TWI513832B - Brake disc of stainless steel and its manufacturing method - Google Patents

Description

不鏽鋼製剎車盤與其製造方法 發明領域

本發明係有關於一種二輪車之剎車盤與其製造方法，及有關於一種為較低成本且耐蝕性、韌性及耐磨耗性佳的二輪車用剎車盤。

發明背景

針對二輪車之剎車盤，係要求耐磨耗性、耐鏽性、韌性等特性。一般而言，硬度愈高耐磨耗性愈大。然而，硬度一旦過高，剎車與襯墊間便會產生所謂的剎車鳴響，因此剎車硬度係要求在32~38HRC(洛氏硬度C標度)。從該等要求特性，於二輪車之剎車盤係使用麻田散鐵系不鏽鋼板。

習知係將SUS420J2加以淬火回火而調整成期望的硬度，製成剎車盤，惟此時有需要淬火與回火之二項熱處理步驟之問題。針對此，專利文獻1中揭示出一種可在較SUS420J2鋼之習知鋼更廣的淬火溫度範圍下獲得穩定且期望的硬度，並且可以原淬火狀態使用的鋼組成之發明。其係以添加沃斯田鐵形成元素之Mn來補足將(C+N)量減低化以及隨之而來的沃斯田鐵化溫度範圍之縮小亦即淬火溫度 區變窄的問題。又，專利文獻2中係揭示出一種有關低Mn鋼且以原淬火狀態使用的摩托車盤剎車用鋼板之發明。該鋼板係以添加作為沃斯田鐵形成元素具有同樣效果的Ni及Cu，來作為降低Mn的替代方案。

又，最近在二輪車中亦期望將車體輕量化並檢討使二輪剎車盤輕量化。此時，成為課題的部分係制動時之發動會使盤材軟化而造成的盤變形，為了解決該課題，必需提升盤材之耐熱性。就該解決對策之一而言，有回火軟化抗力之提升，在專利文獻3中即揭示出一種有關添加Nb、Mo之耐熱性提升法的發明。專利文獻4中揭示出一種有關從超過1000℃之溫度進行淬火處理而具有良好耐熱性之盤材的發明。作為回火軟化抗力佳的剎車盤，在專利文獻5中係揭示一種具有將舊沃斯田鐵晶粒之平均粒徑設在8μm以上之麻田散鐵組織的剎車盤，而在專利文獻6中係揭示一種以淬火組織之面積率計有75%以上為麻田散鐵且將Nb設在0.10%以上且在0.60%以下的發明。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：特開昭57-198249號公報

專利文獻2：特開平8-60309號公報

專利文獻3：特開2001-220654號公報

專利文獻4：特開2005-133204號公報

專利文獻5：特開2006-322071號公報

專利文獻6：特開2011-12343號公報

發明概要

而，為了獲得高的耐熱性、淬火韌性或耐熱性，必需增加合金元素量之添加量或增加在淬火加熱溫度下的保持時間，合金成本及生產成本即上升。又，大部分情況難以舊沃斯田鐵粒徑或光學顯微鏡下之麻田散鐵相率使淬火組織定量化，在品質管理上有所困難。

本發明目的係以剎車盤的高效率淬火條件為前提，提供一種韌性、耐蝕性、耐磨耗性佳的剎車盤以及其成分設計、淬火加熱條件設計及組織評估技術。

本發明人等針對影響及於低碳麻田散鐵系不鏽鋼之韌性的淬火加熱條件及組織、成分加以檢討。首先，調查相對於12%Cr-1.1%Mn-0.06%C-0.01%N鋼在950℃下之淬火加熱時間，對淬火後之鋼的表面硬度(以下有時稱為淬火硬度)及韌性之影響。圖1(a)(b)之橫軸係淬火加熱時間(秒)，(a)之縱軸為淬火硬度，(b)之縱軸為韌性。如圖1(b)表示可知，淬火加熱時間一變長，韌性便降低。

上述的韌性降低過去認為是淬火組織變化所造成，但在專利文獻5之方法中無法辨別沃斯田鐵晶界，又在專利文獻6之方法中亦無法明確辨識麻田散鐵與肥粒鐵，進而無法測定麻田散鐵比率。

