不銹鋼制制動盤及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種韌性、耐蝕性、耐磨性優(yōu)良的制動盤，其以質(zhì)量％計，含有C：0.030～0.080％、Si：0.05％～1.0％、Mn：1.0～1.5％、P：0.035％以下、S：0.015％以下、Cr：11.0～14.0％、Ni：0.01～0.50％、V：0.001～0.15％、Nb：小于0.1％、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015～0.060％、B：0.0002％～0.0050％、O：0.0080％以下，且式1的AT值設(shè)定為0.055～0.090，并滿足式2，EBSD的IQ值為4000以上的鐵素體相分數(shù)設(shè)定為1％～15％，夏比沖擊值設(shè)定為50J/cm2以上，硬度設(shè)定為32～38HRC；C+0.8(N－B)(1)PV＝1.2Ti+0.8Zr+Nb+1.1Al+O≤0.1
(2)。
【專利說明】不銹鋼制制動盤及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及兩輪車的制動盤及其制造方法，涉及成本比較低且耐蝕性、韌性、耐磨 性優(yōu)良的兩輪車用制動盤。

【背景技術(shù)】
[0002] 兩輪車的制動盤要求耐磨性、耐銹性、韌性等特性。通常硬度越高耐磨性越大。另 一方面，若硬度過高，則在制動器和制動襯片（pad)之間產(chǎn)生所謂的制動噪聲，因此，要求 制動器的硬度為32?38HRC(洛氏硬度C級）。根據(jù)這些要求特性，兩輪車的制動盤采用馬 氏體系不銹鋼板。
[0003] 以往，對SUS420J2進行淬火回火以將其調(diào)整為所期望的硬度，從而制成制動盤， 但在該情況下，存在需要淬火和回火這兩個熱處理工序的問題。與此相對照，在專利文獻1 中公開了涉及如下鋼組成的發(fā)明：其能夠在比SUS420J2鋼這一以往鋼寬的淬火溫度范圍 內(nèi)穩(wěn)定地獲得所期望的硬度，而且以淬火狀態(tài)加以使用。它通過添加作為奧氏體形成元素 的Mn而使如下情況得到彌補：使（C+N)量降低，并由此使奧氏體化溫度范圍縮小，也就是使 淬火溫度區(qū)域變窄。此外，在專利文獻2中公開了涉及低Mn鋼且以淬火狀態(tài)加以使用的摩 托車盤形制動器用鋼板的發(fā)明。該鋼板添加了作為奧氏體形成元素具有同樣效果的Ni和 Cu以替代Mn的降低。
[0004] 此外，最近在兩輪車中也期望車體的輕量化，正在研究兩輪制動盤的輕量化。在該 情況下，成為課題的是由起因于制動時發(fā)熱的制動盤材料軟化導(dǎo)致的制動盤變形，為了解 決該課題，需要提高制動盤材料的耐熱性。作為其解決方法之一，存在提高回火軟化阻力的 方法，在專利文獻3中公開了涉及通過添加Nb、Mo來提高耐熱性的方法的發(fā)明。在專利文 獻4中公開了涉及通過進行超過KKKTC的溫度下的淬火處理而具有優(yōu)良的耐熱性的制動 盤材料的發(fā)明。作為回火軟化阻力優(yōu)良的制動盤，在專利文獻5中公開了具有原奧氏體晶 粒的平均粒徑設(shè)定為8 y m以上的馬氏體組織的制動盤的發(fā)明，在專利文獻6中公開了以淬 火組織的面積率計75%以上為馬氏體、且將Nb設(shè)定為0.10%?0.60%的發(fā)明。
[0005]現(xiàn)有技術(shù)文獻 [0006] 專利文獻
[0007] 專利文獻1 :日本特開昭57-198249號公報
[0008] 專利文獻2 :日本特開平8-60309號公報
[0009] 專利文獻3 :日本特開2001-220654號公報
[0010] 專利文獻4 :日本特開2005-133204號公報
[0011] 專利文獻5 :日本特開2006-322071號公報
[0012] 專利文獻6 :日本特開2011-12343號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0013] 發(fā)明所要解決的課題
[0014] 不過，為了獲得較高的耐熱性、淬火韌性、耐熱性，需要增加合金元素量的添加量， 增加淬火加熱溫度下的保持時間，從而使合金成本、生產(chǎn)成本上升。此外，在大多情況下難 以憑原奧氏體粒徑、基于光學(xué)顯微鏡的馬氏體相分數(shù)將淬火組織定量化，從而品質(zhì)管理存 在困難。
[0015] 本發(fā)明的目的在于，以制動盤的高效率的淬火條件為前提，提供一種韌性、耐蝕 性、耐磨性優(yōu)良的制動盤和該制動盤的成分設(shè)計、淬火加熱條件設(shè)計、組織評價技術(shù)。
[0016] 用于解決課題的手段
