CN115491609B - 一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢及其制造方法，所述马氏体不锈钢的成分质量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：0.25～0.6％，Mn：1.4～1.8％，P≤0.035％，S≤0.005％，Cr：12.0～12.4％，Ni：0.01～0.30％，Mo：0.01～0.15％，Cu：0.1～0.30％，N：0.01～0.025％，V：0.05～0.15％，B：0.0010～0.0040％，余量包含Fe和其它不可避免的杂质，且需同时满足：高温铁素体析出温度T(δ)≥1155℃；低温奥氏体转换开始温度AC1≤750℃；低温奥氏体转换终了温度AC3≥800℃。本发明解决了0Cr13Mn钢种热轧带钢边裂和刹车盘成品高速制动抖动问题。
Description
技术领域
本发明涉及不锈钢技术领域，具体涉及一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢及其制造方法。
背景技术
0Cr13Mn是在SUS410S不锈钢基础上提升锰含量的新型马氏体不锈钢，它具有良好的塑韧性和冷成型性，可在较宽的温度范围里淬火不需回火便可得到适宜的硬度，用作较高韧性及受冲击负荷的零件，如摩托车和自行车刹车盘等。
在刹车盘领域行业标准中提出，用于刹车盘的0Cr13Mn马氏体不锈钢化学成分(W％)应符合以下规定：C+N：0.04～0.1％，Si≤0.8％，Mn：1～2.5％，P：≤0.035％，S：≤0.03％，Cr：11.5～14％，Ni≤0.6％，余量为Fe和杂质元素，在此成分体系下，若未对相关成分进行合理性约束，在后续带钢热轧轧制时，钢卷极易产生边裂缺陷(如图1所示)
目前改善不锈钢钢卷边裂的主要方式有：
一、严格控制P，S和Cu含量，提高钢水纯净度；P，S元素过量会在晶界处偏析使晶界脆化，导致钢坯热轧塑性降低，Cu含量偏高易析出于铸坯表面，经热轧轧制后与锈皮和基材界面形成Fe-Ni-Cu相生成，进而产生Cu-Ni偏析易发生热轧边裂。实际工业生产过程发现，0Cr13Mn马氏体不锈钢中P，S，Cu即使得到良好的控制后，仍有钢卷发生边裂。
二、严格控制热轧加热工艺，降低热轧加热温度。加热温度过高易引起高温铁素体析出，铁素体和奥氏体的热塑性差异导致热轧高应变状态下的流动失稳，引发边裂，但加热温度若控制过低，热轧轧制负荷增大，影响薄规格轧延，因此需对加热温度进行合理管控。
摩托车在高速运转制动时，其刹车盘温度通常会急剧升高达到300～600℃，常规0Cr13Mn马氏体不锈钢在此温度下的局部硬度明显下降2～4HRC，导致刹车盘失稳出现抖动现象。
目前改善刹车盘抖动主要方式：增加刹车盘数量、增加刹车盘散热孔，加快散热、增加刹车盘厚度，提高热容等，但这些方式均增加刹车盘加工成本，对工业化生产不利。
不锈钢热轧带钢开裂缺陷在《0Cr13不锈钢热轧卷裂边分析及解决》已有说明，文中阐述热轧带钢裂边主要原因是高温热塑性不佳，从而提出通过控制Cr当量、提高钢水纯净度等方式来改善热轧带钢边裂。但文中未考虑高温铁素体析出对边裂的影响。
刹车盘高速运转制动抖动在《盘式制动器制动抖动机理和控制研究》一文中有提及，文章中阐述抖动原因主要由高速制动时热变形、刹车盘几何尺寸超差等造成，进而通过调整刹车盘设计、摩擦片材质的选择改善刹车盘制动抖动缺陷，此方式增加了加工成本且文中未考虑刹车盘材料本身对制动抖动的影响。
中国专利CN1697889B公开了一种“低碳马氏体不锈钢及其制造方法”，其成分为：C0.03～0.1％，Si≤0.5％，Mn 1～2.5％，Cr 10.0～15.0％，以及以下至少一种元素，Ti0.01～0.50％，V 0.01～0.5％，Nb 0.01～1.0％，Zr 0.01～1.0％，文中提出刹车盘因高速制动发热造成回火软化问题引发抖动，通过将Ti、V、Nb、Zr和N的含量控制在适当范围内来提高回火软化阻力，改善刹车盘高速制动抖动问题，但文中未从钢种制造工艺方面改善抖动问题。
