CN116547463A - 用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法以及由此获得的制动带 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于制作铸铁制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法，方法包括以下步骤：a)制作铸铁优选灰铸铁的制动盘的制动带；b)将所述制动带至少部分地浸入到保持于预定温度的熔融铝中，以使熔融铝覆盖所述制动带的至少预定表面区域。使浸入延续进行预定的时间段以允许铝原子扩散在铸铁的表面微观结构中，在所述制动带的表面层处形成铁‑铝金属间化合物，从而在所述制动带的所述预定表面区域中产生包括铁‑铝金属间化合物的层。方法还包括：c)将制动带从熔融铝取出；d)在取出后，将仍粘附在制动带上的铝去除，以将所述铁‑铝金属间化合物的层暴露在表面上，暴露在表面上的铁‑铝金属间化合物的层使所述铸铁制动带在预定表面区域处具有较高的耐腐蚀性和耐磨性。

Description

用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制 动带的方法以及由此获得的制动带
技术领域
本发明涉及用于制作铸铁的制动盘的制动带的方法以及由此获得的制动带，制动带具有增大的耐磨性和耐腐蚀性。
背景技术
车辆的盘式制动系统的制动盘包括环状结构、或制动带、以及称为钟状件的中央固定元件，盘通过中央固定元件固定至车辆悬架的旋转部分例如轮毂。制动带设置有适于与摩擦元件(制动垫)协作的相反的制动表面，这些摩擦元件容纳在至少一个卡钳本体中，该卡钳本体被放置成跨置于制动带并与车辆悬架的非旋转部件结合为一体。相反的制动垫之间以及制动带的相反的制动表面之间的受控的相互作用决定了通过摩擦进行的制动作用，这允许车辆减速或停止。
一般来说，制动盘的制动带是由铸铁特别是灰铸铁或钢制成的。事实上，铸铁允许以相对较低的成本获得良好的制动性能(尤其是在抑制磨损方面)。由碳或碳陶瓷材料制成的制动带提供了更好的性能，但成本要高得多。
虽然铸铁比许多金属硬，但在制动盘的操作期间会磨损铸铁，从而减少了制动带的厚度，并且限制了制动盘的使用寿命。
铸铁的另一限制与以下事实有关：在暴露于水之后、特别是在盐(氯化钠、氯化钾)存在的情况下，铸铁会迅速腐蚀。这在制动带的表面上形成了氧化物层，氧化物层在被去除之前，除了不雅观之外，还会导致制动问题。
为了解决这些问题，已经实施了多种对由铸铁制动盘制成的制动带进行处理的策略，这些策略在下文中概略地列出：
-表面涂层的应用：将基于坚硬的、耐磨的材料(铬和钨碳化物、铝氧化物等)的涂层应用于铸铁制动带的表面。存在各种技术来应用这种涂层；最常用的技术是“热喷涂”：将陶瓷粉末混合至适合的金属基质，使涂层粘附至铸铁。热喷涂技术比其他的膜沉积方法更优选，因为热喷涂技术允许实现较高的生产率以及对上述材料的利用。这种技术的主要限制在于如果提到在铸铁制动盘上应用热喷涂技术，则其成本相对较高；
-反应/扩散过程：这是使得铸铁与其他物质进行反应的过程，这改变了铸铁的化学-物理状态，从而增大了铸铁的表面性能。反应/扩散过程包括渗碳、氮化和硼化。反应可以在气相或液相中发生。这种类型的过程的主要限制是性能方面的提高受限、较长的处理时间、以及在某些情况下过高的处理温度，这与需要对铸铁盘变形进行控制不兼容。
-“原位”形成过程：这些过程涉及在制动带本身的形成期间、即在模具中铸造融化铸铁期间，在制动带上形成由具有适合特性的材料制成的表面层。在铸造之前，与融化的铸铁接触的元素/物质会形成新的化合物、或者简单地加入具有所需特性的元素，这些元素/物质被引入到模具中。这种类型的过程的主要限制与铸铁制动带的制造过程非常复杂这一事实有关。此外，在某些情况下，需要在与对铸铁盘的变形进行控制所需的温度不相容的温度处进行热处理。
因此，人们强烈地感觉到需要有一种用于制作铸铁制动盘的制动带的方法，该方法允许在制动带的表面上形成具有较高的耐磨损和耐腐蚀的特性的表面层，并且完全或至少部分地克服上述现有技术的操作限制。
发明内容
因此，本发明的目的是通过提供一种可获得的用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法来消除或至少减少与现有技术有关的上述问题，该方法不会导致生产成本的显著增加。
本发明的另一目的是提供一种用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法，该方法不会导致生产时间的显著增加。
本发明的另一目的是提供一种用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法，该方法可以在与对制动带的变形进行控制的要求相容的加工温度处进行。
附图说明
本发明的技术特征可以清楚地在所附的权利要求的内容中找到，并且这些技术特征的优点将根据下面参考附图的详细描述而变得更明显，附图仅通过非限制性示例示出了技术特征的一个或更多个实施方式，其中：
