓｉ≦０．３０％、Ｆｅ≦０．１８％、Ｓｒ≦０．００１０％、Ｎａ≦０．００２５％；リチウム≦０．０００５％、Ｃａ≦０．００２０％、Ｐ≦０．００２０、Ｓｎ≦０．０２０％。

第２浴は、４重量％の９８．５％純鉄粉末を添加した第１浴と同じ組成を有していた。

両方の浴を７００℃の温度に維持した。この温度の制御は±１０℃であるため、６９０℃と７１０℃の間には大きな違いはない。

第１浴における浸漬時間は３分である一方で、第２浴における浸漬時間は３０分であった。

たとえ比較的厚いＡｌ層（１～２ｍｍ）がサンプルに付着したままであっても、それは第２浴で再溶融するため、第１浴からの取り出し方法は無関係である。対照的に、第２浴からの取り出しは１秒程度で急速に実行された。取り出しプロセスが遅いほど、表面に付着したまま残るアルミニウムの厚さは厚くなる。

第２浴から取り出されるやいなや、表面にアルミニウムがまだ溶けている状態で、鋼製の刃を通すことによってサンプルを非常に素早く削り取った。アルミニウムは、ブレードを１回通過させるだけですぐに固まった。残ったアルミニウムの厚さは０．１～０．３ｍｍ程度であった。

その後、サンプルを４０重量％の塩化第二鉄水溶液中で４０分間に浸漬した。次いで、それを脱塩水で洗浄した。このようにして、アルミニウムは表面からほぼ完全に除去された。

上記のプロセスの最後に、サンプルは、平均厚さ約１００ミクロン（ばらつき±３０ミクロン）の鉄－アルミニウム金属間化合物の層を有していた。

電子顕微鏡下では、金属間化合物層は非常に緻密で均質であるように見えた。

金属間層は、４００ＨＶ以上の平均硬度値を有していた。

ＵＮＩ ＥＮ ＩＳＯ ６２７０－２ ＣＨ（凝縮水）に従って、サンプルを気候セル内で試験した。試験の全期間は１２０時間であった。表面サンプルは、表面積の約７５％が腐食していなかった。サンプルでは、１時間後に腐食が発生したのは中央部分のみで顕著であった。走査型電子顕微鏡分析により、鋳鉄まで凝縮水が浸透した形跡がないことが示された。したがって、金属間化合物層は、酸化から鋳鉄における鉄を保護する。

実施例２
直径５０ｍｍ、厚さ６ｍｍのディスクからなるねずみ鋳鉄サンプルを、初期脱炭プロセスを実行しないことを除き、実施例１に記載したのと同じプロセスに付した。

上記のプロセスの最後に、サンプルは、平均厚さ約１００ミクロン（ばらつき±３０ミクロン）の鉄－アルミニウム金属間化合物の層を有していた。

走査型電子顕微鏡下では、金属間化合物層は、実施例１のサンプルで得られたものと同様に不均質に見えた。実際、金属間層は、大きく、非常に均質で緻密な領域と、いくつかの（広範囲ではない）破断され欠陥のある（多孔質）領域とが交互になっていた。おそらく、脱炭されていない鋳鉄にコーティングが成長するにつれて、最初のアルミニウム浴では表面に露出したグラファイトフレークが残るであろうという仮説が立てられた。グラファイトフレークを含むサンプルの領域は、第２浴で十分に湿ることができず、コーティングに多孔性が生じる。

金属間層は、４００ＨＶ以上の平均硬度値を有していた。

このサンプルはまた、ＵＮＩ ＥＮ ＩＳＯ ６２７０－２ ＣＨ（凝縮水）に従って気候セルで試験された。試験の全期間は１２０時間であった。テストの後、上記の多孔質領域は層の残りの部分よりも早く腐食を受けることが判明した。これらの領域を除いて、コーティングは十分に均質で緻密であるように見えた。

コーティング上に早期腐食を受ける領域が存在するにもかかわらず、走査型電子顕微鏡分析により、鋳鉄まで凝縮水が浸透した形跡がないことが示された。したがって、多孔質領域での早期の局所的な腐食現象にもかかわらず、金属間化合物層が鋳鉄内の鉄を酸化から保護したと結論付けることができる。