综上所述，现有文献及专利对用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢热轧带钢边裂和成品刹车盘抖动有提出部分解决方案，但无法完全问题或解决方式会增加加工成本，不利于工业化生产，因此解决热轧带钢边裂和刹车盘成品抖动问题仍是刹车盘用途低碳马氏体不锈钢的主要研究方向。
发明内容
本发明的目的在于提供一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢及其制造方法，解决了0Cr13Mn钢种热轧带钢边裂和刹车盘成品高速制动抖动问题，所述低碳马氏体不锈钢的退火态性能：抗拉强度≥450MPa，屈服强度≥280MPa，延伸率≥24％。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其成分质量百分比为：
C：0.04～0.08％，
Si：0.25～0.6％，
Mn：1.4～1.8％，
P：≤0.035％，
S：≤0.005％，
Cr：12.0～12.4％，
Ni：0.01～0.30％，
Mo：0.01～0.15％，
Cu：0.1～0.30％，
N：0.01～0.025％，
V：0.05～0.15％，
B：0.0010～0.0040％，
余量包含Fe和其它不可避免的杂质，且需同时满足如下关系：
高温铁素体析出温度T(δ)≥1155℃；
T(δ)＝1257.0*C-15.1*Si+30.7*Mn+10.0*P-71.0*Cr+79.0*Ni-97.5*Mo+63.0*Cu+1351.0*N-209.0*V+1877.7
低温奥氏体转换开始温度AC1≤750℃；
AC1＝784.4-83.1*C+3.1*Si-64.7*Mn+25.0*P+6.0*Cr-83.6*Ni+98.5*Mo-60.8*Cu-304.0*N+71.0*V；
低温奥氏体转换终了温度AC3≥800℃；
AC3＝672.5-213.0*C+21.9*Si-37.6*Mn+33.5*P+16.8*Cr-41.0*Ni+55.5*Mo-29.2*Cu-545.0*N+132.5*V。
优选的，余量为Fe和其它不可避免的杂质。
本发明所述低碳马氏体不锈钢的退火后性能：抗拉强度≥450MPa，屈服强度≥280MPa，延伸率≥24％。
本发明所述低碳马氏体不锈钢的退火后晶粒组织均匀细小，晶粒尺寸为10～16μm。
在本发明所述低碳马氏体不锈钢的成分设计中：
碳(C)和氮(N)：强烈形成、稳定和扩大奥氏体相区的元素。在三个公式T(δ)、AC1、AC3中可看出，C和N的影响系数极大，这是因为C和N作为强烈的奥氏体形成和稳定元素，加入后强烈促进奥氏体形成，因此AC1、AC3降低，且C和N的加入奥氏体相区扩大，使高温铁素析出受到抑制，T(δ)上升，但另一方面由于C和Cr的亲和力很大，C含量过高，碳化物析出增加，影响耐蚀性，且N元素易与合金元素生成非金属夹杂，影响不锈钢塑性，在刹车盘领域行业标准中对0Cr13Mn材料管控C+N：0.04～0.1％，因此本发明控制C：0.04～0.08％，N：0.01～0.025％。
硅(Si)：铁素体形成元素，Si含量增加，T(δ)降低，AC1升高，AC3升高，Si在炼钢过程中作为还原剂和脱氧剂，在不锈钢中能提高不锈钢的耐腐蚀和抗氧化能力，但含量过高会影响钢卷焊接性能，本发明控制Si含量为0.25～0.6％。
锰(Mn)：奥氏体形成元素，Mn含量增加，T(δ)升高，AC1降低，AC3降低，Mn代替铬镍不锈钢中的Ni，Mn的稳定奥氏体作用为Ni的二分之一，Mn元素可改善钢的淬透性及热加工性能，但Mn的加入会使含铬低的不锈钢耐蚀性降低且会使钢卷焊接性能减弱。本发明控制Mn含量为1.4～1.8％。
铬(Cr)：铁素体形成元素，Cr含量增加，T(δ)降低，AC1升高，AC3升高，Cr是构成不锈钢的基本合金元素，也是决定不锈钢耐腐蚀性能的最基本元素，通常来说Cr的含量越高，不锈钢的耐蚀性能越好。本发明控制Cr含量为12.0～12.4％。
镍(Ni)：强烈的奥氏体形成元素，Ni含量增加，T(δ)升高，AC1降低，AC3降低，本发明中0Cr13Mn钢种中炼钢冶炼时不主动添加Ni元素，主要由废钢炉料带入，且其作为强烈奥氏体形成元素对上限进行管控，本发明控制Ni含量为0.01～0.30％。
