低碳马氏体系含 Cr 钢 技术领域 本发明涉及一种低碳马氏体系含 Cr 钢，用于摩托车 (motorcycles)、自行车 (bicycles) 等二轮车的盘形制动器 (disc brakes) 的圆盘，耐腐蚀性优良，具有适当的淬火 硬度，并且相对于制动器制动时的发热的回火软化阻力也优良。
背景技术 摩托车、自行车等二轮车的盘形制动器的圆盘 ( 制动块 (brake pads) 上形成的滑 动部 (slide section))，存在在制动 (braking) 时因与制动块之间的摩擦热 (friction heat) 而 反复升温至 500℃左右的情况。因此，对于用于制动盘的原材料而言，需要相对于制动时 的发热不软化的耐热性 ( 耐回火软化性 (temper softening resistance))。
另一方面，若制动盘的硬度过高，则在制动时产生制动器鸣响 (brake squeal)， 或制动盘的磨损增加。 因此，制动盘存在适当的硬度范围，通常认为以 HRC( 洛氏硬度 的 C 标尺 (Rockwell hardness scale C)) 计 31 ～ 38 左右为适当。 但是，由于其上限根据 制动块的种类、制动块与圆盘的组合而变化，因此有时也允许达到以 HRC 计超过 40 的水 平。
此外，对于制动盘而言，由于担心美观上的问题、对制动器性能下降的不良影 响，还要求耐腐蚀性 ( 抗锈性 ) 优良。 因此，作为制动盘用的原材料，一直以来大多使 用如下的含有 12 ～ 13 质量％的 Cr 的低碳马氏体系不锈钢 (martensitic stainless steel) ：不 仅具有作为制动盘所需的耐腐蚀性，还在淬火的状态下具有适当硬度，且即使在 500℃下 接受 1 小时左右的回火处理，也能够大致保持适当的硬度。
但是，从提高制动器的制动能力等实现高性能化及轻量化、或设计的多样化的 观点出发，对于制动盘及其原材料，还逐渐要求优良的耐热性。 为了满足该要求，提出 了各种高耐热钢 (high heat resistant steel)。 例如 JP 特开 2001-220654 号公报及 JP 特开 2007-070654 号公报中，提出了如下耐回火软化性优良的钢 ：添加或增加 C、 Cu、 Nb、 V 及 Mo 等提高回火软化阻力的元素，不仅在淬火后，在 550 ～ 650℃下进行 1 小时左右 的回火后，也能够保持以 HRC 计 30 以上的硬度。
此外，在 JP 特开 2005-307346 号公报中，提出了如下的钢 ：添加适当量的 Nb、 Ni 及 V，而且使其高 N 化且相对地低 C 化，由此使其耐腐蚀性优良，可确保 HRC32 ～ 38 的适当淬火硬度，且在 600℃下进行保持 2 小时的回火后，也能够维持 HRC32 以上的 高硬度。
通常，在摩托车、自行车等的制动时，制动盘被加热至 650 ～ 700 ℃的温度范 围的情况几乎没有。 但是，通过使制动盘用原材料在这种温度范围内也具有耐热性，产 生制动器的高性能化、薄壁化带来的轻量化、或设计自由度的扩大等优点。 特别是对于 大、中型的摩托车、尤其是运动型的摩托车，该优点显著，对于原材料的高耐热化的期 待较大。
因此，本发明的目的是提供具有比一直以来使用的或提出的原材料高的耐热性
( 耐回火软化性 ) 的制动盘用原材料。 具体的本发明的目标是提供淬火后的硬度以 HRC 计为 31 ～ 40，且在 700℃下进行 1 小时的回火处理后也能够保持以 HRC 计 31 ～ 38 的适 当的硬度的具有耐回火软化性的制动盘用原材料。 发明内容
