低碳马氏体不锈钢板及其制造方法

专利名称：低碳马氏体不锈钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及只在淬火后使用的马氏体不锈钢，该不锈钢适用于汽车部件或机械部件如两轮车如摩托车的盘式制动器。本发明也提出了一种马氏体不锈钢，它具有所需要的淬火后硬度并在淬火前具有出色的加工性(冲压加工性、弯曲加工性等)。在本发明中，如果没有特别说明，则％表示质量百分比。
背景技术：
两轮车的盘式制动器材料需要具有耐磨性，以便长时间保持制动性能。通常，当硬度增加时，耐磨性也提高，但其韧性会降低。基于上述考虑，在多数情况下，需要耐磨性及韧性的汽车部件或机械部件的硬度被控制在维氏硬度即HV为310-380且洛氏硬度即HRc为30-40。
至今，高碳马氏体不锈钢如含有0.2％C的SUS420J1、含0.3％C的SUS420J2或者低碳马氏体不锈钢都被用于以上用途。
通常，热轧钢板在退火后使用并可根据需要地接受喷丸处理或酸洗。部件如盘式制动器是按如下方法制造的，即上述热轧不锈钢板被冲压并被制成预定形状，在淬火后，它根据需要地接受回火以调整其硬度。由于上述方法需要两个热处理步骤，即淬火与回火，所以生产成本高。由于当淬火温度改变时，高碳马氏体不锈钢如SUS420J1或SUS420J2的硬度变化是大幅度的，所以在只通过淬火达到预定硬度的热处理步骤中需要非常精确的控制。还存在这样的问题，即低碳含量区在回火中形成碳化铬析出物，从而防腐性降低，即便通过进行回火缓解了退火条件的控制。
另一方面，如日本未审查专利申请57-198249和日本未审查专利申请60-106951所示，最近已使用了只通过淬火即没有回火得到适当硬度的低碳马氏体不锈钢。由上述低碳马氏体不锈钢制成的两轮车盘式制动器被用于赛车摩托车和较昂贵的中型或大型摩托车。由于摩托车的发展倾向大型化和高性能化，所以使用制动器的环境正在变得更严酷，制动器需要更高的性能。
盘式制动器的功能因通过滑动摩擦将汽车动能转成热能而降低。因而，在大型高速摩托车中，在盘式制动器上产生更多的热，以至温度在有些情况下升高至500℃-600℃。
存在这样一个问题，即传统低碳马氏体不锈钢的硬度被根据条件地通过回火被降低，即钢被软化了。一旦盘式制动器已通过回火被软化，则其耐磨性会下降并且无法保持预定性能。为防止软化，有人曾提出了以下防止盘式制动器过热的方法通过增大制动盘厚度来提高热容，改变散热结构，增加制动盘数量(将一个制动盘改为两个制动盘)等等。然而，任何一种方法都不是从工业角度讲是最有效的问题解决方式，因为该方法因增加重量并因工序复杂化而导致成本增加。在如日本未审查专利申请57-198249所述的低碳马氏体不锈钢中，由于根据退火温度的硬度变化减小了，因此没有必要严格控制高碳马氏体不锈钢的热处理条件。
在传统的低碳马氏体不锈钢中，由于淬火硬度略微与淬火温度成比例，因此对热处理的控制是简单的并且是有利的。但问题是，在淬火前在机加工和成型过程中且特别是在冲压下料过程中出现凹陷。
当盘式制动器由这些材料制成时，就存在因存在剪切差降(可以被成为凹陷或凸起)而使加工精度下降的问题(如图4所示)，这是如此形成的，即剪切区附近的材料在淬火前的冲压下料中被冲模头带入塑性边性区。一旦剪切差降已经形成在冲压部的边缘处，则需要额外地进行切削和磨削，以使表面在后续工序中变得光滑，直到凹陷消失，从而保持适当的形状并防止因与其它部件摩擦而产生的震颤，由此造成工时增加或产量下降。
为解决上述问题，可以考虑以下方法增加合金元素如Cu的含量，以促进固溶及析出，并且通过小负荷轧制来产生机加工效果。然而，在前一种的方法中存在这样的问题，即因由添加成分造成的淬火敏感性增大而使得对硬度控制变得困难了并且合金成本提高。而在后一种方法中存在这样的问题，即因增加了热轧步骤而出现表面缺陷和成本提高。
制造上述部件所需的其它特性是淬火前的加工性(弯曲加工性)、可切削性(钻削性能)和淬火加热中的耐氧化性。在具有传统成分的钢中，这些特性都是有限的并因而仍有改善的余地。

发明内容
因此，本发明的第一个目的是在只在淬火后使用的低碳马氏体不锈钢中提供这样一种马氏体不锈钢，它很难因由在盘式制动器使用过程中的加热造成的回火而软化并因此保持保持预定的硬度。
