JP4830239B2

JP4830239B2 - Manufacturing method of low carbon martensitic stainless hot rolled steel sheet with excellent punchability

Info

Publication number: JP4830239B2
Application number: JP2001263692A
Authority: JP
Inventors: 節雄柿原; 利広笠茂; 芳宏尾崎
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-08-31
Filing date: 2001-08-31
Publication date: 2011-12-07
Anticipated expiration: 2021-08-31
Also published as: JP2003073743A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、二輪車のディスクブレーキ材などの車輌部材や機械部材などの用途に好適な、マルテンサイト系ステンレス鋼に関し、特に、打ち抜き加工におけるダレ発生の少ないマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法を提案するものである。
【０００２】
【従来の技術】
二輪車のディスクブレーキ材は、ブレーキとしての性能を長期間維持するために耐摩耗性が必要とされ、高硬度であることが望ましい。しかし、一般に、鋼材の耐摩耗性は、高硬度になるほど良好になる一方、靱性は逆に低下し、機械的な衝撃が加わった際、破損しやすくなるという一面もある。これらの点を考慮して、車両や機械の部材には、耐摩耗性と靱性の両方の要求を満たす、ロックウェル硬さＨＲＣで30〜40の鋼板が使用されている。
従来、このような用途に使用されるステンレス鋼としては、Ｃ：0.2mass％の SUS 420J1 およびＣ：0.3mass％の SUS 420J2 等の高Ｃマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板か、特公昭60−2380号に開示されたような低Ｃ高Mnマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板が用いられてきた。
【０００３】
上記熱延鋼板には、一般に、熱間圧延後に焼鈍したものが用いられるが、必要に応じて、ショットブラストや酸洗されたものを用いることもある。また、ディスクブレーキ等の部材は、上記熱延鋼板を打ち抜き加工し、所定の形状に加工した後、焼入れと必要に応じて焼戻し処理が施されて、硬さを調整し、製造される。
【０００４】
しかし、上記 SUS 420J1 や SUS 420J2 等の、高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼では、焼入れ温度が変動したときの硬度の変化が大きいため、焼入れのみで所定の硬度を得るには、極めて精度の高い温度管理が必要であった。また、その後の焼戻しにより、焼入れ条件を緩和できたとしても、焼戻しによって析出するCr炭窒化物の周囲には、低Cr濃度の領域が生じ、耐食性が低下するという問題があった。
【０００５】
一方、低Ｃ高Mnマルテンサイト系ステンレス鋼では、焼入れ温度の変化による硬度の変動が少ないため、高Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼のような厳しい熱処理条件の管理は不要となる。
しかし、低Ｃ高Mnマルテンサイト系ステンレス鋼のように、焼入れ前に比較的軟質の鋼は、打ち抜き加工において、剪断面近傍に、自由表面部分が塑性変形により引きずり込まれてできる「ダレ」（図１参照）が発生し易く、加工精度を低下させるという問題がある。打ち抜き部の縁辺部にダレが発生すると、外形の維持や他部材と摺動したときのビビリ防止の必要性等から、ダレ除去のための切削・研摩工程を余分に行わなければならず、工数の増大と歩止ロスを招くという問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この問題を解決するため、従来から、Nb等の合金元素を添加し、固溶・析出強化を図る方法や軽圧延による加工効果を利用する方法が検討されてきた。しかし、前者の方法では、添加された成分により焼き入れ感受性が大きくなり、却って硬度管理が難しくなるほか、合金コストの上昇を招くという問題がある。また、後者の方法では、圧延工程を追加することによる、表面疵の発生や、コストアップという問題があった。
【０００７】
本発明の目的は、打ち抜き加工性に優れた、特にダレの小さいマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法を提案することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼におけるダレの低減について鋭意検討を行った。その結果、熱延後の焼鈍において、鋼板の硬度を適正な範囲に制御することにより、ダレの発生を抑制し、良好な打ち抜き加工が可能であることを見出し、本発明を想到した。