爰此，作為組織之定量化方法係適用電子反向散 射繞射法(Electron Backscatter Diffraction：EBSD)。一般常使用EBSD來測定結晶結構不同的雙相相分率，例如，測定雙相不鏽鋼中肥粒鐵與沃斯田鐵之相分率。在低碳麻田散鐵系不鏽鋼之淬火組織中，肥粒鐵與麻田散鐵具有同樣的結晶結構，因此以習知方法難以辨識。本發明人等嘗試藉由使用EBSD圖案之影像品質值(IQ：Image Quality)來辨識麻田散鐵及肥粒鐵，並假設IQ值在4000以上之組織為肥粒鐵。即，假設高差排密度之麻田散鐵相因含有結晶結構紊亂，所以IQ值會降低；而肥粒鐵相則因低差排密度，所以IQ值會增高。在用以獲得前述圖1所示之結果的試驗中，將在950℃下滯留5秒鐘後急冷的試樣所測出之IQ映射圖顯示於圖2。圖2左側的灰階標度之圖片中可觀察到呈條狀之IQ值高的組織。以IQ值在4000以上且低於4000的條件進行雙值化(圖2右側之圖片)，求算4000以上之面積率的結果為3.4%。爰此，針對圖1之試驗試樣，將藉由IQ映射所求出之IQ值在4000以上的面積率設想為肥粒鐵相率，並調查肥粒鐵相率對淬火後之韌性的影響。圖3顯示出自圖1之試驗試樣所求出之前述IQ值在4000以上的面積率(%)與圖1(b)之夏比衝擊值的對比。可知，肥粒鐵相率大幅影響淬火後之韌性，肥粒鐵相率在1%以上時，夏比衝擊值在50J/cm² 以上，顯示良好的韌性。

然而，為了提升淬火後的韌性而提高肥粒鐵分率有招致耐蝕性或淬火硬度降低的危險。發明人等探索可改善肥粒鐵與麻田散鐵之二相組織中之耐蝕性及淬火性的源 頭時，結果發現N可有效發揮作用。圖4中係顯示改變前述圖1之試驗試樣中使用之12%Cr-1.1%Mn-0.06%C鋼的N量，在肥粒鐵相分率5%下進行淬火時，前述C鋼之耐蝕性與淬火硬度的評估結果之圖。圖4(a)之淬火硬度(硬度HRc)係將試樣表面研磨並以洛氏硬度C標度加以評估者，圖4(b)之耐蝕性(生鏽面積率(%))係將表面進行#600研光後，進行4小時的JISZ2371「鹽水噴霧試驗方法」中所規定之鹽水噴霧試驗後進行評估之結果。發現，即使肥粒鐵相率為5%，藉由使N量在0.015%以上，可在肥粒鐵與麻田散鐵之雙相組織中獲得良好的耐蝕性及淬火硬度。又發現，藉由使N量在0.015%以上，可使生鏽面積率(%)在10%以下，改善耐蝕性。另一方面，若使N量為0.08%，便藉由氣泡所造成的缺陷使耐蝕性變差，使生鏽面積率成為40%。

以該等見解為基礎，提供一種淬火後之韌性佳且耐蝕性及淬火硬度佳的剎車盤以及其組織控制及評估技術。

本發明係依據該等見解而完成者，解決本發明課題之手段即由本發明之肥粒鐵系不鏽鋼板而成的不鏽鋼製剎車盤及其製造方法如下。

(1)一種不鏽鋼製剎車盤，以質量%計含有：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：低於0.10%、Ti：0.05%以下、Zr：0.05%以下、Al：0.05%以下、N：0.015~0.060%、B：在 0.0002%以上且在0.0050%以下、O：0.0080%以下，式1之AT值在0.055以上且在0.090以下，並且滿足式2，且剩餘部分為Fe及無法避免之雜質；令EBSD圖案的影像品質值被規定在4000以上的肥粒鐵相分率在1%以上且在15%以下，且令表面硬度在32HRC以上且在38HRC以下；AT=C+0.8(N-B)…(1)

PV=1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≦0.1…(2)

式1及式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O分別表示各元素含量(質量%)。

(2)如(1)記載之不鏽鋼製剎車盤，其以質量%計更含有下述元素之1種或2種以上：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。

