TW201615864A - 煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼與其製造方法 - Google Patents

Abstract

一種兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.025~0.080%、Si：0.05%~0.8%、Mn：0.5~1.5%、P：0.035%以下、S：0.015%以下、Cr：11.0~13.5%、Ni：0.01~0.50%、Cu：0.01~0.08%、Mo：0.01~0.30%、V：0.01~0.10%、Al：0.05%以下、N：0.015~0.060%；且令(1)式規定的DFE值為5以上且30以下，在剖面組織觀察到的δ肥粒鐵分率以面積率計為5%以上且30%以下。且亦可添加Ti、B、Nb、Sn、Bi。 DFE=12(Cr+Si)-430C-460N-20Ni-7Mn-89‧‧‧(1)

Description

煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼與其製造方法 發明所屬技術領域

本發明係有關於一種兩輪車的煞車盤用不鏽鋼板與其製造方法，而且係有關於一種具有優異的表面和端面性狀之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼板。

背景技術

兩輪車的煞車盤係被要求耐磨耗性、耐鏽性、韌性等特性。耐磨耗性係通常硬度越高變為越大。另一方面，因為硬度太高時，煞車器與來令片(pad)之間會產生所謂煞車聲音，所以煞車器的硬度係被要求32~38HRC(洛氏硬度(Rockwell hardness)C等級)。因為該等要求特性，所以兩輪車的煞車盤係使用麻田散鐵系不鏽鋼板。

先前，係將SUS420J2進行淬火回火而調整成為所需要的硬度而作為煞車盤，但是，此時有需要淬火及回火之二個熱處理步驟之問題。相對於此，在專利文獻1(日本專利特開昭57-198249號公報)，係揭示有關於一種鋼組成之發明，其在比SUS420J2鋼之先前鋼更寬闊的淬火溫度範圍能夠穩定地得到所需要的硬度，而且能夠在淬火的狀態 下直接使用。其係與SUS410、SUS403、SUS410S鋼同樣地進行低C化，而且藉由添加沃斯田鐵安定化元素之Mn來補充低C化所致之沃斯田鐵單相溫度區域縮小、亦即淬火加熱溫度區域變窄而成者。

又，在專利文獻2(日本專利特開平8-60309號公報)，係揭示有關於一種低Mn鋼且在能夠在淬火的狀態下直接使用之機車碟式煞車器用鋼板之發明。該鋼板係降低Mn，而且與其同時添加具有作為沃斯田鐵形成元素的同樣效果之Ni及Cu而成。

而且，最近在兩輪車亦被期望車體的輕量化且已研討二輪煞車盤的輕量化。此時，起因於制動時的發熱引起碟盤材軟化所致之碟盤變形，係成為課題，為了解決該問題，必須提升碟盤材的耐熱性。作為該解決策之一，係有提升回火軟化抵抗，在專利文獻3(日本專利特開2001-220654號公報)，係揭示有關於一種藉由添加Nb、Mo來提升耐熱性的方法之發明。在專利文獻4(日本專利特開2005-133204號公報)，係揭示有關於一種藉由從大於1000℃的溫度開始進行淬火處理而具有優異的耐熱性之碟盤材之發明。作為具有優異的回火軟化抵抗之煞車盤，專利文獻5(日本專利特開2006-322071號公報)，係揭示一種具有使舊沃斯田鐵粒的平均粒徑成為8μm以上的麻田散鐵組織之煞車盤之發明，而專利文獻6(日本專利特開2011-12343號公報)係揭示一種淬火後的組織，以面積率計75%以上為麻田散鐵，且將Nb設為0.10%以上且0.60%以下之發明。

此種低C麻田散鐵系不鏽鋼，因為熱加工性較低，熱軋時在寬度端部容易產生裂紋、所謂的邊破裂(ear cracking)，專利文獻7(日本專利特開2008-285692號公報)係揭示能夠成分控制且限制在不容易產生裂紋的範圍。

專利文獻8(日本專利特開2000-61524號公報)，係有關於一種肥粒鐵系不鏽鋼帶的製造方法。在該專利文獻，係有關於一種能夠生產性良好地製造特別是具有優異的成形加工性及材質均勻性的肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼帶之製造方法，而且揭示片條(sheet bar)加熱的最佳條件。

藉由此種技術，低C麻田散鐵系不鏽鋼係作為兩輪車的碟盤煞車器用材料而普及。另一方面，近年來，亦逐漸要求提升製造碟盤煞車器時之生產性。例如，要求縮短加熱淬火時的加熱時間和縮短加熱淬火後的研磨時間。又，亦要求藉由使用至鋼帶的寬度端部為止，來提升產率。

為了縮短研磨時間而增加平均單位時間的研磨量時，加工摩擦發熱引起治具的磨耗增加之同時，材料產生回火軟化等，乃是不佳。因此，為了不產生加工摩擦發熱而縮短研磨時間之目的，通常是減低研磨厚度。因此，在鋼帶寬度端部之邊緣線狀裂紋(edge seam)瑕疵則逐漸成為問題。