【０００９】
すなわち、本発明は、Ｃ＋Ｎ：０．０４〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１０．０〜１４．５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｎｉ：０．０７〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％およびＮｂ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を、熱延後、７０５〜７３５℃の温度で焼鈍することにより、ＨＲＢ：８５〜１００の鋼とすることを特徴とする打ち抜き性に優れた低炭素マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法である。
【００１０】
なお、本発明においては、上記鋼中には必要によりさらに、下記のＡ〜Ｄ群から選ばれる１種または２種以上の成分を添加することが好ましい。
記
Ａ群；Ｗ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｂ群；Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃ群；Ｂ：０．０００２〜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｄ群；ＶおよびＨｆから選ばれる１種または２種を、単独または合計で０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｅ群；Ｃａ：０．０００２〜０．０５０ｍａｓｓ％
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の契機となった実験について説明する。
（実験１）
図２は、Ｃ：0.06mass％、Mn：1.56mass％、Cr：12.3mass％、Ｎ：0.014mass％をベースとした鋼を溶製し、5.5mmに熱間圧延した熱延鋼板を、打ち抜き時に発生するダレを該熱延鋼板の硬さとの関係において調査した結果をグラフに示したものである。実験では、クリアランス（ダイ−ポンチ間距離／板厚×100(％))を３段階に変えて行った。また、ダレの評価は、図１に示したダレＸの値と、ダレＺの値を求め、それらの値を、下式により改善率を求めることで行った。
[(HRB80におけるダレ−測定されたダレ)／(HRB80におけるダレ)]×100(％)
図２から、クリアランスが適正（5〜10％)であれが、ＨＲＢ：85以上とすることにより、50％以上のダレの改善率が得られる、すなわちダレの大きさを1/2以下にできること、また、この改善効果は、ＨＲＢ：100でほぼ飽和しており、それ以上では、逆に打ち抜き金型が磨耗しやすくなり寿命が短くなる。
この結果から、打ち抜き時のダレを改善するためには、ＨＲＢ：85〜100の範囲に制御する必要があることが判った。
【００１２】
（実験２）
Ｃ：0.06mass％、Mn：1.56mass％、Cr：12.3mass％、Ｎ：0.014mass％を含有する鋼をベースとし、さらにその鋼にNb，Cu，Ｃを添加した鋼を溶製し、熱間圧延を行い、5.5mmの熱延鋼板とした。これらの鋼板について、温度を500〜1000℃の範囲で変化させて焼鈍を行い、鋼板の硬度の変化を測定した。図３に、その結果を示したが、この図から、各鋼板とも焼鈍温度が高くなるとともに硬度は低下していること、また、調査した全ての鋼板を、適正硬度であるＨＲＢ：85〜100の範囲に収めることが可能な焼鈍温度は550〜750℃であることが判った。
本発明は、上記の実験の結果に基づき完成したものである。
【００１３】
以下、本発明に係るステンレス鋼の成分組成を限定した理由について説明する。
(Ｃ＋Ｎ)：0.04〜0.15mass％
ＣおよびＮは、いずれも硬度を高め、耐摩耗性を向上させるのに有効な元素である。しかし、(Ｃ＋Ｎ)が、0.04mass％より低いと、焼入れ後の硬さが低くなり、ディスクブレーキには適さない。また、(Ｃ＋Ｎ)が、0.15mass％より高くなると、Crとの化合物が多くなり、耐食性を劣化させる。このため、(Ｃ＋Ｎ)量は、0.04〜0.15mass％の範囲とする。
【００１４】
Si：1.0mass％以下
Siは、高温においてフェライトを生成させる元素であり、高温耐食性を改善するが、1.0mass％を超えると焼入れ硬度を低下させるのみならず、靱性にも悪影響を与えるので、その上限を1.0mass％とする。
【００１５】
Mn：1.0〜3.0mass％
Mnは、高温におけるδ−フェライトの生成を抑制するのに有効な元素である。しかし、1.0mass％未満の含有量ではδ−フェライトを生成し、所望の焼入れ硬度が得られなくなる。また、この不足分を、高(Ｃ＋Ｎ)の成分系で達成しようとすると、（Ｃ＋Ｎ）の範囲や焼入れ温度範囲が極端に狭くなり、温度管理も難しくなるので、その下限を1.0mass％とする。一方、Mn量が3.0mass％を超えると、高温での耐酸化性が低下し、鋼板の製造工程におけるスケール生成量が多くなり、板面に肌荒を生じて鋼板の寸法精度を著しく低下させるので、その上限を3.0mass％に限定する。