[0017] 本發(fā)明人就淬火加熱條件、組織、成分對低碳馬氏體系不銹鋼的韌性帶來的影響 進行了研究。首先，調(diào)查了以950°c對12% Cr-L 1 % Mn-O. 06% c-o. 01 % N鋼進行淬火的 淬火加熱時間對淬火后的鋼的表面硬度（以下有時稱為淬火硬度）和韌性帶來的影響。圖 1(a)、（b)的橫軸是淬火加熱時間（秒），（a)的縱軸是淬火硬度，（b)的縱軸是韌性。如圖 1的（b)所示，可知若淬火加熱時間延長，則引起韌性的降低。
[0018] 一般認為這樣的韌性的降低起因于淬火組織的變化，但在專利文獻5的方法中， 無法判別奧氏體晶界，另外，在專利文獻6的方法中，也無法明確地識別馬氏體和鐵素體， 從而無法測定馬氏體比率。
[0019] 于是，進行了作為組織的定量化方法的電子背散射衍射法（Electron Backscatter Diffraction :EBSD)的應(yīng)用。正在廣泛地進行的是采用EBSD測定晶體結(jié)構(gòu) 不同的兩相的相分數(shù)，例如，進行雙相不銹鋼中的鐵素體和奧氏體的相分數(shù)測定。在低碳馬 氏體系不銹鋼的淬火組織中，鐵素體和馬氏體具有同樣的晶體結(jié)構(gòu)，因此，以往的方法難以 識別。本發(fā)明人通過使用EBSD花樣的圖像品質(zhì)值（IQ :Image Quality),嘗試進行馬氏體 和鐵素體的識別，將IQ值為4000以上的組織假定為鐵素體。即，高位錯密度的馬氏體相包 含晶體結(jié)構(gòu)的紊亂，因此，IQ值降低，由于鐵素體相為低位錯密度，所以是假想為IQ值增高 的組織。在用于獲得上述圖1所示的結(jié)果的試驗中，利用以950°C保持5秒鐘后驟冷的樣品 測定的IQ分布（mapping)圖如圖2所示。在圖2左側(cè)的灰度的照片中觀察到條紋狀的IQ 值較高的組織。若IQ值為4000以上，則在小于4000時進行2值化（圖2右側(cè)的照片），從 而求得4000以上的面積率，結(jié)果為3. 4%。因此，對于圖1的實驗樣品，將通過IQ分布求 得的IQ值4000以上的面積率當(dāng)做鐵素體相分數(shù)，調(diào)查了鐵素體相分數(shù)對淬火后的韌性帶 來的影響。圖3表示了由圖1的實驗樣品求得的上述IQ值4000以上的面積率（％ )和圖 1(b)的夏比沖擊值之間的對比。可知鐵素體相分數(shù)對淬火后的韌性帶來很大的影響，在為 1 %以上時，夏比沖擊值為50J/cm2以上，呈現(xiàn)出良好的韌性。
[0020] 不過，為了提高淬火后的韌性，提高鐵素體分數(shù)有可能導(dǎo)致耐蝕性和淬火硬度的 降低。發(fā)明人對鐵素體和馬氏體的兩相組織中改善耐蝕性和淬透性的訣竅進行了探索，結(jié) 果發(fā)現(xiàn)N有效地發(fā)揮作用。圖4是表示在使上述圖1的實驗樣品中所采用的12% Cr-L 1% Mn-O. 06 % C鋼的N量發(fā)生變化并以鐵素體相分數(shù)為5 %進行了淬火時，對上述C鋼的耐蝕 性和淬火硬度進行評價的結(jié)果。圖4 (a)的淬火硬度（硬度HRc)是對樣品表面進行研磨后 以洛氏硬度C級進行評價的，圖4(b)的耐蝕性（銹面積率（％ ))是對表面進行#600精研 磨之后，進行了 4小時的JISZ2371 "鹽霧試驗方法"所規(guī)定的鹽霧試驗時評價的結(jié)果。發(fā) 現(xiàn)即使鐵素體相分數(shù)為5 %，也通過使N量為0. 015%以上，可以在鐵素體和馬氏體的兩相 組織中獲得良好的耐蝕性和淬火硬度。另外，還發(fā)現(xiàn)通過將N量設(shè)定為0. 015%以上，銹面 積率（％ )變?yōu)?0%以下，從而耐蝕性得以改善。另一方面，若使N量為0.08%，則因源于 氣泡的缺陷而使耐蝕性變差，從而銹面積率達到40%。
[0021] 基于這些見解，能夠提供一種淬火后的韌性優(yōu)良且耐蝕性和淬火硬度優(yōu)良的制動 盤和該制動盤的組織控制和評價技術(shù)。
[0022] 本發(fā)明是基于這些見解而得到的，解決本發(fā)明的課題的手段、即由本發(fā)明的鐵素 體系不銹鋼板構(gòu)成的不銹鋼制制動盤及其制造方法如下所述。
[0023] (1) 一種不銹鋼制制動盤，其以質(zhì)量％計，含有C :0? 030?0? 080%、Si :0? 05%? I. 0%、Mn :1. 0 ?I. 5%、P :0? 035% 以下、S :0? 015% 以下、Cr :11. 0 ?14. 0%、Ni :0? 01 ? 0? 50%、V :0? 001 ?0? 15%、Nb:小于 0? 10%、Ti :0? 05% 以下、Zr :0? 05% 以下、Al :0? 05% 以下、N :0? 015 ?0? 060%、B :0? 0002%?0? 0050%、0 :0? 0080% 以下，且式 1 的 AT 值設(shè)定 為0. 055?0. 090,并滿足式2,剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)；將由4000以上的EBSD 花樣的圖像品質(zhì)值所規(guī)定的鐵素體相分數(shù)設(shè)定為1%?15%，將表面硬度設(shè)定為32HRC? 38HRC ；
