低碳馬氏體不鏽鋼板及其製造方法
2023-05-29 16:08:51 2
專利名稱：低碳馬氏體不鏽鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及只在淬火後使用的馬氏體不鏽鋼，該不鏽鋼適用於汽車部件或機械部件如兩輪車如摩託車的盤式制動器。本發明也提出了一種馬氏體不鏽鋼，它具有所需要的淬火後硬度並在淬火前具有出色的加工性(衝壓加工性、彎曲加工性等)。在本發明中，如果沒有特別說明，則％表示質量百分比。
背景技術：
兩輪車的盤式制動器材料需要具有耐磨性，以便長時間保持制動性能。通常，當硬度增加時，耐磨性也提高，但其韌性會降低。基於上述考慮，在多數情況下，需要耐磨性及韌性的汽車部件或機械部件的硬度被控制在維氏硬度即HV為310-380且洛氏硬度即HRc為30-40。
至今，高碳馬氏體不鏽鋼如含有0.2％C的SUS420J1、含0.3％C的SUS420J2或者低碳馬氏體不鏽鋼都被用於以上用途。
通常，熱軋鋼板在退火後使用並可根據需要地接受噴丸處理或酸洗。部件如盤式制動器是按如下方法製造的，即上述熱軋不鏽鋼板被衝壓並被製成預定形狀，在淬火後，它根據需要地接受回火以調整其硬度。由於上述方法需要兩個熱處理步驟，即淬火與回火，所以生產成本高。由於當淬火溫度改變時，高碳馬氏體不鏽鋼如SUS420J1或SUS420J2的硬度變化是大幅度的，所以在只通過淬火達到預定硬度的熱處理步驟中需要非常精確的控制。還存在這樣的問題，即低碳含量區在回火中形成碳化鉻析出物，從而防腐性降低，即便通過進行回火緩解了退火條件的控制。
另一方面，如日本未審查專利申請57-198249和日本未審查專利申請60-106951所示，最近已使用了只通過淬火即沒有回火得到適當硬度的低碳馬氏體不鏽鋼。由上述低碳馬氏體不鏽鋼製成的兩輪車盤式制動器被用於賽車摩託車和較昂貴的中型或大型摩託車。由於摩託車的發展傾向大型化和高性能化，所以使用制動器的環境正在變得更嚴酷，制動器需要更高的性能。
盤式制動器的功能因通過滑動摩擦將汽車動能轉成熱能而降低。因而，在大型高速摩託車中，在盤式制動器上產生更多的熱，以至溫度在有些情況下升高至500℃-600℃。
存在這樣一個問題，即傳統低碳馬氏體不鏽鋼的硬度被根據條件地通過回火被降低，即鋼被軟化了。一旦盤式制動器已通過回火被軟化，則其耐磨性會下降並且無法保持預定性能。為防止軟化，有人曾提出了以下防止盤式制動器過熱的方法通過增大制動盤厚度來提高熱容，改變散熱結構，增加制動盤數量(將一個制動盤改為兩個制動盤)等等。然而，任何一種方法都不是從工業角度講是最有效的問題解決方式，因為該方法因增加重量並因工序複雜化而導致成本增加。在如日本未審查專利申請57-198249所述的低碳馬氏體不鏽鋼中，由於根據退火溫度的硬度變化減小了，因此沒有必要嚴格控制高碳馬氏體不鏽鋼的熱處理條件。
在傳統的低碳馬氏體不鏽鋼中，由於淬火硬度略微與淬火溫度成比例，因此對熱處理的控制是簡單的並且是有利的。但問題是，在淬火前在機加工和成型過程中且特別是在衝壓下料過程中出現凹陷。
當盤式制動器由這些材料製成時，就存在因存在剪切差降(可以被成為凹陷或凸起)而使加工精度下降的問題(如圖4所示)，這是如此形成的，即剪切區附近的材料在淬火前的衝壓下料中被衝模頭帶入塑性邊性區。一旦剪切差降已經形成在衝壓部的邊緣處，則需要額外地進行切削和磨削，以使表面在後續工序中變得光滑，直到凹陷消失，從而保持適當的形狀並防止因與其它部件摩擦而產生的震顫，由此造成工時增加或產量下降。
為解決上述問題，可以考慮以下方法增加合金元素如Cu的含量，以促進固溶及析出，並且通過小負荷軋制來產生機加工效果。然而，在前一種的方法中存在這樣的問題，即因由添加成分造成的淬火敏感性增大而使得對硬度控制變得困難了並且合金成本提高。而在後一種方法中存在這樣的問題，即因增加了熱軋步驟而出現表面缺陷和成本提高。
製造上述部件所需的其它特性是淬火前的加工性(彎曲加工性)、可切削性(鑽削性能)和淬火加熱中的耐氧化性。在具有傳統成分的鋼中，這些特性都是有限的並因而仍有改善的餘地。
發明內容
因此，本發明的第一個目的是在只在淬火後使用的低碳馬氏體不鏽鋼中提供這樣一種馬氏體不鏽鋼，它很難因由在盤式制動器使用過程中的加熱造成的回火而軟化並因此保持保持預定的硬度。
本發明的第二個目的是提供一種具有出色的淬火前的衝壓加工性和彎曲加工性、以及非常小的剪切差降的馬氏體不鏽鋼，其中穩定不變地獲得了淬火後的預定硬度。此外，本發明的第三個目的在於提供一種其機加工性和抗氧化性得到改善的馬氏體不鏽鋼。