即，本发明提供一种低碳马氏体系含 Cr 钢，其中，C ：0.02 ～ 0.10 质量％、N ： 0.02 ～ 0.10 质量％、且 C+N ：0.08 ～ 0.16 质量％、Si ：0.5 质量％以下、Al ：0.1 质量％ 以下、 Mn ：0.3 ～ 3.0 质量％、 Cr ：10.5 ～ 13.5 质量％、 Nb ：0.05 ～ 0.60 质量％、 V ： 0.15 ～ 0.80 质量％、且 Nb+V ：0.25 ～ 0.95 质量％、Ni ：0.02 ～ 2.0 质量％、Cu ：1.5 质 量％以下，余量由 Fe 及不可避免的杂质构成，并且由下述 (1) 式表示的 Fp 值为 80.0 ～ 96.0，淬火后的硬度以 HRC 计为 31 ～ 40，在 700℃下回火 1 小时后的硬度以 HRC 计为 31 以上，
Fp 值＝ -230C+5Si-5Mn-6Cu+10Cr-12Ni+32Nb+22V+12Mo+8W+10Ta+40Al-220 N … (1)
其中，上述式中的各元素符号表示该元素的质量％含量。 本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，其特征在于，在上述成分组成的基础上，还含 有总计为 0.1 ～ 2.0 质量％的选自 Mo、 W 和 Ta 中的 1 种或 2 种以上。
此外，本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，其特征在于，在上述成分组成的基础 上， 还 含 有 选 自 Ca ：0.0002 ～ 0.0030 质 量 ％、 Mg ：0.0002 ～ 0.0030 质 量 ％ 和 B ： 0.0002 ～ 0.0060 质量％中的 1 种或 2 种以上。
此外，本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，其在淬火处理后为含有以体积％计为 5％以下的 δ 铁素体相的组织。
此外，本发明提供一种制动盘，其特征在于，由上述的低碳马氏体系含 Cr 钢形 成。
根据本发明，可以提供一种低碳马氏体系含 Cr 钢，其即使在 700℃的温度下接 受回火，也能够维持以 HRC 计 31 以上的硬度。 因此，在将本发明的钢用于摩托车、自 行车等的制动盘的情况下，不仅能够实现制动器的高性能化及薄壁化带来的轻量化，还 能够扩大设计的自由度。
附图说明
图 1 是表示在本实施例中发明例及组成在本发明范围内的比较例的 Fp 值与 700℃ 回火处理后的硬度之间的关系的图。
图 2 是表示在本实施例中发明例及组成在本发明范围内的比较例的 Fp 值与淬火 后的 δ 铁素体 (delta ferrite phase) 量之间的关系的图。
图 3 是表示在本实施例中发明例及组成在本发明范围内的比较例的 δ 铁素体量 与 700℃回火处理后的硬度之间的关系的图。
图 4 是表示在本实施例中发明例及组成为 Cu(2.24 质量％ ) 以外的比较例的 Cu 的添加量与 500℃回火处理后的硬度之间的关系的图。
图 5 是表示在本实施例中发明例及组成为 Cu(2.24 质量％ ) 以外的比较例的 Cu的添加量与回火时的硬度增加 (500℃回火处理后的硬度与淬火处理后的硬度之差 ) 之间 的关系的图。 具体实施方式
发明人为了解决上述课题，对于影响到含 Cr 钢的耐热性的各种成分的影响详细 进行了研究。 其结果发现，以降低在淬火加热时生成且在淬火 (quenching) 后也残留的 目前没有被适当控制的 δ 铁素体相 (delta ferrite phase) 的量的方式调整各元素的添加量 后，将 C、 N、 Nb 及 V 同时添加适当量，由此，因这些元素的固溶效果 (solid solution effect) 与析出物的效果 (precipitation effect)，对于在 700 ℃的温度下的回火 (tempering) 也具有充分的耐热性。 而且发现，通过添加适当量的 Mo、 W 及 Ta，能够更稳定地确保 耐热性 ；通过添加适当量的 Ca、 Mg 及 B，能够实现耐腐蚀性及制造性 ( 热加工性 (hot workability)) 的改善。 本发明是基于上述发现进一步加以研究而开发的。 另外，本发明 所说的 δ 铁素体是指在淬火时生成的铁素体相。