各自如以下顯示，圖1A係顯示在實際製品之邊緣線狀裂紋瑕疵的外觀，圖1B係顯示在實際製品之邊緣線狀裂紋瑕疵的剖面之顯微鏡照片。製造熱軋鋼帶之步驟，係將150~250mm厚度的鋼胚加熱至1100~1300℃，使用粗熱 軋機輥軋成為20~40mm厚度的粗鋼條，隨後，通常是使用精加工熱軋機輥軋至板厚3~6mm為止而捲取。因為在粗熱軋時，係不賦予張力，所以產生寬度擴大且鋼胚端面的一部分係成為粗鋼條的表面。因為在粗熱軋初期鋼胚端面係不接觸軋輥，所以粗糙度較大，隨後接觸軋輥時係成為瑕疵的原因。

在許多鐵鋼材料的熱軋鋼帶，係能夠觀察到邊緣線狀裂紋瑕疵。在實驗室將各種不鏽鋼的80mm厚度鋼塊熱軋至20mm為止，且將觀察端面之照片顯示在圖2，得知在每鋼種端面的表面粗糙程度係大大地不同。又，在SUS410鋼，得知依照熱軋加熱溫度而端面的表面粗糙大大地產生變化。因為粗熱軋時在鋼胚端面之表面粗糙，係起因於鋼胚的每個結晶粒之結晶方位差所致之變形樣式的差異而產生，所以結晶粒徑粗大的情況係變為顯著。例如，普通鋼係在凝固後冷卻至室溫為止時，進行δ/γ、γ/α之2度變態而組織變細。在此δ係表示δ肥粒鐵，γ係表示沃斯田鐵，α係表示α肥粒鐵，但是記載為肥粒鐵時，通常係意味著α肥粒鐵。δ肥粒鐵係在A4變態點以上所析出的肥粒鐵，α肥粒鐵係在A3變態點以下所析出的肥粒鐵。

普通鋼係藉由在熱軋加熱時再次進行α/γ變態，使得組織成為微細，而且因為粗熱軋係在容易再結晶之γ單相區域進行，所以亦加上再結晶所得到之結晶粒的微細化效果而成為細粒，而不容易產生邊緣線狀裂紋瑕疵。另一方面，如肥粒鐵系不鏽鋼，凝固時的肥粒鐵粒係一次亦 未進行變態，而維持至熱軋加熱時之情況，因為是粗大粒，所以容易產生邊緣線狀裂紋瑕疵。如該肥粒鐵系不鏽鋼，凝固後不成為γ單相之鋼時，通常是不進行區別δ肥粒鐵與α肥粒鐵。

麻田散鐵系不鏽鋼亦是如SUS420J1，其成分為13%Cr-0.2%C時，熱軋加熱時為沃斯田鐵單相，藉由變態使得組織微細化及藉由沃斯田鐵的再結晶使得組織微細化，而不容易產生邊緣線狀裂紋瑕疵。

但是，低C的麻田散鐵系不鏽鋼時，成為沃斯田鐵單相之溫度範圍狹窄，在熱軋加熱時係成為δ肥粒鐵與沃斯田鐵的二相組織。此時，容易起因於δ肥粒鐵而產生邊緣線狀裂紋瑕疵，在碟盤煞車器淬火後的研磨步驟，研磨厚度必須大於邊緣線狀裂紋瑕疵深度而妨礙生產性。

降低熱軋加熱溫度而提升沃斯田鐵率時，由於變形抵抗增加致使熱加工性低落，且在熱軋時有產生邊破裂之問題。提升C量而提升γ相分率時，淬火硬度變為太高。進一步添加Mn、Ni、Cu等的沃斯田鐵安定化元素時，原料成本上升，而且在熱軋板退火步驟之退火冷卻時間為長時間化而有損害生產性之問題。降低Cr量而提升沃斯田鐵分率時，有損害耐蝕性之問題。

為了控制δ肥粒鐵分率，必須知道熱軋中的δ肥粒鐵分率之變化，但是無法測定熱軋板的δ肥粒鐵分率。熱軋加熱時之鋼胚的δ肥粒鐵分率時，係能夠藉由狀態圖計算法和在實驗室之熱處理試驗而測定。從沃斯田鐵與麻 田散鐵的二相組織急冷時，沃斯田鐵相係成為麻田散鐵組織，而δ肥粒鐵相係能夠以應變較少的δ肥粒鐵相之方式而容易地被區別。但是在實際的熱軋步驟，鋼胚從熱軋加熱爐出來之後，無法知道在進行熱軋之期間δ肥粒鐵量係如何變化。結束精加工熱軋而捲取後之熱軋鋼帶，因為含有沃斯田鐵變態而成之麻田散鐵組織，所以為低韌性且直接退捲係困難的。雖然能夠藉由在箱退火爐進行熱軋板退火，將麻田散鐵回火成為肥粒鐵與碳化物而進行退捲，但是無法調查退火前的熱軋板組織。熱軋退火後係如圖3所顯示，為肥粒鐵與碳化物的組織而無法測定δ肥粒鐵分率。