本发明的第二个目的是提供一种具有出色的淬火前的冲压加工性和弯曲加工性、以及非常小的剪切差降的马氏体不锈钢，其中稳定不变地获得了淬火后的预定硬度。此外，本发明的第三个目的在于提供一种其机加工性和抗氧化性得到改善的马氏体不锈钢。
发明内容为了解决以上问题，本发明人对成分进行了细致的研究，结果发现，在具有预定成分的低碳马氏体不锈钢中，将Ti、V、Nb、Zr、和N的含量控制在适当范围内提高了回火软化阻力并因而产生理想效果。本发明就是依据上述发现而完成的。
0006本发明提供一种具有高耐热性的低碳马氏体不锈钢板，它按照质量百分比地含有0.030％-0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％-2.50％的Mn；大于10.00％-15.00％的Cr；以及至少以下一种元素，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，并且N含量由以下公式表示N0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明提供一种具有高耐热性及出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量百分比地含有大于0.04％-0.100％的C+N；总量为0.02％-0.50％的至少以下一种元素，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。
本发明提供一种具有高耐热性及出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量百分比地含有至少以下一种元素，即0.01％-1.00％的Ni和0.01％-0.50％的Cu。
本发明提供一种具有高耐热性及出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.050％-1.000％的Mo和0.0002％-0.0010％的B。
本发明提供一种具有高耐热性及出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有0.01％-1.00％的Nb；0.050％-1.000％的Mo；0.0002％-0.0010％的B。
本发明提供一种具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.01％-0.50％的Co和0.01％-0.50％的W。
本发明提供一种具有高耐热性及优良的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.0002％-0.0050％的Ca和0.0002％-0.0050％的Mg。
本发明提供一种具有高耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还含有0.100质量％或更少的Al。
本发明提供一种制造上述具有高耐热性及出色加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中在热轧后的退火步骤中的中的退火温度是550℃～750℃本发明提供一种制造上述具有高耐热性及出色加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中在退火步骤中的加热速度是20℃/min～50℃/min，并且从退火温度到500℃的冷却速度为5℃/min～30℃/min。
本发明提供一种制造上述具有高耐热性及出色加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中在退火步骤中的退火时间为4小时～12小时。
本发明提供一种制造上述具有高耐热性及出色加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中在退火步骤后且在冲压前的钢板具有85～100的洛氏硬度HRc。


图1在含有Ti和V的马氏体不锈钢板中示出了N含量与淬火后硬度之间的关系。
图2在含有Nb和Zr的马氏体不锈钢板中示出了N含量与淬火后硬度之间的关系。
图3在含有Ti、V、Nb和Zr的马氏体不锈钢板中示出了N含量与淬火后硬度之间的关系。
图4示出了在冲压加工中出现的一个剪切差降X和另一个剪切差降Z。
图5A示出了退火后钢板的硬度与出现在冲压中的一个剪切差降X的改善情况之间的关系。