実施例３
直径５０ｍｍ、厚さ６ｍｍのディスクからなるねずみ鋳鉄サンプルに、実施例２に記載したものと同じプロセスに付した。唯一の違いは、第１浴における浸漬時間である：３分ではなく３０秒である。プロセスの最後に、サンプルは前の例のサンプルと同じ試験に付された。

また、この場合、サンプルは、平均厚さ約１００ミクロン（ばらつき±３０ミクロン）の鉄－アルミニウム化合物金属間層を有していた。

前の例とは異なり、金属間化合物層は、走査型電子顕微鏡下では２層構造を有するように見えた。初期（最も内側の）層（または第１層；first phase）には多孔性および欠陥が多く、斑状の構造があった。この初期層の上には、より均質で緻密な第２層があったが、その内部には第１金属間層の構造によって引き起こされた高度の欠陥が残っていた。この現象は、表面上のグラファイトフレークの存在（表面脱炭の欠如）に関連することに加えて、第１浴における浸漬時間が大幅に短いためであるという仮説が立てられている。

金属間層は、４００ＨＶ以上の平均硬度値を有していた。

また、このサンプルは、ＵＮＩ ＥＮ ＩＳＯ ６２７０？２ ＣＨ（凝縮水）に従って気候セル内で試験された。試験の全期間は１２０時間であった。試験後、多孔質領域は層の残りの部分よりも早く腐食を受けることが判明した。

コーティング上に早期腐食を受ける領域が存在するにもかかわらず、走査型電子顕微鏡分析により、鋳鉄まで凝縮水が浸透した形跡がないことが示された。したがって、多孔質領域での早期の局所的な腐食現象にもかかわらず、金属間化合物層が鋳鉄内の鉄を酸化から保護したと結論付けることができる。

実施例４
直径５０ｍｍ、厚さ６ｍｍのディスクからなるねずみ鋳鉄サンプルを、以下の点を除き実施例１に記載したのと同じプロセスに付した：

－サンプルは事前に脱炭されていない；ならびに

－浸漬は、実施例１の第１浴の組成を有する単一の溶融アルミニウム浴において、３０分間の浸漬時間および７００℃の温度で行われた。

プロセスの最後に、サンプルを前の実施例のサンプルと同じ試験に供した。

また、この場合、上記のプロセスの最後に、サンプルは、平均厚さ約１００ミクロン（ばらつき±３０ミクロン）を有する鉄－アルミニウム金属間化合物の層を有していた。

電子顕微鏡下では、金属間化合物の層は不均質に見えた。実際、金属間層は、非常に均質で緻密な領域と、欠陥(ピンホール)のある破砕領域とを交互に配置していた。この場合も、表面多孔性は、表面上のグラファイトフレークの存在（表面脱炭の欠如）に関連することに加えて、第２飽和鉄浴における浸漬の欠如によるものであるという仮説が立てられた。

金属間層は、４００ＨＶ以上の平均硬度値を有していた。

また、このサンプルは、ＵＮＩ ＥＮ ＩＳＯ ６２７０－２ ＣＨ（凝縮水）に従って気候セル内で試験された。試験の全期間は１２０時間であった。試験後、多孔質領域は層の残りの部分よりも早く腐食を受けることが判明した。これらの領域を除き、コーティングは十分に均質で緻密であるように見えた。

コーティングに早期腐食を受ける領域が存在するにもかかわらず、走査型電子顕微鏡分析により、鋳鉄まで凝縮水が浸透した形跡がないことが示された。したがって、多孔質領域における早期の局所的な腐食現象にもかかわらず、金属間化合物層が鋳鉄における鉄を酸化から保護したと結論付けることができる。

実施例５
直径５０ｍｍ、厚さ６ｍｍのディスクからなるねずみ鋳鉄サンプルを、表面脱炭サンプルを第１（実質的に鉄を含まない）浴に３０分間のみ浸漬したことを除き、実施例１に記載したのと同じプロセスに付した。

上記のプロセスの最後に、サンプルは、平均厚さ約１００ミクロン（ばらつき±３０ミクロン）を有する鉄－アルミニウム金属間化合物の層を有していた。

走査型電子顕微鏡下では、金属間化合物層は、実施例１のサンプルで得られたものと同様に不均質に見えた。実際、金属間層は、いくつかの（広範囲ではない）破断および欠陥の（多孔質）領域と、大きく、非常に均質で、緻密な領域とを交互に示した。おそらく、コーティングは脱炭された鋳鉄上に成長したが、（鉄で飽和されていない）アルミニウム浴が脱炭表面から鉄を溶解させ、下にある黒鉛フレークを出現させ、したがって脱炭の効果を打ち消したとの仮説が立てられた。脱炭後に現れたグラファイトフレークを有するサンプルの領域は、第２浴によって十分に湿ることができず、コーティングに多孔性が生じる。