發明概要

本發明者等係在低C麻田散鐵系不鏽鋼的熱軋退火鋼板，針對調查肥粒鐵母相中的δ肥粒鐵分率之方法進行研討。為了藉由電子射線後方散射繞射法(Electron Backscatter Diffraction：EBSD)之組織解析和光學顯微鏡觀察而嘗試各種蝕刻液之結果，得知δ肥粒鐵係能夠使用村上試藥而著色。村上試藥係鐵氰化鉀的水溶液，藉由將水溶液加熱且將試料浸漬在其中而進行蝕刻。通常係在如沃斯田鐵系不鏽鋼的凝固組織，藉由將摻雜在沃斯田鐵母相之δ肥粒鐵著色，用以區別沃斯田鐵與δ肥粒鐵相而使用。在摻雜δ肥粒鐵及肥粒鐵之麻田散鐵系不鏽鋼的熱軋退火鋼板，最初是無法想像能夠辨識δ肥粒鐵，但是如圖4所顯示，能夠明確地辨識。圖4的灰色對比部分為δ肥粒鐵部分。 使用村上試藥將δ肥粒鐵著色且辨識之機構係不明確，但是本發明者等的調査結果，能夠推測在熱軋加熱時，因為δ肥粒鐵相與沃斯田鐵相(在室溫為麻田散鐵相)之Cr濃度為約1.5%不同，高Cr的δ肥粒鐵相係能夠藉由村上試藥來著色且辨識。此種在低Cr之麻田散鐵系不鏽鋼的出現δ肥粒鐵，係沒有使用村上試藥之例子，而且能夠辨識少許1.5%左右的Cr量差異係一種新穎的見解。藉由使用該手法，以往不知道之δ肥粒鐵的舉動係變為清楚明白。例如得知相較於在熱軋加熱溫度之δ肥粒鐵量，在熱軋板之肥粒鐵量係大大地減少。又，亦認為相較於鋼帶的寬度中央部，寬度端部的肥粒鐵量為較多；在鋼胚的寬度端部與寬度中央部有產生溫度差之可能性；在表層部因脫碳而δ肥粒鐵量有增加之可能性。針對未進行熱軋退火之熱軋鋼板，亦能夠藉由如上述地進行評價鋼板試料而辨識δ肥粒鐵。

將邊緣線狀裂紋瑕疵與δ肥粒鐵量的關係顯示在圖5，在δ肥粒鐵分率為0%的沃斯田鐵系不鏽鋼係無法觀察到邊緣線狀裂紋瑕疵。隨著δ肥粒鐵分率上升而線狀裂紋瑕疵的深度逐漸變大，至δ肥粒鐵分率30%為止之線狀裂紋瑕疵深度的增加程度為較小。但是得知δ肥粒鐵分率大於30%時，線狀裂紋瑕疵深度係急遽地變大。

另一方面，鋼板端部的邊破裂係δ肥粒鐵分率小於5%時容易產生。

圖6係顯示進行實驗熱軋後之肥粒鐵分率4%、20%的(11%Cr、12%Cr)-0.04%C-1.4%Mn-0.03%N鋼之端部形態， δ肥粒鐵分率變低時係產生顯著的邊破裂。

如此，熱軋退火鋼板、熱軋鋼板的任一者均是δ肥粒鐵分率與在鋼板的寬度端部之邊緣線狀裂紋瑕疵深度和邊破裂的互相關聯為強烈，因為只要是控制δ肥粒鐵分率而成之麻田散鐵系不鏽鋼，不產生邊破裂且邊緣線狀裂紋瑕疵深度亦較淺，所以將在煞車盤製造步驟之磨削深度淺化係成為可能，而提升煞車盤的生產性。而且因為能夠使用至鋼板端部極限為止，所以產率亦提升。

如此，作為控制重大地支配表面品質之δ肥粒鐵分率之方法，認為控制(1)化學組成、(2)熱軋加熱溫度係有效的。但是(1)之化學組成時，因為藉由C、N量進行控制時，無法得到碟盤煞車器所必要的淬火硬度，乃是不佳。又，Si、Mn、Cr、Ni、Cu等係除了對熱軋鏽垢厚度造成影響以外，而且亦對回火軟化抵抗、耐蝕性造成影響，同時大量地添加時，有合金成本上升等之問題，使得能夠控制的範圍受到限制。又，(2)之藉由熱軋加熱溫度而調整δ肥粒鐵量時，為了降低δ肥粒鐵量而使加熱溫度成為1150℃以下時，因沃斯田鐵相與少許殘留的肥粒鐵相之強度差而容易產生邊破裂，使得藉由控制δ肥粒鐵來改善表面品質係不容易。

本發明者等針對熱軋退火鋼板的δ肥粒鐵量、熱軋操作條件、化學組成進行詳細的研討，發現了兼顧表面品質及邊破裂且滿足作為碟盤煞車器所必要的硬度和耐蝕性之有效方法。亦即，以滿足(1)熱軋加熱時的δ肥粒鐵量 和(2)各種特性之方式調整成分，同時為了防止起因於從(3)熱軋加熱爐出來而進行粗軋時的溫度降低所致之δ肥粒鐵量低落之目的，在粗熱軋與精加工熱軋之間必須使用感應加熱等的方法，將粗鋼條加熱升溫。