图5B示出了退火后钢板的硬度与在冲压中产生的一个剪切差降Z的改善情况之间的关系。
图6示出了退火后钢板的硬度和退火温度之间的关系。
具体实施例方式
下面将说明本发明马氏体不锈钢成分被限制在上述条件下的理由。在说明书中，如果没有特别说明，则％表示质量百分比。
C0.030％～0.100％在淬火后，C元素提高了马氏体硬度并且有效地提高了耐磨性。当C含量等于或少于0.030％时，盘式制动器的硬度要求无法仅通过淬火来满足(没有回火)。另一方面，当C含量超过0.100％时，其硬度变得过高。因此，为了只通过淬火而获得盘式制动器所需的适当硬度，C含量控制在0.030％～0.100％的范围内是必要的。
N0.005％～(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90为保持适当硬度并防止由元素Ti、V、Nb和Zr引起的软化，将N含量控制在适当范围内是必要的。因此，当N含量等于或小于0.005％时，则无法防止软化。另一方面，当N含量超过含Ti、V、Nb和Zr的氮化物的当量或更高时，则无法获得稳定硬度，因为淬火后硬度依靠N的含量。因此，N含量上限是(Ti+V)×14/15+(Nb+Zr)×14/90。
C+N大于0.040％-0.100％C、N元素提高硬度并有效地改善了耐磨性。在本发明的Mn含量的情况下，(C+N)含量为大于0.040％-0.100％，以保持淬火后的Nv硬度为310-380或HRc硬度为30-40。
Si0.50％或更少元素Si在高温下形成铁素体。当Si含量超过0.50％时，淬火后硬度降低并且韧性也降低。因此，Si含量上限为0.50％。优选少量的Si。
Mn1.00％-2.50％元素Mn有效地禁止了铁素体的形成。当Mn含量少于1.00％时，形成铁素体并且无法获得淬火后的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度。当Mn含量太低时，用于获得淬火后的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度的退火温度被限制成很窄的范围内，由此一来，造成温度控制更加困难。因此，Mn含量的下限为1.00％。另一方面，当Mn含量超过2.50％时，出现以下问题，即高温抗氧化性降低，在钢板加工时生成大量氧化皮以及由于在钢板上形成粗糙表面而明显降低了钢板尺寸精度。因此，Mn含量上限为2.50％。
Cr大于10.005-15.00％钢板需要含有超过10.00％的Cr以便获得防腐性。当Cr含量超过15.00％时，即便限制铁素体形成的Mn、Ni和Cu都达到各自的上限，仍然在850℃-1050℃的淬火温度下形成铁素体，这样，无法稳定地获得淬火后的310-380Hv硬度或30-40HRc硬度。因而，Cr含量为大于10.00％-15.00％。
Ni0.01％-1.00％和Mn一起，Ni有效地限制了σ铁素体相的形成并且保证了稳定的淬火后硬度。Ni含量最好为0.01％或更高，这样才能产生效果。
Cu0.01％-0.50％与Mn一样，Cu有效地限制铁素体相形成并保证稳定的淬火后硬度。Cu含量最好为0.01％或更高，这样才能产生效果。另一方面，当Cu含量过高时，容易在热轧中形成表面裂纹即表面缺陷，生产率因在终产品上有表面缺陷而降低。此外，Cu是昂贵的元素。因此，Cu含量的上限为0.50％。
Mo0.050％-1.000％元素Mo有效地提高了马氏体的耐回火软化性，就是说，Mo有效地提高了耐热性。当Mo含量过高时，铁素体相是稳定的，这样，降低了淬火后硬度。因此，Mo含量的上限为1.000％。此外，Mo含量最好为0.500％或更低，以便减小钢板的淬火后硬度差。而且，Mo含量最好为0.050％或更高，以便获得上述性能。
B0.0002％-0.0010％元素B有效地提高了可硬化性并且对获得稳定的淬火后硬度是有效的。B通过允许发生晶界析出而提高了晶界强度并改善了不锈钢的加工性。为了获得上述效果，B含量必须为0.0002％或更高。另一方面，过多的B对热加工性带来以下负面影响，即形成了具有低熔点的B、Fe和Cr的化合物(共晶)，在连铸步骤和热轧步骤中形成热裂。因此B含量的上限为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后加热引起的软化。当这些成分的含量低时，无法获得禁止软化的效果。另一方面，当这些成分含量过高时，软化禁止效果达到饱和。因此，适当的含量为Ti含量为0.01％-0.50％，V含量为0.01％-0.50％，Nb含量为0.01％-1.00％和Zr含量为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，其总量为0.02％-0.50％。