以下，只要没有特别指出，在本说明书中铁素体就是指 δ 铁素体。
本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，具有如下特征，作为制动盘用具有充分的耐腐 蚀性 ( 抗锈性 )，并且具有如下的耐热性 ( 耐回火软化性 ) ：淬火状态下的硬度为 HRC ： 31 ～ 40、优选为 HRC ：33 ～ 38，且即使在 700 ℃下进行 1 小时的回火后也能够维持 HRC ：31 以上的硬度。 另外，上述淬火的状态中，也包括在淬火后根据目的进行了轻微 的去除应力退火 (stress release annealing) 及回火处理的状态。
下面，对于本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢的成分组成进行说明。
C ：0.02 ～ 0.10 质量％、N ：0.02 ～ 0.10 质量％、且 C+N ：0.08 ～ 0.16 质量％
C 及 N 固溶于钢中，或者与 Nb、V 等形成碳化物、氮化物或碳氮化物 (carbide、 nitride 或 carbonitride) 并析出，具有提高淬火后及回火后的硬度的效果，在本发明中是重 要的元素。 为了在淬火后及回火后也确保预定的硬度，C 及 N 分别需要含有 0.02 质量％ 以上，而且，C 和 N 总计需要含有 0.08 质量％以上。 但是，若过量地添加 C 而超过 0.10 质量％，则粗大的析出物增加，反而降低抑制回火软化的效果，而且耐腐蚀性及韧性也 降低。 另外，若过量地添加 N 而超过 0.10 质量％，则热延展性 (hot ductility) 显著降低， 成为在铸造、热轧下产生剥落或裂纹的原因，从而制造困难。 因此， C 及 N 的上限分别 为 0.10 质量％。
而 且， 若 C 和 N 总 计 超 过 0.16 质 量 ％， 则 制 造 性、 冲 裁 加 工 性 (punching workability)、耐热性的特性均降低。 因此，C、N 分别为 0.02 ～ 0.10 质量％，且其总量 在 0.08 ～ 0.16 质量％的范围。 另外，从稳定地确保耐热性的观点出发，优选 C 为 0.03 质量％以上，N 为 0.04 质量％以上，其总量也优选为 0.10 质量％以上。 另外，在 700℃ 下回火处理后的硬度，在以 HRC 计为 31 以上的适当范围内越高越优选，但通过添加 0.04 质量％以上的 N，能够稳定地确保 HRC32 以上。
Si ：0.5 质量％以下
Si 是作为脱氧剂 (deoxidizing agent) 添加的元素，为了得到其效果，优选与 Mn 一起添加 0.05 质量％以上。 但是，若过度地添加而超过 0.5 质量％，则在淬火时易于生 成铁素体相，成为硬度降低的原因。 因此， Si 设定为 0.5 质量％以下。Al ：0.1 质量％以下
Al 是作为脱氧剂添加的元素，但添加超过 0.04 质量％时，脱氧效果会饱和。 此 外，Al 的过量添加，会导致 Al 系夹杂物引起的表面缺陷的增加、冲裁加工性的降低。 特 别是若 Al 的含量超过 0.1 质量％，则其不良影响会变得显著，因此上限设为 0.1 质量％。 优选为 0.04 质量％以下。 而且，由于 Al 与 Si 同样，在淬火时容易生成铁素体相，因此 也成为硬度降低的原因。 因此，在添加 0.1 质量％以上的 Si 的情况下，优选设 Al 为 0.02 质量％以下。
