專利名稱：低碳馬氏體系含Cr鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種低碳馬氏體系含Cr鋼，用于摩托車(motorcycles)、自行車 (bicycles)等二輪車的盤形制動器(disc brakes)的圓盤，耐腐蝕性優(yōu)良，具有適當(dāng)?shù)拇慊?硬度，并且相對于制動器制動時(shí)的發(fā)熱的回火軟化阻力也優(yōu)良。
背景技術(shù)：
摩托車、自行車等二輪車的盤形制動器的圓盤(制動塊(brake pads)上形成的滑 動部(slide section))，存在在制動(braking)時(shí)因與制動塊之間的摩擦熱(friction heat)而 反復(fù)升溫至500°C左右的情況。因此，對于用于制動盤的原材料而言，需要相對于制動時(shí) 的發(fā)熱不軟化的耐熱性(耐回火軟化性(temper softening resistance))。另一方面，若制動盤的硬度過高，則在制動時(shí)產(chǎn)生制動器鳴響(brake squeal)， 或制動盤的磨損增加。因此，制動盤存在適當(dāng)?shù)挠捕确秶?，通常認(rèn)為以HRC(洛氏硬度 的C標(biāo)尺(Rockwell hardness scale C))計(jì)31 38左右為適當(dāng)。但是，由于其上限根據(jù) 制動塊的種類、制動塊與圓盤的組合而變化，因此有時(shí)也允許達(dá)到以HRC計(jì)超過40的水 平。此外，對于制動盤而言，由于擔(dān)心美觀上的問題、對制動器性能下降的不良影 響，還要求耐腐蝕性(抗銹性)優(yōu)良。因此，作為制動盤用的原材料，一直以來大多使 用如下的含有12 13質(zhì)量％的Cr的低碳馬氏體系不銹鋼(martensitic stainless steel)不 僅具有作為制動盤所需的耐腐蝕性，還在淬火的狀態(tài)下具有適當(dāng)硬度，且即使在500°C下 接受1小時(shí)左右的回火處理，也能夠大致保持適當(dāng)?shù)挠捕?。但是，從提高制動器的制動能力等?shí)現(xiàn)高性能化及輕量化、或設(shè)計(jì)的多樣化的 觀點(diǎn)出發(fā)，對于制動盤及其原材料，還逐漸要求優(yōu)良的耐熱性。為了滿足該要求，提出 了各種高耐熱鋼(high heat resistant steel)。例如JP特開2001-220654號公報(bào)及JP特開 2007-070654號公報(bào)中，提出了如下耐回火軟化性優(yōu)良的鋼添加或增加C、Cu、Nb、 V及Mo等提高回火軟化阻力的元素，不僅在淬火后，在550 650°C下進(jìn)行1小時(shí)左右 的回火后，也能夠保持以HRC計(jì)30以上的硬度。此外，在JP特開2005-307346號公報(bào)中，提出了如下的鋼添加適當(dāng)量的Nb、 Ni及V，而且使其高N化且相對地低C化，由此使其耐腐蝕性優(yōu)良，可確保HRC32 38的適當(dāng)淬火硬度，且在600°C下進(jìn)行保持2小時(shí)的回火后，也能夠維持HRC32以上的
高硬度。通常，在摩托車、自行車等的制動時(shí)，制動盤被加熱至650 700°C的溫度范 圍的情況幾乎沒有。但是，通過使制動盤用原材料在這種溫度范圍內(nèi)也具有耐熱性，產(chǎn) 生制動器的高性能化、薄壁化帶來的輕量化、或設(shè)計(jì)自由度的擴(kuò)大等優(yōu)點(diǎn)。特別是對于 大、中型的摩托車、尤其是運(yùn)動型的摩托車，該優(yōu)點(diǎn)顯著，對于原材料的高耐熱化的期 待較大。因此，本發(fā)明的目的是提供具有比一直以來使用的或提出的原材料高的耐熱性(耐回火軟化性)的制動盤用原材料。具體的本發(fā)明的目標(biāo)是提供淬火后的硬度以HRC 計(jì)為31 40，且在700°C下進(jìn)行1小時(shí)的回火處理后也能夠保持以HRC計(jì)31 38的適 當(dāng)?shù)挠捕鹊木哂心突鼗疖浕缘闹苿颖P用原材料。

發(fā)明內(nèi)容
