CN101321886A - 耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢 - Google Patents

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Abstract

耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～2％、Mn：0.2～2.0％、S：0.01％以下、N：0.005～0.025％、Cr：10～14％、Ni：0.02～2％、Al：0.001～0.1％、V：0.5％以下、C+N：0.06～0.1％，而且(i)以总量计含有0.05～0.5％的P、As、Sb、Bi中的1种或2种以上，或者，(ii)含有0.005～0.05％的P、Bi、且其以总量计含有0.01～0.05％，并且根据需要含有规定量的Cu、Ti、Mo、Nb，并含有剩余部分Fe和不可避免的杂质，且下述(式1)所示的γp为80以上。γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]－11.5[％Cr]－11.5[％Si]－52[％Al]－12[％Mo]－23[％V]－47[％Nb]+189 (式1)。

Description

耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢
技术领域
本发明涉及双轮车的盘式制动器(disk brake)用马氏体系不锈钢，涉及耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢。
背景技术
双轮车的盘式制动器要求耐磨损性、耐锈性、韧性等特性。一般来说，硬度越高则耐磨损性越大。另一方面，如果硬度过高，则在制动器和衬垫之间会产生所谓制动器的鸣叫，因而制动器的硬度要求为32～38HRC(根据JIS Z 2245。洛氏硬度C标准)。由这些要求特性出发，在双轮车盘式制动器材料中一直使用马氏体系不锈钢。
以往，将SUS420J2(JIS G 4304规定)淬火、回火后以调节为所需的硬度来制成制动器，但在此情况下需要淬火和回火这2个热处理工序。因此，在日本特开昭57-198249号公报中公开了在比目前以往的钢更宽的淬火温度范围内稳定地获得所需硬度的钢组成。
这是通过添加作为奥氏体形成元素的Mn来补偿将成分体系低碳、氮化，且由此导致的奥氏体温度范围的缩小、即淬火温度范围变窄。
另外，在日本特开平08-060309号公报中公开了为低Mn钢、且可以在淬火状态下直接使用的摩托车盘式制动器用钢。该钢是添加作为奥氏体形成元素且具有同样效果的Ni和Cu来代替降低Mn而得到的钢。
在双轮盘式制动器用途中使用马氏体系不锈钢的理由之一是其具有优异的耐锈性。但是，当Cr含量为12％左右、并大量含有Mn时，其耐锈性有时不充分。例如，在特别严峻的氯化物环境中，其耐锈性成为问题。据说这是由于钢中的MnS成为生锈起点，但并未解释清楚。
在日本特开平10-152760号公报中公开了通过减少Mn并增加Cu来改善耐锈性的发明。另外，在日本特开2000-026941号公报中公开了通过添加Ti来改善耐锈性。
但是，在日本特开昭57-198249号公报、日本特开平08-060309号公报、日本特开平10-152760号公报和日本特开2000-026941号公报中所记载的发明中，虽然可见耐锈性的改善，但并不充分，还需要耐锈性进一步得到改善的双轮盘式制动器用钢。
发明内容
因而，本发明的目的在于有利地解决上述以往技术的问题，提供一种耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢。
本发明的主旨如下所述。
(1)耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.01％～0.10％、Si：0.05％～2％、Mn：0.2％～2.0％、S：0.01％以下、N：0.005％～0.025％、Cr：10％～14％、Ni：0.02％～2％、Al：0.001％～0.1％、V：0.5％以下、C+N：0.06％～0.1％，且以总量计含有0.05％～0.5％的P、As、Sb、Bi中的1种或2种以上，并含有剩余部分Fe和不可避免的杂质，且下述(式1)所示的γp为80以上。
γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]-11.5[％Cr]-11.5[％Si]-52[％Al]-12[％Mo]-23[％V]-47[％Nb]+189    (式1)