Mn ：0.3 ～ 3.0 质量％
Mn 除了脱氧效果以外，对于抑制淬火时的铁素体相的生成并在淬火后稳定地确 保适当的硬度是有用的元素，为了得到该效果，需要添加 0.3 质量％以上。 但是，若过量 地添加，则冲裁加工性、耐腐蚀性显著降低，因此设为 3.0 质量％以下。 此外，从稳定 地确保淬透性的观点出发，优选 0.5 质量％以上，从提高冲裁加工性及耐腐蚀性的观点出 发，优选为 2.5 质量％以下。
Cr ：10.5 ～ 13.5 质量％
Cr 在本发明的钢中是用于提高耐腐蚀性的必要元素，为了得到制动盘用原材料 所需的耐腐蚀性，需要添加 10.5 质量％以上。 另一方面，若添加超过 13.5 质量％，则冲 裁加工性及韧性降低，并且在淬火后不生成足够的马氏体相 (martensitic phase)，难以确 保适当的淬火硬度。 因此，Cr 设为 10.5 ～ 13.5 质量％的范围。 另外，在重视抗锈性的 情况下，优选为 11.0 质量％以上，在重视冲裁加工性及耐热性的情况下，优选为 13.0 质 量％以下。
Nb ：0.05 ～ 0.60 质量％、 V ：0.15 ～ 0.80 质量％、且 Nb+V ：0.25 ～ 0.95 质量％ Nb 及 V 通过固溶于钢中、或者与 C 及 N 形成碳氮化物，抑制回火引起的软质 化的效果较高，是为了确保作为本发明目的的耐热性、即在 700 ℃下进行 1 小时回火后 HRC ：31 以上的硬度所需要的元素。 此外，为了得到该效果，同时添加 Nb 和 V 是重要 的，需要使 Nb 为 0.05 质量％以上、使 V 为 0.15 质量％以上、且使二者的总计为 0.25 质 量％以上。 但是，若过量地添加 Nb 和 V，则在淬火时生成铁素体相，反而成为淬火后或 回火后硬度降低的原因，因此，使 Nb 和 V 分别为 0.60 质量％以下、0.80 质量％以下、 且使二者的总计为 0.95 质量％以下。 因此，设定使 Nb 为 0.05 ～ 0.60 质量％、使 V 为 0.15 ～ 0.80 质量％、且使 Nb 和 V 的总量为 0.25 ～ 0.95 质量％的范围。 此外，从稳定地 确保耐热性的观点出发，优选使 Nb 为 0.10 质量％以上，使 Nb 和 V 的总量为 0.35 质量％ 以上。 此外，若过量地添加 Nb 或 V，则因热加工性的降低而易于产生缺陷，因此从制造 性的观点出发，优选使 Nb 和 V 的总量为 0.80 质量％以下。
Ni ：0.02 ～ 2.0 质量％
Ni 是抑制淬火时的铁素体相的生成、提高淬透性或提高耐腐蚀性的元素。 为了 得到这些效果，需要添加 0.02 质量％以上。 另一方面，若过量地添加，则淬火前的硬度 增加而冲裁加工性降低，而淬火后的硬度也存在超过预定范围的情况，因此设定上限为 2.0 质量％。 特别是为了确保冲裁加工性，使淬火前的硬度在 HRB 下为 95 以下时，优选 Ni 为 1.5 质量％以下。 更优选的是在 0.1 ～ 1.4 质量％的范围。
Cu ：1.5 质量％以下
Cu 是提高耐腐蚀性的元素，也是在回火时在 500 ～ 600℃的温度下析出、具有抑 制回火软化的效果的元素。
图 4 和图 5 是根据后述的本发明实施例 ( 表 1-1、表 1-2、表 1-3 和表 1-4) 对 发明例和在组成上除 Cu(2.24 质量％ ) 以外的比较例进行描绘而成的图，分别是表示 Cu 的添加量与 500℃回火处理后的硬度之间的关系的图和表示 Cu 的添加量与回火时的硬度 增加 (500℃回火处理后的硬度与淬火处理后的硬度之差 ) 之间的关系的图。 由这些图可 知，通过添加 Cu，500℃回火后的表面硬度上升，抑制了软化。 因此，为了得到上述效 果，优选积极地添加 Cu。