元素Ti、V、Nb、Zr、Ta和Hf在本发明中非常重要。当Ti、V、Nb、Zr、Ta和Hf中每一种元素为0.50％或更少且其总量为0.02％-0.50％时，钢板晶粒得到细化，晶粒在再结晶后的长大被限制了。
当钢板含有至少一种以上元素时，获得以下效果，即晶粒细化、改善了由淬火前的冲压引起的剪切力降低、保持淬火后韧性。上述作用的机理尚不清楚，但假定如下(1)由于晶格中的错位容易集中在晶界处，所以钢板具有很高的耐塑性变形性能。因而，在冲压过程中出现的塑性变形区被限制在剪切平面的附近，这样，造成很小的剪切力降低。
(2)晶界具有很高的应力集中并且起到了裂纹传播路径的作用。晶界密度因晶粒细化而提高，这样，抑制了晶应力集中的消除并且保持了韧性。
尽管硬化易于因晶粒细化而发生，但淬火后硬度显示出传统值。其原因假定为，V、Nb、Ti、Zr、Ta和Hf促进了铁素体生成，从而降低了淬火后硬度，这补偿了细化中的淬硬。
当其总量为0.02％或更高时，得到了V、Nb、Ti、Zr、Ta和Hf的上述功能。但是，当该含量(单独或总量)超过0.50％时，在高温下，抗氧化力降低，这对防止由在钢板生产中形成的氧化皮导致的表面缺陷的形成不利。因此，该含量被限定在以上条件下。
Nb0.01％-1.00％在本发明中，Nb是Ti、V、Nb、Zr中的一个特别重要的元素。当Nb含量为1.00％或更低时，获得以下效果，即限制了淬火后的加热引起的软化，钢板晶粒的细化以及限制晶粒在再结晶后长大。结果，晶粒被细化，由此一来，改善了由淬火前的冲压引起的剪切力降低并保持了淬火后硬度和韧性。Nb含量最好为0.01％或更高，以便获得上述的Nb效果。但是，当Nb含量过高时，所获效果达到饱和。因此，鉴于成本，Nb含量的上限为1.00％。
Al0.100％或更低由于元素Al对脱氧是有效的，所以根据需要，可能含有Al。过多的Al与N结合，它降低了变形性能并且尤其是延伸性。因此，Al含量的上限为0.100％。
Co0.50％或更低，W0.50％或更低元素Co和W置换出在晶格中的元素，这样一来，限制了其它元素的扩散和迁移并改善了抗氧化性。提高抗氧化性的机理尚不清楚，但假定是这样的，限制元素Cr离开尖晶石氧化物层(FeO·Cr2O3)。各含量最好为0.01％或更高，以便获得这样的效果。
但是，当各含量过高时，基材金属给尖晶石氧化物相提供的Cr受到限制。各含量的上限为0.50％。
Ca0.0002％-0.0050％，Mg0.0002％-0.0050％元素Ca和Mg控制着非金属夹杂的形状和分布，由此一来，改善了在切削步骤中的钢板机加工性能。各元素最好为0.0002％或更高，以便获得这样的效果。这种作用的机理尚不清楚，但可以假定如下Ca和Mg的硫化物、硅酸盐、氧化物等在降低工具和基材亲和力的状态下析出在晶界上，在粘附而成的前端即工具尖头附近，因承受塑性变形而加工硬化的加工材料的一部分粘附在工具尖头上，它阻碍了二次生成的新尖头的成长，由此抑制了在粘附而成的前端脱离时的工具尖头的微裂(在粘附上的前端脱离的同时，工具尖端被拉扯而受损)。但是，当Ca和Mg的含量分别超过0.0050％时，因Ca和Mg的硫化物、硅化物和氧化物等形成了许多锈点。所以，鉴于防腐性，各含量上限为0.00505。
可能与铁伴生地含有除上述成分外的其它成分。根据本发明，在不可避免的杂质中，从防腐性和限制加工性降低的角度出发，P含量最好为0.035％或更低。从防腐性和任性出发，S含量最好为0.020％或更低。还可以含有稀土元素，以便通过控制硫化物形态来改善防腐性。
以下，描述本发明的不锈钢板的特征。
如图5A、5B所示，当退火后的钢板具有85或更高的HRc硬度时，冲压加工性得到显著提高。但是，当钢板具有100或更高的HRc硬度时，存在着冲压模磨损加快并且钢板延伸性过度降低的问题。根据本发明，退火后的钢板具有85-100的HRc硬度。在冲头与模具之间的间隙最好小到能够获得本发明的效果。
现在，说明上述不锈钢板的制造条件。