發明內容為了解決以上問題，本發明人對成分進行了細緻的研究，結果發現，在具有預定成分的低碳馬氏體不鏽鋼中，將Ti、V、Nb、Zr、和N的含量控制在適當範圍內提高了回火軟化阻力並因而產生理想效果。本發明就是依據上述發現而完成的。
0006本發明提供一種具有高耐熱性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它按照質量百分比地含有0.030％-0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％-2.50％的Mn；大於10.00％-15.00％的Cr；以及至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的Ti、0.01％-0.50％的V、0.01％-1.00％的Nb和0.01％-1.00％的Zr，並且N含量由以下公式表示N0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，餘量為Fe和不可避免的雜質。
本發明提供一種具有高耐熱性及出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量百分比地含有大於0.04％-0.100％的C+N；總量為0.02％-0.50％的至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的V、0.01％-0.50％的Nb、0.01％-0.50％的Ti、0.01％-0.50％的Zr、0.50％或更少的Ta和0.50％或更少的Hf。
本發明提供一種具有高耐熱性及出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量百分比地含有至少以下一種元素，即0.01％-1.00％的Ni和0.01％-0.50％的Cu。
本發明提供一種具有高耐熱性及出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.050％-1.000％的Mo和0.0002％-0.0010％的B。
本發明提供一種具有高耐熱性及出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有0.01％-1.00％的Nb；0.050％-1.000％的Mo；0.0002％-0.0010％的B。
本發明提供一種具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的Co和0.01％-0.50％的W。
本發明提供一種具有高耐熱性及優良的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.0002％-0.0050％的Ca和0.0002％-0.0050％的Mg。
本發明提供一種具有高耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還含有0.100質量％或更少的Al。
本發明提供一種製造上述具有高耐熱性及出色加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中在熱軋後的退火步驟中的中的退火溫度是550℃～750℃本發明提供一種製造上述具有高耐熱性及出色加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中在退火步驟中的加熱速度是20℃/min～50℃/min，並且從退火溫度到500℃的冷卻速度為5℃/min～30℃/min。
本發明提供一種製造上述具有高耐熱性及出色加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中在退火步驟中的退火時間為4小時～12小時。
本發明提供一種製造上述具有高耐熱性及出色加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中在退火步驟後且在衝壓前的鋼板具有85～100的洛氏硬度HRc。
圖1在含有Ti和V的馬氏體不鏽鋼板中示出了N含量與淬火後硬度之間的關係。
圖2在含有Nb和Zr的馬氏體不鏽鋼板中示出了N含量與淬火後硬度之間的關係。
圖3在含有Ti、V、Nb和Zr的馬氏體不鏽鋼板中示出了N含量與淬火後硬度之間的關係。
圖4示出了在衝壓加工中出現的一個剪切差降X和另一個剪切差降Z。
圖5A示出了退火後鋼板的硬度與出現在衝壓中的一個剪切差降X的改善情況之間的關係。