[0024] AT=C+0. 8 (N - B) (1)
[0025] PV=I. 2Ti+0. 8Zr+Nb+l. 1A1+0^0. I (2)
[0026] 在式1和式2中，隊8、11、21'、恥、41、0是指各自的元素含量（質(zhì)量％)。
[0027] (2)根據(jù)⑴所述的不銹鋼制制動盤，其特征在于：其以質(zhì)量％計，還含有Cu: 1. 0% 以下、Mo :0. 5% 以下、Sn :0. 3% 以下、Sb :0. 3% 以下、REM :0. 2% 以下、Ga :0. 3% 以下 之中的1種或2種以上。
[0028] (3) -種不銹鋼制制動盤的制造方法，其特征在于，對由不銹鋼構(gòu)成的制動盤進 行如下的處理：加熱到950°C?1050°C的溫度范圍，實施超過0. 1秒且在5秒以下的保持 并進行驟冷；將從加熱開始到冷卻開始的時間設(shè)定為50秒以下；其中，該不銹鋼以質(zhì)量％ 計，含有 C :0? 030 ?0? 080%、Si :0? 05%?L 0%、Mn :L 0 ?L 5%、P :0? 035% 以下、S: 0? 015% 以下、Cr :11. 0 ?14. 0%、Ni :0? 01 ?0? 50%、V :0? 001 ?0? 15%、Nb :0? 10% 以 下、Ti :0? 05% 以下、Zr :0? 05% 以下、Al :0? 05% 以下、N :0? 015 ?0? 060%、B :0? 0002%? 0. 0050%、0:0. 0080%以下，且式1的AT值設(shè)定為0. 055?0. 090,并滿足式2,剩余部分為 Fe和不可避免的雜質(zhì)；
[0029] AT = C+0. 8(N- B) (1)
[0030] PV=I. 2Ti+0. 8Zr+Nb+l. 1A1+0^0. I (2)
[0031] 在式1和式2中，隊8、11、21'、恥、41、0是指各自的元素含量（質(zhì)量％)。
[0032] (4)根據(jù)（3)所述的不銹鋼制制動盤的制造方法，其特征在于，鋼板以質(zhì)量％計， 還含有 Cu :1. 0% 以下、Mo :0? 5% 以下、Sn :0? 3% 以下、Sb :0? 3% 以下、REM :0? 2% 以下、Ga: 0. 3%以下之中的1種或2種以上。
[0033] 發(fā)明的效果
[0034] 利用本發(fā)明的組織、組成控制技術(shù)，能夠獲得具有優(yōu)良的韌性、耐蝕性且具有通過 將淬火硬度控制在規(guī)定范圍而得到的優(yōu)良的耐磨性的制動盤。其品質(zhì)無論從安全方面還是 從裝飾性的觀點出發(fā)都是優(yōu)選的。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0035] 圖1是在用高頻感應(yīng)加熱裝置以50°C /s的平均加熱速度對本實施方式的馬氏體 系不銹鋼的板厚為3. Omm的熱軋退火板進行升溫，在950°C下實施1秒?10分鐘的保持，之 后以100°C /s的冷卻速度冷卻而進行淬火,然后將夏比沖擊試驗片制作成板厚狀態(tài)的小尺 寸試驗片，再在常溫下進行試驗時，表示加熱溫度下的保持時間（淬火加熱時間）和（a)淬 火硬度（硬度HRc)、（b)韌性（夏比沖擊值）之間的關(guān)系的圖。
[0036] 圖2是對于用高頻感應(yīng)加熱裝置以50°C /s的平均加熱速度對本實施方式的馬氏 體系不銹鋼進行升溫，在950°C下實施5秒的保持，之后以100°C /s的冷卻速度冷卻而進行 淬火所得到的材料，利用EBSD裝置對斷面的組織測定EBSD花樣，并對所獲得的EBSD花樣 進行IQ分布測定，且將這樣得到的結(jié)果以灰度標記而得到的圖、以及以IQ值在4000以上 和小于4000進行二值化而成的圖。
[0037] 圖3是對于圖1所示的淬火樣品，用在圖2的說明中記載的方法進行EBSD分布測 定，測定出鐵素體分數(shù)，從而表示出鐵素體分數(shù)和韌性之間的關(guān)系的圖。
