WO2020195915A1 - 自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品 - Google Patents

自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品 Download PDF

Info

Publication number
WO2020195915A1
WO2020195915A1 PCT/JP2020/010947 JP2020010947W WO2020195915A1 WO 2020195915 A1 WO2020195915 A1 WO 2020195915A1 JP 2020010947 W JP2020010947 W JP 2020010947W WO 2020195915 A1 WO2020195915 A1 WO 2020195915A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
automobile brake
stainless steel
steel sheet
brake disc
hot
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/010947
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
俊希 吉澤
透 松橋
Original Assignee
日鉄ステンレス株式会社
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 日鉄ステンレス株式会社 filed Critical 日鉄ステンレス株式会社
Priority to MX2021011538A priority Critical patent/MX2021011538A/es
Priority to JP2021509036A priority patent/JP7179966B2/ja
Priority to KR1020217029951A priority patent/KR102569352B1/ko
Priority to CN202080025398.8A priority patent/CN113661261B/zh
Priority to EP20778917.3A priority patent/EP3950969A4/en
Priority to CA3133206A priority patent/CA3133206C/en
Priority to US17/598,613 priority patent/US20220177993A1/en
Publication of WO2020195915A1 publication Critical patent/WO2020195915A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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%
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D53/00—Making other particular articles
    • B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • 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
    • C22C38/58—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to ferritic stainless steel sheets for automobile brake disc rotors, automobile brake disc rotors, and hot stamped products for automobile brake disc rotors, which are excellent in heat resistance and moldability, and particularly automobile brakes requiring high temperature strength. It relates to a ferritic stainless steel plate suitable for use in a disc rotor or the like.
  • Disc brakes are widely used as one of the braking systems for automobiles. By pressing a disc-shaped structure called a disc rotor coupled to a tire with a brake pad, kinetic energy is converted into heat energy by friction, and the speed of the automobile is reduced.
  • Flake graphite cast iron (hereinafter referred to as cast iron) is used as the material of this disc rotor because of its thermal conductivity and cost.
  • Cast iron is inferior in corrosion resistance because no element that improves corrosion resistance is added, and red rust occurs immediately when left unattended. Conventionally, this red rust was not so noticeable due to the position of the disc being lower than the line of sight and the shape of the wheel.
  • the wheel material has been made of aluminum and the spokes have become thinner, so that rust on the disc cannot be ignored, and improvement in its corrosion resistance has been desired.
  • Stainless steel is a material with excellent corrosion resistance, and martensitic SUS410-based materials are widely used for motorcycles and other motorcycles. This is because the disc rotors of motorcycles are exposed and easily noticeable, and corrosion resistance is emphasized. On the other hand, stainless steel has a problem that its thermal conductivity is inferior to that of cast iron. In motorcycles, the brake system is exposed and has excellent cooling performance, so stainless steel is also used without problems. In the case of automobiles, since the brake system including the tire is housed in the tire house, the disc rotor is difficult to cool and the thermal conductivity is low, which is one of the problems, and stainless steel has not been applied.
  • the disc rotor of a two-wheeled vehicle is a ring-shaped disc, and is manufactured by punching from plate-shaped stainless steel, so there is no major processing.
  • the disc rotors of the current automobiles have a shape called a hat shape in which the center of the disk is narrowed down, and are manufactured by casting. Deep drawing is required to process and form stainless steel with such a shape.
  • the stainless steel used in motorcycles is martensitic stainless steel, which has extremely high hardness and is difficult to process.
  • hot stamping which is pressed at high temperature, has become widespread in recent years. This has made it possible for stainless steel to form a hat shape with high accuracy.
  • Patent Document 1 Regard stainless steel disc rotors for automobiles, but it mainly focuses on moldability and not high temperature strength. Further, in Patent Document 2, the strength is improved by the martensite phase utilizing highly saturated solid solution C and N, but the strength near 700 ° C. is not mentioned. In addition, all of the patent documents utilize the martensite structure, and there is no one that can secure heat resistance at around 700 ° C.
  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor, which has excellent heat resistance and moldability.
  • the parts to be solved by the present invention are braking system parts of automobiles, particularly disc rotors. Since the disc rotor of an automobile has a hat shape, moldability is required. Further, the reached temperature reaches about 100 ° C. for general city driving, about 300 ° C. for mountain road driving, and reaches about 700 ° C. at the maximum. Therefore, strength in the medium temperature range to the high temperature range is required for thinning. Since cast iron is molded by casting, if the disc rotor is thinned, the flow of hot water will be impaired and molding may not be possible.
  • Ferritic stainless steel can be accurately formed into a hat shape by hot stamping.
  • stainless steel with low strength cannot be thinned.
  • high-strength stainless steel requires an excessive load during hot stamping, and it may not be possible to accurately form the hat shape or cracks may occur.
  • martensitic stainless steel is excellent in moldability by hot stamping, but the heat resistant temperature is about 500 ° C., and both moldability and heat resistance cannot be achieved.
  • the present invention provides a ferritic stainless steel plate for an automobile brake disc rotor, an automobile brake disc rotor, and a hot stamped product for an automobile brake disc rotor, which has excellent high temperature strength and excellent moldability.
  • the present inventors investigated in detail focusing on the precipitates of ferritic stainless steel sheets.
  • precipitates may precipitate in the steel. If the precipitate is finely dispersed, the strength of the material can be improved. However, if the precipitate is present before molding, the strength becomes too high, and the elongation of the steel decreases, which may cause cracks during molding. Therefore, it was considered that the moldability and the strength after molding could be ensured by finely depositing the precipitates at the time of hot stamping. Then, as a result of repeated various studies to achieve such a purpose, the following findings were obtained.
  • the crystal particle size can be increased during heating during hot stamping. Precipitate during hot stamping. Further, by setting the finishing temperature to more than 950 ° C., the crystal grain size is effectively increased and the strength in the medium temperature range is also improved. Since the precipitates are finely precipitated in the crystal grains of steel, excellent high-temperature strength can be obtained during use as a disc rotor. Precipitates deposited at grain boundaries tend to grow and coarsen. On the other hand, it was found that the precipitates are mainly precipitated in the crystal grains by appropriately controlling the crystal grain size during heating during hot stamping.
  • the precipitates in the crystal grains are less likely to grow than the precipitates at the grain boundaries and are less likely to be coarsened during use. Precipitation strengthening is effectively exhibited by finely precipitating the precipitates in the grains during hot stamping. As a result, we have succeeded in providing a heat-resistant ferritic stainless steel sheet applicable to disc rotors.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows.
  • C 0.001 to 0.05%
  • N 0.001 to 0.05%
  • Si 0.3 to 4.0%
  • Mn 0.01 to 2.0.
  • P 0.01 to 0.05%
  • S 0.0001 to 0.02%
  • Cr 10 to 20%
  • further Ti 0.001 to 0.5%
  • Nb 0.
  • a heat treatment hereinafter referred to as "hot stamp pseudo heat treatment” of heating to 1000 ° C. and then retaining at 890 to 700 ° C.
  • the crystal particle size becomes 100 to 200 ⁇ m
  • the grains A ferritic stainless steel plate for an automobile brake disc rotor, characterized in that deposits having a diameter of 500 nm or less have a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2 for hot stamping.
  • a ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor which comprises a hot stamped product in which a crystal particle size of 100 to 200 ⁇ m and precipitates having a particle size of 500 nm or less are present at a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2 .
  • the ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor of the present invention which is used for hot stamping.
  • Ferritic stainless steel for automobile brake disc rotors of the present invention which has a breaking elongation at 1000 ° C. of 50% or more and a 0.2% proof stress at 700 ° C. of 80 MPa or more after the hot stamp pseudo heat treatment.
  • Ferritic stainless steel plate [6] The ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor of the present invention, which has a 0.2% proof stress at 700 ° C. of 80 MPa or more.
  • the ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor of the present invention having a crystal grain size of 130 to 200 ⁇ m.
  • the ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor of the present invention which has a breaking elongation at 1000 ° C. of 50% or more.
  • the ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor of the present invention which has a 0.2% proof stress at 300 ° C. of 170 MPa or more.
  • B 0.0001 to 0.0030%
  • Al 0.001 to 4.0%
  • Cu 0.01 to 3.0%.
  • Mo 0.01 to 3.0%
  • W 0.001 to 2.0%
  • V 0.001 to 1.0%
  • Sn 0.01 to 0.5%
  • Ni 0.01 ⁇ 1.0%
  • Mg 0.0001 to 0.01%
  • Sb 0.005 to 0.5%
  • Zr 0.001 to 0.3%
  • Ta 0.001 to 0.3%
  • Hf 0.001 to 0.3%
  • Co 0.001 to 0.3%
  • Ca 0.0001 to 0.01%
  • REM 0.001 to 0.2%
  • Ga 0.0002 to The ferrite-based stainless steel plate for an automobile brake disc rotor of the present invention, which comprises 0.3% or more of one or more.
  • the heat resistance and moldability of a ferritic stainless steel sheet are improved, a material suitable for an automobile brake disc rotor is provided, and a great effect can be obtained in weight reduction and improvement of aesthetics.
  • precipitates may precipitate in the temperature range formed by hot stamping.
  • the strength of the material can be improved by finely dispersing the precipitates in the steel.
  • the precipitate is present before molding, the strength becomes too high and the elongation decreases, which may cause cracks during hot stamp molding. Therefore, the present invention secures hot stamp moldability and strength after molding by finely depositing precipitates during hot stamping.
  • the crystal grain size of steel in the hot stamp pays attention to the crystal grain size of steel in the hot stamp.
  • the ratio of the grain boundaries to the steel is high, so that precipitation at the grain boundaries increases during hot stamping.
  • Precipitates deposited at grain boundaries tend to grow and coarsen, making it difficult to obtain fine precipitates.
  • the present invention has found that the precipitates are mainly precipitated in the grains by growing the crystal grain size and appropriately controlling the crystal grain size during heating during hot stamping.
  • Precipitates in the grains are less likely to grow than precipitates at the grain boundaries and are less likely to be coarsened during use.
  • the precipitates are finely precipitated in the grains after hot stamping from the viewpoint of high temperature strength, and for that purpose, the crystal grain size at the time of heating during hot stamping is grown to some extent. It was found that it was necessary to make it. Specifically, it was found that miniaturization of the precipitate can be realized by setting the crystal grain size after hot stamping to 100 to 200 ⁇ m. It is known that the crystal grain size at the time of hot stamping is the same as the crystal grain size after hot stamping. Within such a crystal grain size range, the precipitated precipitates are finely precipitated in the grains and are difficult to grow, and it is presumed that these have a corresponding relationship.