(3)一種不鏽鋼製剎車盤之製造方法，其特徵在於將由下述不鏽鋼所構成之剎車盤加熱至950℃至1050℃之溫度範圍，滯留超過0.1秒且在5秒以下，並進行急冷之處理，且設從加熱開始至冷卻開始為止之時間在50秒以下；前述不鏽鋼以質量%計為：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：在0.0002%以上且在0.0050%以下、O：0.0080%以下，式1之AT值在0.055以上且在0.090以下，並且滿足式2，且剩餘部分為Fe及無法避免之雜質； AT=C+0.8(N-B)…(1)

PV=1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≦0.1…(2)

式1及式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O分別表示各元素含量(質量%)。

(4)如(3)記載之不鏽鋼製剎車盤之製造方法，其中鋼板以質量%計更含有下述元素之1種或2種以上：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。

藉由本發明之組織、組成控制技術，可獲得一種具有優異的韌性及耐蝕性，並具有因將淬火硬度控制在規定範圍而獲得之優異的耐磨耗性之剎車盤。不論從安全面或從裝飾性之觀點看來，其品質皆為優良。

圖1係一圖表，顯示將本實施形態之麻田散鐵系不鏽鋼之板厚3.0mm的熱軋退火板利用高頻感應加熱裝置以平均加熱速度50℃/s升溫並在950℃下滯留1秒至10分鐘之後，以100℃/s之冷卻速度冷卻並進行淬火後，以原板厚的小尺寸試驗片製作夏比衝擊試驗片，在常溫下進行試驗時，加熱溫度下之保持時間(淬火加熱時間)與(a)淬火硬度(硬度HRc)、(b)韌性(夏比衝擊值)之關係。

圖2係一圖表，顯示利用高頻感應加熱裝置將本實施形態之麻田散鐵系不鏽鋼以平均加熱速度50℃/s升溫並在950℃下滯留5秒後，以100℃/s之冷卻速度冷卻並進行淬火的材 料，針對該材料將其截面組織藉由EBSD裝置測定EBSD圖案，並就獲得之EBSD圖案進行IQ映射後，將其結果以灰階標度做表記者以及將IQ值在4000以上與低於4000者予以雙值化者。

圖3係一圖表，針對圖1所示之淬火試樣以圖2說明中記載之方法進行EBSD映射、測定肥粒鐵分率並顯示肥粒鐵分率與韌性之關係。

圖4係一圖表，顯示將本實施形態與比較用之麻田散鐵系不鏽鋼之板厚3.0mm的熱軋退火板，利用高頻感應加熱裝置以平均加熱速度50℃/s升溫，且為了使淬火後試料之截面組織利用EBSD圖案之IQ映射所得之影像品質值顯示在4000以上之值的肥粒鐵相率統一成5%，將加熱溫度及滯留時間控制在950~1050℃且0~5秒之範圍，並以100℃/s之冷卻速度冷卻並進行淬火後，以鹽水噴霧試驗測定耐蝕性並以洛氏硬度計C標度測定表面硬度後，N量對(a)淬火硬度及(b)耐蝕性之影響。

用以實施發明之形態

以下，說明本發明之實施形態。首先，說明限定本實施形態之不鏽鋼板之鋼組成的理由。而，有關組成之%表記在未特別說明的前提下表示質量%。

C：0.030~0.080%

C係用以於淬火後獲得預定硬度所需的元素，以可成為預定硬度等級的方式與N組合添加。為使避免過剩添加C以 便可將N之效果利用至最大限度，本發明中將0.08%設為上限。因為，一旦添加超過該值，硬度便會過硬而發生剎車鳴響、韌性降低等問題。從硬度控制及耐蝕性提升之觀點看來，上限理想為0.060%。又當在低於0.030%時，為了獲得硬度必需過剩添加N，由此點便將0.030%設為下限。從淬火硬度之穩定性的觀點看來，宜設在0.040%以上。

Si：0.05%~1.0%

Si係溶解精煉時用以脫氧所需，此外對於淬火熱處理時亦有助於抑制氧化鏽皮生成，其效果在0.05%以上方顯現，故設在0.05%以上。惟，Si係由鐵水等原料混入，因此過度的降低會聯繫到成本增加，所以宜設在0.10%以上。又，Si會縮窄沃斯田鐵單相溫度區，損害淬火穩定性，因此設在1.0%以下。而，為了減低沃斯田鐵穩定化元素之添加量，降低成本，宜設在0.60%以下。