[0038] 圖4是用高頻感應(yīng)加熱裝置以50°C /s的平均加熱速度對本實施方式和比較用的 馬氏體系不銹鋼的板厚為3. Omm的熱軋退火板進行升溫，以由淬火后的試樣的斷面組織的 EBSD花樣的IQ分布得到的圖像品質(zhì)值呈現(xiàn)4000以上的值的鐵素體相分數(shù)統(tǒng)一為5%的方 式將加熱溫度和保持時間分別控制在950?1050°C和0?5秒的范圍，之后以100°C /s的 冷卻速度冷卻而進行淬火，然后用鹽霧試驗測定耐蝕性、用洛氏硬度計C級測定表面硬度， 從而表示出N量對（a)淬火硬度和（b)耐蝕性的影響的圖。

【具體實施方式】
[0039] 以下對本發(fā)明的實施方式進行說明。首先，對限定本實施方式的不銹鋼板的鋼組 成的理由進行說明。此外，對于組成的％的標記在沒有特別說明的情況下，是指質(zhì)量％。
[0040] C :0? 030 ?0? 080%
[0041] C是為了在淬火后獲得規(guī)定的硬度所必須的元素，以成為規(guī)定的硬度水平的方式 與N組合地添加。為了避免C的過剩添加而最大限度地利用N的效果，本發(fā)明將0. 08%設(shè) 為上限。其原因在于，若超過該上限地添加，則硬度過硬而產(chǎn)生制動噪聲、韌性降低等不良 情況。從硬度控制和耐蝕性提高的觀點出發(fā)，上限優(yōu)選為0.060%。此外，另一方面，小于 0. 030%時，為了獲得硬度必須過剩地添加N，因此以0. 030%為下限。從淬火硬度的穩(wěn)定性 的角度考慮，優(yōu)選設(shè)定為0.040%以上。
[0042] Si :0? 05%?1. 0%
[0043] Si是為了在熔化精煉時的脫氧所需的元素，除此以外，對抑制淬火熱處理時的氧 化皮生成也是有用的元素，其效果在0.05%以上呈現(xiàn)出來，因此設(shè)為0.05%以上。不過，Si 從鐵液等原料中混入，因此，過度降低將導(dǎo)致成本增加，因此，優(yōu)選為〇. 10%以上。另外，Si 使奧氏體單相溫度區(qū)域變窄并有損淬火穩(wěn)定性，因此設(shè)為1.0%以下。此外，為了降低奧氏 體穩(wěn)定化元素的添加量從而降低成本，優(yōu)選為0. 60%以下。
[0044]Mn : 1 ? 0 ?1 ? 5 %
[0045]Mn是作為脫氧劑添加的元素，并且擴大奧氏體單相區(qū)域而有助于淬透性的提高。 其效果在1.0%以上明確地顯現(xiàn)出來，因此設(shè)為1.0%以上。為了穩(wěn)定地確保淬透性，優(yōu)選 為I. 1 %以上。不過，Mn促進淬火加熱時的氧化皮的生成，使之后的研磨負荷增加，因此將 其上限設(shè)為I. 5%以下。還考慮到因MnS等?；镆鸬哪臀g性的降低，優(yōu)選為I. 3%以下。
[0046] P:0.035% 以下
[0047] P是在作為原料的鐵液和鉻鐵等主原料中作為雜質(zhì)所含的元素。是對熱軋退火板 和淬火后的韌性有害的元素，因此設(shè)為0.035%以下。此外，優(yōu)選為0.030%以下。過度的 減少必須使用高純原料等，導(dǎo)致成本的增加，因此，P的下限優(yōu)選為〇. 010%。
[0048] S:0.015%以下
[0049] S形成硫化物系夾雜物，使鋼材通常的耐蝕性（全面腐蝕、點蝕）劣化，因此，其 含量的上限以較少比較理想，將上限設(shè)為〇. 015 %。此外，S的含量越少耐蝕性越良好，但 低S化會增大脫硫負荷，使制造成本增大，因此，優(yōu)選將其下限設(shè)為0. 001%，將上限設(shè)為 0? 008%。
[0050] Cr :11. 0 ?14. 0%
[0051] Cr在本發(fā)明中是確保耐氧化性、耐蝕性所必須的元素。小于11.0%時，這些效 果未呈現(xiàn)出來，另一方面，超過14.0%時，則奧氏體單相區(qū)域縮小而有損淬透性，因此設(shè)為 11. 0?14. 0%。此外，考慮到耐蝕性的穩(wěn)定性和沖壓成形性，優(yōu)選將下限設(shè)為12. 0%，將上 限設(shè)為13. 0%。
[0052] Ni :0? 01 ?0? 50%
[0053]Ni作為不可避免的雜質(zhì)混入鐵素體系不銹鋼的合金原料中，通常以0. 01? 0. 10%的范圍含有。此外，它還是對抑制點蝕的進展有效的元素，其效果通過添加0. 05%以 上而穩(wěn)定地發(fā)揮出來，因此優(yōu)選將下限設(shè)為0. 05%。另一方面，大量添加有可能導(dǎo)致在熱軋 退火板中因固溶強化引起的沖壓成形性的降低，因此，將其上限設(shè)為0. 5%。此外，考慮到合 金成本，優(yōu)選將下限設(shè)為〇. 03%，將上限設(shè)為0. 15%。
[0054] V :0? 001 ?0? 15%