圖5B示出了退火後鋼板的硬度與在衝壓中產生的一個剪切差降Z的改善情況之間的關係。
圖6示出了退火後鋼板的硬度和退火溫度之間的關係。
具體實施例方式
下面將說明本發明馬氏體不鏽鋼成分被限制在上述條件下的理由。在說明書中，如果沒有特別說明，則％表示質量百分比。
C0.030％～0.100％在淬火後，C元素提高了馬氏體硬度並且有效地提高了耐磨性。當C含量等於或少於0.030％時，盤式制動器的硬度要求無法僅通過淬火來滿足(沒有回火)。另一方面，當C含量超過0.100％時，其硬度變得過高。因此，為了只通過淬火而獲得盤式制動器所需的適當硬度，C含量控制在0.030％～0.100％的範圍內是必要的。
N0.005％～(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90為保持適當硬度並防止由元素Ti、V、Nb和Zr引起的軟化，將N含量控制在適當範圍內是必要的。因此，當N含量等於或小於0.005％時，則無法防止軟化。另一方面，當N含量超過含Ti、V、Nb和Zr的氮化物的當量或更高時，則無法獲得穩定硬度，因為淬火後硬度依靠N的含量。因此，N含量上限是(Ti+V)×14/15+(Nb+Zr)×14/90。
C+N大於0.040％-0.100％C、N元素提高硬度並有效地改善了耐磨性。在本發明的Mn含量的情況下，(C+N)含量為大於0.040％-0.100％，以保持淬火後的Nv硬度為310-380或HRc硬度為30-40。
Si0.50％或更少元素Si在高溫下形成鐵素體。當Si含量超過0.50％時，淬火後硬度降低並且韌性也降低。因此，Si含量上限為0.50％。優選少量的Si。
Mn1.00％-2.50％元素Mn有效地禁止了鐵素體的形成。當Mn含量少於1.00％時，形成鐵素體並且無法獲得淬火後的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度。當Mn含量太低時，用於獲得淬火後的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度的退火溫度被限制成很窄的範圍內，由此一來，造成溫度控制更加困難。因此，Mn含量的下限為1.00％。另一方面，當Mn含量超過2.50％時，出現以下問題，即高溫抗氧化性降低，在鋼板加工時生成大量氧化皮以及由於在鋼板上形成粗糙表面而明顯降低了鋼板尺寸精度。因此，Mn含量上限為2.50％。
Cr大於10.005-15.00％鋼板需要含有超過10.00％的Cr以便獲得防腐性。當Cr含量超過15.00％時，即便限制鐵素體形成的Mn、Ni和Cu都達到各自的上限，仍然在850℃-1050℃的淬火溫度下形成鐵素體，這樣，無法穩定地獲得淬火後的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度。因而，Cr含量為大於10.00％-15.00％。
Ni0.01％-1.00％和Mn一起，Ni有效地限制了σ鐵素體相的形成並且保證了穩定的淬火後硬度。Ni含量最好為0.01％或更高，這樣才能產生效果。
Cu0.01％-0.50％與Mn一樣，Cu有效地限制鐵素體相形成並保證穩定的淬火後硬度。Cu含量最好為0.01％或更高，這樣才能產生效果。另一方面，當Cu含量過高時，容易在熱軋中形成表面裂紋即表面缺陷，生產率因在終產品上有表面缺陷而降低。此外，Cu是昂貴的元素。因此，Cu含量的上限為0.50％。
Mo0.050％-1.000％元素Mo有效地提高了馬氏體的耐回火軟化性，就是說，Mo有效地提高了耐熱性。當Mo含量過高時，鐵素體相是穩定的，這樣，降低了淬火後硬度。因此，Mo含量的上限為1.000％。此外，Mo含量最好為0.500％或更低，以便減小鋼板的淬火後硬度差。而且，Mo含量最好為0.050％或更高，以便獲得上述性能。
B0.0002％-0.0010％元素B有效地提高了可硬化性並且對獲得穩定的淬火後硬度是有效的。B通過允許發生晶界析出而提高了晶界強度並改善了不鏽鋼的加工性。為了獲得上述效果，B含量必須為0.0002％或更高。另一方面，過多的B對熱加工性帶來以下負面影響，即形成了具有低熔點的B、Fe和Cr的化合物(共晶)，在連鑄步驟和熱軋步驟中形成熱裂。因此B含量的上限為0.0010％。
Ti0.01％-0.50％，V0.01％-0.50％，Nb0.01％-1.00％和Zr0.01％-1.00％元素Ti、V、Nb和Zr有效地禁止了由淬火後加熱引起的軟化。當這些成分的含量低時，無法獲得禁止軟化的效果。另一方面，當這些成分含量過高時，軟化禁止效果達到飽和。因此，適當的含量為Ti含量為0.01％-0.50％，V含量為0.01％-0.50％，Nb含量為0.01％-1.00％和Zr含量為0.01％-1.00％。