钼(Mo)：铁素体形成元素，Mo含量增加，T(δ)降低，AC1升高，AC3升高，适量的Mo能使钢的晶粒细化，提高淬透性、热强性能和耐蚀性能，增强在高温下的工作性能，但Mo为贵金属成本较高。本发明控制Mo含量为0.01～0.15％。
铜(Cu)：奥氏体形成元素，Cu含量增加，T(δ)升高，AC1降低，AC3降低，Cu能提高强度和韧性，缺点是在热加工时容易产生热脆，且Cu易形成低熔点化合物导致不锈钢轧制后表面形成脱皮缺陷影响表面质量。本发明控制Cu含量为：0.1～0.30％。
钒(V)：铁素体形成元素，V含量增加，T(δ)降低，AC1升高，AC3升高。V元素在0Cr13Mn马氏体不锈钢中起到细化晶粒，增加淬透性和回火稳定性的作用，但在0Cr13Mn钢种炼钢冶炼时不单独加入，主要来源为炉料带入，本发明控制V含量为0.1～0.30％。
硼(B)：不锈钢中加入微量的B可显著提高马氏体不锈钢的淬透性，且微量硼可与磷产生交互作用，有利于抑制P在晶界的非平衡偏聚，从而显著提高了钢的热塑性，降低连铸过程的裂纹敏感性，改善热轧边裂，本发明中控制B：0.0010～0.0040％。
磷(P)、硫(S)：均是钢中有害元素，增加钢的冷脆性，降低塑性，且对不锈钢表面质量产生不利影响，本发明控制P≤0.035％，S≤0.005％。
根据Thermal-Calc热力学计算软件得出，0Cr13Mn钢种在1130～1150℃析出高温铁素体，而常规0Cr13Mn钢种热轧加热温度在1130～1160℃左右，在此期间铸坯在热轧加热炉中表面温度过高，高温铁素体晶粒析出并发生不均匀长大，在后续高应变速率的热轧轧制过程中，温降较大的带钢边部位置上高温铁素体和奥氏体高温塑性存在差异，引起了高温组织热变形的流动失稳引起边部开裂，因此0Cr13Mn钢种边裂微观形态总是沿着铁素体和奥氏体的晶界处开裂(如图2、图3所示)。一般为解决不锈钢的热轧带钢边裂缺陷，通常采用降低热轧加热温度的的方式来改善，但0Cr13Mn马氏体不锈钢热轧加热温度过低，易导致轧制负荷较大影响薄板轧制，且板坯温度过低，导致高温塑性降低增加边裂风险。
本发明中提出各成分对高温铁素体析出温度T(δ)约束关系：
T(δ)＝1257.0*C-15.1*Si+30.7*Mn+10.0*P-71.0*Cr+79.0*Ni-97.5*Mo+63.0*Cu+1351.0*N-209.0*V+1877.7≥1155℃
通过调整成分控制T(δ)≥1155℃(如图4、图5所示)，同时控制热轧加热温度1000～1145℃、在炉时间150～220min，卷取温度600～690℃；通过成分和工艺控制两方面可避免0Cr13Mn热轧带钢边裂。
摩托车刹车盘高速运转时制动会产生大量热量，温度迅速上升，最高可达到300～600℃，此时0Cr13Mn刹车盘易产生局部硬度下降的情况，进而引起刹车盘失稳抖动，通过对存在抖动问题的刹车盘与正常刹车盘微观组织对比分析(如图6、图7所示)，图6中，问题样品组织中晶粒组织粗大不均匀且存在较多尺寸较大呈现链状的碳化物(后统称链状碳化物)。对比图7，正常样品中晶粒细小碳化物分布均匀，未见明显链状碳化物，因此判断这种刹车盘回火软化引起抖动行为与本身刹车盘材料微观组织形态不均匀有关。
链状的碳化物通常认为与铸坯成分偏析有关，但实际工业生产过程中发现，即使改善铸坯成分偏析后，链状碳化物仍未完全消失。为探究链状碳化物的形成机理，采用电子探针对截面链状碳化物区域进行成分形貌分析(如图8所示)，图8中谱图526，谱图527，谱图528为链状碳化物组织，表现为Cr百分含量较高达到26％-35％左右，C百分含量3％左右，谱图531为0Cr13Mn基体组织，Cr百分含量12.26％，C百分含量0.32％，谱图530为两个链状碳化物中间区域Cr元素质量百分含量18％，C百分含量0.53％，因此判定谱图530为未完全分解的富Cr高温铁素体组织，即链状碳化物形成也与高温铁素体析出有关，因此上述管控高温铁素体析出对刹车盘抖动问题仍有改善。