Mn：1.0~1.5%

Mn係作為脫氧劑添加的元素，並且可擴大沃斯田鐵單相區，有助於淬火性之提升。其效果在1.0%以上可明確顯現，因此設在1.0%以上。為了穩定確保淬火性，宜設在1.1%以上。惟，Mn在淬火加熱時會促進氧化鏽皮之生成而增加其後的研磨負荷，因此將其上限設在1.5%以下。若亦考慮MnS等硫化物所造成的耐蝕性降低，宜設在1.3%以下。

P：0.035%以下

P係作為雜質含於原料之鐵水或鉻鐵等主原料中的元素。對於熱軋退火板或淬火後之韌性為有害的元素，因此 設在0.035%以下。而，理想在0.030%以下。過度的減低則需要使用高純度原料等會聯繫到成本增加，因此理想上P之下限為0.010%。

S：0.015%以下

S會形成硫化物系夾雜物使鋼材的一般耐蝕性(整面腐蝕或孔蝕)劣化，因此其含量上限宜為少量而將上限設為0.015%。又，S含量愈少耐蝕性愈佳，但低S化會使脫硫負荷增大而增大製造成本，故將其下限設為0.001%，又將上限設為0.008%為宜。

Cr：11.0~14.0%

Cr在本發明中係用以耐氧化性及耐蝕性確保所需的元素。低於11.0%時將無法顯現該等效果；另一方面，超過14.0%時則有沃斯田鐵單相區縮小，損害淬火性，因此設為11.0~14.0%。而，若考慮耐蝕性之穩定性及壓製成形性，將下限設為12.0%並將上限設為13.0%為宜。

Ni：0.01~0.50%

Ni係作為無法避免之雜質混入肥粒鐵系不鏽鋼之合金原料中，一般係含有0.01~0.10%之範圍的含量。又其為有效抑制孔蝕進展的元素，在0.05%以上之添加下可穩定發揮其效果，故將下限設為0.05%為佳。另一方面，多量的添加在熱軋退火板中有招致藉由固溶強化使壓製成形性降低之虞，故將其上限設為0.5%。而，若考慮合金成本，將下限設為0.03並將上限設為0.15%為宜。

V：0.001~0.15%

V係作為無法避免之雜質混入肥粒鐵系不鏽鋼之合金原料中且難以在精煉步驟中除去，因此一般係含有0.001~0.15%之範圍的含量。又，其有形成微細的碳氮化物使剎車盤之耐磨耗性提升之效果，因此亦是可因應需求進行意圖添加的元素。在0.02%以上之添加下可穩定顯現其效果，故將下限設為0.02%為佳。另一方面，若過剩添加，有招致析出物粗大化之虞，結果使淬火後之韌性降低，故將上限設為0.15%。而，若考慮製造成本及製造性，將下限設為0.03%並將上限設為0.08%為宜。

Nb：0.10%以下

Nb係藉由形成碳氮化物來抑制不鏽鋼中之碳氮化鉻的析出所造成的敏化或耐蝕性降低的元素。然而，其在剎車盤中容易使鳴響發生以外，還可能藉由以大型夾雜物為起點之破壞而招致韌性降低，故設在0.10%以下。若考慮冬季時的韌性，理想係設在0.01%以下為宜。惟，亦可不含Nb。

Ti：0.05%以下

Ti與Nb同樣地係藉由形成碳氮化物來抑制不鏽鋼中之碳氮化鉻的析出所造成的敏化或耐蝕性降低的元素。然而，與Nb同樣地其會在剎車盤中形成大型夾雜物而成為韌性提升或鳴響之原因，因此將其上限設在0.05%以下。若考慮冬季時的韌性，設在0.03%以下為宜。又，在本發明中以提升韌性為目的時，將Ti設在0.02%以上且在0.03%以下為宜。惟，亦可不含Ti。

Zr：0.05%以下

Zr與Nb及Ti等同樣地係形成碳氮化物、抑制Cr碳氮化物之形成而使耐蝕性提升之元素。提升韌性之效果在Zr含量為0.005%左右開始顯現。另一方面，Zr與Nb及Ti同樣地會在剎車盤中形成大型夾雜物而成為韌性提升或鳴響之原因，故將其上限設在0.05%以下。若考慮冬季時的韌性，設在0.03%以下為宜。惟，亦可不含Zr。