Ti0.01％-0.50％，V0.01％-0.50％，Nb0.01％-0.50％和Zr0.01％-0.50％，Ta0.50％或更少，Hf0.50％或更少，其總量為0.02％-0.50％。
元素Ti、V、Nb、Zr、Ta和Hf在本發明中非常重要。當Ti、V、Nb、Zr、Ta和Hf中每一種元素為0.50％或更少且其總量為0.02％-0.50％時，鋼板晶粒得到細化，晶粒在再結晶後的長大被限制了。
當鋼板含有至少一種以上元素時，獲得以下效果，即晶粒細化、改善了由淬火前的衝壓引起的剪切力降低、保持淬火後韌性。上述作用的機理尚不清楚，但假定如下(1)由於晶格中的錯位容易集中在晶界處，所以鋼板具有很高的耐塑性變形性能。因而，在衝壓過程中出現的塑性變形區被限制在剪切平面的附近，這樣，造成很小的剪切力降低。
(2)晶界具有很高的應力集中並且起到了裂紋傳播路徑的作用。晶界密度因晶粒細化而提高，這樣，抑制了晶應力集中的消除並且保持了韌性。
儘管硬化易於因晶粒細化而發生，但淬火後硬度顯示出傳統值。其原因假定為，V、Nb、Ti、Zr、Ta和Hf促進了鐵素體生成，從而降低了淬火後硬度，這補償了細化中的淬硬。
當其總量為0.02％或更高時，得到了V、Nb、Ti、Zr、Ta和Hf的上述功能。但是，當該含量(單獨或總量)超過0.50％時，在高溫下，抗氧化力降低，這對防止由在鋼板生產中形成的氧化皮導致的表面缺陷的形成不利。因此，該含量被限定在以上條件下。
Nb0.01％-1.00％在本發明中，Nb是Ti、V、Nb、Zr中的一個特別重要的元素。當Nb含量為1.00％或更低時，獲得以下效果，即限制了淬火後的加熱引起的軟化，鋼板晶粒的細化以及限制晶粒在再結晶後長大。結果，晶粒被細化，由此一來，改善了由淬火前的衝壓引起的剪切力降低並保持了淬火後硬度和韌性。Nb含量最好為0.01％或更高，以便獲得上述的Nb效果。但是，當Nb含量過高時，所獲效果達到飽和。因此，鑑於成本，Nb含量的上限為1.00％。
Al0.100％或更低由於元素Al對脫氧是有效的，所以根據需要，可能含有Al。過多的Al與N結合，它降低了變形性能並且尤其是延伸性。因此，Al含量的上限為0.100％。
Co0.50％或更低，W0.50％或更低元素Co和W置換出在晶格中的元素，這樣一來，限制了其它元素的擴散和遷移並改善了抗氧化性。提高抗氧化性的機理尚不清楚，但假定是這樣的，限制元素Cr離開尖晶石氧化物層(FeO·Cr2O3)。各含量最好為0.01％或更高，以便獲得這樣的效果。
但是，當各含量過高時，基材金屬給尖晶石氧化物相提供的Cr受到限制。各含量的上限為0.50％。
Ca0.0002％-0.0050％，Mg0.0002％-0.0050％元素Ca和Mg控制著非金屬夾雜的形狀和分布，由此一來，改善了在切削步驟中的鋼板機加工性能。各元素最好為0.0002％或更高，以便獲得這樣的效果。這種作用的機理尚不清楚，但可以假定如下Ca和Mg的硫化物、矽酸鹽、氧化物等在降低工具和基材親和力的狀態下析出在晶界上，在粘附而成的前端即工具尖頭附近，因承受塑性變形而加工硬化的加工材料的一部分粘附在工具尖頭上，它阻礙了二次生成的新尖頭的成長，由此抑制了在粘附而成的前端脫離時的工具尖頭的微裂(在粘附上的前端脫離的同時，工具尖端被拉扯而受損)。但是，當Ca和Mg的含量分別超過0.0050％時，因Ca和Mg的硫化物、矽化物和氧化物等形成了許多鏽點。所以，鑑於防腐性，各含量上限為0.00505。
可能與鐵伴生地含有除上述成分外的其它成分。根據本發明，在不可避免的雜質中，從防腐性和限制加工性降低的角度出發，P含量最好為0.035％或更低。從防腐性和任性出發，S含量最好為0.020％或更低。還可以含有稀土元素，以便通過控制硫化物形態來改善防腐性。
以下，描述本發明的不鏽鋼板的特徵。
如圖5A、5B所示，當退火後的鋼板具有85或更高的HRc硬度時，衝壓加工性得到顯著提高。但是，當鋼板具有100或更高的HRc硬度時，存在著衝壓模磨損加快並且鋼板延伸性過度降低的問題。根據本發明，退火後的鋼板具有85-100的HRc硬度。在衝頭與模具之間的間隙最好小到能夠獲得本發明的效果。
現在，說明上述不鏽鋼板的製造條件。
在本發明的製造方法中，有以上成分的鋼水最好在轉爐或電爐中進行處理並按照已知方法如真空除氣法(RH法)、VOD法或AOD法進行精煉並隨後通過連鑄法或鑄錠法被鑄成板坯，從而形成鋼產品。
