CN102016096A - 低碳马氏体系含Cr钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供具有即使在700℃下进行1小时的回火处理后也能够保持以HRC计31以上的硬度的耐回火软化性的制动盘用原材料。具体地说，提供一种低碳马氏体系含Cr钢，其中，含有C：0.02～0.10％、N：0.02～0.10％、且C+N：0.08～0.16％、Si：0.5％以下、Al：0.1％以下、Mn：0.3～3.0％、Cr：10.5～13.5％、Nb：0.05～0.60％、V：0.15～0.80％、且Nb+V：0.25～0.95％、Ni：0.02～2.0％、Cu：1.5％以下，Fp值(＝-230C+5Si-5Mn-6Cu+10Cr-12Ni+32Nb+22V+12Mo+8W+10Ta+40Al-220N)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。

Description

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-220N       …(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-220N         …(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

Claims (5)

1.一种低碳马氏体系含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-220N          …(1)

其中，上述式中的各元素符号表示该元素的质量％含量。

2.如权利要求1所述的低碳马氏体系含Cr钢，其中，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。

3.如权利要求1或2所述的低碳马氏体系含Cr钢，其中，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。

4.如权利要求1～3中任一项所述的低碳马氏体系含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。

5.一种制动盘，由权利要求1～4中任一项所述的低碳马氏体系含Cr钢形成。

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