在本发明的制造方法中，有以上成分的钢水最好在转炉或电炉中进行处理并按照已知方法如真空除气法(RH法)、VOD法或AOD法进行精炼并随后通过连铸法或铸锭法被铸成板坯，从而形成钢产品。
该钢产品随后优选地被加热到1000℃-1300℃并在900℃-1100℃的终轧温度下接受热轧，在700℃-900℃下被卷取成具有2.0毫米-10.0毫米厚度的热轧钢板。
在热轧后就是构成本发明特征的退火。退火是一个对于调节本发明硬度以便尽可能减小出现在冲压步骤中的剪切力降低来说是很重要的步骤，退火最好通过箱式退火方式来进行。优选条件如下*加热速度为20℃/分钟-50℃/分钟当加热速度超过50℃/分钟时，温度因加热过度而达到过高水平并出现不稳定的硬度。另一方面，如果加热速度小于20℃/分钟，则生产率降低并且能量损失增大。
*退火温度为550℃-750℃当退火温度低于550℃时，由于退火不充分而无法获得均匀的微观组织并且硬度超过目标值。当退火温度超过750℃时，钢板被过度软化。
*退火时间为4小时-12小时当退火时间少于4小时时，由于退火不充分而无法获得均匀的微观组织。当退火时间超过12小时，晶粒粗化，由此一来，降低了韧性并产生不理想的硬度。
*从退火温度到500℃的冷却速度为5℃/分钟-30℃/分钟当冷却速度超过30℃/分钟时，需要大型冷却设备。如果冷却速度低于5℃/分钟，由于有大量碳化铬沉积而降低了防腐性并且降低了生产率。
进行以下实验1-3，以调查退火步骤中的限制软化效果与N、Ti、V、Nb、Zr含量之间的关系。
制备出含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的含量为0.20％)、和含量不定的N的各种钢样品。由此产生的样品通过连续铸造方式被铸成厚200mm的钢坯并被加热至1150℃并接着被制成厚5mm的热轧钢板。热轧终轧温度为970℃并且卷取温度为770℃。由此产生的热轧钢板在700℃下经过12小时的回火与退火，于是预加工出样品。测量淬火后硬度和淬火回火后硬度。制备出100mm×100mm规格的样品并在下述条件下进行淬火淬火温度1000℃，淬火时间10分钟，空冷；然后，在下述条件下进行回火回火温度600℃，回火时间10分钟，空冷。在厚度中央处测量维氏硬度(洛氏硬度也可对照测出)。
图1示出了结果。当N含量为0.005％或更高时，淬火回火后硬度的降低程度(淬火后硬度与淬火回火后硬度之差)很小，即防止了软化。当N含量等于Ti和V(N含量等于或大于0.056％)的氮化物的当量或更高时，淬火后硬度对N含量的依赖变得明显。因此，当N含量为0.005％-(Ti+V)×14/50时，获得稳定的淬火后硬度并防止淬火后软化。
制备出含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的含量为0.30％)、和含量不定的N的其它钢样品。由此产生的样品通过连铸方法被铸成厚200mm的钢坯并被加热至1100℃，然后被制成厚6mm的热轧钢板。热轧终轧温度为850℃并且卷取温度为720℃。由此产生的热轧钢板在800℃下经过8小时的回火与退火，于是预加工出样品。测量淬火后硬度与淬火回火后硬度。制备出100mm×100mm规格的样品，在下述条件下进行淬火淬火温度1000℃，淬火时间10分钟，空冷；然后在下述条件下进行回火回火温度600℃，回火时间10分钟，空冷。在厚度中央测量维氏硬度(洛氏硬度也可对照测出)。
图2示出了结果，当N含量为0.005％或更高时，淬火回火后硬度的降低程度很小，即防止了软化。当N含量等于或大于Nb和Zr(N含量是0.047％或更高)的氮化物的当量时，淬火后硬度对N含量的依赖变得明显。因此，当N含量为0.005％-(Nb+Zr)×14/90时，获得稳定的淬火后硬度并防止了淬火后软化。
制备出含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含量为0.10％，Nb+Zr含量为0.20％)和含量不定的N的其它钢样品。由此产生的样品通过连铸方法被铸造成厚200mm的钢坯并被加热至1200℃，然后被制成厚4.5mm的热轧钢板。热轧终轧温度为770℃并且卷取温度为650℃。由此产生的热轧钢板在840℃下经过10小时的回火与退火，于是预加工出样品。测量淬火后硬度与淬火回火后硬度。制备出100mm×100mm规格的样品，在下述条件下进行淬火淬火温度1000℃，淬火时间10分钟，空冷；然后在下述条件下进行回火回火温度600℃，回火时间10分钟，空冷。在厚度中部测出维氏硬度(洛氏硬度也可对照测出)。
