抗彎曲不鏽鋼製成的兩輪車輛結構零件的製作方法

2023-05-06 05:09:21

專利名稱：抗彎曲不鏽鋼製成的兩輪車輛結構零件的製作方法
技術領域：
本發明涉及在焊接熱影響區耐蝕性和抗彎曲性優良的不鏽鋼製成的兩輪車輛，如自行車、摩託車和輪椅的結構零件。
背景技術：
兩輪車輛，如自行車、摩託車和輪椅的輪胎鋼圈及框架經常被暴露在腐蝕氣氛中。為了延長壽命，已將這些結構零件的材料由電鍍鋼板改變成鐵素體不鏽鋼板，例如SUS304。該材料可焊性也將是良好的，因為結構零件通常是通過焊接製造的。
日本第73866A/1986號專利提出了一種通過以0.1～0.3質量％和0.15～0.3質量％的比例分別添加Ti和Nb兩種元素，即使在焊接部分韌性、延性和耐蝕性得到改進而在焊接時沒有彎曲的10～20質量％Cr鐵素體不鏽鋼。然而，所建議的不鏽鋼所具有的缺點是，由於以高比例添加Ti，該Ti夾雜物經常會造成Ti條痕。
日本第16485 7A/1987號專利提出了另一種用做輪胎鋼圈的鐵素體不鏽鋼，其中以適當比例將奧氏體構成物，例如Ni、Mn或Cu添加到12.5～17質重％Cr鐵素體不鏽鋼中，同時降低C和N含量，以改進在焊接部分的晶粒間耐蝕性而不需要對韌性和可加工性的穩定化元素，如Ti或Nb。還報導了為產生馬氏體相將CE值控制在預定範圍內。但該不鏽鋼由於C和N含量總量降低至0.04質量％或更少而具有不良強度，這與馬氏體產生無關。該鋼可通過添加合金化元素強化，但添加合金化元素提高鋼的成本。

發明內容
本發明的目的在於提供由在焊接熱影響區和基體金屬部分兩處可焊性、強度和抗彎性以及耐蝕性均改進的不鏽鋼板或管制成的廉價結構零件，如兩輪車輛，例如自行車、摩託車和輪椅的輪胎鋼圈和框架。
本發明提出了一種鐵素體/馬氏體雙相不鏽鋼板製成的結構零件。
為達到該目的的不鏽鋼具有由最高達0.04質量％的C、最高達2.0質量％的Si、最高達2.0質量％的Mn、10.0～20.0質量％的Cr、最高達4.0質量％的Ni、最高達3.0質量％的Cu、最高達0.12質量％的N、以及任選的最高達0.015質量％的B、最高達3.0質量％的Mo、最高達0.10質量％的Ti、最高達0.40質量％的Nb、最高達0.30質量％的V中的一種或多種，以及餘量除不可避免的雜質外為鐵所組成的化學組成。
該不鏽鋼在通過控制馬氏體與C和N含量的比例(γ)，將由公式St＝100C+30N-0.32γ(其中γ代表雙相退火狀態中馬氏體相的比例(體積％))所限定的敏化指數(St)調節到-31～-7的值的條件下，具有由5～75體積％的鐵素體和25～95體積％的馬氏體所組成的雙相結構。
輪胎鋼圈通常由不鏽鋼板製得，而框架零件通常由不鏽鋼管制得。在任何場合，將不鏽鋼板或管的表面硬度，除焊接部分外，調節到HV270或更高。
用作結構零件的不鏽鋼板製備如下將具有特定組成的鋼帶冷軋而後在連續式退火爐中雙相退火，通過在鐵素體/馬氏體雙相區中於850～1100℃下加熱鋼帶進行雙相退火作為最終熱處理並隨後冷卻該加熱鋼帶。
本發明人已從不同方面研究和檢驗了對兩輪車輛，例如自行車、摩託車和輪椅結構零件必要的不鏽鋼板的性能，特別是焊接熱影響區的耐蝕性和抗彎曲性。如下的說明針對自行車零件，但是相同的性能對摩託車和輪椅當然是必要的。
自行車的主要結構零件是輪胎鋼圈和框架。為了穩定騎自行車的狀態，這些零件將保持原始形狀而沒有形變。