(2)耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.01％～0.10％、Si：0.05％～2％、Mn：0.2％～2.0％、S：0.01％以下、N：0.005％～0.025％、Cr：10％～14％、Ni：0.02％～2％、Al：0.001％～0.1％、V：0.5％以下、C+N：0.06％～0.1％，P：0.005％以上但小于0.05％、Bi：0.005％以上但小于0.05％、且P+Bi：0.01％以上但小于0.05％，并含有剩余部分Fe和不可避免的杂质，且下述(式1)所示的γp为80以上。
γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]-11.5[％Cr]-11.5[％Si]-52[％Al]-12[％Mo]-23[％V]-47[％Nb]+189    (式1)
(3)上述(1)或(2)所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Cu：0.01％～2％。
(4)上述(1)～(3)任一项所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Ti：0.01％～0.5％。
(5)上述(1)～(4)任一项所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Mo：0.01％～2％、Nb：0.01％～1％中的1种或2种。
通过本发明，可以提供具有优异耐锈性的盘式制动器用马氏体系不锈钢。
具体实施方式
对于用于实施本发明的最佳方式和限定条件，详细地进行说明。
本发明人等对于可以在淬火的状态下直接使用的双轮车盘式制动器材料进行了详细的研究。其中，在关于耐锈性的研究中，不仅重视实际安装在双轮车上使用时的淬火后的耐锈性，还很重视淬火前的耐锈性。这是由于在制造圆盘时，有时会在淬火前生锈。
在制造圆盘时，由于圆盘滑动面被削磨，因此淬火前的生锈基本没有问题，但由于圆盘的图案，有时存在未被削磨的部分。此时，淬火前的生锈成为问题。
当比较淬火前后的圆盘材料的耐锈性时，淬火前的圆盘材料更处于劣势。认为这是由于在圆盘材料中碳氮化物较多。
本发明人等以氯化物环境下的耐锈性为中心进行研究，不仅对淬火后、而且对淬火前的圆盘材料的耐锈性提高的方法也进行了研究，结果发现P、As、Sb、Bi的微量添加会提高耐锈性。即，发现通过微量添加P、As、Sb、Bi的1种或2种以上，会提高氯化物环境下的耐锈性。
该效果特别在不含Cu、Ti而Mn含量较多时尤为显著，但也发现Cu和Ti的组合也是有效的。进一步深入研究后，确认了通过P和Bi的组合，即便是极微量的添加，也会表现出该耐锈性提高效果。
本发明人等根据以上的发现进行了详细的研究，从而完成了本发明。
首先说明有关各成分的限定条件。另外，％是指质量％。
C是在淬火后用于获得规定硬度的必须元素，按照达到所需硬度水平的方式与N组合添加。当超过0.10％添加时，硬度过硬，会发生制动器鸣叫、韧性变差等故障，因此以0.10％为上限。另外，当小于0.01％时，为了获得硬度，必须过多地添加N，因此以0.01％为下限。
N与C同样，是在淬火后用于获得规定硬度的必须元素，按照达到所需硬度水平的方式与C组合添加。但是，当超过0.025％添加时，会导致淬火性的降低，因此以0.025％为上限。另外，当N小于0.005％时，会导致制钢成本的增加，因此以0.005％为下限。
C+N是与淬火后的硬度直接相关的量。为了获得规定的HRC：32～38，必须为0.06％～0.1％。
Si由于用作脱氧材料，因此添加0.05％以上。但是，作为铁素体形成元素的能力非常强，为了相互调整γp，必须进行抑制，从而使其上限为2％。为了降低成本，在对Mn、Cu、Ni等奥氏体形成元素的总量进行抑制时，其上限优选为1％。
Mn是钢中不可避免地含有的成分，是重要的奥氏体形成元素。本发明中，为了与Ni、Cu一起确保高温下的奥氏体相并确保淬火性，必须添加0.2％以上，当超过2.0％时，即便是本发明也可观察到耐锈性变差，因此将2.0％作为上限。
Cr是用于确保作为双轮盘式制动器材料所必需的耐锈性的基本元素，当其含量小于10％时，即便是本发明，也无法获得充分的耐锈性。另外，由于Cr是铁素体形成元素，因此如果添加超过14％，则奥氏体相生成温度范围缩小，在淬火温度范围内生成不会变为马氏体相的铁素体相，无法满足淬火后的硬度。因而，Cr添加量为10％～14％。
Ni与Mn相同，是奥氏体形成元素，是用于确保高温下奥氏体相并确保淬火性的有效元素。为了获得其效果，必须添加0.02％以上。但是，由于Ni昂贵，因此从制造成本方面来看，优选尽量地抑制其含量，另外，当添加超过2％时，会导致韧性的降低，因此以2％为上限。
Al作为脱氧剂非常有用。为了获得其效果，必须添加0.001％以上。但是，当超过0.1％时，可见耐锈性的降低，因此以0.1％为上限。
S是钢中不可避免地含有的成分，在本发明中，当超过0.01％时，由于易生成CaS，因此以0.01％为上限。另外，当S小于0.001％时，会导致制钢成本的增加，因此优选以0.001％为下限。
V为不可避免的杂质，允许含有不使加工性变差的0.5％左右。