該鋼產品隨後優選地被加熱到1000℃-1300℃並在900℃-1100℃的終軋溫度下接受熱軋，在700℃-900℃下被卷取成具有2.0毫米-10.0毫米厚度的熱軋鋼板。
在熱軋後就是構成本發明特徵的退火。退火是一個對於調節本發明硬度以便儘可能減小出現在衝壓步驟中的剪切力降低來說是很重要的步驟，退火最好通過箱式退火方式來進行。優選條件如下*加熱速度為20℃/分鐘-50℃/分鐘當加熱速度超過50℃/分鐘時，溫度因加熱過度而達到過高水平並出現不穩定的硬度。另一方面，如果加熱速度小於20℃/分鐘，則生產率降低並且能量損失增大。
*退火溫度為550℃-750℃當退火溫度低於550℃時，由於退火不充分而無法獲得均勻的微觀組織並且硬度超過目標值。當退火溫度超過750℃時，鋼板被過度軟化。
*退火時間為4小時-12小時當退火時間少於4小時時，由於退火不充分而無法獲得均勻的微觀組織。當退火時間超過12小時，晶粒粗化，由此一來，降低了韌性並產生不理想的硬度。
*從退火溫度到500℃的冷卻速度為5℃/分鐘-30℃/分鐘當冷卻速度超過30℃/分鐘時，需要大型冷卻設備。如果冷卻速度低於5℃/分鐘，由於有大量碳化鉻沉積而降低了防腐性並且降低了生產率。
進行以下實驗1-3，以調查退火步驟中的限制軟化效果與N、Ti、V、Nb、Zr含量之間的關係。
製備出含0.050％C、0.25％Si、1.45％Mn、13.00％Cr、0.20％Cu、0.60％Ni、0.040％Mo、0.10％Ti、0.10％V(即Ti+V的含量為0.20％)、和含量不定的N的各種鋼樣品。由此產生的樣品通過連續鑄造方式被鑄成厚200mm的鋼坯並被加熱至1150℃並接著被製成厚5mm的熱軋鋼板。熱軋終軋溫度為970℃並且卷取溫度為770℃。由此產生的熱軋鋼板在700℃下經過12小時的回火與退火，於是預加工出樣品。測量淬火後硬度和淬火回火後硬度。製備出100mm×100mm規格的樣品並在下述條件下進行淬火淬火溫度1000℃，淬火時間10分鐘，空冷；然後，在下述條件下進行回火回火溫度600℃，回火時間10分鐘，空冷。在厚度中央處測量維氏硬度(洛氏硬度也可對照測出)。
圖1示出了結果。當N含量為0.005％或更高時，淬火回火後硬度的降低程度(淬火後硬度與淬火回火後硬度之差)很小，即防止了軟化。當N含量等於Ti和V(N含量等於或大於0.056％)的氮化物的當量或更高時，淬火後硬度對N含量的依賴變得明顯。因此，當N含量為0.005％-(Ti+V)×14/50時，獲得穩定的淬火後硬度並防止淬火後軟化。
製備出含0.070％C、0.45％Si、1.80％Mn、14.50％Cr、0.30％Cu、0.50％Ni、0.0003％B、0.20％Nb、0.10％Zr(即Nb+Zr的含量為0.30％)、和含量不定的N的其它鋼樣品。由此產生的樣品通過連鑄方法被鑄成厚200mm的鋼坯並被加熱至1100℃，然後被製成厚6mm的熱軋鋼板。熱軋終軋溫度為850℃並且卷取溫度為720℃。由此產生的熱軋鋼板在800℃下經過8小時的回火與退火，於是預加工出樣品。測量淬火後硬度與淬火回火後硬度。製備出100mm×100mm規格的樣品，在下述條件下進行淬火淬火溫度1000℃，淬火時間10分鐘，空冷；然後在下述條件下進行回火回火溫度600℃，回火時間10分鐘，空冷。在厚度中央測量維氏硬度(洛氏硬度也可對照測出)。
圖2示出了結果，當N含量為0.005％或更高時，淬火回火後硬度的降低程度很小，即防止了軟化。當N含量等於或大於Nb和Zr(N含量是0.047％或更高)的氮化物的當量時，淬火後硬度對N含量的依賴變得明顯。因此，當N含量為0.005％-(Nb+Zr)×14/90時，獲得穩定的淬火後硬度並防止了淬火後軟化。
製備出含0.100％C、0.20％Si、2.00％Mn、11.00％Cr、0.40％Cu、0.20％Ni、0.200％Mo、0.0007％B、0.07％Ti、0.03％V、0.15％Nb、0.05％Zr(即Ti+V含量為0.10％，Nb+Zr含量為0.20％)和含量不定的N的其它鋼樣品。由此產生的樣品通過連鑄方法被鑄造成厚200mm的鋼坯並被加熱至1200℃，然後被製成厚4.5mm的熱軋鋼板。熱軋終軋溫度為770℃並且卷取溫度為650℃。由此產生的熱軋鋼板在840℃下經過10小時的回火與退火，於是預加工出樣品。測量淬火後硬度與淬火回火後硬度。製備出100mm×100mm規格的樣品，在下述條件下進行淬火淬火溫度1000℃，淬火時間10分鐘，空冷；然後在下述條件下進行回火回火溫度600℃，回火時間10分鐘，空冷。在厚度中部測出維氏硬度(洛氏硬度也可對照測出)。