Al：0.05%以下

Al可作為脫氧元素添加以外，係使耐氧化性提升之元素。若在0.001%以上即可獲得其效果，故將下限設在0.001%以上為佳。另一方面，固溶強化或大型氧化物系夾雜物的形成會損害剎車盤之韌性，故將其上限設在0.05%以下。理想係設在0.03%以下為宜。亦可不含Al。

B：在0.0002%以上且在0.0050%以下

B係可有效提升熱加工性的元素，其效果係在0.0002%以上顯現，故設在0.0002%以上。為了提升較廣範圍之溫度區下的熱加工性，設在0.0010%以上為宜。另一方面，過度的添加會藉由硼化物及碳化物的複合析出而損及淬火性，故將0.0050%設為上限。若亦考慮耐蝕性，在0.0025%以下為宜。

O：0.0080%以下

O係以氧化物等形態而無法避免含有者，宜予以減低，但過度的減低會聯繫到添加大量的脫氧元素或精煉時間的長時間化，進而使成本增加，故將上限設為0.0080%。若考慮以氧化物為起點的壓製性降低及剎車盤之韌性降低，在 0.0010%以上且在0.0070%以下為宜。

N：0.015~0.060%

N在本發明中係非常重要的元素之一。與C同樣地係為了於淬火後獲得預定硬度所需的元素，以成為預定硬度等級的方式與C組合添加。為了使淬火硬度在32HRC以上，必需使N量在0.015%以上。另一方面，N量若超過0.06%，淬火硬度便會超過38HRC而產生剎車鳴響。所以，在淬火硬度之觀點下將N量上限設為0.06%。

又，淬火加熱時以沃斯田鐵及肥粒鐵之雙相組織進行淬火時，容易有Cr碳化物析出即易於產生敏化現象而使耐蝕性降低的現象，藉由氮之添加可抑制Cr碳化物之析出，進而顯示耐蝕性之提升效果。其效果係於N量在0.015%以上時顯現，故從耐蝕性之觀點看來，亦是將N量下限設為0.015%。又，若亦考慮鈍態皮膜強化而來的耐蝕性之提升效果，將下限設為0.030%為宜。另一方面，亦有形成氣泡所致之缺陷而引發成品率降低的危險，故將0.060%設為上限。又，如圖4(b)所示，從可確實地使生鏽面積率減低至低於10%進而使耐蝕性之提升效果更為確實的觀點看來，將N量之下限設為0.035%並將N量之上限設為0.055%更佳。

如上述，從對剎車盤賦予優良的耐蝕性及規定範圍之淬火硬度的觀點看來，N量範圍係設在0.015%以上且在0.06%以下。尤其，若考慮耐蝕性之提升效果觀點，N量範圍在0.030%以上且在0.06%以下之範圍為佳，在0.035%以上且在0.055%以下更佳。

淬火硬度在32HRC以上且在38HRC以下

為了提升剎車盤之耐磨耗性，係將淬火硬度設在32HRC以上。又，硬度若過高，制動時會產生鳴響，故設在38HRC以下。若考慮滑動摩耗所造成的壽命降低，宜設在33HRC以上且在37HRC以下。

將EBSD之IQ值在4000以上的相分率設在1%以上且在15%以下。

在EBSD映射下IQ值在4000以上的組織推測為肥粒鐵組織，而肥粒鐵組織會大幅影響剎車盤之韌性，過少，韌性便降低，故設在1.0%以上。另一方面，IQ值在4000以上之相分率一旦增多，淬火硬度便降低，故將其上限設在15%以下。若考慮淬火硬度及耐蝕性之穩定化，將EBSD之IQ值在4000以上的相分率設在2%以上且在10%以下為宜。