  • the metal structure is defined by the crystal grain size after hot stamping.
  • the crystal grain size after hot stamping By controlling the crystal grain size after hot stamping to 100 to 200 ⁇ m, the precipitates are finely precipitated in the hot stamping, are difficult to grow, and the precipitation strengthening is effectively exhibited.
  • the crystal particle size after hot stamping was 100 ⁇ m or more, the precipitates were finely precipitated, and sufficient proof stress up to around 700 ° C. was obtained. Further, if the crystal particle size after hot stamping is 130 ⁇ m or more, sufficient proof stress can be obtained even in a medium temperature range near 300 ° C.
  • the crystal grain size after hot stamping exceeds 200 ⁇ m the crystal grain size of the steel sheet before hot stamping is also large, and as a result, the toughness of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the crystal particle size after hot stamping is set to 200 ⁇ m.
  • precipitates having a particle size of 500 nm or less are present in the steel after hot stamping at a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2. ..
  • a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2. .. By the presence of precipitates having a particle size of 500 nm or less at a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2 , sufficient yield strength can be obtained up to around 700 ° C. If the particle size exceeds 500 nm, precipitation strengthening becomes difficult to act. Further, when the precipitation density is less than 0.01 pieces / ⁇ m 2 , the precipitation amount is small and the precipitation strengthening does not easily work.
  • the strength increases excessively and cracks are likely to occur. From the above, it is desirable that the precipitates having a particle size of 500 nm or less are present at a density of 0.01 to 20 pieces / ⁇ m 2 .
  • the product to be evaluated is a hot stamped product or the final product, an automobile brake disc rotor
  • the crystal grain size and precipitate density in steel can be evaluated.
  • the steel sheet may be subjected to a hot stamping pseudo heat treatment, and then the crystal grain size and the precipitate density in the steel may be evaluated.
  • the hot stamp pseudo heat treatment may be a heat treatment in which the heat is heated to 1000 ° C. and then cooled at 890 to 700 ° C. for 1 minute or more and 10 minutes or less, for example, 2 minutes.
  • C deteriorates moldability and corrosion resistance, causes high-temperature elongation and low-temperature strength of the steel sheet, and contains excessive precipitation density due to precipitation of Cr carbonitride and Nb carbonitride after hot stamping.
  • N deteriorates moldability and corrosion resistance, causes high-temperature elongation and low-temperature strength of the steel sheet, and after hot stamping, the precipitation density becomes excessive due to the precipitation of Cr carbonitride and Nb carbonitride.
  • Si is an element that is also useful as an antacid and is an element that improves high-temperature strength, oxidation resistance, and high-temperature salt damage resistance.
  • High temperature strength, oxidation resistance and high temperature salt damage resistance improve as the amount of Si increases.
  • Control of precipitation is important for improving high-temperature strength, and the effect can be obtained by precipitating a large amount of precipitates in a fine amount.
  • Si has an action of finely precipitating precipitates during aging, and the effect is stably exhibited from 0.3%.
  • excessive addition of Si reduces the ductility of the steel sheet at room temperature and high temperature, hardens the hot-rolled sheet and lowers its toughness, reduces the crystal grain size, and causes excessive formation of precipitates in the hot stamp. Therefore, the upper limit is set to 4.0%. Further, considering pickling property and toughness, 0.3% or more is desirable, and 3.5% or less is desirable. Further, considering the manufacturability, 3.0% or less is desirable.
  • Mn is an element added as a deoxidizer and contributes to an increase in high-temperature strength in the medium temperature range, but when added in excess of 2.0%, a large amount of MnS that does not contribute to strengthening is precipitated after pseudo-heat treatment.
  • Mn-based oxides are formed on the surface layer at high temperatures, and poor scale adhesion and abnormal oxidation are likely to occur.
  • the upper limit is set to 2.0%.
  • 0.01% or more is desirable, and 1.5% or less is desirable. More preferably, it is 1.0% or less.
  • P is an impurity that is mainly mixed from the raw material during steelmaking refining, and as the content increases, the toughness and weldability of the steel sheet decrease. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible, but in order to reduce it to less than 0.01%, the cost increases due to the use of a low P raw material, so in the present invention, it is set to 0.01% or more. More preferably, it is 0.02% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the content becomes extremely hard, and the corrosion resistance, toughness and pickling property deteriorate. Therefore, the upper limit is 0.05%. More preferably, it is 0.04% or less.
  • S is an element that deteriorates corrosion resistance and oxidation resistance, but since the effect of combining with Ti and C to improve workability appears from 0.0001%, the lower limit is set to 0.0001%. Further, considering the refining cost, 0.0010% or more is desirable. On the other hand, excessive addition causes binding with Ti and C to reduce the amount of solid solution Ti and roughen the precipitates, resulting in a decrease in the toughness and high temperature strength of the steel sheet. Therefore, the upper limit was set to 0.02%. Further, considering the high temperature oxidation characteristics, 0.0090% or less is desirable.
  • Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance in the present invention. If it is less than 10%, the oxidation resistance cannot be ensured, the proof stress at 700 ° C. after hot stamping is lowered, and the crystal grain size is increased. On the other hand, if it exceeds 20%, the processability is lowered and the toughness is deteriorated, and the number of precipitates after hot stamping becomes excessive. Therefore, the ratio is set to 10 to 20%. Further, considering the manufacturability and scale peelability, 12% or more is desirable, and 18% or less is desirable. More preferably, it is 15% or less.
  • Ti contains 1 or 2 types of Ti: 0.001 to 0.5% and Nb: 0.01 to 0.8%.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, room temperature ductility, and deep drawing property. In addition, it is added as needed. Further, in the combined addition with Nb and Mo, by adding an appropriate amount, the solid solution amount of Nb and Mo at the time of thermal annealing is increased, the high temperature strength is improved, and the thermal fatigue characteristics are improved. Since the effect is exhibited from 0.001% or more, the lower limit is set to 0.001%.
  • the amount of solid solution Ti increases, the ductility at room temperature and high temperature on the steel sheet decreases, and the number of precipitates after hot stamping becomes excessive, resulting in coarser Ti-based precipitates. Is formed, and it becomes a starting point of cracks during hole expansion processing, which deteriorates press workability. Further, since the oxidation resistance also deteriorates, the amount of Ti added was set to 0.5% or less. Further, considering the occurrence of surface defects and toughness, 0.05% or more is desirable, and 0.2% or less is desirable.
  • Nb is an element effective for improving high temperature strength by strengthening solid solution and strengthening precipitation of fine precipitates. It also has the role of fixing C and N as carbonitrides and contributing to the development of a recrystallized texture that affects the corrosion resistance and r-value of the product plate. Since these effects are exhibited from 0.01%, the lower limit is set to 0.01%. On the other hand, if the addition of more than 0.8%, the high-temperature ductility of the steel sheet is lowered, the number of precipitates after hot stamping becomes excessive, the hardness is remarkably hardened, and the manufacturability is deteriorated. It was set to 8%. Further, considering the raw material cost and toughness, 0.3% or more is desirable, and 0.6% or less is desirable.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the present invention may further contain the following components in place of a part of the Fe, if necessary.
  • B is an element that improves secondary workability, high-temperature strength, and thermal fatigue characteristics during press working of products.
  • B brings about fine precipitation of Laves phase and the like, exhibits long-term stability of these precipitation strengthening, and contributes to suppression of strength decrease and improvement of thermal fatigue life. This effect is exhibited at 0.0001% or more.
  • excessive addition causes hardening, deteriorates intergranular corrosion resistance and oxidation resistance, and causes welding cracks. Therefore, the content was set to 0.0030% or less. Further, considering corrosion resistance and manufacturing cost, 0.0010% or less is desirable. More preferably, it is 0.0005% or less.
  • Al is an element that is added as a deoxidizing element and also improves oxidation resistance. It is also useful as a solid solution strengthening element for improving high temperature strength. The action is stably expressed from 0.001%. On the other hand, excessive addition hardens the steel and significantly lowers the uniform elongation, and also significantly lowers the toughness. Therefore, the upper limit is set to 4.0%. Further, considering the occurrence of surface defects, weldability, and manufacturability, 0.01% or more is desirable, and 2.2% or less is desirable.
  • Cu is an element effective for improving corrosion resistance. Its action is stable from 0.01%. Further, the high temperature strength is improved by strengthening the precipitation by precipitation of ⁇ -Cu, but the upper limit is set to 3.0% because excessive addition lowers the hot workability. Further, considering the thermal fatigue characteristics, manufacturability and weldability, 1.6% or less is desirable.
  • Mo is an element effective for strengthening solid solution at high temperature, and is added in an amount of 0.01% or more as necessary in order to improve corrosion resistance and high temperature salt damage resistance. Since the addition of 3.0% or more significantly deteriorates the room temperature ductility and oxidation resistance, the content was set to 3.0% or less. Further, considering the thermal fatigue characteristics and manufacturability, 0.3% or more is desirable, and 0.9% or less is desirable.
  • W is also an element effective for solid solution strengthening at high temperatures, and also produces a Laves phase (Fe 2 W) to bring about a precipitation strengthening action.
  • the Laves phase of Fe 2 (Nb, Mo, W) is precipitated, but when W is added, the coarsening of the Laves phase is suppressed and the precipitation strengthening ability is improved. It works with an addition of 0.001% or more. On the other hand, if the addition exceeds 2.0%, the cost increases and the room temperature ductility decreases, so the upper limit is set to 2.0%. Further, considering the manufacturability, low temperature toughness and oxidation resistance, the amount of W added is preferably 1.5% or less.
  • V is an element that improves corrosion resistance and is added as needed. This effect is stably exhibited by adding 0.001% or more. On the other hand, if more than 1% is added, the precipitate becomes coarse and the high temperature strength decreases, and the oxidation resistance deteriorates. Therefore, the upper limit is set to 1%. Further, considering the manufacturing cost and manufacturability, 0.08% or more is desirable, and 0.5% or less is desirable.