即，本發(fā)明提供一種低碳馬氏體系含Cr鋼，其中，C: 0.02 0.10質(zhì)量％、N 0.02 0.10質(zhì)量％、且C+N: 0.08 0.16質(zhì)量％、Si: 0.5質(zhì)量％以下、Al: 0.1質(zhì)量％ 以下、Mn: 0.3 3.0 質(zhì)量 ％、Cr: 10.5 13.5 質(zhì)量 ％、Nb: 0.05 0.60 質(zhì)量 ％、V 0.15 0.80 質(zhì)量 ％、且 Nb+V: 0.25 0.95 質(zhì)量 ％、Ni: 0.02 2.0 質(zhì)量 ％、Cu: 1.5 質(zhì) 量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且由下述(1)式表示的Fp值為80.0 96.0，淬火后的硬度以HRC計(jì)為31 40，在700°C下回火1小時(shí)后的硬度以HRC計(jì)為 31以上，F(xiàn)p 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號表示該元素的質(zhì)量％含量。本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，還含 有總計(jì)為0.1 2.0質(zhì)量％的選自Mo、W和Ta中的1種或2種以上。此外，本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，其特征在于，在上述成分組成的基礎(chǔ) 上，還含有選自Ca 0.0002 0.0030質(zhì)量％、Mg 0.0002 0.0030質(zhì)量％和B 0.0002 0.0060質(zhì)量％中的1種或2種以上。此外，本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，其在淬火處理后為含有以體積％計(jì)為 5%以下的δ鐵素體相的組織。此外，本發(fā)明提供一種制動盤，其特征在于，由上述的低碳馬氏體系含Cr鋼形 成。根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種低碳馬氏體系含Cr鋼，其即使在700°C的溫度下接 受回火，也能夠維持以HRC計(jì)31以上的硬度。因此，在將本發(fā)明的鋼用于摩托車、自 行車等的制動盤的情況下，不僅能夠?qū)崿F(xiàn)制動器的高性能化及薄壁化帶來的輕量化，還 能夠擴(kuò)大設(shè)計(jì)的自由度。


圖1是表示在本實(shí)施例中發(fā)明例及組成在本發(fā)明范圍內(nèi)的比較例的Fp值與700°C 回火處理后的硬度之間的關(guān)系的圖。圖2是表示在本實(shí)施例中發(fā)明例及組成在本發(fā)明范圍內(nèi)的比較例的Fp值與淬火 后的S鐵素體(delta ferrite phase)量之間的關(guān)系的圖。圖3是表示在本實(shí)施例中發(fā)明例及組成在本發(fā)明范圍內(nèi)的比較例的δ鐵素體量 與700°C回火處理后的硬度之間的關(guān)系的圖。圖4是表示在本實(shí)施例中發(fā)明例及組成為Cu(2.24質(zhì)量％ )以外的比較例的Cu 的添加量與500°C回火處理后的硬度之間的關(guān)系的圖。圖5是表示在本實(shí)施例中發(fā)明例及組成為Cu(2.24質(zhì)量％ )以外的比較例的Cu的添加量與回火時(shí)的硬度增加(500°C回火處理后的硬度與淬火處理后的硬度之差)之間 的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式發(fā)明人為了解決上述課題，對于影響到含Cr鋼的耐熱性的各種成分的影響詳細(xì) 進(jìn)行了研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，以降低在淬火加熱時(shí)生成且在淬火(quenching)后也殘留的 目前沒有被適當(dāng)控制的δ鐵素體相(delta ferrite phase)的量的方式調(diào)整各元素的添加量 后，將C、N、Nb及V同時(shí)添加適當(dāng)量，由此，因這些元素的固溶效果(solid solution effect)與析出物的效果(precipitation effect)，對于在700°C的溫度下的回火(tempering) 也具有充分的耐熱性。而且發(fā)現(xiàn)，通過添加適當(dāng)量的Mo、W及Ta，能夠更穩(wěn)定地確保 耐熱性；通過添加適當(dāng)量的Ca、Mg及B，能夠?qū)崿F(xiàn)耐腐蝕性及制造性(熱加工性(hot workability))的改善。本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)進(jìn)一步加以研究而開發(fā)的。另外，本發(fā)明 所說的S鐵素體是指在淬火時(shí)生成的鐵素體相。以下，只要沒有特別指出，在本說明書中鐵素體就是指δ鐵素體。