结果如图3所示。当N含量为0.005％或更高时，淬火回火后硬度的降低程度很小，即防止了软化。当N含量等于或大于Ti、V、Nb和Zr(N含量等于或大于0.059％)的氮化物的当量时，淬火后硬度对N含量的依赖变得明显。因此，当N含量为0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90时，获得稳定的淬火后硬度并防止淬火后软化。
硬度响应于N含量而变化的机理是不清楚的并且实际上假定如下。
Ti、V、Nb和Zr元素形成碳化物和氮化物。当N含量为0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90时，这是一个适合的值，作为淬火后析出物，氮化物留在马氏体中，因为氮化物未溶解并没有因淬火加热而进行固溶。因此，氮化物禁止位错在随后的回火中恢复，由此防止了软化。
当N含量低于0.005％时，析出物基本上是碳化物，碳化物被溶解并提高了马氏体硬度，但不能防止软化。当N含量超过氮化物当量时，氮与马氏体形成固溶并提高马氏体硬度。
现在，详细说明根据本发明地改善在淬火中产生的剪切差降的实验。

图5A、5B示出了在冲压中产生的剪切差降和材料硬度之间的关系，材料如是低碳高锰马氏体不锈钢板(标准产品是钢板，它含0.060质量％C、1.55质量％Mn、12.20质量％Cr和0.013质量％N并且通过不同温度下的退火来调节硬度)。在本实验中，使用三种不同的间隙(((冲头与冲模之间距离)/厚度)×100％)。参看图4，根据按照以下公式计算出的一改进方案，评价剪切差降，即剪切差降X和另一个剪切差降Z。剪切差降X是一个在直径D+0.1mm的位置A与另一个厚度t×0.98的位置B之间的水平距离，剪切差降Z是一个在位置A和位置B之间的垂直距离[(具有80的洛氏硬度HRc的钢板的剪切差降-一个标准的剪切差降)/(具有80的洛氏硬度HRc的钢板的剪切差降)]×100(％)。
如图5A、5B所示，当间隙是适当的(8％或小于8％)并且洛氏硬度HRc是85或更高时，剪切差降的改善为40％或更高，即剪切差降大小改善了一半或更小。结果，这种效果在100洛氏硬度HRc下饱和。
依据上述结果，应该清楚地知道，为改善在冲压中产生的剪切差降，退火后钢板需要有85-100的洛氏硬度HRc[实验5]作为标准制备出另一种钢样品，它含0.060质量％C、1.56质量％Mn、12.30质量％Cr和0.014质量％N，其它样品通过在上述样品中添加Nb、Cu和C而制成。样品被加工成具有厚5.5mm的热轧钢板。钢板在500℃-1000℃内的不同温度下退火，测量钢板硬度变化。结果图6所示。如图6所示，当退火温度增加时，各钢板硬度下降，并且为了使所有钢板具备85-100的洛氏硬度HRc，适合的退火温度为550℃-750℃。
本发明完全依据上述结果完成。
制备出具有如表1所示成分的钢样品D-0并通过连铸将其铸成厚200mm的钢坯并加热至1150℃，然后加工成厚4mm或10mm的热轧钢板。热轧终轧温读为930℃且卷取温度为740℃。由此产生的热轧钢板在820℃下经过10小时的回火与退火，于是预加工出样品。测量出每个样品的淬火后硬度和淬火回火后硬度。制备出100mm×100mm规格的样品，在下述条件下进行淬火淬火温度1000℃，淬火时间10分钟，空冷；然后在下述条件下进行淬火后的回火回火温度600℃，回火时间10分钟，空冷。在厚度中部测量维氏硬度(洛氏硬度也可对照测出)。
结果在表2示出了。如表2所示，钢样品D-L(本发明)在淬火后具有适合的硬度，并且该适当硬度保持至回火处理后；因此，这些样品适用于摩托车的盘式制动器材料。当4mm厚钢板与用于钢样品E-J的10mm厚钢板比较时，在含有适量B的钢样品E、F、I和J中的10mm厚钢板基本上具有与那些4mm厚钢板一样的硬度，即可硬化性提高了。
另一方面，具有低N含量的钢样品M(比较样品)和不含Ti、V、Nb和Zr的另一样品0(比较样品)在回火后严重变软并因而无法保持适当硬度。含有过多N的另一钢样品N(比较样品)具有不在适当范围内的高硬度。