  • Sn is an element that improves corrosion resistance, and is added as necessary to improve the high-temperature strength in the mid-temperature range. These effects are exhibited at 0.01% or more. On the other hand, if more than 0.5% was added, the manufacturability and toughness would be significantly reduced, so the content was set to 0.5% or less. Further, considering oxidation resistance and manufacturing cost, 0.1% or more is desirable.
  • Ni is an element that improves acid resistance, toughness, and high-temperature strength, and is added as necessary. These effects are exhibited at 0.01% or more. On the other hand, if more than 1.0% is added, the cost will increase, so the value was set to 1.0% or less. Further, in consideration of manufacturability, 0.08% or more is desirable, and 0.5% or less is desirable.
  • Mg is an element that may be added as a deoxidizing element, and also contributes to improving moldability by refining the structure of the slab. Further, Mg oxide becomes a precipitation site of carbonitrides such as Ti (C, N) and Nb (C, N), and has an effect of finely dispersing and precipitating these. This action is expressed at 0.0001% or more and contributes to the improvement of toughness. However, since excessive addition leads to deterioration of weldability, corrosion resistance and surface quality, the upper limit is set to 0.01%. Considering the refining cost, 0.0003% or more is desirable, and 0.0010% or less is desirable.
  • Sb is added in an amount of 0.005% or more as necessary in order to contribute to the improvement of corrosion resistance and high temperature strength.
  • the upper limit is set to 0.5% because slab cracking and ductility reduction during steel sheet manufacturing may occur excessively if added in excess of 0.5%. Further, considering the refining cost and manufacturability, 0.01% or more is desirable, and 0.3% or less is desirable.
  • Zr is a carbonitride-forming element like Ti and Nb, and is an element that improves corrosion resistance and deep drawing property, and is added as necessary. These effects are exhibited at 0.001% or more. On the other hand, the addition of more than 0.3% significantly deteriorates the manufacturability, so the content was set to 0.3% or less. Further, in consideration of cost and surface quality, 0.1% or more is desirable, and 0.2% or less is desirable.
  • Zr, Ta and Hf are added in an amount of 0.001% or more as necessary because they bind to C and N and contribute to the improvement of toughness.
  • the upper limit is set to 0.3% because the addition of more than 0.3% increases the cost and significantly deteriorates the manufacturability. Further, considering the refining cost and manufacturability, 0.01% or more is desirable, and 0.08% or less is desirable.
  • Co is added in an amount of 0.001% or more as necessary because it contributes to the improvement of high temperature strength. Since addition of more than 0.3% leads to deterioration of toughness, the upper limit is set to 0.3%. Further, considering the refining cost and manufacturability, 0.01% or more is desirable, and 0.1% or less is desirable.
  • Ca may be added for desulfurization, and this effect is exhibited at 0.0001% or more.
  • the upper limit is set to 0.01%. Further, considering the refining cost and manufacturability, 0.0003% or more is desirable, and 0.0020% or less is desirable.
  • REM may be added as needed from the viewpoint of improving toughness and oxidation resistance by refining various precipitates, and this effect is exhibited at 0.001% or more.
  • the upper limit is set to 0.2% because the addition of more than 0.2% significantly deteriorates the castability and lowers the ductility. Further, considering the refining cost and manufacturability, 0.05% or less is desirable.
  • REM rare earth element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • 15 elements lanthanoids
  • Ga may be added in an amount of 0.3% or less in order to improve corrosion resistance and suppress hydrogen embrittlement.
  • the lower limit is preferably 0.0002%. Further, 0.0020% or less is preferable from the viewpoint of manufacturability and cost, as well as ductility and toughness.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention comprises the steps of steelmaking, hot rolling, annealing, and pickling.
  • steelmaking a method in which steel containing the essential components and components added as necessary is melted in a converter and subsequently subjected to secondary refining is preferable.
  • the molten steel is made into slabs according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • Hot rolling is rolled after being rolled in a hot rolling mill consisting of multiple stands. Annealing after the hot rolling step may be omitted.
  • the finishing temperature after hot spreading is preferably 900 to 1100 ° C. If the finishing temperature is less than 900 ° C., the crystal grain size of the steel sheet does not grow sufficiently, and as a result, the crystal grain size after hot stamping does not grow to 100 ⁇ m or more. On the other hand, when the finishing temperature is more than 1100 ° C., the crystal grain size of the steel sheet grows too much, and the crystal grain size after hot stamping becomes more than 200 ⁇ m. More preferably, the finishing temperature after hot spreading is set to more than 950 ° C.
  • the finishing temperature By setting the finishing temperature to more than 950 ° C., the crystal grain size grows to 130 ⁇ m or more, and the effect of improving the strength in the medium temperature range is exhibited. Further, if the winding temperature exceeds 650 ° C., the toughness of the hot-rolled plate decreases, so that the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • the molding of the steel sheet of the present invention is a hot stamp in which the steel sheet is heated to a predetermined temperature, formed into a hat shape at a high temperature, and then cooled.
  • the heating temperature is 900 to 1000 ° C., and cooling is performed after molding.
  • cooling is performed at 890 to 700 ° C. so that the precipitate is retained for 1 minute or more and 10 minutes or less. If the residence time is less than 1 minute, precipitation will not occur sufficiently and the amount of precipitation strengthening will be small, so the lower limit is set to 1 minute. If this time is excessively long, finely precipitated precipitates grow and coarsen, and the amount of precipitation strengthening decreases.
  • the upper limit is set to 10 minutes because the productivity drops significantly. Further, considering the stability of the precipitate, 1.5 minutes to 5 minutes is desirable.
  • the "ferritic stainless steel sheet for an automobile brake disc rotor constituting a hot stamped product” means a steel sheet after hot stamping. That is, it means a hot stamped product for an automobile brake disc rotor made of a stainless steel plate. Further, the hot stamped product for an automobile brake disc rotor using a stainless steel plate means a product obtained by hot stamping using a stainless steel plate to obtain a hot stamped product for an automobile brake disc rotor. Further, the automobile brake disc rotor made of a stainless steel plate means an automobile brake disc rotor that is hot-stamped using a stainless steel plate and further processed to obtain an automobile brake disc rotor.
  • a hot stamp simulated heat treatment (hereinafter, simply referred to as "pseudo heat treatment") is performed in which the hot stamped plate (excluding B15) thus obtained is heated to 1000 ° C., retained at 890 to 700 ° C. for 2 minutes, and then cooled with water. gave.
  • the steel sheet after the pseudo heat treatment was cracked, it was described as “crack” in the "Quality after pseudo heat treatment / remarks" column of Table 4.
  • the crystal grain size of t / 4 parts was measured (based on JIS G0551, the numerical value is rounded off to the nearest whole number).
  • the imaging magnification was 50 times, the number of imaging fields of view was 5, and the average crystal grain size of the 5 fields of view was calculated.
  • the simulated heat-treated material was observed in five fields with a bright field observation at an imaging magnification of 12500 times using a 200 kV field emission transmission electron microscope (EM-2100F) manufactured by JEOL Ltd., and the precipitate was evaluated.
  • the particle size of the precipitate the equivalent circle diameter of the precipitate contained in the bright-field observation image was measured.
  • the average precipitate density in 5 fields of view was calculated for the precipitates having a particle size of 500 nm or less.
  • a Charpy test piece (notch in the C direction) was prepared from the hot-rolled plate and a Charpy impact test was conducted at room temperature.
  • the average impact value of the three tests was 10 J / cm 2 or less, "poor toughness” was displayed in the "Remarks" column of the steel sheet quality.
  • the 0.2% proof stress at 700 ° C. after the hot stamp simulated heat treatment is superior to that of the comparative example in the example of the present invention. Further, it can be seen that in the example of the present invention in which the finishing temperature of the hot-rolled plate is over 950 ° C., the crystal particle size is 130 ⁇ m or more, and the proof stress at 300 ° C. is all “S”, which is particularly excellent. If either of the 0.2% proof stress at 300 ° C and 700 ° C after the pseudo-heat treatment and the breaking elongation of the hot-rolled plate at 1000 ° C are unacceptable, or if the hot-rolled plate toughness is poor, the disc rotor It was judged that the application as was unsuitable. From this, it can be seen that the steel specified in the present invention is excellent in heat resistance and moldability.
  • Comparative Examples B1 and B2 the C and N concentrations were out of the upper limit, respectively, and the steel sheet had poor elongation at 1000 ° C.
  • Comparative Example B3 the Si concentration was out of the lower limit, the number of precipitates after the pseudo heat treatment was insufficient, and the yield strength at 300 ° C. and 700 ° C. was low.
  • Comparative Example B4 the Si concentration was out of the upper limit, the elongation at 1000 ° C. on the steel sheet was poor, the crystal grain size after the pseudo heat treatment was too small, and the number of precipitates was excessive, causing cracks.
  • Comparative Example B5 the Mn concentration exceeded the upper limit, and the yield strength at 300 ° C. and 700 ° C. was insufficient.
  • Comparative Examples B6 and B7 the P and S concentrations were out of the upper limit, respectively, and the toughness of the steel sheet was poor.
  • Comparative Example B8 the Cr concentration was out of the lower limit, the high temperature strength was lowered, and the proof stress at 300 ° C. and 700 ° C. after the pseudo heat treatment was poor. Further, as is clear from the fact that the crystal grain size after the pseudo heat treatment is excessive, the crystal grain size of the steel sheet is also excessive, resulting in poor toughness of the steel sheet.
  • Comparative Examples B9, B10, and B11 the Cr concentration, Ti concentration, and Nb concentration were out of the upper limits, respectively, the elongation at break at 1000 ° C. on the steel sheet was poor, and the number of precipitates in the pseudo heat treatment was excessive, causing cracks. It was.
  • Comparative Example B12 the finishing temperature of hot-rolling was out of the upper limit, and the crystal grain size after the pseudo heat treatment was excessive. As is clear, the crystal grain size of the steel sheet was also excessive, resulting in poor toughness of the steel sheet.
  • Comparative Example B13 the finishing temperature of hot-rolling was out of the lower limit, the crystal grain size after the pseudo heat treatment was too small, and the number of precipitates was too small, resulting in poor yield strength at 300 ° C. and 700 ° C.
  • Comparative Example B14 the winding temperature of the hot-rolled material exceeded the upper limit, resulting in poor toughness of the steel sheet.
  • B15 has "not yet" at the left end of Table 2, that is, the crystal grain size, the number of precipitates, and the proof stress at 300 ° C. and 700 ° C. were evaluated without performing the hot stamp pseudo heat treatment. As a result of the precipitation not progressing and the number of precipitates being too small, the yield strength at 300 ° C. and 700 ° C. was poor.