結果如圖3所示。當N含量為0.005％或更高時，淬火回火後硬度的降低程度很小，即防止了軟化。當N含量等於或大於Ti、V、Nb和Zr(N含量等於或大於0.059％)的氮化物的當量時，淬火後硬度對N含量的依賴變得明顯。因此，當N含量為0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90時，獲得穩定的淬火後硬度並防止淬火後軟化。
硬度響應於N含量而變化的機理是不清楚的並且實際上假定如下。
Ti、V、Nb和Zr元素形成碳化物和氮化物。當N含量為0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90時，這是一個適合的值，作為淬火後析出物，氮化物留在馬氏體中，因為氮化物未溶解並沒有因淬火加熱而進行固溶。因此，氮化物禁止位錯在隨後的回火中恢復，由此防止了軟化。
當N含量低於0.005％時，析出物基本上是碳化物，碳化物被溶解並提高了馬氏體硬度，但不能防止軟化。當N含量超過氮化物當量時，氮與馬氏體形成固溶並提高馬氏體硬度。
現在，詳細說明根據本發明地改善在淬火中產生的剪切差降的實驗。
圖5A、5B示出了在衝壓中產生的剪切差降和材料硬度之間的關係，材料如是低碳高錳馬氏體不鏽鋼板(標準產品是鋼板，它含0.060質量％C、1.55質量％Mn、12.20質量％Cr和0.013質量％N並且通過不同溫度下的退火來調節硬度)。在本實驗中，使用三種不同的間隙(((衝頭與衝模之間距離)/厚度)×100％)。參看圖4，根據按照以下公式計算出的一改進方案，評價剪切差降，即剪切差降X和另一個剪切差降Z。剪切差降X是一個在直徑D+0.1mm的位置A與另一個厚度t×0.98的位置B之間的水平距離，剪切差降Z是一個在位置A和位置B之間的垂直距離[(具有80的洛氏硬度HRc的鋼板的剪切差降-一個標準的剪切差降)/(具有80的洛氏硬度HRc的鋼板的剪切差降)]×100(％)。
如圖5A、5B所示，當間隙是適當的(8％或小於8％)並且洛氏硬度HRc是85或更高時，剪切差降的改善為40％或更高，即剪切差降大小改善了一半或更小。結果，這種效果在100洛氏硬度HRc下飽和。
依據上述結果，應該清楚地知道，為改善在衝壓中產生的剪切差降，退火後鋼板需要有85-100的洛氏硬度HRc[實驗5]作為標準製備出另一種鋼樣品，它含0.060質量％C、1.56質量％Mn、12.30質量％Cr和0.014質量％N，其它樣品通過在上述樣品中添加Nb、Cu和C而製成。樣品被加工成具有厚5.5mm的熱軋鋼板。鋼板在500℃-1000℃內的不同溫度下退火，測量鋼板硬度變化。結果圖6所示。如圖6所示，當退火溫度增加時，各鋼板硬度下降，並且為了使所有鋼板具備85-100的洛氏硬度HRc，適合的退火溫度為550℃-750℃。
本發明完全依據上述結果完成。
製備出具有如表1所示成分的鋼樣品D-0並通過連鑄將其鑄成厚200mm的鋼坯並加熱至1150℃，然後加工成厚4mm或10mm的熱軋鋼板。熱軋終軋溫讀為930℃且卷取溫度為740℃。由此產生的熱軋鋼板在820℃下經過10小時的回火與退火，於是預加工出樣品。測量出每個樣品的淬火後硬度和淬火回火後硬度。製備出100mm×100mm規格的樣品，在下述條件下進行淬火淬火溫度1000℃，淬火時間10分鐘，空冷；然後在下述條件下進行淬火後的回火回火溫度600℃，回火時間10分鐘，空冷。在厚度中部測量維氏硬度(洛氏硬度也可對照測出)。
結果在表2示出了。如表2所示，鋼樣品D-L(本發明)在淬火後具有適合的硬度，並且該適當硬度保持至回火處理後；因此，這些樣品適用於摩託車的盤式制動器材料。當4mm厚鋼板與用於鋼樣品E-J的10mm厚鋼板比較時，在含有適量B的鋼樣品E、F、I和J中的10mm厚鋼板基本上具有與那些4mm厚鋼板一樣的硬度，即可硬化性提高了。
另一方面，具有低N含量的鋼樣品M(比較樣品)和不含Ti、V、Nb和Zr的另一樣品0(比較樣品)在回火後嚴重變軟並因而無法保持適當硬度。含有過多N的另一鋼樣品N(比較樣品)具有不在適當範圍內的高硬度。