在騎車時接近路表面的輪胎鋼圈被暴露在腐蝕氣氛中，並也經受與橡膠閘的摩擦。卵石或類似物碰撞輪胎鋼圈和框架。考慮到這些實際條件，輪胎鋼圈和框架必須具有良好的剛性、耐蝕性、耐磨性以及抗凹陷性等性能。
因為具有應變致馬氏體和奧氏體金相結構的半穩定奧氏體不鏽鋼為該目的所需的剛性和抗凹陷性不良，本發明人已研究了鐵素體/馬氏體雙相不鏽鋼的實用性，該鋼含有最高達0.04質量％的C、最高達0.12質量％的N、以及10.0～20.0質量％的Cr。通過適當地控制雙相退火狀態中馬氏體的比例以及相對於C和N含量的敏化指數St，達到了適於該目的的剛性、抗凹陷性和耐蝕性。
剛性(抗彎曲性)通過將不鏽鋼硬化到維氏硬度270或更高和使鐵素體/馬氏體雙相細晶化以使提高楊氏模數而得到改進。產生馬氏體相導致提高強度並改進抗凹陷和耐蝕性能。
當不鏽鋼板焊接時，被焊接熱加熱高達600～900℃。在這樣的高溫區，鉻的碳氮化物由鋼基質中沉澱並回過來造成Cr貧化區。該Cr貧化區不利地促進了敏化並降低了耐蝕性能。
鐵素體和馬氏體相為b.c.c.(體心立方)晶體結構，其中C和N基本上不溶並且碳氮化物由於擴散速率大於f.c.c.(面心立方)晶體結構的奧氏體相很可能沉澱。馬氏體相反向轉化成奧氏體相，其中在高溫下，與鐵素體或馬氏體相比較，相當大量的C和N被溶解。
在鐵素體或馬氏體相中已一度沉澱的碳氮化物在反向轉化時再次溶解在奧氏體相中。通過將不鏽鋼快速加熱至高溫奧氏體區以使在短時間內完全反向轉化也可避免造成Cr貧化區和降低靈敏度的碳氮化物沉澱。動力學理論很好地解釋了在碳氮化物沉澱前完成反向轉化。這就是，當不鏽鋼被加熱高達奧氏體區時，在加熱階段通過溫度區，其中碳氮化物在鐵素體或馬氏體中沉澱，但碳化物的沉澱在一定保溫周期後開始。
在以後的冷卻工序中，溶解C的奧氏體相轉化成馬氏體而沒有碳化物沉澱。因此，馬氏體相被強化。
在反向轉化時C和N原子的狀態意味著當C和N含量增加時敏化作用加快，而當在雙相退火狀態中反向轉化馬氏體的比例(換言之，在室溫時可反向轉化的馬氏體比例)增加時，敏化作用被抑制。在這一意義上，為了抑制鉻的碳化物沉澱和Cr貧化區的產生，將在室溫時反向轉化馬氏體的比例控制在與C和N的特定關係，以使在升高溫度下將C和N原子溶解在反向轉化奧氏體中。


圖1是說明模仿輪胎鋼圈產品形狀的剖面圖。
圖2是顯示有關C和N含量和馬氏體比例的焊接部分耐蝕性的曲線圖。
圖3是說明彎曲試驗的視圖。
具體實施例方式
一種用作結構零件，如輪胎鋼圈和框架的不鏽鋼含有預定比例的各種不同合金化元素如下C最高達0.04質量％C是一種對強化馬氏體相有效的奧氏體構成物。通過C含量控制由在高於Ac1的溫度加熱不鏽鋼並隨後將其冷卻至室溫而產生的馬氏體的比例。在C為0.01質量％或更高時表明了C對馬氏體相強度和馬氏體的比例的作用。但是，大於0.04質量％的過量的C造成在雙相退火的冷卻階段或在硬化時晶界處鉻的碳化物沉澱並降低晶粒間耐蝕性。
Si最高達2.0質量％Si是一種在煉鋼時作為脫氧劑添加的元素，並且由於增進應變時效而提高鋼板的可時效硬化性。當Si含量增加時，馬氏體相硬化，奧氏體相固溶硬化，冷加工鋼板被強化。然而，大於2.0質量％的過量Si造成製備過程中的熱裂紋和損傷。 Si含量的上限較佳被定為1.5質量％。
Cr為10.0～20.0質量％Cr是一種耐蝕性的基本元素。 Cr含量被定為10.0質量％或更高，以給予不鏽鋼為目的所需的耐蝕性。但是，高於20.0質量％的過量Cr不僅使不鏽鋼韌性惡化，而且也需要為產生馬氏體晶粒而添加奧氏體構成物，例如C、N、Ni、Mn和Cu。添加奧氏體構成物提高了鋼的成本並且不利地在室溫下穩定奧氏體相。Cr含量優選被控制在13.5～18.5質量％範圍內。