本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，具有如下特征，作為制動盤用具有充分的耐腐 蝕性(抗銹性)，并且具有如下的耐熱性(耐回火軟化性)淬火狀態(tài)下的硬度為HRC: 31 40、優(yōu)選為HRC: 33 38，且即使在700°C下進(jìn)行1小時(shí)的回火后也能夠維持 HRC 31以上的硬度。另外，上述淬火的狀態(tài)中，也包括在淬火后根據(jù)目的進(jìn)行了輕微 的去除應(yīng)力退火(stress release annealing)及回火處理的狀態(tài)。下面，對于本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼的成分組成進(jìn)行說明。C 0.02 0.10 質(zhì)量％、N 0.02 0.10 質(zhì)量％、且 C+N 0.08 0.16 質(zhì)量％C及N固溶于鋼中，或者與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，在本發(fā)明中是重 要的元素。為了在淬火后及回火后也確保預(yù)定的硬度，C及N分別需要含有0.02質(zhì)量％ 以上，而且，C和N總計(jì)需要含有0.08質(zhì)量％以上。但是，若過量地添加C而超過0.10 質(zhì)量％，則粗大的析出物增加，反而降低抑制回火軟化的效果，而且耐腐蝕性及韌性也 降低。另外，若過量地添加N而超過0.10質(zhì)量％，則熱延展性(hot ductility)顯著降低， 成為在鑄造、熱軋下產(chǎn)生剝落或裂紋的原因，從而制造困難。因此，C及N的上限分別 為0.10質(zhì)量％。而且，若C和N總計(jì)超過0.16質(zhì)量％，則制造性、沖裁加工性(punching workability)、耐熱性的特性均降低。因此，C、N分別為0.02 0.10質(zhì)量％，且其總量 在0.08 0.16質(zhì)量％的范圍。另外，從穩(wěn)定地確保耐熱性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選C為0.03 質(zhì)量％以上，N為0.04質(zhì)量％以上，其總量也優(yōu)選為0.10質(zhì)量％以上。另外，在700°C 下回火處理后的硬度，在以HRC計(jì)為31以上的適當(dāng)范圍內(nèi)越高越優(yōu)選，但通過添加0.04 質(zhì)量％以上的N，能夠穩(wěn)定地確保HRC32以上。Si: 0.5 質(zhì)量 ％ 以下Si是作為脫氧劑(deoxidizing agent)添加的元素，為了得到其效果，優(yōu)選與Mn
一起添加0.05質(zhì)量％以上。但是，若過度地添加而超過0.5質(zhì)量％，則在淬火時(shí)易于生 成鐵素體相，成為硬度降低的原因。因此，Si設(shè)定為0.5質(zhì)量％以下。
Al: 0.1 質(zhì)量 ％ 以下Al是作為脫氧劑添加的元素，但添加超過0.04質(zhì)量％時(shí)，脫氧效果會飽和。此 外，Al的過量添加，會導(dǎo)致Al系夾雜物引起的表面缺陷的增加、沖裁加工性的降低。特 別是若Al的含量超過0.1質(zhì)量％，則其不良影響會變得顯著，因此上限設(shè)為0.1質(zhì)量％。 優(yōu)選為0.04質(zhì)量％以下。而且，由于Al與Si同樣，在淬火時(shí)容易生成鐵素體相，因此 也成為硬度降低的原因。因此，在添加0.1質(zhì)量％以上的Si的情況下，優(yōu)選設(shè)Al為0.02 質(zhì)量％以下。Mn 0.3 3.0 質(zhì)量％Mn除了脫氧效果以外，對于抑制淬火時(shí)的鐵素體相的生成并在淬火后穩(wěn)定地確 保適當(dāng)?shù)挠捕仁怯杏玫脑?，為了得到該效果，需要添?.3質(zhì)量％以上。但是，若過量 地添加，則沖裁加工性、耐腐蝕性顯著降低，因此設(shè)為3.0質(zhì)量％以下。此外，從穩(wěn)定 地確保淬透性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選0.5質(zhì)量％以上，從提高沖裁加工性及耐腐蝕性的觀點(diǎn)出 發(fā)，優(yōu)選為2.5質(zhì)量％以下。Cr: 10.5 13.5 質(zhì)量 ％Cr在本發(fā)明的鋼中是用于提高耐腐蝕性的必要元素，為了得到制動盤用原材料 所需的耐腐蝕性，需要添加10.5質(zhì)量％以上。另一方面，若添加超過13.5質(zhì)量％，則沖 裁加工性及韌性降低，并且在淬火后不生成足夠的馬氏體相(martensiticphase)，難以確 保適當(dāng)?shù)拇慊鹩捕?。因此，Cr設(shè)為10.5 13.5質(zhì)量％的范圍。另外，在重視抗銹性的 情況下，優(yōu)選為11.0質(zhì)量％以上，在重視沖裁加工性及耐熱性的情況下，優(yōu)選為13.0質(zhì) 量％以下。Nb: 0.05 0.60 質(zhì)量 ％、V 0.15 0.80 質(zhì)量 ％、且 Nb+V 0.25 0.95 質(zhì)