[0055] V作為不可避免的雜質(zhì)混入鐵素體系不銹鋼的合金原料中，難以在精煉工序中去 除，因此，通常以0.001?0. 15%的范圍含有。此外，具有形成微細的碳氮化物而提高制動 盤的耐磨性的效果，因此，也是根據(jù)需要有意進行添加的元素。其效果在添加0. 02%以上時 穩(wěn)定地呈現(xiàn)出來，因此，優(yōu)選將下限設(shè)為0. 02%。另一方面，若過剩地添加，則有可能導(dǎo)致析 出物的粗大化，其結(jié)果是，淬火后的韌性降低，因此，將上限設(shè)為0. 15%。此外，考慮到制造 成本和制造性，優(yōu)選將下限設(shè)為0. 03%，將上限設(shè)為0. 08%。
[0056] Nb:0.10% 以下
[0057] Nb是通過形成碳氮化物而抑制不銹鋼的由鉻碳氮化物的析出引起的敏化、和耐蝕 性的降低的元素。不過，在制動盤中除了容易產(chǎn)生噪聲之外，因大型夾雜物成為起點的破壞 而導(dǎo)致韌性的降低，因此設(shè)為0.10%以下?？紤]到冬季的韌性，優(yōu)選設(shè)為0.01%以下。不 過，也可以不含有Nb。
[0058] Ti:0.05% 以下
[0059] Ti與Nb同樣，是通過形成碳氮化物來抑制不銹鋼的因鉻碳氮化物的析出引起的 敏化、和耐蝕性的降低的元素。不過，與Nb同樣地在制動盤中，通過形成大型的夾雜物而成 為韌性提高和噪聲的原因，因此，將其上限設(shè)為0.05%以下?？紤]到冬季的韌性，優(yōu)選設(shè)為 0.03%以下。此外，在本發(fā)明中，在以提高韌性為目的的情況下，優(yōu)選將Ti設(shè)為0.02%? 0.03%。不過，也可以不含有Ti。
[0060] Zr:0.05% 以下
[0061] Zr與Nb、Ti等同樣，是通過形成碳氮化物來抑制Cr碳氮化物的形成，從而提高耐 蝕性的元素。提高韌性的效果從Zr的含量在0.005%附近便呈現(xiàn)出來。另一方面，Zr與 Nb、Ti同樣地在制動盤中，通過形成大型的夾雜物而成為韌性的提高和噪聲的原因，因此， 將其上限設(shè)為0.05%以下?？紤]到冬季的韌性，優(yōu)選為0.03%以下。不過，也可以不含有 Zr 0
[0062] Al:0.05%以下
[0063] Al是除了作為脫氧元素添加之外還使耐氧化性提高的元素。其效果在0. 001%以 上獲得，因此，優(yōu)選將下限設(shè)為0. 001 %以上。另一方面，因固溶強化或大型氧化物系夾雜物 的形成而有損制動盤的韌性，因此，其上限設(shè)為0.05%以下。優(yōu)選設(shè)為0.03%以下。也可 以不含有A1。
[0064] B :0? 0002%?0? 0050%
[0065] B是對熱加工性的提高有效的元素，其效果在0. 0002%以上便呈現(xiàn)出來，因此，設(shè) 為0.0002%以上。為了使更寬溫度區(qū)域的熱加工性得以提高，優(yōu)選設(shè)為0.0010%以上。另 一方面，過度的添加因硼化物和碳化物的復(fù)合析出而有損淬透性，因此，以0. 0050%為上 限。若也考慮到耐蝕性，則優(yōu)選為0. 0025%以下。
[0066] 0:0.0080% 以下
[0067] 0是以氧化物等形態(tài)不可避免地含有的元素，減少較為理想，但過度的減少導(dǎo)致大 量的脫氧元素的添加和精煉時間的長時間化，使成本增加，因此將上限設(shè)為0. 0080%?？紤] 到以氧化物為起點的沖壓性的降低和制動盤的韌性降低，優(yōu)選設(shè)為〇. 0010%?〇. 0070%。 [0068]N :0? 015 ?0? 060%
[0069] N在本發(fā)明中是非常重要的元素之一。與C同樣，是淬火后獲得規(guī)定的硬度所必須 的元素，與C組合地添加從而達到規(guī)定的硬度水平。為了使淬火硬度為32HRC以上，需要使 N量為0. 015%以上。另一方面，若N量超過0. 06%，則淬火硬度超過38HRC，從而產(chǎn)生制動 噪聲。因此，從淬火硬度的角度考慮，N量的上限設(shè)為0.06%。
[0070] 此外，在淬火加熱時作為奧氏體和鐵素體的兩相組織進行淬火的情況下，有時容 易產(chǎn)生Cr碳化物的析出、即敏化現(xiàn)象，從而使耐蝕性降低，但通過添加氮，可以抑制Cr碳化 物的析出，從而呈現(xiàn)出耐蝕性提高的效果。其效果在N量為0. 015%以上呈現(xiàn)出來，因此， 從耐蝕性的角度考慮，將N量的下限也設(shè)為0.015%。此外，也考慮到由鈍化膜的強化引 起的耐蝕性的提高效果，優(yōu)選將下限設(shè)為0. 030%。另一方面，令人擔(dān)心因源于氣泡的缺陷 的形成而引起成品率的降低，因此，以〇. 060%為上限。此外，如圖4(b)所示，從使銹面積 率確實地減少到小于10%而使耐蝕性的提高效果更加確實的角度考慮，將N量的下限設(shè)為 0. 035%，進一步優(yōu)選將N量的上限設(shè)為0. 055%。