Landscapes

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

Abstract

質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．３～４．０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。ホットスタンプ処理後、結晶粒径が１００～２００μｍであり、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在する。

Description

自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品
　本発明は、耐熱性と成形性に優れた、自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品に関するものであり、特に高温強度が必要な自動車ブレーキディスクローターなどの使用に好適なフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。
　自動車のブレーキシステムの一つとしてディスクブレーキが広く用いられている。これはタイヤと結合されたディスクローターと呼ばれる円盤状の構造物をブレーキパッドで押しはさむことで、摩擦によって運動エネルギーを熱エネルギーに変換し、自動車の速度を低下させるものである。このディスクローターの材質には熱伝導率やコスト等から片状黒鉛鋳鉄（以下、鋳鉄と呼ぶ）が用いられている。
　鋳鉄は耐食性を向上させる元素が添加されていないため耐食性に劣り、放置するとすぐに赤さびが発生する。従来この赤さびはディスクの位置が視線より低いこととホイールの形状からあまり目立たなかった。しかし、近年の燃費向上の要請によりホイール材質がアルミニウム化され、またスポークが細くなることで、ディスクのさびが無視できないようになり、その耐食性の改善が望まれてきている。
　耐食性に優れる材料としてステンレス鋼があり、バイクなどの二輪車にはマルテンサイト系のＳＵＳ４１０系の材料が広く用いられている。これは二輪車のディスクローターがむき出しで人目につきやすく耐食性が重視されるためである。一方でステンレス鋼は熱伝導性が鋳鉄よりも劣るという課題がある。二輪車においてはブレーキシステムがむき出しで、冷却性に優れているためステンレス鋼でも問題なく使用されている。自動車の場合はタイヤを含むブレーキシステムがタイヤハウス内に収められているため、ディスクローターが冷却されにくく、熱伝導性が低いことが課題の一つになり、ステンレス鋼は適用されてこなかった。
　ところが近年のＥＶ、ＦＣＶ、ＨＶ車などでは、走行時の運動エネルギーを電気エネルギーに変換し回収する「回生ブレーキ」の採用が急激に伸びている。この適用により、ディスクローターとパッドの摩擦で生じていた摩擦熱が低減するため、鋳鉄よりも熱伝導率が劣るステンレス鋼にも適用の可能性が広がっている。
　自動車のディスクブレーキへのステンレス鋼の適用を妨げていたもう一つの課題は成形性である。二輪車のディスクローターはリング状の円盤形で、板状のステンレス鋼から打ち抜き加工して製造されるため大きな加工はない。一方、現状の自動車のディスクローターは、ハット形状と呼ばれる、円盤の中央を絞ったような形状であり、鋳造によって製造されている。このような形状のものを、ステンレス鋼を加工して成形するには深絞り加工が必要となる。ただし二輪車で用いられてきたステンレス鋼はマルテンサイト系ステンレス鋼であり、非常に硬度が高くその加工が困難であった。これを解決する一つの方法として、高温でプレス加工するホットスタンプが近年広まっている。これによりステンレス鋼も精度よくハット形状を成形できるようになった。
　こうした背景のなか、近年の燃費向上の要請に対応するためには、ディスクローターの薄肉軽量化が必要となる。しかし鋳鉄は強度が低く、また鋳造で作製されるために薄肉化に限界がある。加えて自動車のブレーキ時の到達温度は最大で７００℃近傍に達すると言われており、耐熱温度が５００℃近傍であるマルテンサイト系ステンレス鋼では適用が難しい場合がある。また山道などのブレーキを多用する走行条件における到達温度は３００℃になる場合がある。
　自動車のステンレス鋼製ディスクローターに関して特許文献１があるが、主として成形性に着目しており、高温強度には着目していない。また、特許文献２では高飽和の固溶Ｃ、Ｎを活用したマルテンサイト相で強度を向上させているが、７００℃近傍の強度に関しては言及されていない。また、いずれの特許文献もマルテンサイト組織を活用したものであり、７００℃近傍における耐熱性を確保できるものは見当たらない。
特許第５７００１７２号公報 特開２０１６－１１７９２５号公報
　本発明は、耐熱性と成形性に優れた自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板に関するものである。本発明の解決しようとする課題の対象となる部品は、自動車の制動系部品、特にディスクローターである。
　自動車のディスクローターはハット形状であるため、成形性が要求される。また到達温度は一般的な市街地走行では１００℃程度、山道の走行では３００℃程度、最大では７００℃近傍に達するため、薄肉化のためには中温域～高温域における強度が要求される。鋳鉄は鋳造によって成型されるため、ディスクローターを薄肉化すると湯流れが悪くなり、成型できない場合がある。また、強度が低いため薄肉化を行うとディスクローターとして十分な強度を確保できない問題があった。フェライト系ステンレス鋼はホットスタンプを行うことで精度よくハット形状を成形できる。ただし、強度が低いステンレス鋼では薄肉化を行うことができない。一方、強度が高いステンレス鋼ではホットスタンプ時に過大な荷重が必要となり、精度よくハット形状に成形を行うことができない、もしくは割れが生じる可能性がある。また、マルテンサイト系ステンレス鋼はホットスタンプによる成形性に優れるが、耐熱温度は５００℃程度であり、成形性と耐熱性を両立できない。
　本発明は高温強度に優れ、優れた成形性を有する、自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品を提供するものである。
　上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の析出物に着目して詳細に調査した。前記本発明が対象とする部品がホットスタンプにて成形される温度域では、鋼中に析出物が析出する場合がある。析出物は微細に分散させれば、材料の強度を向上させることができる。しかし、成形前に析出物が存在すると強度が高くなりすぎ、鋼の伸びが低下することで成形時に割れが発生する可能性がある。そこで、ホットスタンプ時に析出物が微細に析出することで、成形性と成形後の強度を確保できると考えた。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
　Ｓｉ添加量を適切に制御し、かつ熱延後の仕上げ温度を９００～１１００℃にし、巻き取り温度を６５０℃以下にすることで、ホットスタンプ時の加熱の際に結晶粒径を大きくし、ホットスタンプ中に析出物を析出させる。さらに仕上げ温度を９５０℃超にすることで結晶粒径を効果的に大きくし、中温域の強度も向上させる。析出物は鋼の結晶粒内に微細析出するため、ディスクローターとして使用中に優れた高温強度を得ることができる。結晶粒界に析出する析出物は成長・粗大化しやすい。これに対し、ホットスタンプ時の加熱の際に、結晶粒径を適切に制御することによって析出物が主として結晶粒内に析出することを知見した。結晶粒内の析出物は結晶粒界の析出物よりも成長しにくく使用中の粗大化が生じにくい。析出物がホットスタンプ中に粒内に微細に析出することによって析出強化が効果的に発現する。これにより、ディスクローターに適用可能な耐熱フェライト系ステンレス鋼板を提供することに成功した。
　上記課題を解決する本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．３～４．０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
　１０００℃まで加熱し、その後８９０～７００℃で１分以上１０分以下滞留する冷却をする熱処理（以下「ホットスタンプ疑似熱処理」という。）を行ったとき、結晶粒径が１００～２００μｍとなり、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度となる、ホットスタンプ加工用であることを特徴とする自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［２］質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．３～４．０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
　結晶粒径が１００～２００μｍであり、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在する、ホットスタンプ加工品を構成する自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［３］質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．３～４．０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ｃｒ：１０～２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物である自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［４］ホットスタンプ加工用であることを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［５］１０００℃における破断伸びが５０％以上であり、前記ホットスタンプ疑似熱処理後において、７００℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［６］７００℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［７］前記結晶粒径が１３０～２００μｍである本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［８］１０００℃における破断伸びが５０％以上であることを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［９］３００℃における０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［１０］前記Ｆｅの一部に替えて、質量％にてさらに、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ａｌ：０．００１～４．０％、Ｃｕ：０．０１～３．０％、Ｍｏ：０．０１～３．０％、Ｗ：０．００１～２．０％、Ｖ：０．００１～１．０％、Ｓｎ：０．０１～０．５％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、Ｓｂ：０．００５～０．５％、Ｚｒ：０．００１～０．３％、Ｔａ：０．００１～０．３％、Ｈｆ：０．００１～０．３％、Ｃｏ：０．００１～０．３％、Ｃａ：０．０００１～０．０１％、ＲＥＭ：０．００１～０．２％、Ｇａ：０．０００２～０．３％の１種以上を含有することを特徴とする本発明の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
［１１］本発明のステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター。
［１２］本発明のステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品。
　本発明によればフェライト系ステンレス鋼板の耐熱性と成形性を向上させ、自動車ブレーキディスクローターに適した材料を提供し、軽量化や美観の改善などに大きな効果が得られる。
　フェライト系ステンレス鋼板を用い、ホットスタンプ加工によって自動車ブレーキディスクローターを製造するに際し、鋼板を１０００℃前後に加熱してホットスタンプ加工を行う。ホットスタンプ加工前の鋼板は、１０００℃前後で行うホットスタンプ加工で十分な延性を有していることが要求される。一方、ホットスタンプ後の自動車ブレーキディスクローターについては、十分な高温強度を実現することが必要である。
　前述のように、ホットスタンプにて成形される温度域では、析出物が析出する場合がある。鋼中に析出物を微細に分散させれば、材料の強度を向上させることができる。しかし、成形前に析出物が存在すると強度が高くなりすぎ、伸びが低下することでホットスタンプ成形時に割れが発生する可能性がある。そこで本発明は、ホットスタンプ時に析出物が微細に析出することで、ホットスタンプ成形性と、成形後の強度を確保する。