量％Nb及V通過固溶于鋼中、或者與C及N形成碳氮化物，抑制回火引起的軟質(zhì) 化的效果較高，是為了確保作為本發(fā)明目的的耐熱性、即在700°C下進(jìn)行1小時(shí)回火后 HRC 31以上的硬度所需要的元素。此外，為了得到該效果，同時(shí)添加Nb和V是重要 的，需要使Nb為0.05質(zhì)量％以上、使V為0.15質(zhì)量％以上、且使二者的總計(jì)為0.25質(zhì) 量％以上。但是，若過量地添加Nb和V，則在淬火時(shí)生成鐵素體相，反而成為淬火后或 回火后硬度降低的原因，因此，使Nb和V分別為0.60質(zhì)量％以下、0.80質(zhì)量％以下、 且使二者的總計(jì)為0.95質(zhì)量％以下。因此，設(shè)定使Nb為0.05 0.60質(zhì)量％、使V為 0.15 0.80質(zhì)量％、且使Nb和V的總量為0.25 0.95質(zhì)量％的范圍。此外，從穩(wěn)定地 確保耐熱性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使Nb為0.10質(zhì)量％以上，使Nb和V的總量為0.35質(zhì)量％ 以上。此外，若過量地添加Nb或V，則因熱加工性的降低而易于產(chǎn)生缺陷，因此從制造 性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使Nb和V的總量為0.80質(zhì)量％以下。Ni 0.02 2.0 質(zhì)量％Ni是抑制淬火時(shí)的鐵素體相的生成、提高淬透性或提高耐腐蝕性的元素。為了 得到這些效果，需要添加0.02質(zhì)量％以上。另一方面，若過量地添加，則淬火前的硬度 增加而沖裁加工性降低，而淬火后的硬度也存在超過預(yù)定范圍的情況，因此設(shè)定上限為 2.0質(zhì)量％。特別是為了確保沖裁加工性，使淬火前的硬度在HRB下為95以下時(shí)，優(yōu)選 Ni為1.5質(zhì)量％以下。更優(yōu)選的是在0.1 1.4質(zhì)量％的范圍。
Cu: 1.5 質(zhì)量 ％ 以下Cu是提高耐腐蝕性的元素，也是在回火時(shí)在500 600°C的溫度下析出、具有抑 制回火軟化的效果的元素。圖4和圖5是根據(jù)后述的本發(fā)明實(shí)施例(表1-1、表1-2、表1_3和表1_4)對 發(fā)明例和在組成上除Cu(2.24質(zhì)量％)以外的比較例進(jìn)行描繪而成的圖，分別是表示Cu 的添加量與500°C回火處理后的硬度之間的關(guān)系的圖和表示Cu的添加量與回火時(shí)的硬度 增加(500°C回火處理后的硬度與淬火處理后的硬度之差)之間的關(guān)系的圖。由這些圖可 知，通過添加Cu，500°C回火后的表面硬度上升，抑制了軟化。因此，為了得到上述效 果，優(yōu)選積極地添加Cu。但是，若與Nb、V —起過量地添加Cu，則由于回火時(shí)的析出，硬度較大地超過 適當(dāng)范圍，成為制動鳴響、制動塊磨損的原因。另外，雖然通過制動器結(jié)構(gòu)、制動塊的 種類的選擇等可允許稍微超過硬度，但若達(dá)到超過HRC: 42的水平，則超過可允許的范 圍。因此，Cu的添加如圖4所示為1.5質(zhì)量％以下(包括0質(zhì)量％)。另外，為了使回 火時(shí)的硬度不超過HRC: 41，優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下。而且，在后述的Fp值超過95.0、熱軋時(shí)δ鐵素體相以約4 5體積％生成的情 況下，因熱加工性的降低而容易產(chǎn)生剝落或裂紋等缺陷。特別是在添加了 Cu的情況下， 在鑄造時(shí)形成Cu偏析部，在熱軋時(shí)因奧氏體相和馬氏體相的界面上的熔點(diǎn)低的Cu偏析 部而易于產(chǎn)生裂紋。為了防止該現(xiàn)象，添加Ni是有效的，但Ni是昂貴的元素。因此， 為了減少原料成本，優(yōu)選Cu為0.3質(zhì)量％以下，根據(jù)情況，也可以不添加而為不可避免 的雜質(zhì)的水平。Fp 值80.0 96.0為了得到作為本發(fā)明目的的耐熱性(耐回火軟化性)，除了上述成分處于預(yù)定范 圍以外，還需要下述(1)式定義的Fp值滿足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號表示該元素的含量(質(zhì)量％ )。