马氏体不锈钢通常需要通过罩退的方式获得良好的组织形态和机械性能，通常罩退温度为830～850℃。通过Thermal-Calc软件计算得知(如图5所示)，830～850℃已经远远超过0Cr13Mn钢种的AC3温度，钢卷内部组织已全部转化为奥氏体，而组织为单相存在时晶粒长大更为充分，且此时奥氏体内部的碳化物会逐渐溶解，并随着温度下降在晶界处偏聚，使钢卷晶粒粗大且碳化物偏聚状态。
为获得细小均匀的组织形态则需要抑制晶粒的过分长大，且获得弥散均匀分布的碳化物。图9和图10分别为850℃和790℃的罩退样本，其中850℃罩退样品晶粒粗化严重，碳化物聚集于晶界，790℃罩退样品晶粒细小均匀且碳化物均匀分布，因790℃处于双相区，此温度下铁素体呈现向奥氏体转化趋势，原始热轧层片状铁素体和碳化物转化成粒状结构，此时奥氏体组织亦未过分长大，因此退火组织状态较好。综上本发明中提出在AC1～AC3进行罩退，使钢卷处于双相区，可获得良好的组织形态。
经热力学计算并结合实验室模拟，获得合金成分对AC1/AC3约束关系如下：
AC1＝784.4-83.1*C+3.1*Si-64.7*Mn+25.0*P+6.0*Cr-83.6*Ni+98.5*Mo-60.8*Cu-304.0*N+71.0*V≤750℃
AC3＝672.5-213.0*C+21.9*Si-37.6*Mn+33.5*P+16.8*Cr-41.0*Ni+55.5*Mo-29.2*Cu-545.0*N+132.5*V≥800℃
综上所述，通过对合金成分约束，管控T(δ)≥1155℃、AC1≤750℃、AC3≥800℃、热轧加热温度1000～1145℃、在炉时间150～220min，卷取温度(600～690℃)等并通过750～800℃双相区罩退来解决热轧带钢边裂和刹车盘抖动两种缺陷。
本发明中所述用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢制备方法，其包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼、铸造成板坯；
2)热轧
加热温度为1000～1145℃，在炉时间150～220min，卷取温度600～690℃；
3)罩退+冷却
以速率50～70℃/h升温至罩退温度750～800℃，保温15～25h；
冷却采用分段式冷却，第一阶段以20～30℃/h速率降温至650～750℃，第二阶段以50～70℃/h速率降温至≤300℃；
4)酸洗
采用硫酸、混酸或纯硝酸工艺；
5)淬火、冷却
淬火温度850～950℃，淬火时间5～15min。
优选的，步骤1)铸造采用连铸工艺，控制中间包温度1515～1550℃，连铸拉速1.00～1.2m/min。
优选的，步骤4)中，酸洗使用的硫酸温度为65～80℃，硫酸浓度为180～250g/l。
优选的，步骤4)中，使用混酸为硝酸和氢氟酸两种酸液，混酸温度为35～50℃、硝酸浓度50～100g/l、氢氟酸2～8g/l。
优选的，步骤4)中，所使用的纯硝酸温度30～40℃，硝酸浓度40～80g/l。
优选的，步骤5)中冷却方式为内置循环水夹具夹持冷却。
在本发明所述制造方法中：
本发明控制中包温度1515～1550℃、稳定连铸拉速1.00～1.2m/min，目的在于减少铸坯成分偏析，有效避免出现碳化物偏聚现象。
本发明热轧工序控制加热温度1000～1145℃，在炉时间150～220min，严格控制热轧加热温度低于高温铁素体析出温度，若加热温度过高，在炉时间过长，高温铁素体析出影响带钢边裂；加热温度过低或时间过短，铸坯温度不够，热轧轧制负荷偏大，影响薄规格轧延且温度低高温塑性降低增加边裂风险。
热轧工序控制卷取温度600～690℃，控制较低的卷取温度主要目的在于减少碳化物析出，若卷取温度过高超过AC1温度，热轧下线冷却速度快，马氏体大量析出机械性能较差，钢卷易产生淬断，对后续生产顺行及人员安全不利；较低的卷取温度避开大量碳化物析出区间，减少碳化物析出且避免大量马氏体析出影响性能。
罩退工序控制罩退温度750～800℃，保温时间15～25h，罩退温度选择在AC1～AC3长时间保温，既能保证热轧原始层片状铁素体转化为颗粒状铁素体，又能保留一部分未完全溶于奥氏体的碳化物作为核心，形成细小颗粒状碳化物的组织，均匀分布于颗粒状铁素体晶粒上。