金属間層は、４００ＨＶ以上の平均硬度値を有していた。

また、このサンプルは、ＵＮＩ ＥＮ ＩＳＯ ６２７０－２ ＣＨ（凝縮水）に従って気候セル内で試験された。試験の全期間は１２０時間であった。試験後、上記の多孔質領域は層の残りの部分よりも早く腐食を受けることが判明した。これらの領域を除き、コーティングは十分に均質で緻密であるように見えた。

コーティングに早期腐食を受ける領域が存在するにもかかわらず、走査型電子顕微鏡分析により、鋳鉄まで凝縮水が浸透した形跡がないことが示された。したがって、多孔質領域での早期の局所的な腐食現象にもかかわらず、金属間化合物層が鋳鉄における鉄を酸化から保護したと結論付けることができる。

本発明により、本明細書全体を通して説明したいくつかの利点を得ることができる。

特に、上に示した本願の例は、本発明に係る方法が、制動バンドにより高い耐摩耗性および耐腐食性を与えるコーティングを備えた鋳鉄ブレーキディスクの制動バンドの製造をどのように可能にするかを強調している。

実際、すべての例において、得られた鉄／アルミニウム金属間化合物の層からなるコーティングは、裸の鋳鉄よりも高い、４００ＨＶ以上の硬度値を示す。

得られたコーティングは、実施例ごとに異なる均質性および多孔性特性を有しているが、しばしば下にある鋳鉄を腐食から保護することができた。これは、本発明に係る方法によって得られたコーティングがブレーキディスクの制動バンドの耐食性を向上させる能力を証明している。

上に示した例は、耐食性の点で最良の効果を保証する本発明に係る方法の実施形態が、コーティングされる表面の脱炭および２つの異なるアルミニウム浴への浸漬をどのように含むかを強調しており、実質的に鉄を含まないか、不純物として分類できる量の鉄を含む。

本発明に係る制動バンドを製造する方法は、複雑なプラントを必要とせず、非常に短いリードタイムで実行することができる。これらすべてにより、鋳鉄製制動バンドのコストおよび製造時間の増加は非常に限定的になる。

最後に、本発明に係る方法は、制動バンド上の歪みを抑制する必要性に適合する処理温度で実行可能である。

したがって、このように考案された本発明は、設定された目的を達成する。

明らかに、実際には、本発明の保護範囲から逸脱することなく、上で開示したものとは異なる形状および構成をとることもできる。

さらに、すべての詳細は技術的に同等の要素で置き換えることができ、必要に応じて任意のサイズ、形状、および材料を使用することができる。

Claims (29)