图1示出了根据本发明的按照一般实施方式的方法的流程图；
图2、图3和图4示出了根据本发明的按照优选实施方式的方法的流程图；
图5示出了用扫描电子显微镜在提供有金属间化合物的层的铸铁样品上获得的SEM图像，设置有金属间化合物的层的铸铁样品是根据本发明的方法在之前没有进行表面脱碳处理的情况下通过在700℃处进行约1分钟的铝化处理获得的；
图6示出了用扫描电子显微镜在另一设置有金属间化合物的层的铸铁样品上获得的SEM图像，另一设置有金属间化合物的层的铸铁样品是根据本发明的方法在之前进行了表面脱碳处理的情况下通过在700℃处进行约1分钟的铝化处理获得的；
图7示出了用扫描电子显微镜在根据本发明的制动带样品上获得的高倍率(2000x)的SEM图像。
所述实施方式中共同的元件或部件将在下文中使用相同的附图标记来表示。
具体实施方式
本发明涉及一种用于制作铸铁制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法以及由此获得的制动带。
首先将描述制作方法，然后描述通过这种方法获得的制动带。
根据本发明的一般实施方式，如图1中的图表所示，用于制作铸铁的制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带的方法包括以下操作步骤：
a)制作铸铁、优选灰铸铁的制动盘的制动带；
b)将该制动带至少部分地浸入保持于预定温度的熔融的铝中，使得该熔融的铝对所述制动带的至少预定表面区域进行覆盖。
使熔融的铝中的浸入延续进行预定的时间段，以允许铝原子在铸铁表面微观结构中的扩散，从而在制动带的表面层处形成铁-铝金属间化合物，由此在所述制动带的所述预定的表面区域中生成包括铁-铝金属间化合物的层。
该方法包括以下另外的操作步骤：
c)将制动带从熔融的铝取出；
d)在取出后，将仍粘附在所述制动带上的并且未与铸铁进行反应的铝去除，以将所述铁-铝金属间化合物的层暴露在表面上。
实验发现，与铸铁制动带没有涂层且铸铁直接暴露在表面中的情况相比，暴露在表面中的上述铁-铝金属间化合物层在所述预定表面区域为铸铁的所述制动带提供了更高的耐腐蚀性和耐磨性。
铁-铝金属间化合物层所提供的特性随着时间的推移而保持，这是因为这样的层结合了耐腐蚀性和耐磨性。换句话说，由铁-铝金属间化合物制成的保护层不仅在化学上、而且在机械上——由垫在制动带上施加的制动作用所造成的摩擦——能够较少地受到攻击。这协同地有助于在制动带的操作寿命期间对制动带进行保护。
与上述用于处理铸铁制动盘的制动带的传统技术(表面涂层的应用；反应/扩散过程；“原位”成形过程)相比，根据本发明的方法在操作上更易于实施，因为本发明的方法不需要使用复杂的设备来建造和操作。
此外，根据本发明的方法至少在步骤b)、c)和d)上需要相对较短的执行时间。
因此，根据本发明的方法允许以技术上简单的方式制造铸铁制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带，而不涉及成本和生产时间的显著增加。
更详细地说，上述铁-铝金属间化合物的层是在所述铸铁制动带的与熔融的铝接触的表层处通过铝原子在铸铁结构内的扩散过程以及铁-铝金属间化合物的形成而形成的。
上述铁-铝金属间化合物层可以包括多个铁-铝金属间化合物，特别是Fe3Al、FeAl、FeAl2、FeAl3、Fe2Al5。金属间主相是FeAl3，因为FeAl3在热力学上更稳定。
优选地，熔融的铝被保持的上述预定温度不小于680℃。
有利的是，熔融的铝被保持的上述预定温度不大于750℃，并且优选包括在690℃与710℃之间、甚至更优选等于700℃。这样的温度值在促进金属间化合物形成的需要与保持制动带的几何特征不变的需要之间构成了良好的折衷。事实上，在熔融的铝的这样的温度值处，铁与铝之间的化学反应足够快，以允许快速形成金属间化合物层，并且从操作角度来看，在制动带上引起的变形在可接受的公差内。
在操作上，上述金属间化合物的层的生长厚度主要基于熔融的铝的温度和在熔融的铝中的浸入时间。熔融的铝的温度相同，厚度随浸入时间的增加而增加；浸入时间相同，厚度随熔融的铝的温度增加而增加。
有利的是，由于熔融的铝的温度是最受约束的参数，以避免制动带的变形，金属间化合物的层的厚度基本上通过对熔融的铝中的浸入时间的持续时间进行作用来控制。考虑到熔融的铝的温度，浸入时间的预定时间段则根据所述金属间化合物层的所需厚度来设定。
优选地，如果熔融的铝的温度保持在690℃与710℃之间的温度处，则上述预定的浸入时间包括在5分钟与60分钟之间、甚至更优选地等于30分钟，以获得包括在30微米与150微米之间的金属间化合物层。
根据图2和图3的图表中所示方法的优选实施方式，该方法包括步骤f)：对上述制动带的至少一个预定表面区域(旨在与熔融的铝接触的区域)进行脱碳达到预定深度。
在操作上，进行脱碳的所述步骤f)在所述浸入步骤b)之前进行，并且适于至少在所述预定表面区域处形成基本不含碳、特别是不含石墨片的表面层，表面层具有下述厚度：该厚度从所述制动带的外表面延伸直至上述预定深度。