【００１６】
Ni：1.0mass％以下、Cu：1.0mass％以下
NiおよびCuは、いずれもMnと同様に、高温においてδフェライトの生成を防止するのに有効である。本発明においては、Mn：1.0〜3.0mass％の添加によってその目的を達せられるので、必要に応じて添加することができる。なお、Niは、焼入れ硬度を高くする効果はあるが、過度に添加すると硬度のばらつきを大きくし、コストアップにもなる。また、Cuは、熱間圧延において表面疵を発生し歩留を低下させるので、Niの添加を必要とする。これらのことから、Ni：1.0mass％以下、Cu：1.0mass％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
【００１７】
Cr：10.0〜14.5mass％
Crは、耐食性を保持するために、10.0mass％以上の含有量が不可欠である。しかし、14.5mass％を超えると、Mn、NiおよびCuのそれぞれ上限量を添加しても、焼入れのための加熱温度でδ−フェライトが出現するようになり、十分な焼入れ硬度が得られなくなる。よってCr含有量は10.0〜14.5mass％の範囲とする。
【００１８】
Nb：1.0mass％以下
Nは、単独で1.0mass％以下含有することにより、鋼板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後の粒成長を抑制する効果を有する。この結果、結晶粒の細粒化が達成されて、焼き入れ前における打ち抜き加工でのダレが改善され、同時に焼入れ後の靱性も維持される。このような効果が得られる機構は、必ずしも明らかではないが、以下のように考えている。
(1)結晶粒内の転位が結晶粒界に集積し易くなり、塑性変形に対する抵抗力が大きくなる。そのため、打ち抜き加工の際の塑性変形領域が、剪断面近傍に限定されてダレが小さくなる。
(2)粒界は、応力集中が大きく亀裂の伝播経路になるが、細粒化により粒界面積が増大し、単位粒界面積当りの応力集中が緩和され靱性が維持される。
こうしたNbの効果を得るためには、好ましくは0.01mass％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加しても、その効果は飽和するので、コストを考慮して上限を1.0mass％とする。
【００１９】
本発明では、上記の成分のほか、必要に応じて、以下の成分を添加することができる。
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸に有効な元素であるため、必要に応じて含有してもよい。ただし、過剰に添加しても、その効果は飽和するので、コストを考慮して上限を0.10mass％とするのが好ましい。
【００２０】
Co：1.0mass％以下，Ｗ：1.0mass％以下
Co，Ｗは、他元素の拡散・移動を抑制し、耐酸化性を高める元素である。耐酸化性が改善される詳細な機構については必ずしも明確ではないが、高温酸化において形成され耐酸化性を担っているスピネル酸化物層（FeＯ・Cr₂Ｏ₃)外部へのCr元素の離脱を抑制することによるものと思われる。このような効果を発揮するためには、それぞれ0.01mass％以上の添加が好ましい。しかし、過度に添加すると逆に地金内部から酸化物層へのCrの供給を抑止する作用が大きくなりすぎてスピネル酸化物層が減衰してしまうので、上限をいずれも1.0mass％とするのが好ましい。
【００２１】
Mo：0.01〜1.0mass％
Moは、ステンレス鋼の耐食性を付加的に高める元素であるので、必要に応じて、添加される。耐食性向上の効果を発揮させるには、0.01mass％以上の添加が好ましい。また、過度に添加すると、焼入れ後の硬度のばらつきを大きくし、コスト上昇の要因ともなるので、1.0mass％以下が好ましい。
【００２２】
Ｂ：0.0002〜0.010mass％
Ｂは、粒界偏析により粒界強度を強化し、ステンレス鋼の加工性を付加的に高めるため、必要に応じて添加される元素である。加工性向上の効果を発揮させるためには、0.0002mass％以上の添加が必要である。しかし、過度に添加すると、Crとの共晶を形成し、熱間加工性に悪影響を及ぼすので、上限は0.010mass％とするのが好ましい。
【００２３】
Ｖ，Ti，Zr，TaおよびHf：単独または合計で0.001〜0.50mass％
Ｖ，Ti，Zr，TaおよびHfは、鋼板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後の粒成長を抑制し、Nbと同様の効果を得ることができる。そこで必要に応じて、これらの元素を、単独または合計で0.001〜0.50mass％の範囲で添加することができる。
【００２４】
Ca：0.0002〜0.050mass％、Mg：0.0002〜0.050mass％
Ca，Mgは、非金属介在物の形態と分布を制御して、切削加工時の被削性を改善する。このような効果を発現させるには、いずれも0.0002mass％以上含有させることが好ましい。しかし、添加量が0.050mass％を超えると、Ca，Mgの硫化物、珪酸塩、酸化物を起点とした点錆は発生するため、0.050mass％を上限とするのが好ましい。なお、ＲＥＭも硫化物の形態制御による耐食性向上の目的で添加することも可能である。