基於該等見解，能夠與其組織控制方法同時提供已減輕邊緣線狀裂紋瑕疵且防止熱軋鋼帶寬度端部的邊破裂之煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼熱軋鋼板及熱軋退火鋼板。

本發明係基於該等見解而達成，解決本發明的課題之手段、亦即，本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼(包含熱軋鋼板(不進行熱軋退火)、熱軋退火鋼板)與其製造方法係如以下。

(1)一種兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.025~0.080%、Si：0.05%~0.8%、Mn：0.5~1.5%、P：0.035%以下、S：0.015%以下、Cr：11.0~13.5%、Ni：0.01~0.50%、Cu：0.01~0.08%、Mo：0.01~0.30%、V：0.01~0.10%、Al：0.05%以下、N：0.015~0.060%，且剩餘部分為Fe及不可避免的不純物；且令(1)式規定的DFE值為5以上且30以下，在剖面組織觀察到的δ肥粒鐵分率係以面積率計為5%以上且30%以下。

DFE=12(Cr+Si)-430C-460N-20Ni-7Mn-89‧‧‧(1)

又，在(1)式之Cr、Si、C、N、Ni、Mn，係意味著各自元素之含量(質量%)。

(2)本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼， 以質量%計，進一步含有Ti：0.03%以下、B：0.0050%以下之1種或2種。

(3)本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，以質量%計，進一步含有Nb：0.30%以下。

(4)本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，以質量%計，進一步含有Sn：0.1%以下、Bi：0.2%以下之1種或2種。

(5)一種本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼之製造方法，該兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼係前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，該方法之特徵在於：在粗熱軋與精加工熱軋之間，將粗鋼條進行10℃以上且50℃以下的加熱。

(6)本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼之製造方法，其中前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼係不進行熱軋板退火之熱軋鋼板。

(7)本發明的兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼之製造方法，其中前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼為熱軋退火鋼板。

依照本發明的組織、組成控制技術，能夠得到已減輕在熱軋鋼帶的寬度端部之邊緣線狀裂紋瑕疵且防止寬度端部的邊破裂之煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼熱軋鋼板及熱軋退火鋼板。從煞車盤的生產性和產率提升的觀點而言，其品質係較佳。

圖1A係顯示煞車盤用麻田散鐵鋼在熱軋退火鋼帶的寬度端部之邊緣線狀裂紋瑕疵的外觀。

圖1B係顯示從煞車盤用麻田散鐵鋼在熱軋退火鋼帶的寬度端部之邊緣線狀裂紋瑕疵的剖面觀察到的顯微鏡影像。

圖2係為了顯示邊緣線狀裂紋瑕疵的產生過程，將實驗室鑄造出之300L×180w×80t(mm)的鋼塊藉由實驗熱軋機輥軋成20mm厚度來觀察寬度端面之照片。

圖3係熱軋退火後的組織(主要出現肥粒鐵晶界及碳化物)，顯示11%Cr-1%Mn-0.04%C-0.04%N鋼熱軋退火板之通常的剖面組織之照片。其係經使用王水進行短時間蝕刻者。

圖4係顯示在未觀察到邊緣線狀裂紋瑕疵和邊破裂之11%Cr-1%Mn-0.04%C-0.04%N麻田散鐵系不鏽鋼熱軋退火板鋼帶的TD剖面的δ肥粒鐵分布之照片(邊緣線狀裂紋瑕疵、邊破裂品質為良好之熱軋退火板的δ肥粒鐵組織)。

圖5係使兩輪車碟盤煞車器用麻田散鐵系不鏽鋼數鋼種在1100~1280℃為止變更熱軋加熱溫度之後，熱軋至板厚3.8mm為止並進行熱軋板退火之後，將熱軋鋼捲展開且採取試樣，而調查邊緣線狀裂紋瑕疵的深度與δ肥粒鐵量的關係之圖。

圖6係將11~12%Cr-0.04%C-0.5~1.4%Mn-0.03%N鋼之實驗50mm厚的鋼塊，在實驗室加熱至1250℃後，熱軋 成板厚3mm，來調查會影響端面的邊破裂之δ肥粒鐵量的關係之照片。

用以實施發明之形態

以下，說明本發明的實施形態。首先，說明限定本實施形態的不鏽鋼板的鋼組成之理由。又，關於組成之%的記載，只要未預先告知，就意味著質量%。

C：0.025~0.080%

C係用以得到淬火後預定硬度之必要元素，以成為預定硬度水準的方式與N組合而添加。為了避免C的過剩添加且最大限度地利用N的效果，在本發明係將0.080%設作上限。因為大於該量而添加時，硬度太硬而產生煞車聲音、韌性低落等的不良。從硬度控制及耐蝕性提升的觀點而言，C含量的上限係較佳為0.060%。又，另一方面，C含量小於0.025%時，因為必須過剩地添加N用以得到硬度，所以將0.025%設為C含量的下限。就淬火硬度的穩定性而言，以設為0.040%以上為佳。