有利的是，被脱碳的表面层的深度大致等于或大于铁-铝金属间化合物层的期望深度。在操作上，脱碳被执行成从所述制动带的外表面起直至等于或大于待获得的铁-铝金属间化合物层的深度的深度。优选地，预定的脱碳深度为30微米或更大。
有利的是，进行脱碳的步骤f)的目的是在制动带中制备表面层，该表面层有利于(通过铝化)形成更均匀且紧凑的金属间化合物层。
事实上，已经通过实验发现，通过对未进行表面脱碳的制动带进行铝化(浸入熔融的铝中)，获得的金属间化合物层是非常不均匀的，具有较大的分离区和生长厚度的强烈变化性。此外，生长结构显得非常颗粒化。
相反，通过对由铸铁制成的表面脱碳的制动带进行铝化(浸入熔融的铝中)，获得的金属间化合物层是均匀的并且是大致连续的，没有被石墨片打断。
通过比较图5和图6可以看出这一点，图5和图6示出了用扫描电子显微镜在两个铸铁样品上获得的SEM图像，这些样品在700℃处进行铝化约1分钟。图5指的是在之前没有进行表面脱碳的情况下进行铝化的样品，而图6指的是在之前进行表面脱碳的情况下进行铝化的样品。在图5和图6中，金属间化合物层用L表示，残留铝层用Al表示，而未改性铸铁用G表示；石墨片用LG表示。
因此，存在于非脱碳制动带和表面脱碳制动带上的金属间化合物层的不同形态可归因于受到铝化过程的扩散影响的表面层中存在或不存在碳、特别是以石墨片的形式存在的碳。特别地发现，石墨片的存在对减少液体铝的表面可润湿性有很大的影响。除此之外，石墨片的存在还进一步减缓金属间化合物层的生长，在非脱碳铸铁中，金属间化合物层确实显得“斑驳”，而且还远不是连续而紧凑的层。
实验发现，制动带的进行铝原子扩散渗透(由铝化引起)的表面层中碳的存在也导致了碳化铁以及金属间化合物的形成。碳化铁的存在在金属间化合物层中产生了不连续点，这可能引起腐蚀现象及开裂。有利的是，表面脱碳因此允许避免(或者至少大大减少)碳化铁的形成，从而导致金属间化合物层的形成，该金属间化合物层更耐腐蚀并且不易开裂。
优选地，在所述步骤f)中，所述至少一个预定表面区域的脱碳是通过电解过程进行的。
更详细地，所述电解过程是通过将所述制动带的预定的表面区域浸入到熔融的盐的浴中并且在浴与制动带之间施加电势差来进行的。
在施加电势差时，制动带被连接至正极(阴极)，而上述融化的盐浴被连接至负极(阳极)。碳、特别是石墨片形式的碳通过释放电子和在阳极释放的原子氧被氧化成二氧化碳。碳主要与氧气反应并且最终结合为二氧化碳。
由电解过程引起的制动带表面的氧化并不限于制动带表面存在的碳，而且还延伸到铸铁(铁)的金属基体，从而导致形成金属氧化物的表面膜。使极性反转会导致金属氧化物表面膜的减少，从而使金属氧化物恢复到初始的金属状态。
优选地，上述电解过程可因此提供：在制动带的表面连接至阴极以对碳进行氧化的预定时间段之后，使极性反转以使金属氧化物膜恢复到金属氧化物膜的初始的金属状态。
有利的是，在电解过程的执行期间，极性反转可以依次重复多次。
操作上，通过对电解过程的持续时间进行调节来控制脱碳深度，电解过程可以被分成多个极性反转循环。通过增加脱碳过程的持续时间(制动带氧化步骤；阴极连接)，在所有其他条件相同的情况下，脱碳深度增大。
脱碳可以通过上述电解过程的替代过程实现、例如通过激光处理或化学处理来实现。然而，通过电解过程进行脱碳是优选的，因为：
-电解过程比激光处理更有效并且更迅速，从而确保在更短的时间内实现更完全、更均匀的碳去除；
-电解过程比化学处理(例如用高锰酸钾)更有效(从而确保在更短的时间内更完全且均匀地去除碳)，并且不会在被处理部分上留下铸铁金属基体的氧化区域。
更详细地，已经观察到，在铸铁金属基体上的氧化区域处，熔融的铝的可润湿性大大降低，这对铝化过程和金属间化合物层的特性产生负面影响。同样由于这个原因，电解脱碳过程优于上述的替代过程。
如上所述，上述金属间化合物层的生长厚度主要受熔融的铝的温度和在熔融的铝中的浸入时间的影响。然而，还发现的是，影响金属间化合物层厚度的其他因素是熔融的铝中的硅含量。在其他条件相同的情况下，熔融的铝中硅的重量含量越高，金属间化合物层越薄。优选地，熔融的铝具有按重量计含量小于1％的硅。
优选地，熔融的铝的杂质含量不超过按重量计1％。特别地，可以使用最高纯度为按重量计99.7％的铝，杂质含量如下(按重量计％)：Si≤0.30％；Fe≤0.18％；Sr≤0.0010％；Na≤0.0025％；Li≤0.0005％；Ca≤0.0020％；P≤0.0020；Sn≤0.020％。
在铝化过程期间会出现两个相反的扩散过程：一方面，铁从铸铁金属基体向铝浴迁移，另一方面，铝从铝浴向铸铁金属基体迁移。铁在铝中的溶解(以及随后铁向铝浴中的迁移)在动力学方面是非常快的，其数量级与形成金属间化合物、特别是FeAl3(Fe+3Al→FeAl3)的反应相当。因此，这两个过程都是非常快速的，并且同时发生。
在某些情况下发现，尽管制动带已经进行了脱碳处理，并且因此石墨片已经从本应形成金属间化合物层的表面层消除，但所形成的金属间化合物层仍包括石墨片，如同石墨片从未被消除一样。这样的现象可以解释为，铁在铝中的溶解得太快，以至于脱碳层被迅速消耗，因此在脱碳层下方的层中、即存在石墨片的层中形成了金属化合物。