【００２５】
その他、不可避的不純物として含有されるＰは、耐食性と加工性劣化を防止する観点から、0.035mass％以下に、また、Ｓは、耐食性劣化防止の点から、0.020mass％以下に抑制することが好ましい。また、Ｏは、靭性および耐食性に対して有害であるので、0.010mass％以下とすることが好ましい。
なお、残部は実質的にFeよりなる。
【００２６】
次に、本発明方法の適用によって得られるステンレス鋼板の特性について説明する。
打ち抜き性は、上述した図２から明らかなように、素材の硬さＨＲＢ：85以上で大きく改善される。しかし、硬さがＨＲＢ：100を超えると、素材の伸びが低くなり過ぎ、打ち抜き金型の磨耗速度が大きくなるという欠点がある。よって、本発明方法の適用によって得られる鋼については、硬さＨＲＢが85〜100のものにする。なお、打ち抜き加工の際の、ポンチとダイスのクリアランスは、小さくした方が本発明の効果を発現させる上では好ましい。
【００２７】
次に、上記ステンレス鋼板の製造条件について説明する。
本発明に係る製造方法では、上述した成分範囲に調整した溶鋼を、転炉または電気炉等にて溶製したのち、真空脱ガス法（ＲＨ法）、ＶＯＤ法、ＡＯＤ法等の公知の精錬方法で精錬し、ついで連続鋳造法あるいは造塊法でスラブ等に鋳造して、鋼素材とするのが好ましい。
【００２８】
続いて鋼素材は、1000〜1300℃の温度に加熱後、仕上げ圧延温度を900〜1100℃の範囲に制御して熱間圧延し、700〜900℃の温度範囲で巻き取り、板厚：2.0〜10.0mmの熱延鋼板とするのが好ましい。
【００２９】
熱延に引き続いて行われる本発明方法において特有の焼鈍工程は、本発明の鋼板の硬さを決定する最も重要な工程であり、箱焼鈍で行うのが好ましく、以下の条件で行うのがよい。
・昇温速度：20〜50℃／minの範囲に制御するのが好ましい。昇温速度が速すぎると、均熱に入る際に、温度がオーバーシュートして高くなりすぎ、硬度不良を引き起こす。しかし、遅すぎると、生産性を落とし、エネルギーロスが大きいからである。
・均熱温度：均熱温度は550〜750℃とする。焼鈍温度が低すぎると、焼鈍不足になり、均一な組織が得られず、目標の硬さより硬くなり、逆に、高すぎると軟化し過ぎるからである。
・均熱(焼鈍)時間：4〜12時間とするのが好ましい。均熱時間が短いと、焼鈍不足となり、均一な組織が得られず、またこれより長いと、結晶粒が粗大化して、靭性が劣化すると同時に所望の硬度が得られないからである。
・冷却速度：焼鈍温度〜500℃までの冷却速度は、5〜30℃／minとすることが好ましい。これより速くするには、大容量の冷却設備が必要となり、また、遅すぎると、Cr炭化物が多く析出し耐食性を劣化させるほか、生産性が低下する。
【００３０】
【実施例】
表１に示した成分の鋼を溶製し、連続鋳造法により、厚さ200mmのスラブとし、1150℃に加熱したのち、熱間圧延して、板厚5mmの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、表２に示した条件で焼鈍した。この鋼板から、ロックウェル硬度測定のための試験片と、焼き入れ前の打抜性（打ち抜き時のダレ）を調べるための試験片も採取した。なお、打抜性の試験は、熱延鋼板から外径150mmφ、内径50mmφのドーナツ状円板を打ち抜き、内径側の打ち抜き断面について、図１に示したダレ量Ｘ，Ｚを測定した。
試験の結果を表２に併記して示す。本発明に適合する成分を有する鋼は、本発明の温度で焼鈍することにより、打ち抜き加工に適正な硬度を安定して得ることができる。また、本発明鋼は、いずれもダレが少なく極めて良好な打抜性を有していることが判る。
【００３１】
【表１】

【００３２】
【表２】

【００３３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、熱延後の鋼板の焼鈍温度を適正化することにより、打ち抜き加工に適した硬さをもつステンレス鋼板を安定して製造することが可能になる。この結果、打ち抜き加工におけるダレを小さくでき、その後の研削代を削減できるので、加工における製品歩留りの向上、生産性の向上、製品コストの低減などに大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】打ち抜き加工時に発生したダレを説明するための図である。
【図２】素材熱延鋼板の硬さと打ち抜きにより発生するダレの改善率との関係を示す図である。
【図３】焼鈍温度による鋼板の硬さの変化を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a martensitic stainless steel suitable for use in vehicle members such as disc brake materials for motorcycles and mechanical members, and in particular, proposes a method for producing martensitic stainless steel with less sagging in punching. Is.