Ni、Mn和Cu作為奧氏體構成物對在高溫下產生鐵素體/奧氏體雙相結構(在室溫時轉化成鐵素體/馬氏體結構)是必要的。因為當Ni、Mn和Cu含量增加時馬氏體的比例變得更大，不鏽鋼板更硬化。然而，過量添加高於4.0質量％的Ni、高於2.0質量％的Mn和高於3.0質量％的Cu阻礙奧氏體轉化成馬氏體，並使得在室溫時存在奧氏體，導致不良的強度。在這一意義上，優選的是分別控制Ni、Mn和Cu的含量在0.50～3.0質量％、0.01～2.0質量％和0.02～2.5質量％範圍內。
N最高達0.12質量％N是和C相同的奧氏體構成物，儘管其對鋼板強度的作用比C略弱。通過N含量控制由在高於Ac1的溫度下加熱不鏽鋼並隨後在室溫使其冷卻而產生的馬氏體的比例。但是，N比C更易使不鏽鋼敏化，以及在雙相退火冷卻階段或在硬化時在晶界處沉澱的氮化物不利地降低耐蝕性。此外，過量N造成內部缺陷，如氣孔。在這意義上，N含量的上限被定為0.12質量％(優選為0.08質量％)。
B最高達0.015質量％B是防止使熱軋鋼板在熱軋的升高溫度區由鐵素體和奧氏體相之間耐形變性的差別所引起的帶材邊部裂紋的一種任選合金化元素。然而，高於0.15質量％的過量B促進了對焊接時的熱加工性和耐熱裂紋性有害的低熔點硼化物的產生。
Mo最高達3.0質量％Mo也是一種對耐蝕性有效的任選元素，但高於3.0質量％的過量的Mo降低熱加工性並提高鋼的成本。Mo含量的上限優選為2.0質量。
Ti最高達0.10質量％、Nb最高達0.40質量、以及V最高達0.30質量％Ti、Nb和V為將C和N穩定成碳氮化物並改進焊接熱影響區耐蝕性的任選元素。這些元素對晶體顆粒極小化和增強不鏽鋼有效。然而，高於0.10質量％的過量Ti會引起鈦簇的產生和出現表面缺陷，高於0.40質量％的過量Nb促進低熔點合金化層或氧化物的產生並降低不鏽鋼的抗焊接熱裂性能，以及高於0.30質量％的過量V極度提高不鏽鋼板的高溫強度並造成生產過程中的麻煩。
除上述元素外，在為室溫下形成鐵素體/馬氏體雙相結構的合金化設計下，另外可添加一種或多種鐵素體構成物，如鋁。也可添加Y、Ca和REM(稀土金屬)中的一種或多種以改進耐蝕性和熱加工性，只要這些元素的添加不降低不鏽鋼板的強度。
不鏽鋼板另外被如下敏化指數和表面硬度所規定敏化指數在-31～-7範圍內當不鏽鋼板在焊接時被暴露於高溫氣氛時，鉻的碳化物在鋼基質中沉澱。碳化鉻的沉澱意味著Cr貧化區的產生、敏化作用以及最終耐蝕性的降低。促進敏化作用的因素是C和N含量，而抑制敏化作用的因素是雙相退火狀態中反向轉化奧氏體的比例，即室溫時反向轉化馬氏體的比例γ(體積％)。總之，不鏽鋼通過適當地對表示室溫下馬氏體比例與C和N含量關係的敏化指數進行控制而較少被敏化，但改進了耐蝕性。
本發明人已發現，敏化指數St典型地由不同的試驗被公式St＝100C+30N-0.32γ所限定，並且敏化作用通過將敏化指數St不大於-7而得到抑制。然而，敏化指數小於-31意味著C和N的含量降低到不夠硬度為HV270的程度。優選的敏化指數是在-28～-10範圍內。
例如，通過將熱軋鋼板在780℃退火12小時，在一個爐中使其原樣冷卻，以壓縮比80％將其冷軋，在950℃將冷軋鋼板退火1小時而後在露天冷卻製得具有馬氏體控制比例的不鏽鋼板。