但是，若与 Nb、V 一起过量地添加 Cu，则由于回火时的析出，硬度较大地超过 适当范围，成为制动鸣响、制动块磨损的原因。 另外，虽然通过制动器结构、制动块的 种类的选择等可允许稍微超过硬度，但若达到超过 HRC ：42 的水平，则超过可允许的范 围。 因此，Cu 的添加如图 4 所示为 1.5 质量％以下 ( 包括 0 质量％ )。 另外，为了使回 火时的硬度不超过 HRC ：41，优选为 0.5 质量％以下。
而且，在后述的 Fp 值超过 95.0、热轧时 δ 铁素体相以约 4 ～ 5 体积％生成的情 况下，因热加工性的降低而容易产生剥落或裂纹等缺陷。 特别是在添加了 Cu 的情况下， 在铸造时形成 Cu 偏析部，在热轧时因奥氏体相和马氏体相的界面上的熔点低的 Cu 偏析 部而易于产生裂纹。 为了防止该现象，添加 Ni 是有效的，但 Ni 是昂贵的元素。 因此， 为了减少原料成本，优选 Cu 为 0.3 质量％以下，根据情况，也可以不添加而为不可避免 的杂质的水平。 Fp 值 ：80.0 ～ 96.0
为了得到作为本发明目的的耐热性 ( 耐回火软化性 )，除了上述成分处于预定范 围以外，还需要下述 (1) 式定义的 Fp 值满足 80.0 ～ 96.0。
Fp 值＝ -230C+5Si-5Mn-6Cu+10Cr-12Ni+32Nb+22V+12Mo+8W+10Ta+40Al-220 N … (1)
其中，上述式中的各元素符号表示该元素的含量 ( 质量％ )。
该 Fp 值表示淬火时的 δ 铁素体相的生成难易程度，值越大则表示 δ 铁素体形 成能力越高。 图 1 以及图 2 表示 Fp 值和 700℃回火处理后的硬度以及 Fp 值和淬火处理 后的 δ 铁素体量。 此外，图 3 表示 δ 铁素体量和 700℃回火处理后的硬度之间的关系。 另外，图 1、图 2 和图 3 是根据后述的本发明实施例 ( 表 1-1、表 1-2、表 1-3 和表 1-4) 描绘发明例和组成在本发明范围内的比较例而成的图。
从图 1 和图 2 可知，若 Fp 值超过 96.0，则 δ 铁素体量急剧增加，700℃回火处理 后的硬度下降。 即，若淬火时生成的 δ 铁素体相的量较多，则回火软化易于进行。 而在 500℃～ 670℃的回火处理中，即使 δ 铁素体量超过 5％，也看不出急剧的软化。 因此， 可认为，一直以来，在所要求的耐热性为 670℃以下的情况下，不需要严密地控制 δ 铁 素体量，几乎没有被考虑过。 发明人判明，虽然 δ 铁素体相的量存在数体积％以上也能 够满足 500 ～ 670℃的耐热性，但为了满足 700℃的耐热性，还需要像这样严密地控制 δ 铁素体相的量。 这种 δ 铁素体与 700℃下的回火软化性之间的关系是新发现的见解。
本发明人发现，特别是为了相对于 700℃的高温的回火维持适当的硬度，如图 3
所示，至少需要 δ 铁素体相以体积％计为 5 ％以下，优选为 3 ％以下，更优选为 1 ％以 下，实现了目前达不到的耐热性。 为此，需要 Fp 值为 96.0 以下。 优选为 95.0 以下。 另一方面，若 Fp 值低于 80.0，则淬火前的硬度增加引起冲裁加工性的降低、淬火后的硬 度过大、或残留奥氏体相 (retained austenite phase) 的形成，从而在 700℃回火后得不到适 当的硬度，因此设 Fp 值为 80.0 以上。 因此， Fp 值设为 80.0 ～ 96.0 的范围。 优选的是 85.0 ～ 95.0 的范围。
本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，在上述成分的基础上，为了提高耐热性，还可 含有选自 Mo、 W 和 Ta 内的 1 种或 2 种以上，总计在 0.1 ～ 2.0 质量％的范围。