[0002]
[Prior art]
The disc brake material for a motorcycle requires wear resistance in order to maintain the performance as a brake for a long period of time, and it is desirable that the disc brake material has high hardness. However, in general, the wear resistance of a steel material becomes better as the hardness becomes higher, while the toughness decreases on the contrary, and there is an aspect that the steel material is easily damaged when a mechanical impact is applied. Considering these points, steel plates having a Rockwell hardness HRC of 30 to 40 that satisfy both requirements of wear resistance and toughness are used for members of vehicles and machines.
Conventionally, as stainless steel used for such applications, C: 0.2 mass% SUS 420J1 and C: 0.3 mass% SUS 420J2, etc., high C martensitic stainless hot-rolled steel sheets, or JP-B-60-2380 Low C, high Mn martensitic stainless hot rolled steel sheets as disclosed in US Pat.
[0003]
Generally, the hot-rolled steel sheet is annealed after hot rolling, but may be shot blasted or pickled as necessary. In addition, a member such as a disc brake is manufactured by punching the hot-rolled steel sheet and processing it into a predetermined shape, and then quenching and tempering as necessary to adjust the hardness.
[0004]
However, high C martensitic stainless steels such as SUS 420J1 and SUS 420J2 have a large change in hardness when the quenching temperature fluctuates. Management was necessary. Even if the quenching conditions can be relaxed by subsequent tempering, there is a problem that a low Cr concentration region is formed around the Cr carbonitride precipitated by tempering and the corrosion resistance is lowered.
[0005]
On the other hand, in low C high Mn martensitic stainless steel, there is little variation in hardness due to changes in the quenching temperature, so that it is not necessary to manage severe heat treatment conditions as in high C martensitic stainless steel.
However, a relatively soft steel, such as low C high Mn martensitic stainless steel, can be sagged by the free surface portion being dragged by plastic deformation in the vicinity of the sheared surface in the punching process. 1) is likely to occur, and there is a problem that processing accuracy is lowered. When sagging occurs at the edge of the punched part, extra cutting and polishing processes must be performed to remove sagging due to the need to maintain the outer shape and prevent chatter when sliding with other members. There was a problem that it caused an increase in yield and a loss in yield.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
In order to solve this problem, conventionally, methods of adding an alloy element such as Nb to enhance solid solution / precipitation strengthening and methods of utilizing the processing effect of light rolling have been studied. However, the former method has a problem that the quenching sensitivity is increased by the added component, and the hardness control is difficult, and the alloy cost is increased. In the latter method, there are problems of generation of surface flaws and cost increase by adding a rolling process.
[0007]
An object of the present invention is to propose a method for producing martensitic stainless steel which is excellent in punching workability and has a particularly small sagging.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The inventors diligently studied about reduction of sagging in the low C martensitic stainless steel. As a result, in the annealing after hot rolling, it was found that by controlling the hardness of the steel sheet within an appropriate range, the occurrence of sagging can be suppressed and good punching can be performed, and the present invention has been conceived.
[0009]
That is, the present invention is, C + N: 0.04~0.15mass%, Si: 1.0mass% or less, Mn: 1.0~3.0mass%, C r : containing 10.0～14.5Mass% And Ni: 0.07 to 1.0 mass%, Cu: 0.01 to 1.0 mass% and Nb: 0.01 to 1.0 mass%, or one or more selected from A martensitic stainless steel having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities in the balance is annealed at a temperature of 705 to 735 ° C. after hot rolling to obtain a steel of HRB: 85 to 100. This is a method for producing a low-carbon martensitic stainless hot-rolled steel sheet having excellent punchability.
[0010]
In the present invention, it is preferable to add one or more components selected from the following groups A to D to the steel as necessary.
Record
A group; W: 1.0mass% or less under
Group B; Mo: 0.01 to 1.0 mass%
Group C; B: 0.0002 to 0.010 mass%
Group D; the one or two elements selected from V and Hf, 0.01 to 0.5 mass% alone or in total
Group E; Ca: 0.0002 to 0.050 mass %
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, an experiment that triggered the present invention will be described.
(Experiment 1)
Fig. 2 shows a hot rolled steel sheet that has been hot-rolled to 5.5 mm after melting steel based on C: 0.06 mass%, Mn: 1.56 mass%, Cr: 12.3 mass%, N: 0.014 mass% The result of investigating the sagging which sometimes occurs in relation to the hardness of the hot-rolled steel sheet is shown in the graph. In the experiment, the clearance (distance between die and punch / plate thickness × 100 (%)) was changed in three stages. In addition, the evaluation of sagging was performed by obtaining the sagging X value and sagging Z value shown in FIG.