　ホットスタンプ中における鋼の結晶粒径に着目する。結晶粒径が小さい場合、鋼中に結晶粒界の占める比率が高いため、ホットスタンプ中において結晶粒界への析出が多くなる。結晶粒界に析出する析出物は成長・粗大化しやすく、微細析出物が得にくくなる。本発明は、ホットスタンプ時の加熱の際に、結晶粒径を成長させて適切に制御することによって、析出物が主として粒内に析出することを知見した。粒内の析出物は粒界の析出物よりも成長しにくく使用中の粗大化が生じにくい。析出物がホットスタンプ中に粒内に微細に析出することによって、ホットスタンプ後に析出強化が効果的に発現し、成形後の強度を確保する。
　以上のように、本発明ではホットスタンプ後において高温強度の観点から粒内に析出物が微細に析出することが重要であり、そのためにはホットスタンプ時の加熱の際における結晶粒径をある程度成長させる必要があることを知見した。具体的には、ホットスタンプ後における結晶粒径を１００～２００μｍとすることにより、析出物の微細化を実現できることが判明した。なお、ホットスタンプ時における結晶粒径はホットスタンプ後の結晶粒径と同じであることがわかっている。このような結晶粒径範囲であれば、析出する析出物は粒内に微細析出し、かつ、成長しにくく、これらは対応関係があると推定される。
　そこで本発明においては、ホットスタンプ後における結晶粒径で金属組織を規定することとした。ホットスタンプ後における結晶粒径を１００～２００μｍに制御することによって、ホットスタンプ中に析出物は微細析出し、かつ、成長しにくく、析出強化が効果的に発現する。ホットスタンプ後の結晶粒径が１００μｍ以上であれば、析出物が微細析出し、７００℃近傍までの十分な耐力を得られた。さらに、ホットスタンプ後の結晶粒径が１３０μｍ以上であれば、３００℃近傍の中温域においても十分な耐力を得られた。
　鋼中の結晶粒は、ホットスタンプでの加熱によって成長し、結晶粒径が増大する。ホットスタンプ前の結晶粒径が大きいほど、ホットスタンプ中及びホットスタンプ後の結晶粒径も大きくなる傾向にある。ホットスタンプ後の結晶粒径が２００μｍを超える場合は、ホットスタンプ前の鋼板の結晶粒径も大きくなっている場合であり、その結果として鋼板の靭性が著しく低下することになる。そのため、ホットスタンプ後における結晶粒径の上限は２００μｍとした。
　また、ホットスタンプ後において析出強化を効果的に発現させるため、ホットスタンプ後の鋼中に、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することと規定する。粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することによって、７００℃近傍まで十分な耐力を得られる。粒径が５００ｎｍを超えると析出強化が作用しにくくなる。また析出物密度が０．０１個／μｍ２未満であると析出量が少ないために析出強化が作用しにくい。２０個／μｍ２超であると強度が過度に上昇し、割れが生じやすくなる。上記より粒内の析出物は、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することが望ましい。
　評価対象品がホットスタンプ加工品、あるいは最終製品である自動車ブレーキディスクローターであれば、鋼中の結晶粒径及び析出物密度の評価を行うことができる。一方、評価対象品がホットスタンプ加工前の鋼板である場合、当該鋼板にホットスタンプ疑似熱処理を施し、その上で鋼中の結晶粒径及び析出物密度の評価を行うこととすればよい。ホットスタンプ疑似熱処理としては、１０００℃まで加熱し、その後８９０～７００℃で１分以上１０分以下、例えば２分間滞留する冷却を行う熱処理とすればよい。
　以下、鋼中の成分含有量を規定した根拠について説明する。
　Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、鋼板の高温伸び及び高温強度の低下をもたらすとともに、ホットスタンプ後にＣｒ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の析出によって析出物密度が過剰となるため、その含有量は少ないほど良い。そのため、０．０５％以下とした。０．０２０％以下が望ましい。さらに望ましくは０．００１５％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１％以上とすると好ましい。
　ＮはＣと同様、成形性と耐食性を劣化させ、鋼板の高温伸び及び高温強度の低下をもたらすとともに、ホットスタンプ後にＣｒ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の析出によって析出物密度が過剰となるため、その含有量は少ないほど良い。そのため、０．０５％以下とした。０．０２０％以下が望ましい。さらに望ましくは０．０１５％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１％以上とすると好ましい。
　Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度、耐酸化性および耐高温塩害性を改善する元素である。高温強度、耐酸化性および耐高温塩害性は、Ｓｉ量の増加とともに向上する。高温強度の向上には析出の制御が重要であり、析出物を微細かつ多量に析出させることで、その効果を得られる。Ｓｉには時効中の析出物を微細に析出させる作用があり、その効果は、０．３％から安定して発現する。しかしながら、Ｓｉの過度な添加は鋼板での常温及び高温での延性を低下させ、熱延板が硬質化して靱性が低下するとともに、結晶粒径が微細化しかつホットスタンプ中の析出物生成が過剰となるため、その上限を４．０％とする。また、酸洗性や靭性を考慮すると０．３％以上が望ましく、３．５％以下が望ましい。さらに製造性を考慮すると３．０％以下が望ましい。
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与するが、２．０％超の添加により、強化に寄与しないＭｎＳが多量に析出して疑似熱処理後の高温強度が低下するとともに、高温でＭｎ系酸化物を表層に形成し、スケール密着性不良や異常酸化が生じ易くなる。特に、ＭｏやＷと共に複合添加した場合は、Ｍｎ量に対して異常酸化が生じやすくなる傾向にある。そのため、上限を２．０％とした。更に、鋼板製造における酸洗性や常温延性を考慮すると、０．０１％以上が望ましく、１．５％以下が望ましい。さらに望ましくは１．０％以下とする。
　Ｐは、製鋼精錬時に主として原料から混入してくる不純物であり、含有量が高くなると、鋼板の靭性や溶接性が低下する。このため、極力低減することが望ましいが、０．０１％未満にするためには、低Ｐ原料の使用によるコストアップが生じるため、本発明では０．０１％以上とする。さらに望ましくは０．０２％以上とする。一方、０．０５％超の含有により著しく硬質化する他、耐食性、靭性および酸洗性が劣化するため、０．０５％を上限とする。さらに望ましくは０．０４％以下とする。
　Ｓは、耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるが、ＴｉやＣと結合して加工性を向上させる効果が０．０００１％から発現するため、下限を０．０００１％とした。更に、精錬コストを考慮すると０．００１０％以上が望ましい。一方、過度な添加によりＴｉやＣと結合して固溶Ｔｉ量を低減させるとともに析出物の粗大化をもたらし、鋼板の靱性や高温強度が低下するため、上限を０．０２％とした。更に、高温酸化特性を考慮すると０．００９０％以下が望ましい。
　Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１０％未満では、特に耐酸化性が確保できず、さらにホットスタンプ後の７００℃耐力が低下するとともに、結晶粒径の増大をもたらす。一方、２０％超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすとともに、ホットスタンプ後の析出物数が過大となるため、１０～２０％とした。更に、製造性やスケール剥離性を考慮すると１２％以上が望ましく、１８％以下が望ましい。さらに望ましくは１５％以下とする。
　Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種含有する。
　Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。また、必要に応じて添加する。また、Ｎｂ、Ｍｏとの複合添加において、適量添加することにより、熱延焼鈍時のＮｂ、Ｍｏの固溶量増加、高温強度の向上をもたらし、熱疲労特性を向上させる。その効果は０．００１％以上から発現するため、下限を０．００１％とした。一方、０．５％超の添加により、固溶Ｔｉ量が増加して鋼板での常温及び高温の延性が低下する他、ホットスタンプ後の析出物数が過剰となり、さらに粗大なＴｉ系析出物を形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になり、プレス加工性を劣化させる。また、耐酸化性も劣化するため、Ｔｉ添加量は０．５％以下とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．０５％以上が望ましく、０．２％以下が望ましい。
　Ｎｂは、固溶強化および微細析出物の析出強化による高温強度向上に有効な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性やｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。これらの効果は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。一方、０．８％超の添加は、鋼板での高温延性が低下するとともに、ホットスタンプ後の析出物数が過剰となり、さらに著しく硬質化する他、製造性も劣化させるため、上限を０．８％とした。また、原料コストや靭性を考慮すると、０．３％以上が望ましく、０．６％以下が望ましい。
　鋼中の成分として、上記組成の他、残部がＦｅおよび不純物である。本発明は、さらに必要に応じて、前記Ｆｅの一部に替えて、以下の成分を含有することとしても良い。
　Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性や高温強度、熱疲労特性を向上させる元素である。ＢはＬａｖｅｓ相などの微細析出をもたらし、これらの析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下の抑制や熱疲労寿命の向上に寄与する。この効果は０．０００１％以上で発現する。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、粒界腐食性と耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．００３０％以下とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．００１０％以下が望ましい。さらに望ましくは０．０００５％以下とする。
　Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、固溶強化元素として高温強度向上に有用である。その作用は０．００１％から安定して発現する。一方、過度の添加は鋼を硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性が著しく低下するため、上限を４．０％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．０１％以上が望ましく、２．２％以下が望ましい。
　Ｃｕは耐食性向上に有効な元素である。その作用は０．０１％から安定して発現する。また、ε－Ｃｕ析出による析出強化によって高温強度を向上させるが、過度な添加は熱間加工性を低下させるため上限は３．０％とした。更に、熱疲労特性、製造性および溶接性を考慮すると１．６％以下が望ましい。
　Ｍｏは、高温における固溶強化に有効な元素であるとともに、耐食性および耐高温塩害性を向上させるため、必要に応じて０．０１％以上添加する。３．０％以上の添加で常温延性と耐酸化性が著しく劣化するため、３．０％以下とした。更に、熱疲労特性や製造性を考慮すると、０．３％以上が望ましく、０．９％以下が望ましい。
　ＷもＭｏ同様、高温における固溶強化に有効な元素であるとともに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｗ）を生成して析出強化の作用をもたらす。特に、ＮｂやＭｏと複合添加した場合、Ｆｅ２（Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）のＬａｖｅｓ相が析出するが、Ｗを添加するとこのＬａｖｅｓ相の粗大化が抑制されて析出強化能が向上する。これは０．００１％以上の添加で作用する。一方、２．０％超の添加ではコスト高になるとともに、常温延性が低下するため、上限を２．０％とした。更に、製造性、低温靭性および耐酸化性を考慮すると、Ｗ添加量は１．５％以下が望ましい。
　Ｖは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加される。この効果は０．００１％以上の添加で安定して発現する。一方、１％超添加すると析出物が粗大化して高温強度が低下する他、耐酸化性が劣化するため、上限を１％とした。更に、製造コストや製造性を考慮すると、０．０８％以上が望ましく、０．５％以下が望ましい。
　Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であり、中温域の高温強度を向上させるため、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０１％以上で発現する。一方、０．５％超添加すると製造性および靭性が著しく低下するため、０．５％以下とした。更に、耐酸化性や製造コストを考慮すると、０．１％以上が望ましい。
　Ｎｉは耐酸性や靭性、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０１％以上で発現する。一方、１．０％超添加するとコスト高になるため、１．０％以下とした。更に、製造性を考慮すると、０．０８％以上が望ましく、０．５％以下が望ましい。
　Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。この作用は０．０００１％以上で発現し、靭性向上に寄与する。但し、過度な添加は、溶接性、耐食性および表面品質の劣化につながるため、上限を０．０１％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３％以上が望ましく、０．００１０％以下が望ましい。
　Ｓｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００５％以上添加する。０．５％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れや延性低下が過度に生じる場合があるため上限を０．５％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上が望ましく、０．３％以下が望ましい。
　Ｚｒは、ＴｉやＮｂ同様に炭窒化物形成元素であり、耐食性、深絞り性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。これらの効果は０．００１％以上で発現する。一方、０．３％超の添加により製造性の劣化が著しいため、０．３％以下とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．１％以上が望ましく、０．２％以下が望ましい。
　Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．００１％以上添加する。但し、０．３％超の添加によりコスト増になる他、製造性を著しく劣化させるため、上限を０．３％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上が望ましく、０．０８％以下が望ましい。
　Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００１％以上添加する。０．３％超の添加により靭性劣化につながるため、上限を０．３％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上が望ましく、０．１％以下が望ましい。
　Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は０．０００１％以上で発現する。しかしながら、０．０１％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３％以上が望ましく、０．００２０％以下が望ましい。
　ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は０．００１％以上で発現する。しかしながら、０．２％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、延性の低下をもたらすことから上限を０．２％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０５％以下が望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
　Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とすると好ましい。さらに、製造性やコストの観点ならびに、延性や靭性の観点から０．００２０％以下が好ましい。
　その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
　次に製造方法について説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、製鋼－熱間圧延－焼鈍－酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に巻き取られる。
　熱延工程の後の焼鈍は省略しても良い。
　ホットスタンプ中における結晶粒径を１００～２００μｍにするため、好ましくは熱延後の仕上げ温度を９００～１１００℃にする。仕上げ温度９００℃未満であると、鋼板の結晶粒径が十分に成長せず、結果としてホットスタンプ後の結晶粒径が１００μｍ以上に成長しない。一方、仕上げ温度が１１００℃超であると、鋼板の結晶粒径が成長しすぎ、ホットスタンプ後の結晶粒径が２００μｍ超となる。さらに好ましくは熱延後の仕上げ温度を９５０℃超にする。仕上げ温度を９５０℃超にすることで結晶粒径は１３０μｍ以上に成長し、中温域の強度も向上させる効果が発現する。
　また巻き取り温度が６５０℃超であると熱延板靭性が低下するため、巻き取り温度を６５０℃以下にすると好ましい。
　次に成形方法について説明する。本発明の鋼板の成形は、鋼板を所定の温度に加熱し高温においてハット形状に成形後冷却するホットスタンプである。加熱温度は９００～１０００℃とし、成形後、冷却を行う。析出物を微細かつ多量に析出させるため、８９０～７００℃において１分以上１０分以下滞留されるように冷却を行う。滞留時間が１分未満であると析出が十分に生じず、析出強化量が小さくなるため下限を１分とする。本時間が過度に長くなると微細に析出した析出物が成長・粗大化し析出強化量が低下する。また、著しく生産性が落ちるため、上限は１０分とする。更に、析出物の安定性を考慮すると、１．５分～５分が望ましい。
　本発明において、「ホットスタンプ加工品を構成する自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板」とは、ホットスタンプ加工を行った後の鋼板を意味する。即ち、ステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品を意味する。
　また、ステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品とは、ステンレス鋼板を用いてホットスタンプ加工を行い、自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品としたものを意味する。
　また、ステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローターとは、ステンレス鋼板を用いてホットスタンプ加工を行い、さらに加工して自動車ブレーキディスクローターとしたものを意味する。
　表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、表３、表４に示す熱延条件でスラブを熱間圧延して６ｍｍ厚の熱延コイルとし、酸洗を施した。表１のＮｏ．Ａ１～Ａ３４は本発明鋼、表２のＮｏ．Ｂ１～Ｂ１４は比較鋼、Ｎｏ．Ｂ１５は未熱処理鋼である。本発明から外れる数値に下線を付している。
　このようにして得られた熱延板（Ｂ１５を除く）を、１０００℃まで加熱後に８９０～７００℃において２分滞留し、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施した。疑似熱処理後の鋼板に割れが生じた場合、表４の「疑似熱処理後品質／備考」欄に「割れ」と記載した。
　ホットスタンプ模擬熱処理材について、ｔ／４部の結晶粒径を測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。撮影倍率は５０倍、撮影視野数は５視野とし、５視野の平均結晶粒径を算出した。また、同模擬熱処理材について日本電子製２００ｋＶ電界放出型透過電子顕微鏡（ＥＭ－２１００Ｆ）を用いて、撮影倍率１２５００倍の明視野観察にて５視野観察し、析出物評価を行った。析出物粒径は、上記明視野観察像に含まれる析出物の円相当径を測定した。粒径５００ｎｍ以下の析出物について５視野の平均析出物密度を算出した。
　また、ホットスタンプ模擬熱処理材から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、３００℃および７００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、３００℃における０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上、７００℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上であれば、一般的なディスクローターへの適用および薄肉化が可能なため、３００℃における０．２％耐力を１５０ＭＰａ以上、７００℃における０．２％耐力を８０ＭＰａ以上有するものを合格とし、表３、表４中でＡ印を記載した。さらに、３００℃における０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上、７００℃における０．２％耐力を１００ＭＰａ以上有するものは特に優れるものとしてＳ印を記載した。上記以外は不合格としてＸ印を記載した。
　また、ホットスタンプ前の熱延板について、高温におけるプレス成形性を評価するため、熱延板から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、１０００℃で引張試験を実施し、破断伸びを測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、１０００℃における破断伸びが５０％以上であればハット形状に加工可能なため、１０００℃における破断伸びを５０％以上有するものを合格とし、表３、表４中でＡ印を記載した。さらに、１０００℃における破断伸びを６５％以上有するものは特に優れるものとしてＳ印を記載した。上記以外は不合格としてＸ印を記載した。
　また熱延板靭性を評価するため熱延板からシャルピー試験片（Ｃ方向ノッチ）を作製し常温にてシャルピー衝撃試験を行った。３回の試験の平均衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以下であったときは、鋼板品質の「備考」欄に「靱性不良」と表示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～表４から明らかなように、ホットスタンプ模擬熱処理後の７００℃における０．２％耐力は、本発明例が比較例に比べて優れている。また、熱延板の仕上げ温度を９５０℃超である本発明例は、結晶粒径が１３０μｍ以上であり、３００℃耐力はすべて「Ｓ」であって特に優れることが分かる。上記疑似熱処理後の３００℃および７００℃における０．２％耐力、熱延板の１０００℃における破断伸びのいずれか一方でも不合格である場合、及び熱延板靱性が不良の場合は、ディスクローターとしての適用が不適と判断した。これより、本発明で規定される鋼は、耐熱性と成形性に優れていることがわかる。
　比較例Ｂ１、Ｂ２は、それぞれＣ、Ｎ濃度が上限を外れ、鋼板の１０００℃破断伸びが不良であった。
　比較例Ｂ３はＳｉ濃度が下限を外れ、疑似熱処理後の析出物数が不足して３００℃および７００℃耐力が低かった。比較例Ｂ４はＳｉ濃度が上限を外れ、鋼板での１０００℃伸びが不良であるとともに、疑似熱処理後の結晶粒径が過小かつ析出物数が過剰であり、割れが生じた。
　比較例Ｂ５はＭｎ濃度が上限を外れ、３００℃および７００℃耐力が不足した。
　比較例Ｂ６、Ｂ７は、それぞれＰ、Ｓ濃度が上限を外れ、いずれも鋼板の靱性不良が生じた。
　比較例Ｂ８はＣｒ濃度が下限を外れ、高温強度が低下して疑似熱処理後の３００℃および７００℃耐力が不良であった。また、疑似熱処理後の結晶粒径が過大であることから明らかなように鋼板での結晶粒径も過大となり、鋼板の靱性不良が生じた。
　比較例Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１１は、それぞれＣｒ濃度、Ｔｉ濃度、Ｎｂ濃度が上限を外れ、鋼板での１０００℃破断伸びが不良であるとともに、疑似熱処理での析出物数が過剰となり、割れが生じた。
　比較例Ｂ１２は熱延の仕上げ温度が上限を外れ、疑似熱処理後の結晶粒径が過大であることから明らかなように鋼板での結晶粒径も過大となり、鋼板の靱性不良が生じた。
　比較例Ｂ１３は熱延の仕上げ温度が下限を外れ、疑似熱処理後の結晶粒径が過小であり、析出物数が過少となった結果、３００℃および７００℃耐力が不良であった。
　比較例Ｂ１４は熱延の巻取温度が上限を外れ、鋼板の靱性不良となった。
　Ｂ１５は、表２の左端に「未」とあり、即ち、ホットスタンプ疑似熱処理を行わずに結晶粒径、析出物数、３００℃および７００℃耐力の評価を行ったものである。析出が進行せず、析出物数が過少となった結果、３００℃および７００℃耐力が不良であった。