Mo、 W 和 Ta 通过固溶于钢中或形成析出物，具有抑制回火引起的软质化的效 果。 特别是，由于具有抑制回火温度超过 650 ℃的温度范围中的软质化的效果，因此 700℃下的回火后的硬度降低也减小。 为了得到该效果，优选添加选自 Mo、 W 和 Ta 内 的 1 种或 2 种以上且总计在 0.1 质量％以上。 但是，若过量地添加，则成为热变形阻力 的增加引起的制造性的降低、淬火前的硬度上升引起的冲裁加工性的降低、或在组织中 偏在而淬火时的铁素体相生成引起的 700℃回火后的硬度降低等的原因，因此优选设为总 计 2.0 质量％以下。 因此，Mo、W 和 Ta 优选根据耐热性的要求水平在总计 0.1 ～ 2.0 质 量％的范围内添加 1 种或 2 种以上。 另外，从提高耐热性的观点出发，更优选在 0.2 质 量％以上，而且，从制造性及加工性或降低成本的观点出发，更优选在 1.5 质量％以下。 此外，本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，在上述成分的基础上，为了提高制造性 及耐腐蚀性，还可含有选自 Ca ：0.0002 ～ 0.0030 质量％、 Mg ：0.0002 ～ 0.0030 质量％ 和 B ：0.0002 ～ 0.0060 质量％中的 1 种或 2 种以上。
Ca、 Mg 和 B 具有抑制对热加工性有害的 S、 P 的不良影响而提高热轧等制造 性的效果。 为了得到该效果，优选添加 Ca ：0.0002 质量％以上、 Mg ：0.0002 质量％以 上和 B ：0.0002 质量％以上。 但是，若过量地添加，则 Ca、 Mg 降低耐腐蚀性， B 降低 铸造性及热加工性，因此优选 Ca、 Mg 分别为 0.0030 质量％以下， B 为 0.0060 质量％以 下。 因此，Ca、Mg 和 B 优选根据需要在 Ca ：0.0002 ～ 0.0030 质量％、Mg ：0.0002 ～ 0.0030 质量％、 B ：0.0002 ～ 0.0060 质量％的范围内添加 1 种或 2 种以上。 更优选的范 围是 Ca ：0.0005 ～ 0.0030 质量％、 Mg ：0.0005 ～ 0.0030 质量％、 B ：0.0005 ～ 0.0060 质量％。
另外，作为不可避免的杂质，含有 S 超过 0.005 质量％的情况下，从确保耐腐蚀 性的观点出发，优选将 Ca 限制在 0.0010 质量％以下。
本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，上述成分以外的余量由 Fe 和不可避免的杂质组 成。 但是，不可避免的杂质中，P、S 是降低热加工性、韧性、耐腐蚀性的有害元素，因 此优选尽量降低，优选 P ：0.05 质量％以下、 S ：0.008 质量％以下。 更优选的是， P ： 0.03 质量％以下、 S ：0.005 质量％以下。
此外，本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢，只要在不妨碍本发明的作用效果的范围 内，也可以含有上述以外的成分，例如从提高耐热性、耐腐蚀性和制造性的观点出发， 也可以含有 0.1 质量％以下的 Ti、0.4 质量％以下的 Co 或总计 0.05 质量％以下的 REM、 Hf、 Y、 Zr、 Sb。
接着，对本发明的低碳马氏体系含 Cr 钢的制造方法进行说明。
本发明的含 Cr 钢的制造方法，可以应用作为制动盘用原材料的制造方法公知的 方法，例如优选以下的制造方法。