[(Sag in HRB80-measured sag) / (sag in HRB80)] x 100 (%)
From FIG. 2, even if the clearance is appropriate (5 to 10%), an improvement rate of sagging of 50% or more can be obtained by setting HRB: 85 or more, that is, the sagging size can be reduced to 1/2 or less. In addition, this improvement effect is almost saturated at HRB: 100, and if it is more than that, the punching die tends to be worn, and the life is shortened.
From this result, it was found that in order to improve the sagging at the time of punching, it is necessary to control within the range of HRB: 85-100.
[0012]
(Experiment 2)
C: 0.06mass%, Mn: 1.56mass%, Cr: 12.3mass%, N: 0.014mass% steel is added as a base, and steel with Nb, Cu, C added to the steel is melted and heated. It was hot rolled to obtain a 5.5 mm hot rolled steel sheet. About these steel plates, it annealed by changing temperature in the range of 500-1000 degreeC, and measured the change of the hardness of the steel plate. FIG. 3 shows the result. From this figure, it is shown that the hardness of each steel sheet increases as the annealing temperature increases, and all the investigated steel sheets have an appropriate hardness of HRB: 85-100. It was found that the annealing temperature that can be within the range of 550 to 750 ° C.
The present invention has been completed based on the results of the above experiments.
[0013]
Hereinafter, the reason which limited the component composition of the stainless steel which concerns on this invention is demonstrated.
(C + N): 0.04-0.15 mass%
C and N are both effective elements for increasing hardness and improving wear resistance. However, if (C + N) is lower than 0.04 mass%, the hardness after quenching becomes low, which is not suitable for a disc brake. On the other hand, when (C + N) is higher than 0.15 mass%, the compound with Cr increases and the corrosion resistance is deteriorated. For this reason, the amount of (C + N) is in the range of 0.04 to 0.15 mass%.
[0014]
Si: 1.0 mass% or less
Si is an element that generates ferrite at high temperatures and improves high-temperature corrosion resistance, but if it exceeds 1.0 mass%, it not only lowers the quenching hardness but also adversely affects toughness, so the upper limit is 1.0 mass% To do.
[0015]
Mn: 1.0-3.0mass%
Mn is an element effective for suppressing the formation of δ-ferrite at a high temperature. However, if the content is less than 1.0 mass%, δ-ferrite is generated and the desired quenching hardness cannot be obtained. Moreover, if this shortage is to be achieved with a high (C + N) component system, the range of (C + N) and the quenching temperature range become extremely narrow, and temperature control becomes difficult, so the lower limit is set to 1.0 mass%. . On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.0 mass%, the oxidation resistance at high temperatures decreases, the amount of scale generation in the steel plate manufacturing process increases, and the surface of the plate becomes rough, which significantly reduces the dimensional accuracy of the steel plate. Therefore, the upper limit is limited to 3.0 mass%.
[0016]
Ni: 1.0 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less
Ni and Cu are both effective in preventing the formation of δ ferrite at high temperatures, as is the case with Mn. In the present invention, the purpose can be achieved by adding Mn: 1.0 to 3.0 mass%, so that it can be added as necessary. Note that Ni has the effect of increasing the quenching hardness, but adding too much increases the variation in hardness and increases the cost. Further, since Cu generates surface defects in hot rolling and decreases the yield, it is necessary to add Ni. From these things, it is preferable to make it contain in the range of Ni: 1.0 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less.
[0017]
Cr: 10.0-14.5 mass%
In order to maintain corrosion resistance, Cr must have a content of 10.0 mass% or more. However, if it exceeds 14.5 mass%, even if each upper limit amount of Mn, Ni and Cu is added, δ-ferrite appears at the heating temperature for quenching, and sufficient quenching hardness cannot be obtained. Therefore, Cr content shall be the range of 10.0-14.5 mass%.
[0018]
Nb: 1.0 mass% or less
When N is contained alone by 1.0 mass% or less, it has an effect of refining crystal grains of the steel sheet and suppressing grain growth after recrystallization. As a result, the crystal grains are made finer, sagging in the punching process before quenching is improved, and at the same time, the toughness after quenching is maintained. The mechanism for obtaining such an effect is not necessarily clear, but is considered as follows.
(1) Dislocations in crystal grains are likely to accumulate at the grain boundaries, and resistance to plastic deformation increases. Therefore, the plastic deformation region at the time of punching is limited to the vicinity of the shearing surface, and the sagging is reduced.