在750～800℃温度下罩退时，组织奥氏体化是“不完全”的，此时仅发生少量过剩碳化物溶解，因此它不能消除前期工序产生的链状碳化物。
退洗工序目的在于去除钢卷表面的氧化锈皮，获得表面品质良好的0Cr13Mn钢种白皮。酸洗段中对需对各区酸浓度进行严格管控，酸浓度过高易引起表面过酸，出现色泽不均情况，且容易造成后续刹车盘淬火后锈皮致密难去除，增加刹车盘加工成本；酸浓度过低表面残锈未去除，易引起成品生锈。
淬火工序：淬火温度850～950℃，淬火时间5～15min，淬火目的是为了将0Cr13Mn白皮材料调整到刹车盘需求的硬度、耐蚀性等，获得品质良好的刹车盘成品。
与现有技术相比，本发明的优点在于：
本发明通过对0Cr13Mn热轧带钢边裂样品进行研究，发现其边裂总是沿着铁素体和奥氏体晶界处开裂，判断0Cr13Mn热轧带钢边裂与高温铁素体析出有明显相关性，因此本发明通过计算得出各合金成分对高温铁素体析出温度的约束关系，管控T(δ)≥1155℃，并控制热轧加热温度1000～1145℃，从根本上抑制高温铁素体产生，解决了0Cr13Mn热轧带钢边裂。
本发明通过对存在抖动问题刹车盘进行微观成分分析，发现问题样品中存在晶粒粗大及链状碳化物析出现象，明确刹车盘抖动与组织不均匀导致回火软化有关。本发明通过各种工艺手段减少了链状碳化物析出，同时管控AC1≤750℃，AC3≥800℃，罩退温度750～800℃，保温时间15-25h，通过双相区罩退获得细小且均匀分布的晶粒组织及碳化物，使淬火后组织均匀，抗回火软化性优异，避免刹车盘高速制动抖动现象。
本发明从成分管控和各工序合理控制两个方面获得了一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，钢种名为0Cr13Mn，可用于制造无制动抖动的刹车盘。
附图说明
图1为0Cr13Mn热轧黑皮边裂宏观形貌；
图2为0Cr13Mn带钢边裂处电子探针扫描结果；
图3为0Cr13Mn带钢边裂处金相组织形貌；
图4为Thermal～Calc热力学计算软件计算的成分优化前0Cr13Mn相图；
图5为Thermal～Calc热力学计算软件计算的成分优化后0Cr13Mn相图；
图6为抖动问题刹车盘金相组织；
图7为正常刹车盘金相组织；
图8为白皮“链状”碳化物电子探针微观形貌；
图9为0Cr13Mn钢种850℃罩退19h金相组织；
图10为0Cr13Mn钢种790℃罩退19h金相组织；
图11为本发明实施例1热轧黑皮钢卷边裂情况；
图12为本发明实施例2热轧黑皮钢卷边裂情况；
图13为本发明实施例2罩退后白皮金相组织；
图14为本发明实施例1成品刹车盘金相组织；
图15为对比例1热轧黑皮钢卷边裂情况；
图16为对比例1热轧黑皮金相组织；
图17为对比例1淬火后金相组织；
图18为对比例3中热轧黑皮组织；
图19为对比例5钢卷边裂情况；
图20为对比例5热轧黑皮样品金相组织。
具体实施方式
下面将结合实施例及附图对本发明进一步说明：
本发明实施例钢的成分参见表1，余量包含Fe和其它不可避免杂质。
本发明0Cr13Mn样本案例20项次(如表1所示)，其中严格按照工艺管控实施例10项次，测试验证对比例10项次，追踪后续下游热轧带钢边裂及刹车盘制动抖动情况(如表2、表3)。
从表1～表3可看出，如本发明中所阐述，对于0Cr13Mn的钢卷裂边问题主要在于控制加热温度和在炉时间，表中实施例1～10和对比例3、4、9、10通过成分和热轧工艺的合理控制，控制T(δ)远高于热轧加热温度，在炉时间控制150～220min，钢卷未发生边裂。
从表1～表3可看出，如本发明中所阐述，对于0Cr13Mn的成品刹车盘的高速制动抖动问题主要在于通过双相区罩退获得均匀的组织形态，保证抗回火软化能力，表中实施例1～10和对比例7、8，控制AC1≤750℃，AC3≥800℃，罩退温度在750～800℃，钢卷在双相区罩退，不同温度回火后硬度(HRC)波动≤1.2，抗回火软化性好，刹车盘成品未发生抖动。
下面对表中样本案例进行具体说明：
实施例1、2和对比例1、2对比，实施例1、2中热轧加热温度远低于钢卷高温铁素体析出温度，无高温铁素体析出，钢卷未发生边裂(如图11、图12所示)，且钢卷在双相区进行罩退使组织均匀且细小(如图13所示)，拉伸性能满足要求，平均晶粒大小11-12μm，刹车盘成品不同温度回火硬度(HRC)极差值0.9、0.8，淬火金相组织均匀(如图14所示)，刹车盘成品未发生抖动。