該Fp值表示淬火時(shí)的δ鐵素體相的生成難易程度，值越大則表示δ鐵素體形 成能力越高。圖1以及圖2表示Fp值和700°C回火處理后的硬度以及Fp值和淬火處理 后的S鐵素體量。此外，圖3表示δ鐵素體量和700°C回火處理后的硬度之間的關(guān)系。 另外，圖1、圖2和圖3是根據(jù)后述的本發(fā)明實(shí)施例(表1-1、表1-2、表1-3和表1-4) 描繪發(fā)明例和組成在本發(fā)明范圍內(nèi)的比較例而成的圖。從圖1和圖2可知，若Fp值超過96.0，則δ鐵素體量急劇增加，700°C回火處理 后的硬度下降。即，若淬火時(shí)生成的δ鐵素體相的量較多，則回火軟化易于進(jìn)行。而在 500°C 670°C的回火處理中，即使δ鐵素體量超過5%，也看不出急劇的軟化。因此， 可認(rèn)為，一直以來，在所要求的耐熱性為670°C以下的情況下，不需要嚴(yán)密地控制δ鐵 素體量，幾乎沒有被考慮過。發(fā)明人判明，雖然S鐵素體相的量存在數(shù)體積％以上也能 夠滿足500 670°C的耐熱性，但為了滿足700°C的耐熱性，還需要像這樣嚴(yán)密地控制δ 鐵素體相的量。這種S鐵素體與700°C下的回火軟化性之間的關(guān)系是新發(fā)現(xiàn)的見解。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，特別是為了相對于700°C的高溫的回火維持適當(dāng)?shù)挠捕?，如圖3所示，至少需要δ鐵素體相以體積％計(jì)為5%以下，優(yōu)選為3%以下，更優(yōu)選為以 下，實(shí)現(xiàn)了目前達(dá)不到的耐熱性。為此，需要Fp值為96.0以下。優(yōu)選為95.0以下。 另一方面，若Fp值低于80.0，則淬火前的硬度增加引起沖裁加工性的降低、淬火后的硬 度過大、或殘留奧氏體相(retained austenite phase)的形成，從而在700°C回火后得不到適 當(dāng)?shù)挠捕龋虼嗽O(shè)Fp值為80.0以上。因此，F(xiàn)p值設(shè)為80.0 96.0的范圍。優(yōu)選的是 85.0 95.0的范圍。本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，在上述成分的基礎(chǔ)上，為了提高耐熱性，還可 含有選自Mo、W和Ta內(nèi)的1種或2種以上，總計(jì)在0.1 2.0質(zhì)量％的范圍。Mo、W和Ta通過固溶于鋼中或形成析出物，具有抑制回火引起的軟質(zhì)化的效 果。特別是，由于具有抑制回火溫度超過650°C的溫度范圍中的軟質(zhì)化的效果，因此 700°C下的回火后的硬度降低也減小。為了得到該效果，優(yōu)選添加選自Mo、W和Ta內(nèi) 的1種或2種以上且總計(jì)在0.1質(zhì)量％以上。但是，若過量地添加，則成為熱變形阻力 的增加引起的制造性的降低、淬火前的硬度上升引起的沖裁加工性的降低、或在組織中 偏在而淬火時(shí)的鐵素體相生成引起的700°C回火后的硬度降低等的原因，因此優(yōu)選設(shè)為總 計(jì)2.0質(zhì)量％以下。因此，Mo、W和Ta優(yōu)選根據(jù)耐熱性的要求水平在總計(jì)0.1 2.0質(zhì) 量％的范圍內(nèi)添加1種或2種以上。另外，從提高耐熱性的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選在0.2質(zhì) 量％以上，而且，從制造性及加工性或降低成本的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選在1.5質(zhì)量％以下。此外，本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，在上述成分的基礎(chǔ)上，為了提高制造性 及耐腐蝕性，還可含有選自Ca: 0.0002 0.0030質(zhì)量％、Mg: 0.0002 0.0030質(zhì)量％ 和B 0.0002 0.0060質(zhì)量％中的1種或2種以上。Ca、Mg和B具有抑制對熱加工性有害的S、P的不良影響而提高熱軋等制造 性的效果。為了得到該效果，優(yōu)選添加Ca: 0.0002質(zhì)量％以上、Mg: 0.0002質(zhì)量％以 上和B: 0.0002質(zhì)量％以上。但是，若過量地添加，則Ca、Mg降低耐腐蝕性，B降低 鑄造性及熱加工性，因此優(yōu)選Ca、Mg分別為0.0030質(zhì)量％以下，B為0.0060質(zhì)量％以 下。