[0071] 如上所述，從制動盤優(yōu)良的耐蝕性和賦予規(guī)定范圍的淬火硬度的角度考慮，N量的 范圍被設(shè)定為〇. 015%?0. 06%。特別是，考慮到耐蝕性的提高效果的觀點，N量的范圍優(yōu) 選為0? 030%?0? 06%的范圍，進一步優(yōu)選為0? 035%?0? 055%。
[0072] 淬火硬度為32HRC?38HRC
[0073] 淬火硬度使制動盤的耐磨性提高，因此設(shè)為32HRC以上。此外，若硬度過高，則 在制動時產(chǎn)生噪聲，因此設(shè)為38HRC以下?？紤]到由滑動摩損引起的壽命降低，優(yōu)選為 33HRC ?37HRC。
[0074] 將EBSD的IQ值為4000以上的相分數(shù)設(shè)為I %?15%。
[0075] 在EBSD的分布圖中，IQ值為4000以上的組織可以推測為鐵素體組織，但鐵素體組 織對制動盤的韌性產(chǎn)生較大的影響，若過少，則韌性降低，因此設(shè)為1.0%以上。另一方面， 若IQ值為4000以上的相分數(shù)增多，則淬火硬度降低，因此將其上限設(shè)為15%以下?？紤]到 淬火硬度和耐蝕性的穩(wěn)定化，優(yōu)選將EBSD的IQ值為4000以上的相分數(shù)設(shè)為2%?10%。
[0076] AT = C+0. 8 (N -B)(式 1) ;0? 055 彡 AT 彡 0? 090
[0077] 為了獲得目標的淬火硬度，重要的是對支配馬氏體硬度的C、N量進行控制。N與C 相比較，對馬氏體的硬度帶來的影響較小，但促進從鐵素體向奧氏體的相變，從而具有提高 淬火后的硬度的效果。B具有即使在淬火加熱溫度下也形成穩(wěn)定的氮化物和碳化物而降低 淬火硬度的作用。因此，在式1的AT值小于0. 055時，為了獲得淬火硬度32HRC，需要延長 加熱保持時間來提高馬氏體比率，使淬火后的韌性降低。因此，將AT值的下限設(shè)為0.050， 優(yōu)選設(shè)為〇. 060以上。另一方面，若AT值超過0. 090,則淬火硬度超過38HRC，使淬火韌性 降低、或產(chǎn)生制動盤的噪聲。因此，將AT值的上限設(shè)為0.090,若也考慮到制造性等，則優(yōu)選 設(shè)為〇. 080以下。
[0078] 此外，在上述式1和下述式2中，隊8、11、21'、恥、41、0是指各自的元素含量（質(zhì) 量％ )。
[0079] PV = I. 2Ti+0. 8Zr+Nb+l. 1A1+0 彡 0? 1 (式 2)
[0080] Ti、Zr、Nb、Al等形成碳氮化物而使淬火后的韌性降低，因此，減少較為理想。另 夕卜，這些元素不僅是以各自的量形成碳氮化物、氧化物，而且有時形成復(fù)合的碳氮化物、氧 化物，因此優(yōu)選以式2的PV值進行管理，若PV值超過0. 1，則產(chǎn)生淬火韌性的降低。因此， 將PV值的上限設(shè)為0. 1，優(yōu)選設(shè)為0. 05以下。PV值的下限并不需要特別設(shè)定，但極端地降 低使精煉工序的負荷變大，因此優(yōu)選設(shè)為〇. 01以上。
[0081] 此外，在本發(fā)明中，除了上述元素之外，優(yōu)選添加Cu :1.0%以下、Mo :0. 5%以下、 Sn :0. 3%以下中的1種以上。
[0082] Cu: 1.0% 以下
[0083] Cu作為在熔煉時從廢料混入等的不可避免的雜質(zhì)，大多含有0. 01%左右，此外， 為了提高淬透性，有時也作為奧氏體穩(wěn)定化元素積極地進行添加。不過，過度的添加導(dǎo)致熱 加工性的降低和原料成本的增加，因此以1. 〇%以下為上限?？紤]到因酸雨引起的生銹等， 優(yōu)選將下限設(shè)為0.02%以上。
[0084] Mo:0.5% 以下
[0085] Mo是提高回火軟化阻力的元素，因此根據(jù)需要添加即可，為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選 將下限設(shè)為〇. 01 %。Mo是鐵素體相的穩(wěn)定化元素，過度的添加使奧氏體單相溫度區(qū)域變 窄，從而有損淬火特性，因此將其上限設(shè)為〇. 5%以下。由于Cr和N之間的平衡，作為制動 盤所需的耐蝕性已被確保，因此優(yōu)選設(shè)為0. 2%以下。
[0086] Sn:0.3% 以下
[0087]Sn是提高回火軟化阻力的元素，因此，根據(jù)需要添加即可，為了發(fā)揮這些效果，因 此優(yōu)選將下限設(shè)為〇. 01 %。Sn是鐵素體相的穩(wěn)定化元素，過度的添加使奧氏體單相溫度區(qū) 域變窄，從而有損淬火特性，因此將其上限設(shè)為〇. 3%以下。由于Cr和N之間的平衡，作為 制動盤所需的耐蝕性已被確保，因此優(yōu)選設(shè)為0. I %以下。