具有如表3、4所示的成分的鋼樣品通過連鑄被鑄成200mm厚鋼坯並被加熱至1150℃並被加工成厚5mm的熱軋鋼板，然後在800℃下退火。用上述鋼板製備出用於淬火後洛氏硬度(維氏硬度可對照測定)實驗的試樣(厚5mm，寬50mm，長50mm)，製備出用於按照JIS Z2202的小尺寸擺錘衝擊實驗和防腐性實驗(鹽浴)的其它試樣(厚10mm，寬5mm，長55mm)。淬火溫度為800℃-1050℃。此外，也製備出用於測定淬火前的衝壓加工性(在衝壓中的剪切差降)、彎曲加工性、機加工性(鑽削加工性)及在加熱中的抗氧化性的其它樣品。3號樣品(厚5mm，寬20mm，長150mm)被用於按照JIS Z 2204的彎曲實驗。試樣(厚5mm，寬100mm，長100mm)被用於測試加熱時的抗氧化性。根據JIS Z 2237的鹽浴實驗樣品(厚5mm，寬60mm，長80mm)被用於防腐性實驗。
衝壓加工性、彎曲加工性、切削性、抗氧化性和防腐性的實驗都是依據下述步驟進行的。
·衝壓加工性在熱軋鋼板中衝壓出直徑為150mm和50mm的盤，如圖4所示的剪切差降Z和X通過橫截面拍照來測定。根據與在實驗4中的相同的程序來測定Z和X。
·彎曲加工性試樣以2.5mm半徑被彎曲成90°和180°角並對試樣作如下評估試樣無裂紋被評為A，有0.5mm裂紋被評定為B，裂紋大於0.5mm被評為C。
·機加工性(鑽削加工性)用高速鋼鑽頭(直徑12mm)在下述條件下反覆鑽削切削速度為0.20m/s和0.35m/s，進刀速率為0.15mm/rev，孔深20mm，無切削油，測量一個鑽頭能夠鑽出的總孔長。
·抗氧化性樣品在850℃和1000℃下在空氣中加熱10小時，測量因氧化引起的單位面積增重。
·防腐性依據JIS Z 2371，進行4小時或12小時的鹽浴實驗，依據是否生鏽來評定試樣，即如此計算和評價單面生鏽點的數量，即試樣沒有生鏽點被評定為A，具有1-4個生鏽點被評定為B，具有5個或更多生鏽點被評定為C。
實驗結果如表5-表13所示。
所有在850℃或更高溫度退火的試樣顯示出比比較例更高的洛氏硬度(維氏硬度(HV)可對照測定)，同時其通過衝擊吸收能代表的韌性也比比較例更高。所有試樣因剪切差降小而有出色的衝壓加工性並具有出色的彎曲加工性。彎曲加工性通過添加元素B而進一步提高。試樣在實驗中顯示出了雖重量略增而抗氧化性更出色。此外，試樣表現出良好的鑽削加工性和防腐性並且含Mo的試樣顯示出非常出色防腐性。
具有如表14所示成分的鋼樣品通過連鑄被鑄造成200mm厚的鋼坯並被加熱至1150℃並且被加工成厚5mm的熱軋鋼板，熱軋鋼板在表15所示條件下退火。用上述鋼板製備出用於測定洛氏硬度的試樣和用於測定退火前衝壓加工性(在衝壓中產生的剪切差降)的其它試樣。衝壓加工性實驗通過在熱軋鋼板中衝壓出一個外徑為150mm且內徑為50mm的環形盤來進行，並測量內徑側衝壓橫截面的剪切差降X、Z。測定方法與實驗4和實施例2相同。
實驗結果如表15所示。具有本發明所述成分並在本發明溫度下退火的鋼樣顯示出適於衝壓的硬度。試樣同時因剪切差降輕微而顯示出出色的衝壓加工性。
工業實用性根據本發明，在只在淬火後使用的低碳馬氏體不鏽鋼板中，有效地抑制了由在使用盤式制動器時出現的高溫而造成的軟化。此外，本發明提供了其淬火前衝壓加工性和彎曲加工性得到改善的馬氏體不鏽鋼板。因此，生產量和生產率均得到提高並且生產成本顯著降低。此外，在熱軋後將鋼板退火條件調整到適當範圍保證了其硬度適用於衝壓的鋼板的穩定產量。結果，衝壓中的剪切差降被抑制並因而減少了磨削量，由此提高了產量和生產效率並顯著降低了生產成本。
表1
表2
表3
C.E.*比較例表3(續)
C.E.*比較例表4
表4(續)
表5
表6
表7
表8
表9
表10
表11
表12
表13
表14
表15
權利要求
1.具有耐熱性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它按照質量百分比地含有0.030％-0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％-2.50％的Mn；大於10.00％-15.00％的Cr；以及至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的Ti、0.01％-0.50％的V、0.01％-1.00％的Nb和0.01％-1.00％的Zr，並且N含量由以下公式表示N0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，餘量為Fe和不可避免的雜質。
2.如權利要求1所述的具有耐熱性和出色的加工性的馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量百分比地含有大於0.04％-0.100％的C+N；總量為0.02％-0.50％的至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的V、0.01％-0.50％的Nb、0.01％-0.50％的Ti、0.01％-0.50％的Zr、0.50％或更少的Ta和0.50％或更少的Hf。