具有表面硬度HV270或更高的基體金屬除了馬氏體比例外，通過C和N含量控制不鏽鋼板的硬度。為了提供彈性良好的輕結構零件，不鏽鋼板必須在離焊接熱影響的部分具有表面硬度為HV270或更高(優選為HV300或更高)。當表面硬度小於HV270時，使用厚的結構零件不利於生產兩輪車輛，導致重的產品。
在室溫馬氏體比例不小於25體積％(優選為40體積％)對表面硬度為HV270或更高是必要的。這樣一種馬氏體比例，對給予兩輪車輛結構零件抗凹陷和耐磨性能也有效。
由如下實施例將清楚地理解本發明的其他特色。
實施例1在真空爐中熔化具有表1所示化學組成的一些鋼，鑄造成板坯，熱軋至厚度為4.5mm，在爐中於780℃退火12小時並隨後原樣冷卻，將退火鋼板冷卻，冷軋至厚度為1.5mm，在800℃中間退火1分鐘，在露天冷卻，再次冷軋至最終厚度為0.5mm，而後在950℃雙相退火1分鐘。
通過顯微鏡在沿厚度方向200μm×200μm的視野中觀察各個雙相退火鋼板以檢測馬氏體。10次觀察每一鋼板，計算並平均馬氏體的體積比。
由各個雙相退火鋼板取樣的試驗塊被塑性成形並且TIG焊接以製備具有圖1所示形狀的輪胎鋼圈。通過對焊不使用焊絲在如下條件下進行TIG焊接焊接電流為70A，焊炬移動速度為300mm/分，作為密封氣體的氬的體積為10升/分，以及鎢電極直徑1.6mm。
通過研磨焊道矯整焊接部分並用#400磨料紙與基體金屬部分一起精整。
從焊接和精整的鋼板取樣的尺寸為100mm×150mm試驗塊並通過在JIS H8502中所規定的CASS試驗(由此，試驗塊被浸在35±2℃時pH為3.0～3.1的(5％NaCl+0.26g/l CuCl2+乙酸)溶液中)檢測。在200小時CASS試驗後，觀察該試驗塊以檢測焊接熱影響區的鐵鏽。結果評價如下並在圖2中說明。
○無鐵鏽的試驗塊×生鏽的試驗塊本發明人已研究了馬氏體比例γ和100C+30N的值對出現鐵鏽的作用，並且通過圖2所示100C+20N-0.32γ＝-7線使標記○和×彼此明顯區別。圖2的結果證明了，為了防止焊接部分不受腐蝕，敏化指數St(由公式St＝100C+20N-0.32γ所規定的)應小於-7。然而，當St降低小於-31時，由於C和N的不足，鋼板變弱使硬度降至小於HV270。
表1實施例1中不鏽鋼的化學組成(質量％)

γ代表室溫時馬氏體的比例(體積％)。
實施例2在真空爐中熔化具有表2所示化學組成的一些鋼，鑄造成板坯，熱軋至厚度為4.5mm，在爐中於780℃退火12小時並原樣冷卻。酸洗退火鋼板，冷軋至厚度1.5mm，於800℃中間退火1分鐘，露天冷卻，再次冷軋至厚度為0.5mm而後於1030℃最終退火1分鐘。表2中的鋼K，相應於SUS 430LX，例外地在熱軋和冷軋兩種狀態時於1000℃退火1分鐘。
將由各種不鏽鋼板取樣的試驗塊塑性成形成具有圖1所示形狀的輪胎鋼圈並被TIG焊接成直徑30mm的鋼管。以焊接電流為150A以及焊炬移動速度為500mm/分進行TIG焊接。通過研磨焊道矯整焊接部分而後用#400磨料紙與基體金屬部分一起精整。
通過彎曲試驗以永久應變評價抗彎曲性，由此將沿L方向高度h。的試驗體R製成模擬輪胎鋼圈的半尺寸形狀(圖3所示)，將50kg重量W荷載在試驗體R上然後去除荷載，而後測量沿L方向試驗體R的高度h1並與原始高度ho比較以計算永久應變。永久應變值小於1mm被評價為抗彎曲性良好(○)。
表2實施例2中不鏽鋼的化學組成(質量％)

下面劃線的數值是在本發明規定的範圍之外。
鋼J具有本發明規定的化學組成，但其St值大於-7。