换句话说，铁在熔融的铝中的过度溶解性可以全部或部分抵消制动带表面脱碳的有益效果。
有利的是，可以执行在其中铁已被溶解的熔融的铝浴中进行浸入的步骤b)以减缓铁在铝浴中的溶解。以这种方式，抑制铁在铝中的溶解在运动学方面促进了FeAl3的形成，从而在脱碳层处形成金属间化合物。
优选地，铝浴中呈溶解态的铁的含量按重量计不大于5％(铁在铝中的溶解度极限；铁饱和的铝)、甚至更优选地包括在3％与5％之间、相当优选地等于按重量计4％，以确保使铸铁的铁在铝中的溶解过程减缓的显著效果。
例如，可以使用具有以下组成(按重量百分比计)的铝浴：Al≤97％；Fe 3-5％；具有以下杂质：Si≤0.30％；Fe≤0.18％；Sr≤0.0010％；Na≤0.0025％；Li≤0.0005％；Ca≤0.0020％；P≤0.0020；Sn≤0.020％。
据实验观察，通过用具有呈溶解态的铁的铝浴进行铝化可以获得更多的多孔金属间化合物层，特别在铁含量接近溶解极限的情况下更是如此。这可以解释为：与铸铁相比，含铁的熔融的铝浴的粘度更高，因此，该熔融的铝浴的可润湿性降低。
有利的是，如图3中的图表所示，上述浸入步骤b)以下述两个子步骤进行，以形成紧凑且均匀的并且因此不是多孔的金属间化合物层，同时防止这样的层在脱碳层下方延伸并结合所存在的石墨片：
-在基本上不含呈溶解态的铁的熔融的铝(或者铁最多作为杂质存在；例如，铁含量小于按重量计的0.20％)的第一浴中进行浸入的第一子步骤b1)，以在所述预定的表面区域上获得包括铁-铝金属间化合物的初始层；以及
–在含有呈溶解态的铁的熔融的铝的第二浴中进行浸入的第二子步骤b2)，以增加所述初始层，直到在所述预定的表面区域上获得包括具有预定厚度的铁-铝金属间化合物的最终层。
所述制动带在所述第一浴中的浸入时间小于所述制动带在所述第二浴中的浸入时间。
优选地，所述制动带在所述第一浴中的浸入延续达一时间段，该时间段尽可能短但足以在所述预定的表面区域上获得包括有不超过10微米的厚度的铁-铝金属间化合物的初始层。特别地，如果第一浴处于约700℃的温度，则在所述第一浴中的浸入时间包括在3分钟与5分钟之间。浸入时间必须随着浴液温度的升高而减小。
在操作上，观察到：在第一子步骤b1)的浸入期间形成的初始金属间化合物层因含有呈溶解态的铁的第二浴而增大了制动带的可润湿性(wettability)。这允许显著地降低了在随后的第二子步骤b2)中从初始层开始生长的金属间化合物层的孔隙率。
有利的是，所述制动带在所述第二浴中的浸入时间根据对所述最终金属间化合物层而言待获得的厚度来被确定。
更详细地说，在第二浴的温度相等的情况下，厚度随着浸入时间的增加而增加；在浸入时间相等的情况下，厚度随着第二浴液的温度增加而增加。
有利的是，所述第一熔融的铝浴和所述第二浴两者具有按重量计含量不超过1％的杂质成分。特别地，所述两个熔融的铝浴具有按重量计含量小于1％的硅。
优选的是，在第二铝浴中，呈溶解态的铁的含量不超过按重量计5％(700℃处铁在铝中的溶解度极限等于4％；铁饱和的铝)、甚至更优选地包括在3％与5％之间、相当优选的是按重量计4％。铁含量必须不小于3％，以确保使铁从铸铁溶解到铝的过程减缓的显著效果。
有利的是，所述第一浴和所述第二浴两者都保持于680℃以下的温度、优选地保持于不大于750℃的温度、更优选地包括在690℃与710℃之间的温度、甚至更优选地保持于700℃的温度。
有利地，该方法可以包括制动带的表面预处理步骤，该步骤在进行浸入的所述步骤b)之前至少在所述预定的表面区域处施行的。优选地，所述表面预处理步骤包括表面氧化物的研磨、脱脂、喷砂和/或化学去除。
优选地，所述方法包括在进行浸入的所述步骤b)之前从熔融的铝浴去除表面氧化物层的步骤。无论是在单个浴中进行浸入，还是在第一浴和第二浴中以两个连续的步骤进行浸入，都可以进行这样的表面氧化物去除步骤。
有利的是，上述从熔融的铝取出制动带的步骤(c)是通过根据浴粘度来控制取出速度进行的，从而对保持粘附至制动带的熔融的铝的量进行调节。
如果将制动带浸入到第一浴中(不含铁，或者铁最多作为杂质而存在)，然后将制动带浸入到具有呈溶解态的铁的第二浴中，那么从呈溶解态的第一浴中取出的过程就不重要了，因为多余的铝在浸入到第二浴中时将重新熔化。
根据本发明的特别在图4的图表中所示的优选实施方式，在取出后将仍粘附在所述制动带上的铝去除的步骤d)是以如下两个子步骤进行的：
–去除的第一子步骤d1)：在从熔融的铝中刚取出的制动带上进行去除，以将仍粘附至制动带的熔融的铝去除；以及
–去除的第二子步骤d2)：在从熔融的铝中取出并被冷却的制动带上进行去除，以将在所述第一子步骤d2)的去除之后剩余的凝固的残留铝去除。
优选地，所述方法包括：在去除的所述第一子步骤d1)与去除的所述第二子步骤d2)之间对所述制动带进行淬火的步骤e)。
有利的是，去除的所述第一子步骤d1)可以通过对仍为液态的铝进行机械刨削(shaving)来进行的。