1. 耐摩耗性および耐腐食性を高めた鋳鉄製ブレーキディスクの制動バンドの製造方法であって、
   ａ）ブレーキディスクの制動バンドを鋳鉄、好ましくはねずみ鋳鉄で作製すること、
   ｂ）溶融アルミニウムが少なくとも前記制動バンドの所定の表面領域を覆うように、前記制動バンドを所定の温度に維持される前記溶融アルミニウムに少なくとも部分的に浸漬させること、
   ｃ）前記溶融アルミニウムから前記制動バンドを取り出すこと、
   ｄ）鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層を表面に露出させるため、取り出し後に前記制動バンドに付着している前記アルミニウムを除去すること、
   を含んで成り、
   前記浸漬は所定の時間延長され、前記鋳鉄の表面微細構造におけるアルミニウム原子が拡散し、その結果として前記制動バンドの表面層で鉄－アルミニウム金属間化合物が形成され、それにより、前記制動バンドの前記所定の表面領域において、鉄－アルミニウム金属間化合物からなる層を生成し、
   前記表面に露出した鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、前記所定の表面領域にて前記鋳鉄制動バンドに高い耐腐食性および耐摩耗性を与える、製造方法。
2. 前記鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、鋳鉄の構造内でのアルミニウム原子の拡散および鉄－アルミニウム金属間化合物の形成のプロセスによって、前記溶融アルミニウムと接触する前記鋳鉄制動バンドの表面層において形成される、請求項１に記載の製造方法。
3. 鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、鉄－アルミニウム金属間化合物の優勢相としてＦｅＡｌ_３を含んで成る、請求項１または２に記載の製造方法。
4. 前記溶融アルミニウムが維持される前記所定の温度は６８０℃以上、好ましくは７５０℃以下、より好ましくは６９０℃～７１０℃、さらにより好ましくは７００℃である、請求項１～３のいずれか１項に記載の製造方法。
5. 前記所定の浸漬時間は、前記溶融アルミニウムの温度と等しい場合、前記金属間化合物の層の所望の厚さに応じて固定され、前記厚さは、前記浸漬時間と等しい場合、前記浸漬時間が増加するにつれて増加し、前記厚さは、溶融アルミニウムの温度が上昇するにつれて増加し、好ましくは、前記所定の浸漬時間は５分～６０分であり、さらにより好ましくは３０分に等しい、請求項１～３のいずれか１項に記載の製造方法。
6. 前記制動バンドの少なくとも１つの所定の表面領域を所定の深さまで脱炭するステップ（ｆ）を含んで成り、前記ステップ（ｆ）は前記浸漬ステップ（ｂ）の前に実施される、請求項１～５のいずれか１項に記載の製造方法。
7. 前記所定の脱炭深さは、前記制動バンドの外面からの前記鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層の前記深さ以上であり、好ましくは、前記所定の深さは３０μｍ以上である、請求項６に記載の製造方法。
8. 前記ステップｆ）において、前記制動バンドの前記少なくとも１つの所定の表面領域の脱炭は、電解プロセス手段によって実行される、請求項６または７に記載の製造方法。
9. 前記電解プロセスは、前記制動バンドの前記所定の表面領域を溶融塩の浴に浸漬すること、および浴と制動バンドとの間に電位差を印加することによって実行され、前記制動バンドは正極に接続され、前記バスは負極に接続され、好ましくは、所定の時間が経過した後に極性が反転され、さらにより好ましくは、前記極性反転が順次に数回繰り返される、請求項８に記載の製造方法。
10. 前記溶融アルミニウムは、１重量％未満のケイ素含有量を有する、請求項１～９のいずれか１項に記載の製造方法。
11. 前記浸漬ステップ（ｂ）は、溶液中に鉄を含む溶融アルミニウム浴中で実行され、溶液中の鉄含有量は、好ましくは５重量％以下、さらにより好ましくは３重量％～５重量％であり、完全に好ましくは４重量％である、請求項１～１０のいずれか１項に記載の製造方法。
12. 前記浸漬ステップ（ｂ）は、
    ２つのサブステップ：
    －前記所定の表面領域に鉄－アルミニウム金属間化合物からなる初期層を得る、溶液中に実質的に鉄を含まない溶融アルミニウムの第１浴における第１浸漬サブステップ（ｂ１）と、
    －所定の厚さを有する鉄－アルミニウム金属間化合物からなる最終層が前記所定の表面領域で得られるまで、溶液中に鉄を含み前記初期層を増加させる、第２溶融アルミニウム浴における第２浸漬サブステップ（ｂ２）と
    を実行し、
    前記第１浴における前記制動バンドの浸漬時間は、前記制動バンドの前記第２浴における浸漬時間よりも短い、請求項１～１１のいずれか１項に記載の製造方法。
13. 溶融アルミニウムの前記第１浴および前記第２浴の両方は、１重量％を超えない不純物含有量を有し、好ましくは１重量％未満のケイ素含有量を有する、請求項１２に記載の製造方法。