本发明人等发现通过微量添加P、As、Sb、Bi，可以提高耐锈性。其理由虽然还不明确，但认为与使耐腐蚀性变差的MnS有关。即，P、As、Sb、Bi抑制了MnS的析出。
这些元素无论单独添加还是组合添加均有效，通过添加1种或2种以上，可以提高耐锈性。为了表现出其效果，这些元素必须以总量计添加0.05％以上，但为了确保韧性，以总量计添加0.5％以下。
另外，当添加P和Bi两者时，则表现出协同效果，即便是极微量，也可以表现出上述耐锈性提高效果。对于该机理还不明确，但使P为0.005％以上但小于0.05％、Bi为0.005％以上但小于0.05％、P+Bi为0.01％以上但小于0.05％。P、Bi分别小于0.005％时，则不表现耐锈性提高效果。当P+Bi为0.05％以上时，则P、Bi分别单独地表现出耐锈性提高，添加P和Bi两者所带来的协同效果减小。
通过除了这些成分之外还添加Cu、Ti、Mo、Nb，可以进一步提高作为盘式制动器用钢的特性。
Cu与Mn、Ni同样，是用于确保奥氏体相并确保淬火性的有效元素。通过添加Cu，可以减少Mn，因此耐锈性提高。另外，Cu对于抑制制动器制动放热所导致的圆盘软化是有效的。在小于0.01％的含量下，添加效果不显著，当超过2％时，韧性变差，因此优选Cu为0.01％～2％。
Ti为提高耐锈性的元素。推定这是由于形成了Ti系硫化物而抑制了MnS的形成。为了表现出其效果，优选含有0.01％以上。但是，当过量地添加Ti时，由于形成碳氮化物而消耗了C、N，因此不优选。因此，Ti的上限优选为0.5％。
Mo为通过适量添加而可以显著提高回火软化阻力的元素。虽然其机理还不明确，但认为是由于能够抑制Cr碳化物的析出和粗大化，并且即便在高温下也可以抑制位移运动，从而提高了回火软化阻力。但是当小于0.01％时，由于添加效果不显著，因此下限优选为0.01％。另一方面，由于超过2％的添加会使韧性变差，因此上限优选为2％。
Nb也是通过与N一起添加0.01％以上而可以显著提高回火软化阻力的元素。其机理还不明确，但认为是由于Nb与N有很大关联，会抑制Cr氮化物的析出和粗大化，并抑制位移运动，从而提高回火软化阻力。
但是，易于以NbN的形态析出，如果以该形态析出，则NbN没有强化功能，而且作为NbN，随着N被消耗，会减少N的固溶强化效果，并且进一步地会成为淬火性降低的原因，因此优选避免超过1％的过量添加。
另外，为了使以上各元素在其成分范围中、在900～1100℃的温度范围内稳定地进行淬火，必须相互调整以使下面的(式1)所示的γp达到80以上。
如果γp小于80，则即便进行淬火也会残留铁素体相，往往难以达到规定的硬度水平。
γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]-11.5[％Cr]-11.5[％Si]-52[％Al]-12[％Mo]-23[％V]-47[％Nb]+189    (式1)
淬火温度如果过高，则会导致制造时间的增加和成本的增加，因此优选为900℃～1100℃。即便是远离该温度范围的淬火，本发明钢也满足规定的硬度范围。
接着，详细地说明制造方法。
将含有以上所述成分、剩余部分Fe和不可避免的杂质的扁钢坯(slab)、钢锭等钢坯(以下也仅称为扁钢坯)进行熔炼，通过热轧制成2～8mm左右的热轧板后，在750℃～900℃的范围内进行退火，使其软化后进行酸洗，制成制品。
也可以不进行酸洗而进行利用喷丸法(shot blast)的精加工。另外，还有不进行酸洗而在退火的状态下直接制成制品的情况。
它们在圆盘制造工序中被加工成圆盘形状后，加热至900～1100℃，然后进行淬火并将两面削磨，从而成为制动器圆盘。
实施例
以下根据实施例进一步详细地说明本发明。
(实施例1)
将具有表1所示化学成分的厚度为200mm的钢坯熔炼后，通过热轧获得厚度为6mm的热轧板。进而加热至850℃后慢慢放冷，实施软化退火。
Figure A20078000050200101
Figure A20078000050200111
由这些钢板采集耐锈性评价试验片、淬火性评价试验片，在剩余的钢板上实施在950～1000℃下保持10分钟后水冷却的淬火处理。
耐锈性评价试验是对试验片两面实施#240削磨，并进行240小时的盐水喷雾试验(也称为盐雾试验：SST)(根据JIS Z 2371)，然后调查生锈程度。未生锈者为合格、生锈者为不合格。
淬火性评价试验是对在850～1100℃的温度下保持10分钟后水冷却的淬火材料进行根据JIS Z 2245的洛氏硬度试验(HRC)。在HRC中32～38者为合格。
从实施了淬火处理的钢板中采集各种试验片，进行评价试验。对于回火软化特性，在进行500℃～650℃的1小时回火后，与淬火材料的硬度试验同样地通过洛氏试验进行评价。将回火后的硬度不小于HRC30的温度规定为耐热温度。耐热温度为500℃以上者为合格。
另外，耐锈性试验是与淬火前的材料同样地对试验片两面实施#240削磨，并进行240小时的盐水喷雾试验(根据JIS Z 2371)，然后调查生锈程度。未生锈者为合格、生锈者为不合格。