有利的是，去除的所述第二子步骤d2)可以通过将未被机械去除的凝固铝进行化学去除。
优选地，上述化学去除是通过将铝暴露在氯化铁中至少4分钟来进行的，以引起以下反应：
Al+FeCl3->AlCl3+Fe
由氯化铁进行的化学去除必须发生在铝凝固之后。氯化铁在315℃处沸腾，因此不能与熔融的铝接触。优选地，所述化学去除因此在进行淬火的所述步骤e)之后进行。
现在将描述根据本发明的铸铁制动盘的具有增大的耐磨性和耐腐蚀性的制动带。
特别地，这样的制动带可以根据本发明的方法、特别是如上所述的方法制作。因此，将不再描述制作方法，并且为了简洁起见，应参考上文描述的方法。
根据本发明的一般实施方式，所述盘式制动带包括由铸铁(灰铸铁或片状铸铁)制成的制动带本体。
所述制动带本体具有至少一个制动表面，制动表面在所述制动表面的至少一部分处包括保护性表面层。
根据本发明，这样的保护性表面层是下述表面层：所述表面层包括有一种或更多种铁-铝金属间化合物。
实验发现，与其中铸铁制动带不含涂层且铸铁直接暴露在表面中的情况相比，暴露在表面中的上述铁-铝金属间化合物层在所述预定表面区域处为所述铸铁制动带提供较高的耐腐蚀性和耐磨性。
上述铁-铝金属间化合物层可以包括多个铁-铝金属间化合物、特别是Fe3Al、FeAl、FeAl2、FeAl3、Fe2Al5。金属间主相是FeAl3，因为FeAl3在热力学上更稳定。
根据优选实施方式，上述保护性表面基本不包含碳，特别地不包含石墨片。
特别地，上述铁-铝金属间化合物层是扩散层，从而与铸铁的微观结构相互渗透。
如图7所示，该图表示通过扫描电子显微镜在根据本发明的制动带样品上获得的高倍率(2000x)SEM图像，与铸铁微观结构相互渗透的所述扩散层具有锯齿状的相互渗透的轮廓、特别是具有鲨鱼齿形状的锯齿状相互渗透的轮廓。这种轮廓是固体中所有扩散现象的典型特征，在这种现象中，扩散前沿遇到了对扩散进行局部阻挡的晶体结构，如铸铁的情况那样。
在图7中，金属间化合物层用L表示，残留铝层用Al表示，而未改性铸铁用G表示。
优选地，所述铁-铝金属间化合物层具有包括在30微米与200微米之间的平均厚度。该厚度根据制动带在使用期间必须保证的耐磨性能来选择。
优选地，所述制动表面在所述铁-铝金属间化合物的层处具有包括在400HV与1000HV之间的硬度。该硬度能够根据保护层的具体组成而变化。Fe2Al5的硬度为600HV至700HV，而FeAl3的硬度为900HV至1000HV。
下文对根据本发明的方法在由灰铸铁盘构成的样品上进行的一些应用示例进行说明。在片状铸铁的样品上也获得了类似的结果。
示例1
灰铸铁样品——包括直径为50毫米、厚度为6毫米的盘——首先进行允许去除石墨片的电解脱碳处理至至少100微米的深度。
然后通过将样品浸入在37％体积的盐酸中30秒，之后用去矿物质水清洗。
酸洗后，立即将样品依次浸入到两个不同的熔融的铝的浴中。
第一浴具有以下组成：按重量计的铝99.7％，含有以下杂质(重量百分比)：Si≤0.30％；Fe≤0.18％；Sr≤0.0010％；Na≤0.0025％；Li≤0.0005％；Ca≤0.0020％；P≤0.0020；Sn≤0.020％。
第二浴具有与第一浴相同的组成，但添加了按重量计4％的98.5％纯铁粉。
两个浴都被保持在700℃的温度处。将温度控制在±10℃，因此在690℃与710℃之间没有明显的差异。
第一浴中的浸入时间为3分钟，而第二浴中的浸入时间为30分钟。
从第一浴取出的方法无关紧要，因为即使相对较厚的铝层(1毫米至2毫米)仍粘附至样品，该铝层也会在第二浴中重新融化。相比之下，从第二浴快速地取出，时间在1秒左右。取出过程越慢，仍粘附至表面的铝的厚度就越大。
一旦样品从第二浴取出，在铝仍熔化在表面上的情况下，通过钢制刀片对样品非常快速地进行刨削。在仅使刀片经过一次之后，铝立即被凝固。剩余铝的厚度为约0.1毫米至0.3毫米。
之后，将样品浸入在按重量计40％的氯化铁水溶液中40分钟。然后用去矿物质水进行清洗。通过这种方式，铝几乎完全从表面去除。
在上述过程结束时，样品具有铁-铝金属间化合物的层，该铁-铝金属间化合物的层具有为约100微米的平均厚度，变化幅度为±30微米。
在电子显微镜下，金属间化合物层显得非常紧凑且均匀。
该金属间化合物层的平均硬度值不小于400HV。
该样品在符合UNI EN ISO 6270-2CH(冷凝水)的气候室中进行了测试。测试的整个持续时间为120小时。表面样品在大约75％的表面区域内无腐蚀。该样品在1小时后触发的仅中央区域中有明显的腐蚀。扫描电子显微镜分析表明，没有冷凝水向下渗透到铸铁的迹象。因此，可以得出结论，金属间化合物层保护了铸铁中的铁不被氧化。
示例2
灰铸铁样品——包括直径为50毫米、厚度为6毫米的盘——除了没有进行初始脱碳过程之外进行了与示例1中描述的过程的相同过程。
在上述过程结束时，样品具有铁-铝金属间化合物的层，该铁-铝金属间化合物的层的平均厚度为约100微米，变化幅度为±30微米。