14. 前記第２溶融アルミニウム浴は、５重量％を超えない、より好ましくは３％～５％の、さらにより好ましくは４％の溶液中の鉄含有量を有する、請求項１２または１３に記載の製造方法。
15. 前記第１浴および前記第２浴の両方が、６８０℃未満、好ましくは７５０℃以下、より好ましくは６９０℃～７１０℃の、さらにより好ましくは７００℃の温度に維持される、請求項１１～１４のいずれか１項に記載の製造方法。
16. 前記第１浴における前記制動バンドの浸漬は、可能な限り短い時間延長されるものの、前記所定の表面領域に、厚さ１０μｍを超えない鉄－アルミニウム金属間化合物からなる初期層を得るのに十分となっており、
    好ましくは、前記第１浴の温度が約７００℃であると、前記第１浴における浸漬時間は３分～５分である、請求項１２～１５のいずれか１項に記載の製造方法。
17. 前記第２浴における前記制動バンドの浸漬時間は、前記第２浴の温度と等しい場合、金属間化合物の前記最終層の前記所望の厚さに応じて設定され、
    前記厚さは、浸漬時間と等しい場合、浸漬時間が増加するにつれて増加し、前記厚さは、前記第２浴の温度が増加するにつれて増加する、請求項１２～１６のいずれか１項に記載の製造方法。
18. 前記浸漬ステップ（ｂ）の前に少なくとも前記所定の表面領域で実行される前記制動バンドの表面前処理ステップを含んで成り、
    前記表面前処理ステップは、好ましくは、ラッピング、脱脂、サンドブラストおよび／または表面酸化物の化学的除去を含んで成る、請求項１～１７のいずれか１項に記載の製造方法。
19. 前記浸漬ステップ（ｂ）の前に、酸化物の表面層が溶融アルミニウム浴から除去される、請求項１～１８のいずれか１項に記載の製造方法。
20. 取り出し後に前記制動バンドに付着しているアルミニウムを除去する前記ステップ（ｄ）は、２つのサブステップで実行され、
    第１除去サブステップｄ１）は、制動バンドに未だ付着している溶融アルミニウムを除去するために、前記溶融アルミニウムから取り出された前記制動バンドで実行され、
    第２除去サブステップｄ２）は、制動バンドで前記溶融アルミニウムから取り出され冷却されて、前記第１除去サブステップｄ２）の後に残った残留固化アルミニウムを除去する実行される、請求項１～１９のいずれか１項に記載の製造方法。
21. 前記第１除去サブステップ（ｄ１）と前記第２の除去サブステップ（ｄ２）との間に実行される前記制動バンドのクエンチングステップ（ｅ）を含んで成る、請求項２０に記載の製造方法。
22. 前記第１除去サブステップｄ１）は、まだ液体である間に前記アルミニウムを機械的に削り取ることによって実行される、請求項２０または２１に記載の製造方法。
23. 前記第２の除去サブステップ（ｄ２）は、機械的に除去されるのではなく、固化したアルミニウムを化学的に除去することによって実行され、
    好ましくは、前記化学的除去は、前記アルミニウムを塩化第二鉄に少なくとも４分間曝して、以下の反応：
    Ａｌ＋ＦｅＣｌ_３→ＡｌＣｌ_３＋Ｆｅ
    を引き起こすことによって実行され、
    好ましくは、前記化学的除去は、前記クエンチングステップ（ｅ）の後に実行される、請求項２０、２１または２２に記載の製造方法。
24. ブレーキディスクの制動バンドであって、
    少なくとも１つの制動面を有し、前記制動面の少なくとも一部に対応して保護表面層を含む、鋳鉄製、好ましくはねずみ鋳鉄製の制動バンドボディを備え、
    前記保護表面層が、１または２以上の鉄－アルミニウム金属間化合物からなる表面層であって、
    鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、前記鋳鉄制動バンドに対して、前記制動面の前記少なくとも一部により高い耐腐食性および耐摩耗性を付与していることを特徴とする、バンド。
25. 鉄－アルミニウム間化合物の前記層は、鉄－アルミニウム金属間化合物の間で優勢相としてＦｅＡｌ_３を含んで成る、請求項２４に記載のバンド。
26. 前記表面保護層は実質的に炭素を含まず、特にグラファイトフレークを含まない、請求項２４または２５に記載のバンド。
27. 鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は拡散層であり、
    前記鋳鉄の微細構造と相互浸透され、好ましくはギザギザの相互浸透プロファイルを有し、より好ましくは前記ギザギザの相互浸透プロファイルはサメの歯の形状を有する、請求項２４、２５または２６に記載のバンド。
28. 鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層は、３０μｍ～２００μｍの平均厚さを有する、請求項２４～２７のいずれか１項に記載のバンド。
29. 前記制動面は、鉄－アルミニウム金属間化合物の前記層で４００ＨＶ～１０００ＨＶの硬度を有する、請求項２４～２８のいずれか１項に記載のバンド。

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