将满足上述成分组成的钢在转炉 (steel converter)、电炉 (electric furnace) 等中熔 炼，再通过 VOD( 真空吹氧脱碳法， Vacuum Oxygen Decarburization)、 AOD( 氩氧脱碳 法，Argon Oxygen Decarburization) 等对该钢水进行二次精炼 (secondary refining)，然后通 过连铸法 (continuous casting) 或铸锭 - 开坯轧制法形成厚度 100 ～ 250mm 的钢坯 (slab)。 另外，从生产率及钢板材质的均匀性的观点出发，优选连铸法。
接 着， 将 如 上 得 到 的 钢 坯 加 热 至 1000 ～ 1300 ℃ 后， 进 行 热 轧 而 形 成 板 厚 3 ～ 10mm 的 热 轧 钢 板， 根 据 需 要 进 行 热 轧 板 退 火， 实 施 喷 丸 (shotblasting)、 酸 洗 (pickling)、研磨 (grinding) 等而除去氧化皮 (descale)，再根据需要进行表面平整轧制 (skin pass rolling) 等形状矫正，形成制动盘用原材料。 此时，为了易于冲裁 (punching) 为制动盘，热轧板退火在 650 ～ 900℃的温度下进行，优选使硬度以 HRB( 洛氏硬度 B 标 尺 ) 计为 100 以下。 更优选为 HRB ：95 以下。
另外，在厚度为 3mm 以下的制动盘的情况下，其原材料优选使用热轧至 3mm 以 下的热轧钢板，或对 3mm 以上的热轧钢板进一步实施冷轧，并根据需要进行了退火、去 氧化皮、形状矫正等的冷轧钢板。
接着，对制造制动盘的方法进行说明。
首先，制动盘的制造方法可使用现有公知的方法，例如由如上得到的热轧钢板 或冷轧钢板的卷材或切板，通过冲裁加工等冲裁为圆盘状，进而冲裁加工出具有冷却及 排出磨损粉末等功能的槽或小孔等，制成预定的形状。 接着，优选使用高频感应加热 装置 (high-ffequency induction heating device)、分批式 (batch type) 或连续式 (continuous type) 的热处理炉，加热至 950 ～ 1250℃的温度后，进行以空冷以上的冷却速度进行冷却 的淬火处理，然后，实施利用酸洗处理、表面研磨 (surface polishing) 的去氧化皮、利用 钝化处理 (passivation treatment) 等酸处理 (acidic treatment)、涂覆 (coating) 的防锈处理 (rust-proofing) 等，制成制动盘。 另外，作为淬火处理的方法，也可以使用兼作形状矫 正 (shape correction) 的模压淬火 (die quenching)。 另外，根据需要也可以进行去应力退 火。 而且，本发明的钢，虽然一个较大的特征是仅通过淬火处理即可用于制动盘 ( 不需 要回火处理 )，但也可以在进行回火处理后使用。
实施例
将具有表 1-1、表 1-2、表 1-3 和表 1-4 所示的成分组成的钢在高频真空熔炼炉 (high-ffequency melting furnace) 中熔炼成 100kg 的钢锭，接着，将这些钢锭在通常条件下 进行热轧而制成板厚 4mm 的热轧板。 然后，对该热轧板在惰性气体 (inert gas) 气氛中进 行 650 ～ 850℃ ×8 小时以上的退火后，实施缓冷的热处理，制成热轧退火材料。 另外， 在上述热轧时，对轧制时有无裂纹产生及轧制载荷进行了研究，而且对轧制后的热轧板 目视观察了钢板表面，研究有无剥落 (scab)、裂纹等缺陷产生，将裂纹等产生较大的评 价为制造性 ×(bad)，将裂纹等产生轻微而在实用上没有问题的评价为制造性△ (pass)， 将完全没有发现问题的评价为制造性○ (good)。
使用如上得到的热轧退火板，进行以下试验。