Claims (12)

  1. 　質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．０５％、
    Ｎ：０．００１～０．０５％、
    Ｓｉ：０．３～４．０％、
    Ｍｎ：０．０１～２．０％、
    Ｐ：０．０１～０．０５％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２％、
    Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、さらに
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％
    を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
    　１０００℃まで加熱し、その後８９０～７００℃で１分以上１０分以下滞留する冷却をする熱処理（以下「ホットスタンプ疑似熱処理」という。）を行ったとき、
    結晶粒径が１００～２００μｍとなり、
    粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度となる、
    　ホットスタンプ加工用であることを特徴とする自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．０５％、
    Ｎ：０．００１～０．０５％、
    Ｓｉ：０．３～４．０％、
    Ｍｎ：０．０１～２．０％、
    Ｐ：０．０１～０．０５％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２％、
    Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、さらに
    Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％
    を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
    　結晶粒径が１００～２００μｍであり、粒径５００ｎｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在する、ホットスタンプ加工品を構成する自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．０５％、
    Ｎ：０．００１～０．０５％、
    Ｓｉ：０．３～４．０％、
    Ｍｎ：０．０１～２．０％、
    Ｐ：０．０１～０．０５％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２％、
    Ｃｒ：１０～２０％、を含有し、
    さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種含有し、
    残部がＦｅおよび不純物である自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　ホットスタンプ加工用であることを特徴とする請求項３に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　１０００℃における破断伸びが５０％以上であり、前記ホットスタンプ疑似熱処理後において、７００℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  6. 　７００℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項２に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  7. 　前記結晶粒径が１３０～２００μｍである請求項１、請求項２、請求項５、請求項６の何れかに記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  8. 　１０００℃における破断伸びが５０％以上であることを特徴とする請求項３又は請求項４に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  9. 　３００℃における０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  10. 　前記Ｆｅの一部に替えて、質量％にてさらに、
    Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    Ａｌ：０．００１～４．０％、
    Ｃｕ：０．０１～３．０％、
    Ｍｏ：０．０１～３．０％、
    Ｗ：０．００１～２．０％、
    Ｖ：０．００１～１．０％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５％、
    Ｎｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    Ｓｂ：０．００５～０．５％、
    Ｚｒ：０．００１～０．３％、
    Ｔａ：０．００１～０．３％、
    Ｈｆ：０．００１～０．３％、
    Ｃｏ：０．００１～０．３％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
    ＲＥＭ：０．００１～０．２％、
    Ｇａ：０．０００２～０．３％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１～請求項９のいずれか１項に記載の自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板。
  11. 　請求項１～請求項１０のいずれか１項に記載のステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター。
  12. 　請求項１～請求項１０のいずれか１項に記載のステンレス鋼板を用いてなる自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品。
PCT/JP2020/010947 2019-03-28 2020-03-12 自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品 WO2020195915A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2021011538A MX2021011538A (es) 2019-03-28 2020-03-12 Lamina de acero inoxidable ferritico para rotores de disco de freno de automovil, rotor de disco de freno de automovil y articulo estampado en caliente para rotores de disco de freno de automovil.
JP2021509036A JP7179966B2 (ja) 2019-03-28 2020-03-12 自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品
KR1020217029951A KR102569352B1 (ko) 2019-03-28 2020-03-12 자동차 브레이크 디스크 로터용 페라이트계 스테인리스 강판, 자동차 브레이크 디스크 로터 및 자동차 브레이크 디스크 로터용 핫 스탬프 가공품
CN202080025398.8A CN113661261B (zh) 2019-03-28 2020-03-12 汽车制动盘转子用铁素体系不锈钢板、汽车制动盘转子及汽车制动盘转子用热冲压加工品
EP20778917.3A EP3950969A4 (en) 2019-03-28 2020-03-12 FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET FOR AUTOMOTIVE BRAKE DISC ROTORS, AUTOMOTIVE BRAKE DISC ROTORS AND HOT STAMPED ARTICLE FOR AUTOMOTIVE BRAKE DISC ROTORS
CA3133206A CA3133206C (en) 2019-03-28 2020-03-12 Ferritic stainless steel sheet for automobile brake disk rotors, automobile brake disk rotor, and hot-stamped article for automobile brake disk rotors
US17/598,613 US20220177993A1 (en) 2019-03-28 2020-03-12 Ferritic stainless steel sheet for automobile brake disk rotors, automobile brake disk rotor, and hot-stamped article for automobile brake disk rotors