檢驗了每種鋼板以測定室溫時雙相退火狀態中馬氏體的比例。將測得的值取代St＝100C+30N-0.32γ公式的γ以計算敏化指數St。以實施例1中的相同方式測量或評價表面硬度、永久應變和耐蝕性。
結果示於表3。
可以理解的是，由本發明的鋼製得的任何輪胎鋼圈和任何鋼管基體金屬硬度為HV270或更高，而在基體金屬和焊接兩個部分不會發生鐵鏽。輪胎鋼圈具有小於1mm被抑制的永久應變。
對比鋼H至K具有本發明規定範圍之外的化學組成或敏化指數St。
對比鋼H和I分別含有過量的C和過量C+N，因此它們的焊接熱影響區耐蝕性不良。
對比鋼J製得的輪胎鋼圈和鋼管不是由馬氏體/鐵素體雙相結構組成並且硬度不良。永久應變清楚地大於1mm。對比鋼J由於Cr含量不足耐蝕性和抗彎曲性也不良。對比鋼K由於其較高的敏化指數St，在其焊接熱影響區耐蝕性不良。耐蝕性的降低證明了由焊接熱引起的敏化作用的發展。
對比鋼L，相應於SUS 430LX，抗彎曲性不良。
表3試驗塊的試驗結果

(1)基體金屬部分的耐蝕性(2)焊接部分的耐蝕性按照上述本發明，將在雙相退火時能反向轉化成奧氏體的馬氏體比例控制在與鐵素體/馬氏體雙相不鏽鋼板中C和N含量的特定關係，而不降低C和N含量太多。由於該特定關係，由該不鏽鋼板製得的兩輪車輛輪胎鋼圈和框架的耐蝕性和抗彎曲性兩種性能優良而不發生焊接熱影響區的敏化作用。
權利要求
1.一種兩輪車輛抗彎曲結構零件，該零件由一種不鏽鋼板製得，該不鏽鋼板具有由最高達0.04質量％的C、最高達2.0質量％的Si、最高達2.0質量％的Mn、10.0～20.0質量％的Cr、最高達4.0質量％的Ni、最高達3.0質量％的Cu、最高達0.12質量％的N、以及餘量除不可避免的雜質外為鐵所組成的化學組成；表面硬度為HV270或更高；以及由5～75體積％的鐵素體和25～95體積％的馬氏體組成的雙相結構，其條件是，通過控制相對於C和N含量的馬氏體比例γ，將由公式St＝100C+30N-0.32γ所限定的敏化指數St調節至-31～-7的值，其中γ代表雙相退火狀態中馬氏體相的體積百分比。
2.如權利要求1所述的抗彎曲結構零件，其中所述化學組成另外還含有最高達0.015質量％的B、最高達3.0質量％的Mo、最高達0.10質量％的Ti、最高達0.40質量％的Nb、最高達0.30質量％的V中的一種或多種。
3.如權利要求1所述的抗彎曲結構零件，其中所述結構零件是焊接的輪胎鋼圈或框架。
全文摘要
一種由鐵素體/馬氏體雙相不鏽鋼板或管制得的兩輪車輛。該不鏽鋼含有由最高達0.04質量％的C、最高達2.0質量％的Si、最高達2.0質量％的Mn、10.0～20.0質量％的Cr、最高達4.0質量％的Ni、最高達3.0質量％的Cu、最高達0.12質量％的N及任選的最高達0.015質量％的B、最高達3.0質量％的Mo、最高達0.10質量％的Ti、最高達0.40質量％的Nb、最高達0.30質量％的V中的一種或多種，餘量基本是鐵。以將由公式St＝100C+30N－0.32γ(γ代表雙相退火狀態中馬氏體相的比例(體積％))所限定的敏化指數(St)控制在－31～－7以內的方式控制鐵素體/馬氏體雙相。該鋼板的表面硬度為HV270或更高。
文檔編號C22C38/00GK1490184SQ0315708
公開日2004年4月21日 申請日期2003年9月12日 優先權日2002年9月27日
發明者富村宏紀, 藤本廣, 森本憲一, 平松直人, 一, 人 申請人:日新制鋼株式會社