因此，Ca、Mg和B優(yōu)選根據(jù)需要在Ca: 0.0002 0.0030質(zhì)量％、Mg: 0.0002 0.0030質(zhì)量％、B: 0.0002 0.0060質(zhì)量％的范圍內(nèi)添加1種或2種以上。更優(yōu)選的范 圍是 Ca 0.0005 0.0030 質(zhì)量％、Mg 0.0005 0.0030 質(zhì)量％、B 0.0005 0.0060 質(zhì)量％。另外，作為不可避免的雜質(zhì)，含有S超過0.005質(zhì)量％的情況下，從確保耐腐蝕 性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將Ca限制在0.0010質(zhì)量％以下。本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，上述成分以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組 成。但是，不可避免的雜質(zhì)中，P、S是降低熱加工性、韌性、耐腐蝕性的有害元素，因 此優(yōu)選盡量降低，優(yōu)選P: 0.05質(zhì)量％以下、S : 0.008質(zhì)量％以下。更優(yōu)選的是，P: 0.03質(zhì)量％以下、S: 0.005質(zhì)量％以下。此外，本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼，只要在不妨礙本發(fā)明的作用效果的范圍 內(nèi)，也可以含有上述以外的成分，例如從提高耐熱性、耐腐蝕性和制造性的觀點(diǎn)出發(fā)， 也可以含有0.1質(zhì)量％以下的Ti、0.4質(zhì)量％以下的Co或總計(jì)0.05質(zhì)量％以下的REM、 Hf、Y、Zr、Sb。接著，對本發(fā)明的低碳馬氏體系含Cr鋼的制造方法進(jìn)行說明。
本發(fā)明的含Cr鋼的制造方法，可以應(yīng)用作為制動盤用原材料的制造方法公知的 方法，例如優(yōu)選以下的制造方法。將滿足上述成分組成的鋼在轉(zhuǎn)爐(steel converter)、電爐(electric ftimace)等中熔 煉，再通過VOD (真空吹氧脫碳法，Vacuum Oxygen Decarburization)、AOD (氬氧脫碳 法，Argon Oxygen Decarburization)等對該鋼水進(jìn)行二次精‘煉(secondary refining)，然后通 過連鑄法(continuous casting)或鑄錠-開坯軋制法形成厚度100 250mm的鋼坯(slab)。
另外，從生產(chǎn)率及鋼板材質(zhì)的均勻性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選連鑄法。接著，將如上得到的鋼坯加熱至1000 1300°C后，進(jìn)行熱軋而形成板厚 3 IOmm的熱軋鋼板，根據(jù)需要進(jìn)行熱軋板退火，實(shí)施噴丸(shotblasting)、酸洗 (pickling)、研磨(grinding)等而除去氧化皮(descale)，再根據(jù)需要進(jìn)行表面平整軋制 (skin pass rolling)等形狀矯正，形成制動盤用原材料。此時(shí)，為了易于沖裁(punching) 為制動盤，熱軋板退火在650 900°C的溫度下進(jìn)行，優(yōu)選使硬度以HRB (洛氏硬度B標(biāo) 尺)計(jì)為100以下。更優(yōu)選為HRB 95以下。另外，在厚度為3mm以下的制動盤的情況下，其原材料優(yōu)選使用熱軋至3_以 下的熱軋鋼板，或?qū)?_以上的熱軋鋼板進(jìn)一步實(shí)施冷軋，并根據(jù)需要進(jìn)行了退火、去 氧化皮、形狀矯正等的冷軋鋼板。接著，對制造制動盤的方法進(jìn)行說明。首先，制動盤的制造方法可使用現(xiàn)有公知的方法，例如由如上得到的熱軋鋼板 或冷軋鋼板的卷材或切板，通過沖裁加工等沖裁為圓盤狀，進(jìn)而沖裁加工出具有冷卻及 排出磨損粉末等功能的槽或小孔等，制成預(yù)定的形狀。接著，優(yōu)選使用高頻感應(yīng)加熱 裝置(high-ffequency induction heating device)、分批式(batch type)或連續(xù)式(continuous type)的熱處理爐，加熱至950 1250°C的溫度后，進(jìn)行以空冷以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻 的淬火處理，然后，實(shí)施利用酸洗處理、表面研磨(surface polishing)的去氧化皮、利用 鈍化處理(passivation treatment)等酸處理(acidic treatment)、涂覆(coating)的防銹處理 (rast-proofing)等，制成制動盤。