具有如表3、4所示的成分的钢样品通过连铸被铸成200mm厚钢坯并被加热至1150℃并被加工成厚5mm的热轧钢板，然后在800℃下退火。用上述钢板制备出用于淬火后洛氏硬度(维氏硬度可对照测定)实验的试样(厚5mm，宽50mm，长50mm)，制备出用于按照JIS Z2202的小尺寸摆锤冲击实验和防腐性实验(盐浴)的其它试样(厚10mm，宽5mm，长55mm)。淬火温度为800℃-1050℃。此外，也制备出用于测定淬火前的冲压加工性(在冲压中的剪切差降)、弯曲加工性、机加工性(钻削加工性)及在加热中的抗氧化性的其它样品。3号样品(厚5mm，宽20mm，长150mm)被用于按照JIS Z 2204的弯曲实验。试样(厚5mm，宽100mm，长100mm)被用于测试加热时的抗氧化性。根据JIS Z 2237的盐浴实验样品(厚5mm，宽60mm，长80mm)被用于防腐性实验。
冲压加工性、弯曲加工性、切削性、抗氧化性和防腐性的实验都是依据下述步骤进行的。
·冲压加工性在热轧钢板中冲压出直径为150mm和50mm的盘，如图4所示的剪切差降Z和X通过横截面拍照来测定。根据与在实验4中的相同的程序来测定Z和X。
·弯曲加工性试样以2.5mm半径被弯曲成90°和180°角并对试样作如下评估试样无裂纹被评为A，有0.5mm裂纹被评定为B，裂纹大于0.5mm被评为C。
·机加工性(钻削加工性)用高速钢钻头(直径12mm)在下述条件下反复钻削切削速度为0.20m/s和0.35m/s，进刀速率为0.15mm/rev，孔深20mm，无切削油，测量一个钻头能够钻出的总孔长。
·抗氧化性样品在850℃和1000℃下在空气中加热10小时，测量因氧化引起的单位面积增重。
·防腐性依据JIS Z 2371，进行4小时或12小时的盐浴实验，依据是否生锈来评定试样，即如此计算和评价单面生锈点的数量，即试样没有生锈点被评定为A，具有1-4个生锈点被评定为B，具有5个或更多生锈点被评定为C。
实验结果如表5-表13所示。
所有在850℃或更高温度退火的试样显示出比比较例更高的洛氏硬度(维氏硬度(HV)可对照测定)，同时其通过冲击吸收能代表的韧性也比比较例更高。所有试样因剪切差降小而有出色的冲压加工性并具有出色的弯曲加工性。弯曲加工性通过添加元素B而进一步提高。试样在实验中显示出了虽重量略增而抗氧化性更出色。此外，试样表现出良好的钻削加工性和防腐性并且含Mo的试样显示出非常出色防腐性。
具有如表14所示成分的钢样品通过连铸被铸造成200mm厚的钢坯并被加热至1150℃并且被加工成厚5mm的热轧钢板，热轧钢板在表15所示条件下退火。用上述钢板制备出用于测定洛氏硬度的试样和用于测定退火前冲压加工性(在冲压中产生的剪切差降)的其它试样。冲压加工性实验通过在热轧钢板中冲压出一个外径为150mm且内径为50mm的环形盘来进行，并测量内径侧冲压横截面的剪切差降X、Z。测定方法与实验4和实施例2相同。
实验结果如表15所示。具有本发明所述成分并在本发明温度下退火的钢样显示出适于冲压的硬度。试样同时因剪切差降轻微而显示出出色的冲压加工性。
工业实用性根据本发明，在只在淬火后使用的低碳马氏体不锈钢板中，有效地抑制了由在使用盘式制动器时出现的高温而造成的软化。此外，本发明提供了其淬火前冲压加工性和弯曲加工性得到改善的马氏体不锈钢板。因此，生产量和生产率均得到提高并且生产成本显著降低。此外，在热轧后将钢板退火条件调整到适当范围保证了其硬度适用于冲压的钢板的稳定产量。结果，冲压中的剪切差降被抑制并因而减少了磨削量，由此提高了产量和生产效率并显著降低了生产成本。
表1

表2

表3

C.E.*比较例表3(续)

C.E.*比较例表4

表4(续)

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表13

表14

表15

权利要求
1.具有耐热性的低碳马氏体不锈钢板，它按照质量百分比地含有0.030％-0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％-2.50％的Mn；大于10.00％-15.00％的Cr；以及至少以下一种元素，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，并且N含量由以下公式表示N0.005％-(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的具有耐热性和出色的加工性的马氏体不锈钢板，它还按照质量百分比地含有大于0.04％-0.100％的C+N；总量为0.02％-0.50％的至少以下一种元素，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.如权利要求1或2所述的具有耐热性和出色的加工性的马氏体不锈钢板，它还按照质量百分比地含有至少以下一种元素，即0.01％-1.00％的Ni和0.01％-0.50％的Cu。