AT=C+0.8(N-B)…(式1)；0.055≦AT≦0.090

為了獲得目的之淬火硬度，控制支配麻田散鐵硬度的C、N量相當重要。N與C相較下及於麻田散鐵硬度的影響較小，但藉由促進從肥粒鐵變態成沃斯田鐵，有提高淬火後之硬度的效果。B在淬火加熱溫度下仍可形成穩定的氮化物及碳化物，具有降低淬火硬度的作用。因此，式1之AT值低於0.055時，為了獲得淬火硬度32HRC必需增長加熱保持時間並提高麻田散鐵比率，使淬火後之韌性降低。所以，將AT值之下限設為0.050，理想在0.060以上。另一方面，AT值若超過0.090，淬火硬度便超過38HRC，會使淬火韌性降低或產生剎車盤之鳴響。所以，將AT值之上限設為0.090， 若亦考慮製造性等，宜設在0.080以下。

而，在上述式1及下述式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O分別表示各元素含量(質量%)。

PV=1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≦0.1…(式2)

Ti、Zr、Nb、Al等會形成碳氮化物使淬火後之韌性降低，故宜減低。又，該等元素不僅需管理各含量，有時亦會形成複合的碳氮化物、氧化物，因此宜以式2之PV值進行管理，PV值若超過0.1，便會發生淬火韌性降低。所以，將PV值之上限設為0.1，理想係設在0.05以下為宜。PV值之下限無需特別設定，惟極端地減低會增大精煉步驟的負荷，故設在0.01以上為佳。

又，本發明中，加上上述元素，宜添加1種以上下述元素：Cu：1.0%以下、Mo：0.5%以下、Sn：0.3%以下。

Cu：1.0%以下

進行熔製時，多含有0.01%左右之Cu作為自廢料混入等無法避免之雜質，又其作為沃斯田鐵穩定化元素，為了提升淬火性有時亦會積極添加。惟，過度添加會聯繫於熱加工性降低及原料成本增加，故將1.0%以下設為上限。若考慮酸雨所造成的生鏽等，將下限設在0.02%以上為宜。

Mo：0.5%以下

Mo係提高回火軟化抗力之元素，故因應需求添加即可，為了發揮該等效果，將下限設為0.01%為佳。Mo係肥粒鐵相之穩定化元素，過度添加會縮窄沃斯田鐵單相溫度 區而損害淬火特性，故將其上限設在0.5%以下。從Cr與N之平衡看來既已確保作為剎車盤所需的耐蝕性，若由此觀點以設在0.2%以下為宜。

Sn：0.3%以下

Sn係提高回火軟化抗力之元素，故因應需求添加即可，為了發揮該等效果，將下限設為0.01%為佳。Sn係肥粒鐵相之穩定化元素，過度添加會縮窄沃斯田鐵單相溫度區而損害淬火特性，故將其上限設在0.3%以下。從Cr與N之平衡看來既已確保作為剎車盤所需的耐蝕性，若由此觀點以設在0.1%以下為宜。

Sb：0.3%以下

係顯現與Sn同樣的作用效果之元素，可添加0.3%以下。將下限設為0.005%為佳。

REM(稀土類元素)：0.2%以下

REM可有效提升耐氧化性，可因應需求添加。下限設為0.001%為佳。又，即便添加超過0.20%，其效果即飽和且會藉由REM之硫化物而發生耐蝕性降低，故將上限設為0.2%。若考慮製品之加工性及製造成本，設在0.002%~0.05%為宜。本發明中，REM係依照一般定義者，泛指鈧(Sc)、釔(Y)之2元素與鑭(La)至鑥(Lu)之15元素(鑭系元素)的總稱。可單獨添加，亦可為混合物。