对比例1中热轧加热温度远高于高温铁素体析出温度，钢卷极严重边裂8～20mm(如图15所示)，组织中高温铁素体大量析出(如图16所示)，对比例2中热轧加热温度与铁素体析出温度接近，少量高温铁素体析出，钢卷发生严重裂边；对比例1、2中均有高温铁素体产生，因此存在少量链状碳化物无法通过罩退工序消除，淬火后组织存在链状碳化物(如图17所示)，因此刹车盘成品不同温度回火硬度(HRC)极差值2.6、2.1，成品刹车盘发生抖动。
实施例3、4和对比例3、4对比，四种案例均是热轧加热温度远低于高温铁素体析出温度，因此钢卷无高温铁素体析出(对比例3黑皮组织如图18所示)，带钢无边裂产生。
实施例3、4中钢卷分别采用双相区790℃和800℃罩退，拉伸性能满足要求，平均晶粒大小14-15μm，刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值0.7、1.0，刹车盘成品未发生抖动。
对比例3采用700℃罩退，退火温度偏低，退火不足，延伸率偏低，晶粒生长不完全，组织不均匀，刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值2.5，回火硬度均匀性差，刹车盘抖动；对比例4中采用850℃罩退，已超过AC3温度，此时退火过度，抗拉强度与屈服强度偏低，平均晶粒30μm晶粒粗化严重，刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值2.8，回火硬度均匀性差，刹车盘成品发生抖动。
对比例2与对比例5、6对比，三种案例均热轧加热温度与铁素体析出温度接近，高温铁素体有析出趋势，对比例2中高温铁素体析少量析出，产生严重裂边，深度1～2mm，但对比例5、6因在炉时间过长，导致高温铁素体大量析出，钢卷发生极严重裂边，深度4～7mm(如图19、图20所示)。
因罩退工序无法消除因铁素体析出前期工序产生的链状碳化物，因此成品刹车盘组织不均匀，对比例2、5、6成品刹车盘均产生抖动，其中对比例5、6刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值更高为3.9、4.3，原因为对比例5罩退温度720℃，温度偏低，退火不足，延伸率偏低，晶粒生长不完全；对比例6罩退温度830℃，温度偏高，退火过度，抗拉强度与屈服强度偏低，平均晶粒大小28μm晶粒粗化严重。
实施例5、6与对比例7、8对比，四种案例中热轧加热温度均小于高温铁素体析出温度，但对比例7、8热轧加热温度采用990℃和995℃，温度过低，且在炉时间短，高温塑性极差，钢卷也产生极严重裂边，因其未产生高温铁素体，无链状碳化物产生，后续采取775℃和790℃罩退，拉伸性能满足要求，成品回火硬度(HRC)极差值0.7、1.0，回火硬度均匀性较好，刹车盘成品未发生抖动。
对比例9与实施例7对比，成分及热轧工艺基本一致，未出现边裂缺陷，，对比例9中罩退温度790℃满足管控要求，但罩退保温时间10h，退火不足，延伸率偏低，晶粒成长不完全，后续刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值2.1，回火硬度均匀性较差，刹车盘抖动。
对比例10与实施例8对比，成分及热轧工艺基本一致，未出现边裂缺陷，对比例10中罩退温度800℃满足管控要求，但罩退保温时间40h，保温时间过长，退火过度，抗拉强度与屈服强度偏低，平均晶粒34μm晶粒粗化严重，刹车盘成品回火硬度(HRC)极差值2.4，回火硬度均匀性差，刹车盘成品发生抖动。
图1未做改善前0Cr13Mn钢种热轧产出实际边部情况，整卷双侧间断型裂边，严重卷裂深1～3mm，极严重卷裂口深度＞3mm对生产安全及产品质量产生极大影响。
图2、图3为0Cr13Mn边裂的电子探针微观形貌及金相组织，结合金相及电子探针结果可看出边裂裂纹从高温铁素体和奥氏体晶界处开始扩展。