[0088] Sb:0.3% 以下
[0089]作為呈現(xiàn)與Sn同樣的作用效果的元素，也能夠以0.3%以下添加。優(yōu)選將下限設(shè) 為 0? 005%。
[0090] REM (稀土類元素）：0?2%以下
[0091] REM對提高耐氧化性是有效的，可根據(jù)需要添加。優(yōu)選將下限設(shè)為0. 001%。此外， 即使添加超過〇. 20%，其效果也達到飽和，產(chǎn)生由REM的硫化物引起的耐蝕性降低，因此將 上限設(shè)為0. 2%?？紤]到產(chǎn)品的加工性和制造成本，優(yōu)選設(shè)為0. 002%?0. 05%。在本發(fā)明 中，REM按照通常的定義，是指鈧（Sc)、紀（Y)這兩個元素、從鑭（La)到镥（Lu)的15個元 素（鑭系元素）的總稱。既可以單獨添加，也可以是混合物。
[0092] Ga:0.3% 以下
[0093] Ga提高耐蝕性，因此也能夠以0. 3%以下添加。優(yōu)選將下限設(shè)為0. 0002%。進一 步優(yōu)選為〇. 0020%以上。
[0094] 對于其它成分，在本發(fā)明中并沒有特別規(guī)定，但在本發(fā)明中，也可以根據(jù)需要添加 Ta、Bi等。此外，優(yōu)選盡可能減少As、Pb等通常有害的元素和雜質(zhì)元素。
[0095] 淬火加熱條件是950°C?1050°C的溫度范圍，將保持時間設(shè)為超過0. 1秒且在5 秒以下而進行驟冷，同時將從加熱開始到冷卻開始的時間設(shè)為50秒以下。
[0096] 為了利用EBSD的分布圖分析而將IQ值為4000以上的相的比率設(shè)為1.0%? 15%，在淬火加熱時不可形成奧氏體單相組織。于是，優(yōu)選將加熱溫度的上限設(shè)為1050°C以 下。另一方面，小于950°C時，則奧氏體比率較少而無法獲得淬火硬度，因此，加熱溫度優(yōu)選 設(shè)為950°C以上。最高加熱溫度下的保持時間與加熱溫度同樣，對淬火組織的鐵素體和奧氏 體的相分數(shù)產(chǎn)生較大的影響。為了使鐵素體相的分數(shù)處于目標的范圍內(nèi)，需要將淬火加熱 溫度下的保持時間設(shè)為超過〇. 1秒且在5秒以下。若也考慮到加熱升溫過程中的組織變化， 則也存在加熱速度的適當(dāng)范圍，難以維持恒定的加熱速度，因此，以從加熱開始到冷卻開始 的時間進行控制是有效的，也能夠吸收加熱保持中的溫度變動來進行評價。根據(jù)高頻淬火 加熱時的升溫速度，將從加熱開始到冷卻開始的時間設(shè)為50秒以下。若長于50秒，則成為 奧氏體單相組織，有損制動盤的韌性。此外，超過l〇〇°C /s的快速加熱由于加速設(shè)備的消 耗，因而并不理想，所以優(yōu)選將從加熱開始到冷卻開始的時間設(shè)為10秒以上。加熱并保持 之后的冷卻為驟冷。以l〇〇°C/s以上的冷卻速度進行冷卻。能夠通過模具淬火而進行驟 冷。
[0097] 通過具有各權(quán)利要求所記載的成分和鐵素體相分數(shù)，能夠?qū)崿F(xiàn)各權(quán)利要求所規(guī)定 的硬度。
[0098] 實施例
[0099] 下面利用實施例說明本發(fā)明的效果，但本發(fā)明并不限定于在以下的實施例中所采 用的條件。
[0100] 在本實施例中，首先，對表1所示的成分組成的鋼進行熔煉而鑄造成板坯。將該板 坯加熱到1240°c之后，將終軋溫度設(shè)在800?950°C的范圍內(nèi)而熱軋到板厚為3. 6_，從而 形成熱軋鋼板，然后在750?900°C的溫度區(qū)域進行卷取。在升溫到800?900°C溫度區(qū)域 的箱式退火爐中進行熱軋板退火并進行爐冷，從而形成熱軋退火板。
[0101] 利用噴丸清理去除熱軋退火板表面的氧化皮之后，沖壓成形為直徑240mm的圓盤 狀。
[0102] 在下述規(guī)定的條件下對圓盤進行淬火，并對圓盤表面進行#80精研磨之后，以洛 氏硬度計C級對表面硬度進行了評價。此外，為了評價圓盤的淬火韌性，由圓盤制作出夏比 沖擊試驗片，在室溫下對沖擊值進行了測定（JIS Z2242 "金屬材料的夏比試驗方法"）。對 于耐蝕性的評價，對表面進行了 #600精研磨之后，進行4小時的鹽霧試驗（JIS Z2371 "鹽 霧試驗方法"），對銹面積率進行了測定。用EBSD法對斷面組織進行測定，從IQ值分布對 IQ值為4000以上的相的面積率進行了測定。將淬火硬度HRC為32?38視作合格。耐蝕 性將銹面積率為10%以下視作合格。此外，在夏比沖擊值為50J/cm 2以上的情況下，將圓盤 的淬火韌性評價為合格。