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019063177 2019-03-28
JP2019-063177 2019-03-28

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020195915A1 true WO2020195915A1 (ja) 2020-10-01

Family

ID=72609424

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/010947 WO2020195915A1 (ja) 2019-03-28 2020-03-12 自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20220177993A1 (ja)
EP (1) EP3950969A4 (ja)
JP (1) JP7179966B2 (ja)
KR (1) KR102569352B1 (ja)
CN (1) CN113661261B (ja)
CA (1) CA3133206C (ja)
MX (1) MX2021011538A (ja)
WO (1) WO2020195915A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022176707A1 (ja) * 2021-02-18 2022-08-25 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板、ブレーキディスクローターおよびブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116103572B (zh) * 2023-04-11 2023-07-07 山西建龙实业有限公司 一种双金属制动鼓用钢及其制备热轧钢带的方法

Citations (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57172B2 (ja) 1975-05-16 1982-01-05
JPH09268350A (ja) * 1996-01-30 1997-10-14 Kawasaki Steel Corp 高強度高延性フェライト単相Ｃｒ含有鋼板およびその製造方法
JP2004346425A (ja) * 2003-04-28 2004-12-09 Jfe Steel Kk ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2005126735A (ja) * 2003-10-21 2005-05-19 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れたブレーキディスクおよびその製造方法
JP2005146298A (ja) * 2003-11-11 2005-06-09 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2005307346A (ja) * 2004-03-22 2005-11-04 Jfe Steel Kk 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
JP2006169582A (ja) * 2004-12-15 2006-06-29 Jfe Steel Kk 耐熱応力割れ性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2006291240A (ja) * 2005-04-06 2006-10-26 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗と靭性に優れるブレーキディスク
JP2006322071A (ja) * 2005-04-21 2006-11-30 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
WO2008044299A1 (fr) * 2006-10-05 2008-04-17 Jfe Steel Corporation Disques de frein à excellente résistance à l'amollissement au recuit et à excellente ténacité
JP2011225948A (ja) * 2010-04-21 2011-11-10 Jfe Steel Corp ブレーキディスク用Ｃｒ含有熱延鋼板とブレーキディスク
WO2014148015A1 (ja) * 2013-03-19 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス鋼板
CN104294160A (zh) * 2014-09-09 2015-01-21 宝钢不锈钢有限公司 一种高硬度高韧性低碳马氏体不锈钢及其制造方法
JP2016117925A (ja) 2014-12-19 2016-06-30 日新製鋼株式会社 ステンレス製４輪用ディスクブレーキロータおよびその製造方法
KR20170075857A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 저경도 마르텐사이트계 스테인레스강 및 그 제조방법
JP2017172038A (ja) * 2016-03-17 2017-09-28 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、およびブレーキディスク
JP2019173086A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 自動車用ディスクブレーキロータ
JP2019173087A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法
JP2019178419A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼板および制動系部品

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS639819Y2 (ja) 1980-02-01 1988-03-23
US6568512B1 (en) * 2002-05-16 2003-05-27 International Truck Intellectual Property Company, Llc Corrosion resistant cast-in insert exciter ring
CN100535168C (zh) * 2007-02-16 2009-09-02 宝山钢铁股份有限公司 一种热轧铁素体不锈钢带钢的生产方法
JP5737952B2 (ja) * 2011-01-05 2015-06-17 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルおよび製造法
JP6166540B2 (ja) * 2013-01-28 2017-07-19 新日鐵住金ステンレス株式会社 高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法
CA2907970C (en) * 2013-03-27 2021-05-25 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
JP6550325B2 (ja) * 2015-11-27 2019-07-24 日鉄ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法
EP3486347B1 (en) * 2016-10-17 2020-10-21 JFE Steel Corporation Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for producing same

Patent Citations (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57172B2 (ja) 1975-05-16 1982-01-05
JPH09268350A (ja) * 1996-01-30 1997-10-14 Kawasaki Steel Corp 高強度高延性フェライト単相Ｃｒ含有鋼板およびその製造方法
JP2004346425A (ja) * 2003-04-28 2004-12-09 Jfe Steel Kk ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2005126735A (ja) * 2003-10-21 2005-05-19 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れたブレーキディスクおよびその製造方法
JP2005146298A (ja) * 2003-11-11 2005-06-09 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2005307346A (ja) * 2004-03-22 2005-11-04 Jfe Steel Kk 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
JP2006169582A (ja) * 2004-12-15 2006-06-29 Jfe Steel Kk 耐熱応力割れ性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP2006291240A (ja) * 2005-04-06 2006-10-26 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗と靭性に優れるブレーキディスク
JP2006322071A (ja) * 2005-04-21 2006-11-30 Jfe Steel Kk 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
WO2008044299A1 (fr) * 2006-10-05 2008-04-17 Jfe Steel Corporation Disques de frein à excellente résistance à l'amollissement au recuit et à excellente ténacité
JP2011225948A (ja) * 2010-04-21 2011-11-10 Jfe Steel Corp ブレーキディスク用Ｃｒ含有熱延鋼板とブレーキディスク
WO2014148015A1 (ja) * 2013-03-19 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス鋼板
CN104294160A (zh) * 2014-09-09 2015-01-21 宝钢不锈钢有限公司 一种高硬度高韧性低碳马氏体不锈钢及其制造方法
JP2016117925A (ja) 2014-12-19 2016-06-30 日新製鋼株式会社 ステンレス製４輪用ディスクブレーキロータおよびその製造方法
KR20170075857A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 저경도 마르텐사이트계 스테인레스강 및 그 제조방법
JP2017172038A (ja) * 2016-03-17 2017-09-28 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、およびブレーキディスク
JP2019173086A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 自動車用ディスクブレーキロータ
JP2019173087A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法
JP2019178419A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼板および制動系部品

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022176707A1 (ja) * 2021-02-18 2022-08-25 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板、ブレーキディスクローターおよびブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210129140A (ko) 2021-10-27
EP3950969A4 (en) 2023-04-19
CA3133206A1 (en) 2020-10-01
JPWO2020195915A1 (ja) 2021-12-23
EP3950969A1 (en) 2022-02-09
CA3133206C (en) 2023-01-24
KR102569352B1 (ko) 2023-08-22
US20220177993A1 (en) 2022-06-09
MX2021011538A (es) 2021-10-22
CN113661261B (zh) 2023-09-19
CN113661261A (zh) 2021-11-16
JP7179966B2 (ja) 2022-11-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5200332B2 (ja) 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
US8333849B2 (en) Low-carbon martensitic chromium-containing steel
TWI465587B (zh) 耐氧化性優異之肥粒鐵系不鏽鋼
JP6537659B1 (ja) マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法
CN109355478B (zh) 提高高温抗氧化性能的b444m2型铁素体不锈钢及其制备方法
JP6615256B2 (ja) ステンレス鋼板および制動系部品
KR20080110623A (ko) 템퍼링 연화 저항이 큰 브레이크 디스크
JP7564664B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品
TWI810810B (zh) 煞車碟盤轉子用麻田散鐵系不鏽鋼板、煞車碟盤轉子、及煞車碟盤轉子用麻田散鐵系不鏽鋼板的製造方法
KR102569352B1 (ko) 자동차 브레이크 디스크 로터용 페라이트계 스테인리스 강판, 자동차 브레이크 디스크 로터 및 자동차 브레이크 디스크 로터용 핫 스탬프 가공품
JP2019173086A (ja) 自動車用ディスクブレーキロータ
JP4496908B2 (ja) 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
JP2019099854A (ja) 無方向性電磁鋼板
JP2022068891A (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法
JP4308622B2 (ja) 耐焼戻し軟化性に優れたブレーキディスクおよびその製造方法
JP5417764B2 (ja) 熱疲労特性と耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2023116985A (ja) ブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板、ブレーキディスクローターおよびブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法
JP7325206B2 (ja) 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
WO2023243323A1 (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法
JP2024127626A (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びブレーキディスクローター、並びにそれらの製造方法
WO2024128287A1 (ja) 鋼板
WO2011039885A1 (ja) 冷延鋼板
WO2024177059A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板および排気部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20778917

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021509036

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3133206

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217029951

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020778917

Country of ref document: EP

Effective date: 20211028