图4、图5是通过Thermal～Calc热力学计算软件计算的0Cr13Mn相图，根据相图可看出采用新成分优化后，高温铁素体析出温度大幅上升，减少热轧加热过程高温铁素体析出敏感性，使热轧加热过程过程中更难以产生高温铁素体，从而在热轧高应变的轧制过程中避免因高温铁素体析出而产生带钢边裂。
图6、图7分别为抖动问题刹车盘和正常刹车盘金相组织，图6样品晶粒组织粗大不均匀且存在较多尺寸大呈现链状分布的碳化物，对比图7正常样品中晶粒细小分布均匀，未见明显链状碳化物，判断刹车盘回火软化引起抖动行为与本身刹车盘材料微观组织形态不均匀有关。
图8所示为0Cr13Mn白皮“链状”碳化物电子探针形貌及成分，谱图526，谱图527，谱图528为链状碳化物组织，表现为Cr百分含量较高达到26～35％，C百分含量3％左右，谱图531为0Cr13Mn基体组织，Cr百分含量12.26％，C百分含量0.32％，谱图530为两个链状碳化物中间区域Cr元素质量百分含量18％，C百分含量0.53％，因此判定谱图530为未完全分解的富Cr高温铁素体组织，即链状碳化物易沿着高温铁素体析出，因此抑制高温铁素体析出也可抑制链状碳化物析出，从而使材料获得均匀的组织形态，解决0Cr13Mn刹车盘高速制动抖动问题。
图9、图10分别为0Cr13Mn黑皮经过850℃/790℃罩退19h的金相组织形态，850℃罩退样品晶粒粗大且碳化物聚集晶界，因此淬火后组织不均匀，抗回火软化性差，引起成品刹车盘高速制动抖动；790℃罩退样品晶粒细小均匀且碳化物均匀分布，因此淬火后组织均匀，抗回火软化性较好，刹车盘高速制动无抖动。
图11、图12分别为0Cr13Mn实施例1和实施例2黑皮成品钢卷边裂情况，带钢无边裂方式发生，边部质量较好。
图13为实例2罩退后白皮金相组织，实例2罩退后晶粒组织均匀，碳化物细小，且未见明显链状碳化物，后续作为刹车盘材料淬火后组织均匀，抗回火软化性优良，不产生高速制动抖动现象。
图14为实施例1刹车盘成品金相组织，实施例1按照限定成分及工艺生产，刹车盘成品无抖动，组织均匀，晶粒细小且未见链状碳化物。
图15为对比例1热轧黑皮边裂情况，热轧加热温度大于高温铁素体析出温度，钢卷极严重边裂深度8～20mm。
图16为对比例1热轧黑皮金相组织，对比例1中T(δ)＝1140℃，加热温度1170℃，远高于高温铁素体析出温度，截面金相组织明显可看到大量条状高温铁素体析出。
图17所示为对比例1淬火后金相组织，对比例1中黑皮已产生高温铁素体，在后续生产中析出了链状碳化物无法消除，导致淬火后高温铁素体区域链状碳化物明显
图18所示为对比例3中热轧黑皮组织，对比例3中T(δ)＝1171℃，热轧加热温度1125℃，低于高温铁素体析出温度，黑皮组织未见明显高温铁素体析出。
图19所示为对比例5钢卷边裂情况，热轧加热温度接近高温铁素体析出温度，带钢产生严重边裂，深度5～7mm。
图20所示为对比例5黑皮样品金相组织，热轧加热温度1160℃，接近高温铁素体析出温度1156，且在炉时间300min过长，热轧黑皮明显可看到芯部高温铁素体。
综上所述，本发明所述用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢及其制造方法，一方面，通过控制T(δ)≥1155℃，并将加热温度管控1000～1145℃，在炉时间150～220min，有效避免了热轧带钢边裂；另一方面，通过控制AC1≤750℃、AC3≥800℃，罩退温度750～800℃，罩退时间15～25h使钢卷在双相区完全退火，解决了刹车盘制动抖动问题。
尽管已表现和描述了本发明的原理及实施案例，对于本领域的技术人员而言，可以理解在不脱离本发明原理和基本精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的权利由所附权利要求及等同物限定。
/>
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Claims (11)
1.一种用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其成分重量百分比为：
C：0.04～0.08％，
Si：0.25～0.6％，
Mn：1.4～1.8％，
P：≤0.035％，