(2) Although the grain boundary has a large stress concentration and becomes a propagation path of cracks, the grain boundary area increases due to fine graining, the stress concentration per unit grain interface area is relaxed, and the toughness is maintained.
In order to obtain such an effect of Nb, it is preferable to add 0.01 mass% or more. However, even if added excessively, the effect is saturated, so the upper limit is set to 1.0 mass% in consideration of cost.
[0019]
In the present invention, in addition to the above components, the following components can be added as necessary.
Al: 0.10 mass% or less
Since Al is an element effective for deoxidation, it may be contained if necessary. However, even if added excessively, the effect is saturated, so the upper limit is preferably set to 0.10 mass% in consideration of cost.
[0020]
Co: 1.0 mass% or less, W: 1.0 mass% or less
Co and W are elements that suppress diffusion and migration of other elements and improve oxidation resistance. The detailed mechanism for improving oxidation resistance is not always clear, but the release of Cr elements to the outside of the spinel oxide layer (FeO · Cr ₂ O ₃ ) formed during high-temperature oxidation and responsible for oxidation resistance. Probably due to suppression. In order to exhibit such an effect, addition of 0.01 mass% or more is preferable. However, if excessively added, the action of suppressing the supply of Cr from the inside of the metal to the oxide layer becomes too large and the spinel oxide layer is attenuated, so the upper limit is 1.0 mass% for both Is preferred.
[0021]
Mo: 0.01-1.0mass%
Since Mo is an element that additionally enhances the corrosion resistance of stainless steel, it is added as necessary. In order to exert the effect of improving the corrosion resistance, addition of 0.01 mass% or more is preferable. Moreover, since it will cause the dispersion | variation in the hardness after hardening and it will become a factor of a cost rise when adding too much, 1.0 mass% or less is preferable.
[0022]
B: 0.0002 to 0.010 mass%
B is an element added as necessary in order to strengthen the grain boundary strength by grain boundary segregation and additionally improve the workability of stainless steel. Addition of 0.0002 mass% or more is necessary to exert the effect of improving workability. However, if added excessively, it forms a eutectic with Cr and adversely affects hot workability, so the upper limit is preferably 0.010 mass%.
[0023]
V, Ti, Zr, Ta, and Hf: Single or total 0.001 to 0.50 mass%
V, Ti, Zr, Ta and Hf can refine the crystal grains of the steel sheet and suppress the grain growth after recrystallization, and can obtain the same effect as Nb. Therefore, if necessary, these elements can be added alone or in a total range of 0.001 to 0.50 mass%.
[0024]
Ca: 0.0002 to 0.050 mass%, Mg: 0.0002 to 0.050 mass%
Ca and Mg improve the machinability during cutting by controlling the morphology and distribution of non-metallic inclusions. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.0002 mass% or more of all. However, if the addition amount exceeds 0.050 mass%, point rust is generated starting from sulfides of Ca and Mg, silicates, and oxides. Therefore, the upper limit is preferably 0.050 mass%. Note that REM can also be added for the purpose of improving corrosion resistance by controlling the form of sulfide.
[0025]
In addition, P contained as an inevitable impurity is suppressed to 0.035 mass% or less from the viewpoint of preventing corrosion resistance and workability deterioration, and S is suppressed to 0.020 mass% or less from the viewpoint of preventing corrosion resistance deterioration. preferable. Moreover, since O is harmful to toughness and corrosion resistance, it is preferably 0.010 mass% or less.
The balance is substantially made of Fe.
[0026]
Next, characteristics of the stainless steel plate obtained by applying the method of the present invention will be described.
As apparent from FIG. 2 described above, the punchability is greatly improved when the hardness of the material HRB is 85 or more. However, when the hardness exceeds HRB: 100, there is a disadvantage that the elongation of the material becomes too low and the wear rate of the punching die increases. Therefore, the steel obtained by applying the method of the present invention has a hardness HRB of 85-100. Note that it is preferable to reduce the clearance between the punch and the die in the punching process in order to achieve the effect of the present invention.
[0027]
Next, manufacturing conditions for the stainless steel sheet will be described.
In the production method according to the present invention, the molten steel adjusted to the above-mentioned component range is melted in a converter or an electric furnace, and then known refining such as a vacuum degassing method (RH method), VOD method, AOD method, etc. The steel material is preferably refined by a method and then cast into a slab or the like by a continuous casting method or an ingot forming method.
[0028]
Subsequently, the steel material is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C, hot-rolled by controlling the finish rolling temperature in the range of 900 to 1100 ° C, wound up in the temperature range of 700 to 900 ° C, plate thickness: 2.0 It is preferable to use a hot rolled steel sheet of ˜10.0 mm.