Si：0.05%~0.8%

Si係除了在熔解精煉時為了脫氧而必要以外，淬火熱處理時抑制氧化鏽垢生成亦是有用的，因為在0.05%以上，其效果顯現，所以將Si含量設為0.05%以上。但是，因為Si係從熔鐵爐等的原料混入，過度的降低係造成造成成本增加，所以設為0.20%以上為佳。又，因為Si係使沃斯田鐵單相溫度區域狹窄且損害淬火穩定性，所以將Si含量設 為0.8%以下。又，為了減低沃斯田鐵安定化元素的添加量且降低減低，以0.6%以下為佳。

Mn：0.5~1.5%

Mn係添加作為脫氧劑之元素，同時有助於擴大沃斯田鐵單相區域且提升淬火性。因為在0.5%以上，其效果明確地顯現，所以將Mn含量設為0.5%以上。為了穩定地確保淬火性，以設為1.1%以上為佳。但是，因為Mn係促進淬火加熱時的氧化鏽垢生成且使隨後的研磨負荷增加，所以將Mn含量的上限設為1.5%以下。考慮起因於MnS等的粒化物所致之耐蝕性低落時，以1.3%以下為佳。

P：0.035%以下

在原料之熔鐵爐、鉻鐵(ferro-chrome)等的主原料中，P係不純物的方式含有之元素。因為係對熱軋退火板淬火後的韌性有害的元素，所以將P含量設為0.035%以下。又，較佳為0.030%以下。因為過度的減低必須使用高純度原料等而造成成本增加，所以P的下限較佳為0.010%。

S：0.015%以下

S係形成硫化物系夾雜物形成且使鋼材之通常的耐蝕性(全面腐蝕和孔蝕)劣化，又，因為S係使熱加工性低落且提高熱軋鋼板的邊破裂感受性，所以S的含量之上限係以較少為佳且將S含量上限設為0.015%。較佳上限為0.008%。又，雖然S的含量為越少，耐蝕性變為越佳，但是因為低S化之脫硫負荷增大且製造成本增大，所以將其下限設為0.001%為佳。

Cr：11.0~13.5%

Cr在本發明係用以確保耐氧化性和耐蝕性確保之必要元素。Cr含量小於11.0%時，無法顯現該等效果，另一方面，因為Cr含量大於13.5%時，沃斯田鐵單相區域縮小且損害淬火性，所以將Cr含量範圍設為11.0~13.5%。又，考慮耐蝕性的安定性時，Cr含量係以12.0%以上為佳。又，考慮壓製成形性時，Cr含量以13.0%以下為佳。

Ni：0.01~0.50%

在肥粒鐵系不鏽鋼的合金原料中，Ni係不可避免的不純物混入，通常係在0.01~0.10%的範圍含有。又，係對抑制孔蝕的進展之有效的元素，因為添加0.03%以上其效果能夠穩定地發揮，所以將Ni含量下限設為0.03%為佳。另一方面，在熱軋退火鋼板，因為大量添加係有因固熔強化而引起壓製成形性低落之可能性，所以將Ni含量的上限設為0.50%。又，考慮合金成本時，Ni含量以0.15%以下為佳。

Cu：0.01~0.08%

對提升含有δ肥粒鐵之麻田散鐵組織的耐蝕性，Cu係有效的，其效果係在0.01%以上顯現。又，為了作為沃斯田鐵安定化元素而提升淬火性，亦有進行積極的添加之情形。但是，因為過度的添加係致使熱加工性低落和原料成本增加，所以將0.08%以下設為Cu含量上限。考慮酸性雨所致之生鏽等，以將Cu含量下限設為0.02%以上為佳。又，亦考慮熱軋板燒鋼板的壓製成形性時，係以0.08%以下為佳。

Mo：0.01~0.30%

對提升含有δ肥粒鐵之麻田散鐵組織的耐蝕性，Mo係有效的，因為其效果係在0.01%以上顯現，所以將Mo含量下限設為0.01%。因為對提升淬火性及提升淬火後的耐熱性亦有效，以0.02%以上為佳。由於淬火後的加熱，鋼被回火而有產生硬度低落之情形。在此，所謂提升淬火後的耐熱性，係意味著其硬度降低程度較小。亦稱為回火軟化抵抗。碟盤煞車器係會淬火而作使用，而碟盤材會因使用時的煞車產生之抵抗發熱而被加熱。因此該特性係重要的。

Mo係肥粒鐵相的安定化元素，因為過度添加係使沃斯田鐵單相溫度區域狹窄而損害淬火特性，所以將Mo含量的上限設為0.30%以下。

為了提升淬火後的耐熱性，係與Nb複合添加為佳，同時添加時，Mo：0.05~0.20%、Nb：0.05~0.20%為特佳範圍。

V：0.01~0.10%

在肥粒鐵系不鏽鋼的合金原料，V係以不可避免的不純物之方式混入，因為在精煉步驟之除去係困難的，所以通常係在0.01~0.10%的範圍含有。又，V係除了形微細的碳氮化物且提升煞車盤的耐磨耗性以外，因為亦具有提升耐蝕性之效果，所以係亦可按照必要而蓄意地添加之元素。因為其效果係添加0.02%以上而穩定地顯現，所以將V含量下限設為0.02%為佳。以0.03%以上為較佳。另一方面， 因為過剩地添加時，有引起析出物粗大化之可能性，其結果，淬火後的韌性低落，所以將V含量上限設為0.10%。又，考慮製造成本和製造性時，V含量係設為0.08%以下為佳。