[0103] 用高頻感應(yīng)加熱裝置將具有表1所示的各編號（No.)的成分的圓盤以約80°C /s 進行升溫，從而使EBSD的IQ值為4000以上，再在950?1050°C的溫度區(qū)域保持超過0. 1 秒且在5秒以下之后，進行模具淬火而以KKTC /s以上的冷卻速度進行冷卻。將對最終獲 得的樣品進行評價所得到的結(jié)果表示在表2中。
[0104] 表3所示的"鋼No. "與表1的"No. "相對應(yīng)。對于各樣品，以表3所示的熱處理 條件進行了淬火加熱，之后進行模具淬火而以l〇〇°C /s以上的冷卻速度進行冷卻，對最終 獲得的樣品進行了品質(zhì)的評價。
[0105] 作為比較例，對本發(fā)明外的組成、淬火加熱條件、IQ值為4000以上的面積率也處 于本發(fā)明外的樣品進行了同樣的評價。
[0106]

【權(quán)利要求】
1. 一種不銹鋼制制動盤，其以質(zhì)量％計，含有C :0. 030?0. 080 %、Si :0. 05 %? I. 0%、Mn :1. 0 ?I. 5%、P :0· 035% 以下、S :0· 015% 以下、Cr :11. 0 ?14. 0%、Ni :0· 01 ? 0· 50%、V :0· 001 ?0· 15%、Nb :0· 10% 以下、Ti :0· 05% 以下、Zr :0· 05% 以下、Al :0· 05% 以下、N :0· 015 ?(λ 060%、B :0· 0002%?0· 0050%、0 :0· 0080% 以下，且式 1 的 AT 值設(shè)定 為0. 055?0. 090,并滿足式2,剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)；將由4000以上的EBSD 花樣的圖像品質(zhì)值所規(guī)定的鐵素體相分數(shù)設(shè)定為1%?15%，將表面硬度設(shè)定為32HRC? 38HRC ； AT = C+0. 8 (N - B) (1) PV = I. 2Ti+0. 8Zr+Nb+l. 1A1+0 ^ 0. 1 (2) 在式1和式2中，隊8、11、21"、他31、0是指各自的元素以質(zhì)量％計的含量。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的不銹鋼制制動盤，其特征在于：其以質(zhì)量％計，還含有Cu : 1. 0% 以下、Mo :0. 5% 以下、Sn :0. 3% 以下、Sb :0. 3% 以下、REM :0. 2% 以下、Ga :0. 3% 以下 之中的1種或2種以上。
3. -種不銹鋼制制動盤的制造方法，其特征在于，將由不銹鋼構(gòu)成的制動盤加熱到 950°C?1050°C的溫度之后，在該加熱溫度下保持超過0. 1秒且在5秒以下，然后以KKTC / s以上的冷卻速度進行冷卻；并將從加熱開始到冷卻開始的時間設(shè)定為50秒以下； 其中，該不銹鋼以質(zhì)量％計，含有C :0. 030?0. 080 %、Si :0. 05 %?I. 0 %、Mn : I. 0 ?L 5%、P :0· 035% 以下、S :0· 015% 以下、Cr :11. 0 ?14. 0%、Ni :0· 01 ?0· 50%、 V :0. 001 ?0. 15%、Nb :0. 10% 以下、Ti :0. 05% 以下、Zr :0. 05% 以下、Al :0. 05% 以下、 ^0.015?0.060%、8:0.0002%?0.0050%、0:0.0080%以下，且式1的六1'值設(shè)定為 0. 055?0. 090,并滿足式2,剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)； AT = C+0. 8 (N - B) (1) PV = I. 2Ti+0. 8Zr+Nb+l. 1A1+0 ^ 0. 1 (2) 在式1和式2中，隊8、11、21"、他31、0是指各自的元素以質(zhì)量％計的含量。
4. 根據(jù)權(quán)利要求3所述的不銹鋼制制動盤的制造方法，其特征在于，所述不銹鋼以質(zhì) 量％計,還含有 Cu :1. 0% 以下、Mo :0. 5% 以下、Sn :0. 3% 以下、Sb :0. 3% 以下、REM :0. 2% 以下、Ga :0. 3%以下之中的1種或2種以上。
【文檔編號】C22C38/00GK104321456SQ201480001378
【公開日】2015年1月28日 申請日期:2014年2月7日 優(yōu)先權(quán)日:2013年2月8日
【發(fā)明者】寺岡慎一, 井上宜治, 小山祐司, 小林雅明, 田上利男 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社