3.如權利要求1或2所述的具有耐熱性和出色的加工性的馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量百分比地含有至少以下一種元素，即0.01％-1.00％的Ni和0.01％-0.50％的Cu。
4.如權利要求1-3之一所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.050％-1.000％的Mo和0.0002％-0.0010％的B。
5.如權利要求1或2所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有0.01％-1.00％的Nb；0.050％-1.000％的Mo；0.0002％-0.0010％的B。
6.如權利要求1-5之一所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.01％-0.50％的Co和0.01％-0.50％的W。
7.如權利要求1-6之一所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還按照質量質量比地含有至少以下一種元素，即0.0002％-0.0050％的Ca和0.0002％-0.0050％的Mg。
8.如權利要求3所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還含有0.60質量％或更少的Ni。
9.如權利要求1-8之一所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板，它還含有0.100質量％或更少的Al。
10.製造如權利要求1-9之一所述的具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中，在熱軋後的退火步驟中的退火溫度為550℃-750℃。
11.如權利要求10所述的製造具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中，在退火步驟中的加熱速度為20℃/分鐘-50℃/分鐘，從退火溫度冷卻到500℃的冷卻速度為5℃/分鐘-30℃/分鐘。
12.如權利要求10或11所述的製造具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中，在退火步驟中的退火時間為4小時-12小時。
13.如權利要求10-12之一所述的製造具有耐熱性和出色的加工性的低碳馬氏體不鏽鋼板的方法，其中，在退火步驟後且在衝壓前的鋼板具有HRc 85-100的硬度。
全文摘要
本發明提供難於通過在使用盤式制動器時因加熱引起的回火而軟化的馬氏體不鏽鋼板，本發明能夠在只在淬火後使用的低碳馬氏體不鏽鋼板中保持預定的硬度並具有出色的衝壓加工性、淬火前的彎曲加工性以及特別小的剪切差降，其中穩定不變地獲得了淬火後的預定硬度。確切地說，該鋼板按質量百分比地含有0.030％－0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％－2.50％的Mn；大於10.00％－15.00％的Cr；以及至少以下一種元素，即0.01％－0.50％的Ti、0.01％－0.50％的V、0.01％－1.00％的Nb和0.01％－1.00％的Zr，並且N含量由以下公式表示N0.005％－(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，餘量為Fe和不可避免的雜質。該鋼板還按質量百分比地含有大於0.04％－0.100％的C+N；總量為0.02％－0.50％的至少以下一種元素，即0.01％－0.50％的V、0.01％－0.50％的Nb、0.01％－0.50％的Ti、0.01％－0.50％的Zr、0.50％或更少的Ta和0.50％或更少的Hf，並且它還根據需要含有Mo、B、Co、W、Ca、Mg。具有上述成分的馬氏體不鏽鋼在經過550℃－750℃的退火後被製成具有HRc85－100硬度的熱軋鋼板。
文檔編號C22C38/42GK1697889SQ0181489
公開日2005年11月16日 申請日期2001年8月31日 優先權日2000年8月31日
發明者尾崎芳宏, 宮崎淳, 佐藤進, 長屋敏光, 柿原節雄, 笠茂利廣, 村木峰男 申請人:傑富意鋼鐵株式會社