(1) 淬透性试验 (hardenability test)从上述热轧退火板上裁取板厚 ×30mm×30mm 的大小的试验片，以表 2 所示的 各种条件加热后，实施空冷的淬火处理。 接着，磨削、研磨而除去退火后的试验片表面 的氧化皮后，按照 JIS Z2245 的规定用洛氏硬度计测定 5 点表面硬度 HRC，将其平均值作 为该材料的淬火硬度。 然后，将淬火后的硬度以 HRC 计为 31 ～ 40 的试验片判定为合 格。
(2) 耐热性 ( 耐回火软化性 ) 试验
将 上 述 淬 火 后 的 试 验 片 进 一 步 加 热 至 500 ℃ ×1 小 时、650 ℃ ×1 小 时 和 700℃ ×1 小时三个水平后，实施空冷的回火处理，然后通过研磨除去试验片表面的氧化 皮，之后按照 JIS Z2245 的规定用洛氏硬度计测定 5 点表面硬度 HRC，求取其平均值，评 价耐热性。 然后，将 700℃ ×1 小时的回火处理后的硬度以 HRC 计为 31 以上的试验片 判定为合格。
(3) 耐腐蚀性试验
从上述热轧退火材料上裁取板厚 ×70mm×150mm 大小的试验片，用 #320 的 金刚砂研磨纸对试验片表面进行湿法研磨后，进行按照 JIS Z2371 规定的盐水喷雾试验 (SST)。 SST 试验进行 48 小时，目视观察试验后的试验片表面，测定生锈点的数量， 将没有生锈点记为○ (good)，有 1 ～ 4 个生锈点记为△ (pass)，有 5 个以上生锈点记 为 ×(bad)，认为○、△为合格。 (4)δ 铁素体量的测定
测定 δ 铁素体量时，研磨淬火后的试验片的截面，以村上试剂 (Murakami test reagent) 进行腐蚀后，通过光学显微镜 (optical microscope) 观察组织。 对于各试验片，在 400 倍下拍摄 5 个视野的光学显微镜照片，通过图像分析 (image analysis) 测定 δ 铁素体 相的量，求取其平均值。
将上述试验的结果一起表示在表 2-1 和表 2-2。 从表 2-1 和表 2-2 可知，具有适 合本发明的成分组成的钢 No.1 ～ 12、钢 No.23 ～ 26 和钢 No.30 ～ 34，淬火后的硬度均 为 HRC ：31 ～ 40，700℃下的回火后的硬度均为 HRC ：31 以上，均具有优良的回火软化 阻力，而且耐腐蚀性及制造性也均优良。
与此相对，可知，不满足本发明的成分组成的钢 No.13 ～ 22、钢 No.27 ～ 29 和 钢 No.35 ～ 40 的钢板，淬火后的硬度不到 HRC ：31 ～ 40，而且，例如即使淬火后的硬 度满足 HRC ：31 ～ 40，700℃下的回火后的硬度也不足 HRC ：31，或制造性、耐腐蚀性 中的任意一个不满足本发明的目标。
另外，关于钢 No.16，制造性为△，这是由于因 Nb、 V 过量而热加工性降低导 致产生缺陷的缘故。 另外，关于钢 No.25，抗锈性为△，这是由于因 S 为 0.005 质量％以 上且 Ca 超过 0.0010 质量％导致耐腐蚀性变差的缘故。
另外，钢 No.35 ～ 38 是之前本发明人开发的 600 ℃、2 小时的回火后的硬度为 HRC32 以上的发明例 (JP 特开 2005-307346 号公报的表 1 的钢 No.F、 G、 L 和 X)，对于 钢 No.35 而言，虽然 Fp 值在本发明的范围内，但由于 V 超出本发明的范围，所以不能得 到 700℃回火后的 HRC31 以上的效果。 另外，36 ～ 38 由于 Fp 值超过本发明范围的上限 值，因此淬火后的 δ 铁素体量为 9 体积％以上，不能得到 700℃回火后的 HRC31 以上的 效果。
表 2-1
表 2-2
*2) ：钢 No.35-38 相当于日本特开 2005-307346 号公报的表 1-1、表 1-2 的钢 No.F、 G、 L 和 X