在扫描电子显微镜下，金属间化合物层看起来不如在示例1的样品中获得的金属间化合物的层那样均匀。事实上，金属间化合物层使大的、非常均匀且紧凑的区域与一些(不太大的)断裂的且有缺陷(多孔)的区域交替出现。据推测，可能由于涂层在未脱碳的铸铁上生长，第一铝浴会使得一些石墨片暴露在表面上。样品的具有石墨片的区域未能被第二浴很好地润湿，并在涂层中产生了孔隙。
金属间层的平均硬度值不小于400HV。
该样品也在符合UNI EN ISO 6270-2CH(冷凝水)的气候室中进行了测试。测试的整个持续时间为120小时。测试后，发现上述多孔区域比该层的其他部分更早受到腐蚀。除了这些区域外，涂层显得很均匀且紧凑。
尽管涂层上存在受早期腐蚀的区域，但扫描电子显微镜分析表明，没有冷凝水向下渗透到铸铁的迹象。因此，可以得出结论，尽管在多孔区域存在早期的局部腐蚀现象，但金属间化合物层保护了铸铁中的铁不被氧化。
示例3
灰铸铁样品——包括直径为50毫米、厚为6毫米的盘——被进行了与示例2中描述的过程相同过程。唯一的区别是在第一浴中的浸入时间为30秒而不是3分钟。在该过程结束时，对样品进行了与前述示例中的样品相同的测试。
同样在这种情况下，样品具有铁-铝金属间化合物层，铁-铝金属间化合物层的平均厚度为约100微米，变化幅度为±30微米。
与先前示例不同的是，金属间化合物层在扫描电子显微镜下看起来具有两层结构。第一层(最内层)具有大量的孔隙和缺陷，并具有斑驳的构造。在该第一层上面是第二层，第二层是更均匀、更紧凑的层，然而，第二层在内部保持高度的缺陷，这是由第一金属间化合物层的结构所引起的。据推测，这种现象除了与表面上存在石墨片有关外(没有进行表面脱碳)，还由于在第一浴中浸入的时间明显较短。
金属间层的平均硬度值不小于400HV。
另外，该样品在符合UNI EN ISO 6270-2CH(冷凝水)的气候室中进行了测试。测试的整个持续时间为120小时。测试后，发现多孔区域比该层的其他部分更早受到腐蚀。
尽管涂层上存在受早期腐蚀的区域，但扫描电子显微镜分析表明，没有冷凝水向下渗透到铸铁的迹象。因此，可以得出结论，尽管在多孔区域中存在早期的局部腐蚀现象，但金属间化合物层保护了铸铁中的铁不被氧化。
示例4
灰铸铁样品——包括直径为50毫米、厚度为6毫米的盘——进行了与示例1描述的过程相同的过程，但有以下区别：
-该样品先前没有进行脱碳处理；以及
-在具有示例1的第一浴的组成的单个熔融的铝浴中进行浸入，浸入时间为30分钟，温度为700℃。
在该过程结束时，对样品进行与先前中的样品相同的测试。
同样在这种情况下，在上述过程结束时，样品具有铁-铝金属间化合物的层，铁-铝金属间化合物的层的平均厚度为约100微米，变化幅度为±30微米。
在电子显微镜下，金属间化合物的层显得不均匀。事实上，金属间化合物层使非常均匀且紧凑的区域与带缺陷(针孔)的断裂区交替。同样在这种情况下，据推测，表面多孔性除了与表面上存在石墨片(没有进行表面脱碳)有关之外还由于没有浸入在第二饱和铁浴中。
金属间层的平均硬度值不小于400HV。
另外，该样品在符合UNI EN ISO 6270-2CH(冷凝水)的气候室中进行了测试。测试的整个持续时间为120小时。测试后，发现多孔区域比该层的其他部分更早受到腐蚀。除了这些区域外，涂层显得很均匀和紧凑。
尽管涂层上存在受到早期腐蚀的区域，但扫描电子显微镜分析表明，没有冷凝水向下渗透到铸铁的迹象。因此，可以得出结论，尽管在多孔区域中存在早期的局部腐蚀现象，但金属间化合物层保护了铸铁中的铁不被氧化。
示例5
灰铸铁样品——包括直径为50毫米、厚度为6毫米的盘——被进行与示例1描述的过程相同的过程，除了将表面脱碳的样品仅浸入到第一浴(基本上不含铁)中30分钟之外。
在上述过程结束时，样品具有铁-铝金属间化合物的层，铁-铝金属间化合物的层的平均厚度为约100微米，变化幅度为±30微米。
在扫描电子显微镜下，金属间化合物层与在示例1的样品中获得的金属间化合物层一样显得不均匀。事实上，金属间化合物层使大的非常均匀且紧凑的区域与一些(不太大的)断裂的且有缺陷(多孔)的区域交替。据推测，尽管涂层生长在脱碳的铸铁上，但铝浴(未被铁饱和)溶解了来自脱碳表面的铁，从而导致下面的石墨片显现，并因此抵消了脱碳的效果。样品的具有脱碳后显现的石墨片的区域未能被第二浴很好地润湿，并且在涂层中产生了孔隙。
金属间层的平均硬度值不小于400HV。
另外，该样品在符合UNI EN ISO 6270-2CH(冷凝水)的气候室中进行了测试。测试的整个持续时间为120小时。测试后，发现上述多孔区域比该层的其他部分更早受到腐蚀。除了这些区域外，涂层显得很均匀和紧凑。
尽管涂层上存在受到早期腐蚀的区域，但扫描电子显微镜分析表明，没有冷凝水向下渗透到铸铁的迹象。因此，可以得出结论，尽管在多孔区域中存在早期的局部腐蚀现象，但金属间化合物层保护了铸铁中的铁不被氧化。
***
本发明允许获得多个优点，这些优点在整个描述中已经进行了说明。
特别地，上面说明的应用示例强调了根据本发明的方法如何允许制作铸铁制动盘的制动带，该制动带设置有赋予制动带较高的耐磨性和耐腐蚀性的涂层。