[0029]
An annealing step specific to the method of the present invention performed subsequent to hot rolling is the most important step for determining the hardness of the steel sheet of the present invention, and is preferably performed by box annealing, and should be performed under the following conditions. .
-Temperature rising rate: It is preferable to control in the range of 20-50 degrees C / min. If the rate of temperature rise is too fast, the temperature will overshoot and become too high when soaking, resulting in poor hardness. However, if it is too slow, productivity is reduced and energy loss is large.
-Soaking temperature: Soaking temperature is 550-750 ° C. This is because if the annealing temperature is too low, annealing will be insufficient, a uniform structure will not be obtained, and it will be harder than the target hardness, and conversely if too high, it will be too soft.
-Soaking (annealing) time: 4 to 12 hours is preferable. This is because if the soaking time is short, annealing is insufficient and a uniform structure cannot be obtained, and if it is longer than this, the crystal grains become coarse and the toughness deteriorates and at the same time the desired hardness cannot be obtained.
Cooling rate: The cooling rate from the annealing temperature to 500 ° C is preferably 5 to 30 ° C / min. To make it faster, a large-capacity cooling facility is required. On the other hand, if it is too late, a large amount of Cr carbide precipitates and the corrosion resistance is deteriorated, and the productivity is lowered.
[0030]
【Example】
Steels having the components shown in Table 1 were melted and formed into a slab having a thickness of 200 mm by a continuous casting method, heated to 1150 ° C., and then hot-rolled to obtain a hot-rolled steel plate having a thickness of 5 mm. This hot-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Table 2. From this steel plate, a test piece for measuring Rockwell hardness and a test piece for examining punchability before quenching (sag at the time of punching) were also collected. In the punching test, a doughnut-shaped disk having an outer diameter of 150 mmφ and an inner diameter of 50 mmφ was punched from a hot-rolled steel sheet, and the sagging amounts X and Z shown in FIG.
The test results are also shown in Table 2. Steel having a component suitable for the present invention can be stably obtained with a hardness suitable for punching by annealing at the temperature of the present invention. Further, it can be seen that the steels of the present invention have extremely good punchability with little sagging.
[0031]
[Table 1]

[0032]
[Table 2]

[0033]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to stably manufacture a stainless steel plate having a hardness suitable for punching by optimizing the annealing temperature of the steel plate after hot rolling. As a result, the sagging in the punching process can be reduced, and the subsequent grinding allowance can be reduced, which greatly contributes to an improvement in product yield, an improvement in productivity, a reduction in product cost, and the like.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram for explaining sagging that occurs during punching.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the hardness of a hot-rolled steel sheet and the improvement rate of sag generated by punching.
FIG. 3 is a diagram showing a change in hardness of a steel sheet according to an annealing temperature.

Claims

C + N: 0.04~0.15mass%, Si : 1.0mass% or less, Mn: 1.0~3.0mass%, C r : containing 10.0~14.5mass%, and, Ni: 0 0.07 to 1.0 mass%, Cu: 0.01 to 1.0 mass% and Nb: 0.01 to 1.0 mass%, or one or more selected from Fe, and the balance is Fe and inevitable A martensitic stainless steel having a component composition composed of impurities is heat-rolled and then annealed at a temperature of 705 to 735 ° C. , so that the steel has an HRB of 85 to 100. A method for producing a carbon martensitic stainless hot-rolled steel sheet.

In claim 1, the martensitic stainless steel further, W: production method of low carbon martensitic stainless hot-rolled steel sheet excellent in punchability, characterized in that it comprises 1.0 mass% or less under free.

The method for producing a low-carbon martensitic stainless hot-rolled steel sheet having excellent punchability according to claim 1 or 2, wherein the martensitic stainless steel further contains Mo: 0.01 to 1.0 mass%. .

The low carbon martensitic stainless steel excellent in punchability according to any one of claims 1 to 3, wherein the martensitic stainless steel further contains B: 0.0002 to 0.010 mass%. A method for producing rolled steel sheets.

In any one of claims 1 to 4, martensitic stainless steel further one or two kinds selected from V and Hf, in that it contains 0.01 to 0.5 mass% alone or in total A method for producing a low-carbon martensitic stainless hot-rolled steel sheet having excellent punchability.

The low-carbon martensitic stainless steel excellent in punchability according to any one of claims 1 to 5, wherein the martensitic stainless steel further contains Ca: 0.0002 to 0.050 mass %. A method for producing rolled steel sheets.