4.如权利要求1-3之一所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.050％-1.000％的Mo和0.0002％-0.0010％的B。
5.如权利要求1或2所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有0.01％-1.00％的Nb；0.050％-1.000％的Mo；0.0002％-0.0010％的B。
6.如权利要求1-5之一所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.01％-0.50％的Co和0.01％-0.50％的W。
7.如权利要求1-6之一所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还按照质量质量比地含有至少以下一种元素，即0.0002％-0.0050％的Ca和0.0002％-0.0050％的Mg。
8.如权利要求3所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还含有0.60质量％或更少的Ni。
9.如权利要求1-8之一所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板，它还含有0.100质量％或更少的Al。
10.制造如权利要求1-9之一所述的具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中，在热轧后的退火步骤中的退火温度为550℃-750℃。
11.如权利要求10所述的制造具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中，在退火步骤中的加热速度为20℃/分钟-50℃/分钟，从退火温度冷却到500℃的冷却速度为5℃/分钟-30℃/分钟。
12.如权利要求10或11所述的制造具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中，在退火步骤中的退火时间为4小时-12小时。
13.如权利要求10-12之一所述的制造具有耐热性和出色的加工性的低碳马氏体不锈钢板的方法，其中，在退火步骤后且在冲压前的钢板具有HRc 85-100的硬度。
全文摘要
本发明提供难于通过在使用盘式制动器时因加热引起的回火而软化的马氏体不锈钢板，本发明能够在只在淬火后使用的低碳马氏体不锈钢板中保持预定的硬度并具有出色的冲压加工性、淬火前的弯曲加工性以及特别小的剪切差降，其中稳定不变地获得了淬火后的预定硬度。确切地说，该钢板按质量百分比地含有0.030％－0.100％的C；0.50％或更少的Si；1.00％－2.50％的Mn；大于10.00％－15.00％的Cr；以及至少以下一种元素，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，并且N含量由以下公式表示N0.005％－(Ti+V)×14/50+(Nb+Zr)×14/90，余量为Fe和不可避免的杂质。该钢板还按质量百分比地含有大于0.04％－0.100％的C+N；总量为0.02％－0.50％的至少以下一种元素，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，并且它还根据需要含有Mo、B、Co、W、Ca、Mg。具有上述成分的马氏体不锈钢在经过550℃－750℃的退火后被制成具有HRc85－100硬度的热轧钢板。
文档编号C22C38/42GK1697889SQ0181489
公开日2005年11月16日 申请日期2001年8月31日 优先权日2000年8月31日
发明者尾崎芳宏, 宫崎淳, 佐藤进, 长屋敏光, 柿原节雄, 笠茂利广, 村木峰男 申请人:杰富意钢铁株式会社