S：≤0.005％，
Cr：12.0～12.4％，
Ni：0.01～0.30％，
Mo：0.01～0.15％，
Cu：0.1～0.30％，
N：0.01～0.025％，
V：0.05～0.15％，
B：0.0010～0.0040％，
余量包含Fe和其它不可避免的杂质，且需同时满足如下关系：
高温铁素体析出温度T(δ)≥1155℃；
T(δ)＝1257.0*C-15.1*Si+30.7*Mn+10.0*P-71.0*Cr+79.0*Ni-97.5
*Mo+63.0*Cu+1351.0*N-209.0*V+1877.7
低温奥氏体转换开始温度AC1≤750℃；
AC1＝784.4-83.1*C+3.1*Si-64.7*Mn+25.0*P+6.0*Cr-83.6*Ni+98.5*
Mo-60.8*Cu-304.0*N+71.0*V；
低温奥氏体转换终了温度AC3≥800℃；
AC3＝672.5-213.0*C+21.9*Si-37.6*Mn+33.5*P+16.8*Cr-41.0*Ni
+55.5*Mo-29.2*Cu-545.0*N+132.5*V；
所述不锈钢制备过程中，控制加热温度为1000～1145℃，卷取温度600～690℃，罩退温度750～800℃。
2.如权利要求1所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其特征在于，余量为Fe和其它不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其特征在
于，所述低碳马氏体不锈钢的退火后性能：抗拉强度≥450MPa，屈服强度≥280MPa，延伸率≥24％。
4.如权利要求1或2所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其特征在于，所述低碳马氏体不锈钢的退火后晶粒组织均匀细小，晶粒尺寸为10～16μm。
5.如权利要求3所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢，其特征在于，
所述低碳马氏体不锈钢的退火后晶粒组织均匀细小，晶粒尺寸为10～16μm。
6.如权利要求1～5任何一项所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1或2所述成分冶炼、铸造成板坯；
2)热轧
加热温度为1000～1145℃，在炉时间150～220min，卷取温度600～690℃；
3)罩退、冷却
以速率50～70℃/h升温至罩退温度750～800℃，保温15～25h；
冷却采用分段式冷却，第一阶段以20～30℃/h速率降温至650～750℃，第二阶段以50～70℃/h速率降温至≤300℃；
4)酸洗
采用硫酸、混酸或纯硝酸工艺；
5)淬火、冷却
淬火温度850～950℃，淬火时间5～15min。
7.如权利要求6所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：步骤1)铸造采用连铸工艺，控制中间包温度1515～1550℃，连铸拉速1.00～1.2m/min。
8.如权利要求6所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：步骤4)中，酸洗使用的硫酸温度为65～80℃，硫酸浓度为180～250g/l。
9.如权利要求6所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：步骤4)中，酸洗使用混酸温度为35～50℃、使用混酸为硝酸和氢氟酸两种酸液，硝酸浓度50～100g/l、氢氟酸2～8g/l。
10.如权利要求6所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：步骤4)中，酸洗使用的纯硝酸温度30～40℃，硝酸浓度40～80g/l。
11.如权利要求6所述的用于刹车盘的低碳马氏体不锈钢的制造方法，其特征是：步骤5)中冷却方式为内置循环水夹具夹持冷却。
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