Ga：0.3%以下

為了耐蝕性提升，可添加0.3%以下之Ga。將下限設為0.0002%為佳。在0.0020%以上更佳。

有關其他成分，本發明中並無特別規定，在本發明中可因應需求添加Ta、Bi等。猶，宜盡可能減低As、Pb等一般的有害元素或雜質元素。

淬火加熱條件係在950℃至1050℃之溫度範圍，並將滯留時間設為超過0.1秒且在5秒以下進行急冷，同時將從加熱開始至冷卻開始為止之時間設在50秒以下。

為了藉由EBSD之映射分析使IQ值在4000以上之相的比率在1.0%以上且在15%以下，淬火加熱時不得為沃斯田鐵單相組織。爰此，加熱溫度之上限宜設在1050℃以下。另一方面，低於950℃時，沃斯田鐵比率很少，無法獲得淬火硬度，因此加熱溫度宜設在950℃以上。最高加熱溫度下之保持時間與加熱溫度同樣地會大幅影響淬火組織之肥粒鐵與沃斯田鐵之相分率。為了使肥粒鐵相分率在目的範圍內，必需將淬火加熱溫度下之保持時間設成超過0.1秒且在5秒以下。若亦考慮加熱升溫過程中之組織變化，雖亦有加熱速度的適當範圍，但很難維持一定的加熱速度，因此藉由從加熱開始至冷卻開始為止之時間來進行控制較有效率，且亦可評估吸收加熱保持中之溫度變動。從加熱開始至冷卻開始為止之時間係從高頻淬火加熱時之升溫速度開始計在50秒以下。若長於50秒，便會成為沃斯田鐵單相組織，損害剎車盤之韌性。又，超過100℃/s之急速加熱會加速設備的消耗故不宜，所以，由此點看來，從加熱開始至冷卻開始為止之時間宜設在10秒以上。進行加熱且滯留後的冷卻係設定為急冷。即在100℃/s以上之冷卻速度進行冷 卻。可進行模具淬火後進行急冷。

藉由具有各請求項中所記載之成分及肥粒鐵相率，可實現各請求項中規定的硬度。

實施例

以下，藉由實施例說明本發明效果，惟本發明不受以下實施例中所使用之條件限定。

本實施例中，首先將表1所示之成分組成之鋼熔製，鑄造成鋼胚。將該鋼胚加熱至1240℃後，將最終溫度設在800~950℃之範圍內進行熱軋延至板厚成為3.6mm而製出熱軋鋼板，並在750~900℃之溫度區下進行卷取。在可升溫至800~900℃之溫度區的箱退火爐中進行熱軋板退火，進行爐冷而製成熱軋退火板。

以珠粒噴擊除去熱軋退火板表面之鏽皮後，壓製成形為直徑240mm之圓盤狀。

將圓盤在下述預定條件下進行淬火並將圓盤表面進行#80研光後，以洛氏硬度計C標度評估表面硬度。又，為了評估圓盤之淬火韌性，從圓盤製作夏比衝擊試驗片並在室溫下測定衝撃值(JISZ2242「金屬材料之夏比試驗方法」)。耐蝕性之評估係將表面進行#600研光後，進行4小時的鹽水噴霧試驗(JISZ2371「鹽水噴霧試驗方法」)，測出生鏽面積率。以EBSD法測定截面組織，並從IQ值映射測出IQ值在4000以上之相的面積率。淬火硬度HRC在32以上且在38以下者視為合格。耐蝕性則係將生鏽面積率在10%以下者視為合格。而，夏比衝擊值在50J/cm² 以上時，將圓盤 之淬火韌性評估為合格。

以EBSD之IQ值成為4000以上的方式將具有表1所示之各編號(No.)成分的圓盤以高頻感應加熱裝置在約80℃/s下進行升溫，並在950~1050℃之溫度區下保持超過0.1秒~5秒以下後，進行模具淬火，並在100℃/s以上之冷卻速度下冷卻。針對最終獲得之試樣進行評估的結果係顯示於表2。

表3所示之「鋼No.」對應於表1之「No.」。針對各試樣在表3所示之熱處理條件下進行淬火加熱後，進行模具淬火，在100℃/s以上之冷卻速度下冷卻，針對最終獲得之試樣進行品質評估。

就比較例而言，亦針對本發明外之組成、淬火加熱條件、IQ值在4000以上之面積率皆在本發明外的試樣進行同樣的評估。

如從表1、2可知，適用本發明之成分組成且具有可作為EBSD之IQ值在4000以上辨識之肥粒鐵相率的本發明例中，淬火硬度(HRC)、淬火後之韌性(夏比衝擊值)及耐蝕性皆良好，亦未發現熱軋瑕疵。

而，分別熔製出含有Sb(0.05%)、REM(0.01%)或Ga(0.003%)來取代本發明例No.26之鋼組成的Sn成分且除此以外具有其他成分組成與本發明例No.26為相同成分組成之鋼。接著，在除成分組成以外與本發明例No.26相同的製造條件下，從已熔製之各鋼製出圓盤狀之試樣。針對該等試樣進行與表2所示之評估項目相同的評估，結果確認該等試樣與本發明例No.26具有同等的特性。