事实上，在所有的示例中，所获得的由金属间铁/铝化合物的层构成的涂层显示出比裸铸铁更高的硬度值、不小于400HV。
所获得的涂层尽管在不同的示例中具有不同的均匀性和孔隙率特性，但总是能够保护下面的铸铁不受腐蚀。这证明了通过根据本发明的方法获得的涂层能够增大制动盘的制动带的耐腐蚀性的能力。
上面示出的示例强调了根据本发明的方法的实施方式如何包括待涂覆的表面的脱碳以及如何在两个不同的铝浴中进行浸入，其中，第一铝浴基本不含铁或具有可归类为杂质的铁的量，从而保证在耐腐蚀性方面的最佳效果。
根据本发明的制作制动带的方法可以在不需要复杂的设备和非常少的准备时间的情况下进行。所有这些都使得铸铁制动带的成本和生产时间的增加是非常有限的。
最后，根据本发明的方法在与需要对制动带的变形进行控制相适应的加工温度处是可行的。
因此，这样设计的发明实现了设定的目标。
明显的是，在实践中，也可以采取不同于上述公开的形状和构型，而不会因此而脱离本保护范围。
此外，所有的细节都可以用技术上等同的元素替代，并且可以根据需要使用任何尺寸、形状和材料。

Claims (29)

1.一种制作铸铁的制动盘的制动带的方法，所述制动带具有增大的耐磨性和耐腐蚀性，所述方法包括以下步骤：
a)制作铸铁的制动盘的制动带，优选地，制作灰铸铁的制动盘的制动带；
b)将所述制动带至少部分地浸入到保持于预定温度的熔融的铝中，使得所述熔融的铝对所述制动带的至少预定的表面区域进行覆盖，使所述浸入延续进行预定的时间段以允许铝原子在所述铸铁的表面微观结构中的扩散，从而在所述制动带的表面层处形成铁-铝金属间化合物，由此在所述制动带的所述预定的表面区域中生成包括铁-铝金属间化合物的层；
c)将所述制动带从所述熔融的铝中取出；
d)在取出后，将仍粘附在所述制动带上的铝去除，以将所述铁-铝金属间化合物的层暴露在所述表面上，暴露在所述表面上的所述铁-铝金属间化合物的层使铸铁的所述制动带在所述预定的表面区域处具有较高的耐腐蚀性和耐磨性。
2.根据权利要求1所述的方法，其中，所述铁-铝金属间化合物的层是通过铝原子在所述铸铁的结构内的扩散过程以及铁-铝金属间化合物的形成而在铸铁的所述制动带的与所述熔融的铝接触的表面层处形成的。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，所述铁-铝金属间化合物的层包括作为所述铁-铝金属间化合物的主相的FeAl3。
4.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，所述熔融的铝被保持的所述预定温度不小于680℃，优选地，所述熔融的铝被保持的所述预定温度不大于750℃，更优选地，所述熔融的铝被保持的所述预定温度介于690℃与710℃之间，甚至更优选地，所述熔融的铝被保持的所述预定温度为700℃。
5.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，预定的所述浸入时间是根据所述金属间化合物的层的所需厚度来确定的，在所述熔融的铝的温度相等的情况下，所述厚度随着浸入时间的增加而增加，在所述浸入时间相等的情况下，所述厚度随着所述熔融的铝的温度的增加而增加，优选地，预定的所述浸入时间介于5分钟与60分钟之间，甚至更优选地，预定的所述浸入时间等于30分钟。
6.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，包括步骤(f)：对所述制动带的至少一个所述预定的表面区域进行脱碳达到预定深度，所述步骤(f)是在所述浸入步骤(b)之前进行的。
7.根据权利要求6所述的方法，其中，进行脱碳的所述预定深度等于或大于所述铁-铝金属间化合物的层从所述制动带的外表面起的深度，优选地，所述预定深度等于或大于30微米。
8.根据权利要求6或7所述的方法，其中，在所述步骤f)中，通过电解过程对所述制动带的至少一个所述预定的表面区域进行脱碳。
9.根据权利要求8所述的方法，其中，所述电解过程是通过将所述制动带的所述预定的表面区域浸入熔融的盐的浴中并且在浴与制动带之间施加电势差来进行的，其中，所述制动带被连接至正极，而所述浴被连接至负极，其中，优选地，在预定的时间段后使极性反转，甚至更优选地，使极性依次重复多次反转。
10.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，所述熔融的铝具有按重量计含量小于1％的硅。
11.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，所述浸入步骤(b)是在含有呈溶解态的铁的熔融的铝浴中进行的，其中，优选地，呈溶解态的铁的含量按重量计不大于5％，甚至更优选地，呈溶解态的铁的含量按重量计介于3％与5％之间，完全优选地，呈溶解态的铁的含量按重量计为4％。
12.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，所述浸入步骤(b)是以如下两个子步骤来进行的：
-在基本上不含呈溶解态的铁的熔融的铝的第一浴中进行第一浸入子步骤(b1)，以在所述预定的表面区域上获得包括铁-铝金属间化合物的初始层；