Al：0.05%以下

Al係除了作為脫氧元素而添加以外，亦是使耐氧化性提升之元素。因為其效果係在0.001%以上而得到，所以將Al含量下限設為0.001%以上為佳。另一方面，因為固熔強化和形成大型的氧化物系夾雜物而損害煞車盤的韌性，所以將Al含量的上限設為0.05%。較佳是設為0.03%以下為佳。Al亦可以不含有。

N：0.015~0.060%

在本發明，N係非常重要的元素之一。與C同樣地係為了在淬火後得到預定硬度之必要元素，而且以成為預定硬度水準之方式與C組合而添加。又，在淬火加熱時，係以沃斯田鐵與肥粒鐵的二相組織之方式進行淬火時，Cr碳化物析出、亦即容易產生銳敏化現象且耐蝕性低落，氮係顯示具有抑制Cr碳化物析出且提升耐蝕性之效果。因為其效果係在0.015%以上而顯現，所以將N含量設為0.015%以上。另一方面，因為在0.060%其效果係飽和且擔心形成氣泡系缺陷致使產率低落，所以將0.060%設為N含量上限。亦考慮藉由強化鈍態皮膜來提升耐蝕性之效果時，以將N含量設為0.030%以上為佳。又，以設為0.050%以下的範圍為佳。

令在熱軋鋼板或熱軋退火鋼板觀察到的δ肥粒 鐵之量(δ肥粒鐵分率)為以面積率計在5%以上且30%以下。

鋼中的δ肥粒鐵之多寡，係對在熱軋時之邊緣線狀裂紋瑕疵和熱軋邊破裂造成影響。因為δ肥粒鐵分率小於5%時，熱加工性低落且容易產生邊破裂，所以設為5%以上。另一方面，因為δ肥粒鐵分率大於30%時，由於結晶粒徑的粗大化而容易產生邊緣線狀裂紋瑕疵，在煞車盤之淬火後的研磨步驟，必須較多的磨削厚度用以將邊緣線狀裂紋瑕疵磨削除去，所以肥粒鐵分率係設為30%以下。又，熱軋時的δ肥粒鐵係在熱軋退火鋼板、熱軋鋼板的剖面進行觀察且藉由通常的顯微鏡觀察而進行評價，δ肥粒鐵的組織蝕刻係以將試料浸漬在將村上試藥(鐵氰化鉀的水溶液)加熱後的溶液而進行之方法為佳。

前述(1)式(DFE=12(Cr+Si)-430C-460N-20Ni-7Mn-89)所定義之DFE值為5以上且20以下。

因為DFE值較低時，δ肥粒鐵量變為較少，熱軋時產生邊破裂的頻度增加，所以設為5以上。又，因為DFE值較高時，δ肥粒鐵變多，而容易產生邊緣線狀裂紋瑕疵，所以設為20以下。又，在(1)式之Cr、Si、C、N、Ni、Mn，係各自意味著元素的含量(質量%)。

又，在本發明，係除了上述元素以外，為了提升耐鏽性、耐熱性、熱加工性等，亦可添加以下的元素。

Ti：0.03%以下

Ti係藉由形成碳氮化物，而抑制在不鏽鋼因折出 鉻碳氮化物引起銳敏化和耐蝕性低落之元素。Ti含量係以0.001%以上為佳。但是在煞車盤，因為形成較大的TiN而成為韌性低落和產生聲音的原因，所以Ti含量的上限係設為0.03%以下。考慮冬季的韌性時，係以設為0.01%以下為佳。Ti亦可以不含有。

B：0.0050%以下

B係提升熱加工性之有效的元素，因為其效果係在0.0002%以上顯現，所以可添加0.0002%以上的B。為了提升在更寬闊的溫度區域之熱加工性，以設為0.0010%以上為佳。另一方面，因為過度的添加係由於硼化物與碳化物的複合析出而損害淬火性，所以將0.0050%設為B含量上限。亦考慮耐蝕性時，以0.0025%以下為佳。

Nb：0.3%以下

Nb係藉由形成碳氮化物，而抑制在不鏽鋼因折出鉻碳氮化物引起銳敏化和耐蝕性低落之元素。Nb含量係以0.001%以上為佳。而且，係大大地提升淬火後的耐熱性之元素。在此，所謂耐熱性，係指淬火後在接受熱量時何種程度不容易軟化，亦即，亦稱為回火軟化抵抗。

但是，因為過剩地添加Nb時，在煞車盤係由於形成NbN致使韌性低落和成為產生聲音的原因，乃是不佳，所以將0.3%設為Nb含量的上限。

提升淬火後的耐熱性係以與Mo的複合添加為佳，同時添加時，Mo：0.05~0.20%、Nb：0.05~0.20%為特佳範圍。

Sn：0.1%以下

Sn係提升淬火後的耐蝕性提升之有效的元素，以0.001%以上為佳，以按照必要而添加0.02%以上為佳。但是，因為過度的添加係促進熱軋時的邊破裂，以設為0.10%以下為佳。