另外，作為淬火處理的方法，也可以使用兼作形狀矯 正(shapecorrection)的模壓淬火(die quenching)。另外，根據(jù)需要也可以進(jìn)行去應(yīng)力退 火。而且，本發(fā)明的鋼，雖然一個(gè)較大的特征是僅通過淬火處理即可用于制動盤(不需 要回火處理)，但也可以在進(jìn)行回火處理后使用。實(shí)施例將具有表1-1、表1-2、表1-3和表1_4所示的成分組成的鋼在高頻真空熔煉爐 (high-ffequency melting furnace)中熔煉成100kg的鋼錠，接著，將這些鋼錠在通常條件下 進(jìn)行熱軋而制成板厚4mm的熱軋板。然后，對該熱軋板在惰性氣體(inert gas)氣氛中進(jìn) 行650 850°C X8小時(shí)以上的退火后，實(shí)施緩冷的熱處理，制成熱軋退火材料。另外， 在上述熱軋時(shí)，對軋制時(shí)有無裂紋產(chǎn)生及軋制載荷進(jìn)行了研究，而且對軋制后的熱軋板 目視觀察了鋼板表面，研究有無剝落(scab)、裂紋等缺陷產(chǎn)生，將裂紋等產(chǎn)生較大的評 價(jià)為制造性X (bad)，將裂紋等產(chǎn)生輕微而在實(shí)用上沒有問題的評價(jià)為制造性Δ (pass), 將完全沒有發(fā)現(xiàn)問題的評價(jià)為制造性〇(good)。使用如上得到的熱軋退火板，進(jìn)行以下試驗(yàn)。(1)淬透性試驗(yàn)(hardenability test)
從上述熱軋退火板上裁取板厚X30mmX30mm的大小的試驗(yàn)片，以表2所示的 各種條件加熱后，實(shí)施空冷的淬火處理。接著，磨削、研磨而除去退火后的試驗(yàn)片表面 的氧化皮后，按照J(rèn)IS Z2245的規(guī)定用洛氏硬度計(jì)測定5點(diǎn)表面硬度HRC，將其平均值作 為該材料的淬火硬度。然后，將淬火后的硬度以HRC計(jì)為31 40的試驗(yàn)片判定為合格。(2)耐熱性(耐回火軟化性)試驗(yàn)將上述淬火后的試驗(yàn)片進(jìn)一步加熱至500°C Xl小時(shí)、650°C Xl小時(shí)和 700°C Xl小時(shí)三個(gè)水平后，實(shí)施空冷的回火處理，然后通過研磨除去試驗(yàn)片表面的氧化 皮，之后按照J(rèn)IS Z2245的規(guī)定用洛氏硬度計(jì)測定5點(diǎn)表面硬度HRC，求取其平均值，評 價(jià)耐熱性。然后，將700°C Xl小時(shí)的回火處理后的硬度以HRC計(jì)為31以上的試驗(yàn)片 判定為合格。(3)耐腐蝕性試驗(yàn)從上述熱軋退火材料上裁取板厚X70mmX 150mm大小的試驗(yàn)片，用#320的 金剛砂研磨紙對試驗(yàn)片表面進(jìn)行濕法研磨后，進(jìn)行按照J(rèn)IS Z2371規(guī)定的鹽水噴霧試驗(yàn) (SST)。SST試驗(yàn)進(jìn)行48小時(shí)，目視觀察試驗(yàn)后的試驗(yàn)片表面，測定生銹點(diǎn)的數(shù)量， 將沒有生銹點(diǎn)記為〇(good)，有1 4個(gè)生銹點(diǎn)記為Δ (pass)，有5個(gè)以上生銹點(diǎn)記 為X (bad)，認(rèn)為〇、Δ為合格。(4) δ鐵素體量的測定測定δ鐵素體量時(shí)，研磨淬火后的試驗(yàn)片的截面，以村上試劑(Murakami test reagent)進(jìn)行腐蝕后，通過光學(xué)顯微鏡(optical microscope)觀察組織。對于各試驗(yàn)片，在 400倍下拍攝5個(gè)視野的光學(xué)顯微鏡照片，通過圖像分析(image analysis)測定δ鐵素體