-在含有呈溶解态的铁的熔融的铝的第二浴中进行第二浸入子步骤(b2)，以增大所述初始层，直到在所述预定的表面区域上获得包括预定厚度的铁-铝金属间化合物的最终层，
其中，所述制动带在所述第一浴中的浸入时间小于所述制动带在所述第二浴中的浸入时间。
13.根据权利要求12所述的方法，其中，熔融的铝的所述第一浴和所述第二浴两者具有按重量计含量不超过1％的杂质成分，其中，优选地，所述第一浴和所述第二浴两者具有按重量计含量小于1％的硅。
14.根据权利要求12或13所述的方法，其中，熔融的铝的所述第二浴具有按重量计含量不超过5％的呈溶解态的铁，更优选地，熔融的铝的所述第二浴具有按重量计含量介于3％与5％之间的呈溶解态的铁，甚至更优选地，熔融的铝的所述第二浴具有按重量计含量为4％的呈溶解态的铁。
15.根据权利要求11至14中的任一项所述的方法，其中，所述第一浴和所述第二浴两者都保持于680℃以下的温度，优选地，所述第一浴和所述第二浴两者都保持于不大于750℃的温度，更优选地，所述第一浴和所述第二浴两者都保持于介于690℃与710℃之间的温度，甚至更优选地，所述第一浴和所述第二浴两者都保持于700℃的温度。
16.根据权利要求12至15中的任一项所述的方法，其中，所述制动带在所述第一浴中的浸入延续达一时间段，该时间段尽可能短但足以在所述预定的表面区域上获得包括有不超过10微米的厚度的铁-铝金属间化合物的初始层，其中，优选地，如果所述第一浴处于约700℃的温度，则在所述第一浴中的所述浸入时间在3分钟与5分钟之间。
17.根据权利要求12至16中的任一项所述的方法，其中，所述制动带在所述第二浴中的浸入时间是根据金属间化合物的所述最终层的所需厚度来设定的，在所述第二浴的温度相等的情况下，所述厚度随着浸入时间的增加而增加，在所述浸入时间相等的情况下，所述厚度随着所述第二浴的温度的增加而增加。
18.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，包括对所述制动带进行表面预处理的表面预处理步骤，所述表面预处理步骤是在所述浸入步骤(b)之前至少在所述预定的表面区域处施行的，优选地，所述表面预处理步骤包括表面氧化物的研磨、脱脂、喷砂和/或化学去除。
19.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，表面氧化物层是在所述浸入步骤(b)之前由所述熔融的铝浴去除的。
20.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，其中，在取出后将仍粘附在所述制动带上的铝去除的所述步骤(d)是以如下两个子步骤进行的：在从所述熔融的铝中刚取出的制动带上进行的第一去除子步骤d1)，用以将仍粘附至所述制动带的所述熔融的铝去除；在从所述熔融的铝中取出并冷却的所述制动带上进行的第二去除子步骤d2)，用以将在所述第一去除子步骤d2)之后残留的凝固的铝去除。
21.根据权利要求20所述的方法，包括：在所述第一去除子步骤(d1)与所述第二去除子步骤(d2)之间对所述制动带进行淬火的步骤(e)。
22.根据权利要求20或21所述的方法，其中，所述第一去除子步骤d1)是通过对仍为液态的铝进行机械刨削来进行的。
23.根据权利要求20、21或22所述的方法，其中，所述第二去除子步骤(d2)是通过对未被机械去除的凝固的铝进行化学去除来进行的，优选地，所述化学去除是通过将铝暴露于氯化铁至少4分钟以引起以下反应来进行的：
Al+FeCl3->AlCl3+Fe
优选地，在所述淬火步骤(e)之后进行所述化学去除。
24.一种制动盘的制动带，所述制动带包括由铸铁制成的制动带本体，所述铸铁优选地是灰铸铁，所述制动带具有至少一个制动表面，所述制动表面包括与所述制动表面的至少一部分相对应的保护性表面层，其特征在于，所述保护性表面层是包括有一种或更多种铁-铝金属间化合物的表面层，所述铁-铝金属间化合物的层使铸铁的所述制动带在所述制动表面的所述至少一部分上具有较高的耐腐蚀性和耐磨性。
25.根据权利要求24所述的带，其中，所述铁-铝金属间化合物的层包括作为铁-铝金属间化合物中的主相的FeAl3。
26.根据权利要求24或25所述的带，其中，所述保护性表面层基本上不包括碳，特别地，所述保护性表面层不包括石墨片。
27.根据权利要求24、25或26所述的带，其中，所述铁-铝金属间化合物的层是与所述铸铁的微观结构相互渗透的扩散层，优选地，扩散层具有锯齿状的相互渗透的轮廓，更优选地，所述锯齿状的相互渗透的轮廓具有鲨鱼齿的形状。
28.根据权利要求24至27中的任一项所述的方法，其中，所述铁-铝金属间化合物的层具有介于30微米与200微米之间的平均厚度。
29.根据权利要求24至28中的任一项所述的方法，其中，所述制动表面在所述铁-铝金属间化合物的层处具有介于400HV与1000HV之间的硬度。
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