Bi：0.2%以下

Bi係提升耐蝕性的元素。雖然關於其機構係不明確，但是認為因為藉由添加Bi，而具有使容易成為生鏽起點的MnS微細化之效果，所以使成為生鏽起點之概率降低。藉由添加0.01%以上的Bi而發揮效果。即便添加大於0.2%，因為效果飽和之緣故，所以將Bi含量的上限設為0.2%。

除了以上說明的各元素以外，在不損害本發明的效果之範圍，亦可含有不純物元素。以盡可能減低通常的不純物元素之前述的P、S、以及Zn、Pb、Se、Sb、H、Ga、Ta、Ca、Mg、Zr等為佳。另一方面，在解決本發明的課題之限度而將該等元素之含有比率進行控制，其含量為Zn≦100ppm、Pb≦100ppm、Se≦100ppm、Sb≦500ppm、H≦100ppm、Ga≦500ppm、Ta≦500ppm、Ca≦120ppm、Mg≦120ppm、Zr≦120ppm。

在熱軋步驟中，係以在粗軋與精加工輥軋之間使用感應加熱裝置(棒加熱器)，將板厚20~40mm的粗鋼條進行10℃以上且50℃以下的加熱為佳。粗鋼條的加熱溫度小於10℃時，δ肥粒鐵的量為較少，由於熱加工性低落致使容易產生邊破裂。另一方面，因為加熱溫度大於50℃時，δ 肥粒鐵量會變太多，所以結晶粒會徑變為粗大造成粗鋼條端面的表面粗糙變大，致使容易產生較深的邊緣線狀裂紋瑕疵。不使用粗棒加熱器加熱，即便提高其以前的鋼胚加熱溫度，而粗鋼條的溫度會變高，但是因為加熱溫度大於1250℃時，結晶粒徑變為粗大且粗軋過程，粗鋼條端面的表面粗糙變大，會致使邊緣線狀裂紋瑕疵變深，所以熱軋加熱溫度係以1250℃以下為佳。又，因為熱軋加熱溫度小於1150℃而沃斯田鐵母相的變形抵抗增加時，由於δ肥粒鐵量會低落造成變形會集中在少量的δ肥粒鐵相，而致使熱變形能力低落，產生邊破裂致使產率低落，所以熱軋加熱溫度係以1150℃以上為佳。

藉由具有在各請求項之成分及δ肥粒鐵分率，能夠實現在各請求項所規定的品質。本發明之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，係不進行熱軋退火的熱軋鋼板、及熱軋退火鋼板的任一種均能夠發揮效果。

實施例

以下，藉由實施例來說明本發明的效果，但是本發明係不被在以下的實施例所使用的條件限定。

在本實施例中，首先將在表1-1及表1-2所顯示的成分組成之鋼熔製而鑄造200mm厚的鋼胚。將該鋼胚加熱至1150~1250℃後，經過粗熱軋、精加工熱軋而成為板厚4mm的熱軋鋼板，在750~900℃的溫度區域進行捲取。在粗熱軋與精加工輥軋之間，使用利用感應加熱之粗棒加熱器，將升溫條件設為10~50℃的範圍而進行加熱。接著藉由箱型 退火爐對熱軋鋼捲進行熱軋鋼板的退火。將最高加熱溫度設為800℃以上且900℃以下的溫度區域。藉由珠擊(shot blast)將熱軋退火鋼板表面的鏽垢除去且酸洗之後，進行評價邊緣線狀裂紋瑕疵、邊破裂。將邊緣線狀裂紋瑕疵的深度小於150μm判定為合格，將藉由目視而無法確認邊緣線狀裂紋瑕疵者判定為S，將藉由目視而能夠確認者判定為A。邊緣線狀裂紋瑕疵係將深度150μm以上者判定為不合格(判定為C)。

又，邊破裂係將未產生深度10mm以上的情況判定為合格(判定為A)，將產生的情況判定為不合格(判定為B)。又，將邊破裂繼續產生者判定為不合格(判定為C)。

而且，使用光學顯微鏡觀察剖面組織且藉由影像解析測定δ肥粒鐵量。δ肥粒鐵的出現係使用村上試藥。

接著，將熱軋退火-酸洗板進行淬火且將表面進行#80研磨精加工之後，藉由洛氏硬度計C等級進行評價JIS表面硬度(淬火硬度)，將32~38判定為合格，將此外判定為不合格。碟盤煞車器的淬火條件，係將平均加熱速度設為約50℃/s，升溫至1000℃為止後保持1秒鐘且以平均冷卻速度約70℃/s冷卻至常溫為止。

又，作為淬火後的耐熱性之評價，係進行500℃、1h的回火，將表面進行#80研磨精加工之後，藉由洛氏硬度計C等級進行評價JIS表面硬度(淬火硬度)，將小於32判定為不合格(B)，將32以上判定為合格(A)。而且，亦同樣地進行將回火溫度設為530℃之試驗，將32以上判定為合格(S)且記 入表2-1、表2-2、表2-3的「回火軟化抵抗」欄。