将评价结果示于表2中。A钢～J钢为权利要求1所记载的本发明钢，淬火前后的耐锈性合格，淬火硬度和耐热温度也合格，显示了非常优异的性质。
表2
Figure A20078000050200131
K钢～T钢为权利要求2记载的本发明钢，其特征在于添加了Cu。这些钢的淬火前后的耐锈性也合格，淬火硬度和耐热温度也合格，显示了非常优异的性质。
U钢～Z钢、AA钢～AD钢为权利要求3记载的本发明钢，其特征在于添加了Ti。这些钢的淬火前后的耐锈性合格，淬火硬度和耐热温度也合格，显示了非常优异的性质。
AE钢～AN钢为权利要求4记载的本发明钢，其特征在于添加了Mo、Nb。这些钢的淬火前后的耐锈性合格，淬火硬度也合格。而且，通过添加Mo、Nb，耐热温度相比较于无添加的钢，显示了非常优异的性质。
相对于这些本发明钢，作为比较钢的AO钢由于P、As、Sb、Bi的总量小于0.05％，因此耐锈性差。AP钢、AQ钢由于分别添加了Cu、Ti，因此淬火后的耐锈性合格，但由于P、As、Sb、Bi的总量小于0.05％，因此淬火前的耐锈性差。AR钢由于γp为80以下，因此淬火后的硬度未达到合格标准，不优选。
AS钢由于C+N较多，因此淬火后的硬度相比较于合格标准变得过硬，不优选。AT钢由于C+N较少，因此淬火后的硬度未达到合格标准，不优选。AU钢由于Cr较少，因此耐锈性差。AV钢由于Cr较多，因此γp变为80以下，淬火后的硬度未达到合格标准，不优选。
AW钢由于P、As、Sb、Bi的总量超过0.5％，因此引起韧性变差，不优选。AX钢由于Mn较多，因此引起韧性变差，不优选。
由以上可知，本发明钢在满足淬火硬度和耐热性的同时，耐锈性也非常优异。
(实施例2)
将具有表3所示化学成分的厚度为200mm的钢坯熔炼。其是微量含有P和Bi的成分体系。且未添加As、Sb。之后，通过与实施例1同样的方法制作各种评价试验片。另外，通过与实施例1同样的方法进行耐锈性试验、淬火性试验、回火软化试验。评价结果示于表4中。
Figure A20078000050200151
表4
BA钢～BL钢为本发明钢，其淬火前后的耐锈性合格，淬火硬度和耐热温度也合格，显示了非常优异的性质。与此相对，作为比较钢的BM钢，由于P和Bi添加量过少，因此未表现出耐锈性提高效果，耐锈性差。
由以上可知，本发明钢在满足淬火硬度和耐热性的同时，耐锈性也非常优异。
通过本发明，可以提供具有优异耐锈性的圆盘制动器用马氏体系不锈钢。因此，不仅制造者，而且利用本发明钢的人也会受益匪浅，因此本发明的工业价值极高。

Claims (5)

1.耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.01％～0.10％、Si：0.05％～2％、Mn：0.2％～2.0％、S：0.01％以下、N：0.005％～0.025％、Cr：10％～14％、Ni：0.02％～2％、Al：0.001％～0.1％、V：0.5％以下、C+N：0.06％～0.1％，且以总量计含有0.05％～0.5％的P、As、Sb、Bi中的1种或2种以上，并含有剩余部分Fe和不可避免的杂质，且下述(式1)所示的γp为80以上，γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]-11.5[％Cr]-11.5[％Si]-52[％Al]-12[％Mo]-23[％V]-47[％Nb]+189(式1)。
2.耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.01％～0.10％、Si：0.05％～2％、Mn：0.2％～2.0％、S：0.01％以下、N：0.005％～0.025％、Cr：10％～14％、Ni：0.02％～2％、Al：0.001％～0.1％、V：0.5％以下、C+N：0.06％～0.1％，P：0.005％以上但小于0.05％、Bi：0.005％以上但小于0.05％、且P+Bi：0.01％以上但小于0.05％，并含有剩余部分Fe和不可避免的杂质，且下述(式1)所示的γp为80以上，
γp＝420[％C]+470[％N]+23[％Ni]+9[％Cu]+7[％Mn]-11.5[％Cr]-11.5[％Si]-52[％Al]-12[％Mo]-23[％V]-47[％Nb]+189(式1)。
3.权利要求1或2所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Cu：0.01％～2％。
4.权利要求1～3任一项所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Ti：0.01％～0.5％。
5.权利要求1～4任一项所述的耐锈性优异的盘式制动器用马氏体系不锈钢，其特征在于，其进一步以质量％计含有Mo：0.01％～2％、Nb：0.01％～1％中的1种或2种。
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