相的量，求取其平均值。將上述試驗(yàn)的結(jié)果一起表示在表2-1和表2-2。從表2-1和表2-2可知，具有適 合本發(fā)明的成分組成的鋼No.l 12、鋼No.23 26和鋼No.30 34，淬火后的硬度均 為HRC: 31 40，700°C下的回火后的硬度均為HRC 31以上，均具有優(yōu)良的回火軟化 阻力，而且耐腐蝕性及制造性也均優(yōu)良。與此相對，可知，不滿足本發(fā)明的成分組成的鋼No.13 22、鋼No.27 29和 鋼No.35 40的鋼板，淬火后的硬度不到HRC: 31 40，而且，例如即使淬火后的硬 度滿足HRC: 31 40，700°C下的回火后的硬度也不足HRC 31，或制造性、耐腐蝕性 中的任意一個(gè)不滿足本發(fā)明的目標(biāo)。另外，關(guān)于鋼No.16，制造性為Δ，這是由于因Nb、V過量而熱加工性降低導(dǎo) 致產(chǎn)生缺陷的緣故。另外，關(guān)于鋼No.25，抗銹性為Δ，這是由于因S為0.005質(zhì)量％以 上且Ca超過0.0010質(zhì)量％導(dǎo)致耐腐蝕性變差的緣故。另外，鋼No.35 38是之前本發(fā)明人開發(fā)的600°C、2小時(shí)的回火后的硬度為 HRC32以上的發(fā)明例(JP特開2005-307346號公報(bào)的表1的鋼No.F、G、L和X)，對于 鋼No.35而言，雖然Fp值在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但由于V超出本發(fā)明的范圍，所以不能得 到700°C回火后的HRC31以上的效果。另外，36 38由于Fp值超過本發(fā)明范圍的上限 值，因此淬火后的S鐵素體量為9體積％以上，不能得到700°C回火后的HRC31以上的 效果。
權(quán)利要求
1.一種低碳馬氏體系含Cr鋼，其中，C: 0.02 0.10質(zhì)量％、N : 0.02 0.10質(zhì) 量％、且C+N: 0.08 0.16質(zhì)量％、Si: 0.5質(zhì)量％以下、Al: 0.1質(zhì)量％以下、Mn: 0.3 3.0 質(zhì)量 ％、Cr: 10.5 13.5 質(zhì)量 ％、Nb 0.05 0.60 質(zhì)量 ％、V 0.15 0.80 質(zhì)量％、且Nb+V: 0.25 0.95質(zhì)量％、Ni: 0.02 2.0質(zhì)量％、Cu: 1.5質(zhì)量％以下， 余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且由下述(1)式表示的Fp值為80.0 96.0，淬火 后的硬度以HRC計(jì)為31 40，在700°C下回火1小時(shí)后的硬度以HRC計(jì)為31以上，F(xiàn)p 值=-230C+5Si-5Mn-6Cu+10Cr-12Ni+32Nb+22V+12Mo+8W+10Ta+40Al-220N …⑴其中，上述式中的各元素符號表示該元素的質(zhì)量％含量。
2.如權(quán)利要求1所述的低碳馬氏體系含Cr鋼，其中，在上述成分組成的基礎(chǔ)上，還 含有總計(jì)為0.1 2.0質(zhì)量％的選自Mo、W和Ta中的1種或2種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的低碳馬氏體系含Cr鋼，其中，在上述成分組成的基礎(chǔ)上， 還含有選自 Ca: 0.0002 0.0030 質(zhì)量 ％、Mg: 0.0002 0.0030 質(zhì)量 ％和 B 0.0002 0.0060質(zhì)量％中的1種或2種以上。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的低碳馬氏體系含Cr鋼，其在淬火處理后為含有 以體積％計(jì)為5%以下的δ鐵素體相的組織。
5.一種制動盤，由權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的低碳馬氏體系含Cr鋼形成。
全文摘要
本發(fā)明提供具有即使在700℃下進(jìn)行1小時(shí)的回火處理后也能夠保持以HRC計(jì)31以上的硬度的耐回火軟化性的制動盤用原材料。具體地說，提供一種低碳馬氏體系含Cr鋼，其中，含有C0.02～0.10％、N0.02～0.10％、且C+N0.08～0.16％、Si0.5％以下、Al0.1％以下、Mn0.3～3.0％、Cr10.5～13.5％、Nb0.05～0.60％、V0.15～0.80％、且Nb+V0.25～0.95％、Ni0.02～2.0％、Cu1.5％以下，F(xiàn)p值(＝-230C+5Si-5Mn-6Cu+10Cr-12Ni+32Nb+22V+12Mo+8W+10Ta+40Al-220N)為80.0～96.0，淬火后的硬度以HRC計(jì)為31～40，在700℃下回火1小時(shí)后的硬度以HRC計(jì)為31以上。
文檔編號B62L1/00GK102016096SQ20098011464
公開日2011年4月13日 申請日期2009年4月23日 優(yōu)先權(quán)日2008年4月25日
發(fā)明者加藤康, 宇城工, 山下孝子, 山內(nèi)克久 申請人:杰富意鋼鐵株式會社