耐蝕性的評價，係將熱軋退火酸洗板表面進行#600研磨精加工之後，進行鹽水噴霧試驗4小時(JIS Z 2371「鹽水噴霧試驗方法」)且測定生鏽面積率，將生鏽面積率10%以上判定為不合格(B)，將小於10%判定為合格(A)。特別是生鏽面積率為零者，判定為合格(S)。

針對研磨性，係將邊緣線狀裂紋瑕疵的深度為150μm以下判定為合格(A)，將大於150μm判定為不合格(B)。

作為比較例，針對本發明外的組成、熱軋加熱條件、在熱軋退火板之δ肥粒鐵的面積率成為本發明外之試樣，亦進行同樣的評價。

從表1-1、表1-2、表2-1、表2-2、表2-3能夠清楚明白，應用本發明的成分組成且具有δ肥粒鐵面積率為5%以上且30%以下之本發明例，係邊緣線狀裂紋瑕疵的品質為合格，邊破裂品質亦合格，淬火硬度、耐熱性、耐蝕性亦良好。而且，使用粗棒加熱器之粗鋼條的加熱溫度在本發明範圍時，邊緣線狀裂紋瑕疵的深度為變為更低且能夠縮短淬火後之碟盤的研磨時間。又，邊破裂品質亦進一步改善且變為無法觀察到。另一方面，從本發明脫離之成分組成時，控制熱軋退火板之δ肥粒鐵量係變為困難，而且邊緣線狀裂紋瑕疵品質、邊破裂品質、淬火硬度、淬火後的耐蝕性的任一者以上為不合格。藉此，能夠得知在比較例之煞車盤的特性為較差。

具體而言，試驗No.38、56係因為C、N較高，No.42、55係因為C、N較低，所以淬火硬度為目標範圍外。NO.40係因為Si較低，No.54係因為V較高，所以在淬火後的研磨步驟之研磨性為不良。No.41、42、45、46、57、58、59、60、61、62係因為熱軋退火板的δ肥粒鐵量大於30%、或小於5%，所以邊緣線狀裂紋瑕疵品質或邊破裂評定為不良。No.43係因為P較高，No.44係因為S較高，No.50係因為Cu高，所以邊破裂評定為不良。

No.45、47、49、51、53，係各自因為Cr、Ni、Cu、Mo、V較低，所以耐蝕性不良。No.48、50係因為大量地添加Ni、Cu，所壓製成形性較差，No.46及60~62，係因為Cr為大量，No.39、52係各自因為Si、Mo為大量，所以淬 火性低落且淬火硬度變低。又，No.48、50、52、54係被判定原料成本較高且在經濟上不良。又，No.57係因為DFE值較低，所以δ肥粒鐵分率較低且邊破裂不良。

從該等結果，能夠確認上述的見解，又，能夠證明限定上述的各鋼組成及構成之根據。

從以上的說明能夠清楚明白，本發明的煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼板，其在熱軋退火鋼板、熱軋鋼板所觀察的δ肥粒鐵量之最佳化，係藉由成分設計及控制熱軋條件來進行，能夠得到良好的邊緣線狀裂紋瑕疵品質及邊破裂品質，同時成為淬火後的硬度和耐蝕性不劣化之高品質的煞車盤。而且，藉由在粗熱軋與精加工熱軋之間在最佳條件下將粗鋼條配合其組成而加熱，能夠進一步改善邊緣線狀裂紋瑕疵品質、邊破裂品質。藉由將應用本發明之材料，應用在兩輪車煞車盤，在改善產率且減低檢査的負荷之同時，亦能夠藉由磨削時間的縮短來改善生產性且能夠提高對社會的貢獻度。亦即，本發明係充分地具有產業上的利用可能性。

Claims (7)

1. 一種兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.025~0.080%、Si：0.05%~0.8%、Mn：0.5~1.5%、P：0.035%以下、S：0.015%以下、Cr：11.0~13.5%、Ni：0.01~0.50%、Cu：0.01~0.08%、Mo：0.01~0.30%、V：0.01~0.10%、Al：0.05%以下、N：0.015~0.060%，且剩餘部分為Fe及不可避免的不純物；且令(1)式規定的DFE值為5以上且30以下，在剖面組織觀察到的δ肥粒鐵分率以面積率計為5%以上且30%以下，DFE=12(Cr+Si)-430C-460N-20Ni-7Mn-89‧‧‧(1)式又，在(1)式中之Cr、Si、C、N、Ni、Mn，係意味著各自元素之含量(質量%)。
2. 如請求項1之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量%計，進一步含有Ti：0.03%以下、B：0.0050%以下之1種或2種。
3. 如請求項1或2之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量%計，進一步含有Nb：0.30%以下。
4. 如請求項1至3項中任一項之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量%計，進一步含有Sn：0.1%以下、Bi：0.2%以下之1種或2種。
5. 一種兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼之製造方法，該兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼係如請求項1至4項 中任一項之前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，該方法之特徵在於：前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼係在粗熱軋與精加工熱軋之間，將粗鋼條進行10℃以上且50℃以下的加熱。
6. 如請求項1至4項中任一項之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其中前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼係不進行熱軋板退火之熱軋鋼板。
7. 如請求項1至4項中任一項之兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼，其中前述兩輪車煞車盤用麻田散鐵系不鏽鋼為熱軋退火鋼板。