另一方面，如表3所示，在淬火加熱溫度及保持時間不在本發明範圍的比較例中，IQ值在4000以上之肥粒鐵相率不在本發明範圍，且淬火硬度、夏比衝擊值、耐蝕 性及表面瑕疵中有任一項以上不合格。由此，可知比較例中之剎車盤特性較差。

具體上，No.31、34、35、52~54因式1之AT值低於0.055或超過0.090，所以淬火硬度在目標範圍外。No.37、44~47、55~56因PV值超過0.1，所以淬火後之韌性低。No.32、39則分別因Si、Cr量高，所以淬火硬度低。No.36因P高，所以韌性差。No.38因Cr低，所以耐蝕性差。No.40、41因Ni低或過高，肥粒鐵面積率超過15%或低於1.0，所以淬火硬度差。No.43因V高，所以淬火硬度低。No.49因B高，所以析出M₂₃ (CB)₆ 而損害耐蝕性。No.51因N低，所以淬火硬度低。又，No.34中因為低Mn，所以熱軋加熱時於沃斯田鐵晶界偏析出S而產生熱軋瑕疵。No.48中因Cu高，所以熱軋加熱時Cu晶界偏析產生熱加工性降低而發生熱軋瑕疵。

表3之記號a1、a2、a5、a6、a8係淬火加熱時之最高加熱溫度低於950℃或超過1050℃，無保持時間或滯留時間超過5秒、又或從加熱開始至冷卻開始為止之時間(加熱‧保持時間)超過50秒，因此肥粒鐵分率低於1%或超過15%，淬火硬度、夏比衝擊值及以鹽水噴霧試驗作評估之耐蝕性皆被評估為不合格。a3、a4、a7係鋼成分在本發明範圍外，所以即便剎車盤之製造條件在本發明範圍內，仍無法滿足特性，被評估為不合格。

由該等結果可確認上述見解，又可作為支持限定上述各鋼組成及校正的根據。

產業上之可利用性

如從以上說明可知，本發明之剎車盤可藉由控制淬火加熱條件使以EBSD法評估之組織最佳化，可獲得良好的韌性，同時即使為雙相組織仍可藉由使氮量最佳化而製出耐蝕性少有劣化之高品質的剎車盤。又，依據本發明之製造方法所製造之成形品尤其可適用於摩托車或腳踏車之剎車盤，可拉長零件的壽命，進而可提高對社會的貢獻度。亦即，本發明充分具有產業上之可利用性。

Claims (4)

1. 一種不鏽鋼製剎車盤，以質量%計為：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：在0.0002%以上且在0.0050%以下、O：0.0080%以下，式1之AT值在0.055以上且在0.090以下，並且滿足式2，且剩餘部分為Fe及無法避免之雜質；令EBSD圖案的影像品質值被規定在4000以上的肥粒鐵相分率在1%以上且在15%以下，並令表面硬度在32HRC以上且在38HRC以下，且夏比衝擊值在50J/cm² 以上；AT=C+0.8(N-B)…(1) PV=1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≦0.10…(2)式1及式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O分別表示各元素含量(質量%)。
2. 如請求項1之不鏽鋼製剎車盤，其以質量%計更含有下述元素之1種或2種以上：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。
3. 一種如請求項1之不鏽鋼製剎車盤之製造方法，其特徵 在於將由下述不鏽鋼所構成之剎車盤加熱至950℃以上且1050℃以下之溫度後，在該加熱溫度下滯留超過0.1秒且在5秒以下之期間後，以100℃/s以上之冷卻速度進行冷卻，且設從加熱開始至冷卻開始為止之時間在50秒以下；前述不鏽鋼以質量%計為：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：在0.0002%以上且在0.0050%以下、O：0.0080%以下，式1之AT值在0.055以上且在0.090以下，並且滿足式2，且剩餘部分為Fe及無法避免之雜質；AT=C+0.8(N-B)…(1) PV=1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≦0.10…(2)式1及式2中，N、B、Ti、Zr、Nb、Al、O分別表示各元素含量(質量%)。
4. 如請求項3之不鏽鋼製剎車盤之製造方法，其中前述不鏽鋼以質量%計更含有下述元素之1種或2種以上：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。