CN104508168B - 铁素体系不锈钢 - Google Patents

铁素体系不锈钢 Download PDF

Info

Publication number
CN104508168B
CN104508168B CN201380041079.6A CN201380041079A CN104508168B CN 104508168 B CN104508168 B CN 104508168B CN 201380041079 A CN201380041079 A CN 201380041079A CN 104508168 B CN104508168 B CN 104508168B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
stainless steel
scope
ferrite
corrosion resistance
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201380041079.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104508168A (zh
Inventor
吉野正崇
太田裕树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN104508168A publication Critical patent/CN104508168A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104508168B publication Critical patent/CN104508168B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.003％以上且0.014％以下、N：0.005％以上且0.016％以下、C％+N％：0.023％以下、Si：0.01％以上且0.90％以下、Mn：0.01％以上且0.50％以下、P：0.020％以上且0.040％以下、S：0.008％以下、Al：0.001％以上且0.090％以下、Cr：14.5％以上且23.0％以下、Ni：0.10％以上且0.60％以下、V：0.010％以上且0.040％以下，并且满足以下情况中的至少一种：以满足Ti：0.15％以上且0.34％以下和Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Ti或者含有Ti和Nb的情况，或者以满足Nb：0.35％以上且0.60％以下和Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Nb或者含有Nb和Ti的情况，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

Description

铁素体系不锈钢
技术领域
本发明涉及铁素体系不锈钢、特别是焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
背景技术
不锈钢大致分为以SUS430为代表的铁素体系不锈钢和以SUS304为代表的奥氏体系不锈钢。铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比，作为昂贵的元素的Ni的添加量少，因此能够以低成本制造。此外，铁素体系不锈钢的热膨胀系数小且热导率高，因此，具有焊接时的变形少的优点、在室外环境中的耐腐蚀性优良、不易发生应力腐蚀开裂等优良的特性。因此，铁素体系不锈钢广泛应用于各种建材、汽车部件、厨房设备类、家电制品、热水器等，其需求近年来日益增高。
铁素体系不锈钢大多在铁素体系不锈钢之间焊接后使用或者与奥氏体系不锈钢(例如，SUS304等)焊接后使用，在焊接部也要求与母材部同样良好的耐腐蚀性。但是，在将C、N含量比铁素体系钢种高的SUS304等奥氏体系不锈钢与铁素体系不锈钢焊接的情况下，有时会由于被称为敏化的现象而使焊接部的耐腐蚀性与母材相比降低。敏化是指如下现象：由于焊接部的热历程，钢中的C、N与Cr结合而以Cr碳化物(例如，Cr23C6)或Cr氮化物(Cr2N)的形式析出到晶界，晶界及其附近的Cr浓度与母材相比降低，从而使晶界处的耐腐蚀性降低。另外，近年来，伴随着焊接部的结构变得复杂，在焊接时不能进行充分的气体保护，空气中的氮侵入熔池中这种不完全的条件下的焊接增多。侵入熔池中的氮通过与上述相同的机制助长焊接部的敏化，导致耐腐蚀性的降低。因此，对于应用于这种用途的铁素体系不锈钢，要求即使在焊接时气体保护不充分也能够充分确保焊接部的耐腐蚀性。
针对这样的问题，如专利文献1和专利文献2公开的那样，提出了添加Ti、Nb而将钢中的C、N以碳化物或氮化物的形式固定从而无害化的方法。但是，在气体保护不充分的情况下，在焊接部有时会产生敏化，焊接部的耐腐蚀性不充分。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭51-88413号公报
专利文献2：日本特开2007-270290号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明为了解决上述问题而完成，其目的在于提供焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
用于解决问题的方法
关于通过添加Ti、Nb来固定C、N的机制，Ti、Nb在焊接时固溶于母材后，在冷却中再次以Ti(C、N)或Nb(C、N)的形式析出，从而将钢中的C、N固定，根据经验已知，以Ti％/(C％+N％)或Nb％/(C％+N％)计添加8以上的Ti、Nb是有效的。
但已查明，尽管以满足Ti％/(C％+N％)或Nb％/(C％+N％)为8以上的范围添加有Ti、Nb，有时也得不到充分的敏化抑制效果，发明人对其原因进行了调查。结果获知，对于以往的添加有Ti、Nb的铁素体系不锈钢而言，Ti(C、N)或Nb(C、N)(以下，称为Ti、Nb系碳氮化物)的固溶温度和析出峰值温度均高，因此，在焊接后的冷却时，这些Ti、Nb系碳氮化物不能充分析出，固溶C、N有时会残留而产生由Cr碳氮化物的析出引起的敏化。因此，为了提高焊接部的耐腐蚀性，需要在焊接后的冷却过程中比以往更能将固溶C、N固定的方法。
因此，本发明人对通过降低这些Ti、Nb系碳氮化物的析出峰值温度而促进Ti、Nb系碳氮化物在焊接后的冷却中的析出从而使C、N充分固定的方法进行了研究。结果发现，在Ti、Nb系碳氮化物中含有适量的V的情况下，这些析出物分别形成(Ti、V)(C、N)或(Nb、V)(C、N)这样的复合碳氮化物，与以往的Ti、Nb系碳氮化物相比，析出温度降低，并且，这些含有V的复合碳氮化物与以往的Ti、Nb系碳氮化物相比，能够固定更多的C、N，焊接部的耐腐蚀性大幅提高。
本发明基于上述见解而完成，其主旨如下所述。
(1)一种铁素体系不锈钢，其特征在于，
以质量％计，含有C：0.003％以上且0.014％以下、N：0.005％以上且0.016％以下、C％+N％：0.023％以下、Si：0.01％以上且0.90％以下、Mn：0.01％以上且0.50％以下、P：0.020％以上且0.040％以下、S：0.008％以下、Al：0.001％以上且0.090％以下、Cr：14.5％以上且23.0％以下、Ni：0.10％以上且0.60％以下、V：0.010％以上且0.040％以下，
并且满足以下情况中的至少一种：以满足Ti：0.15％以上且0.34％以下、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Ti或者含有Ti和Nb的情况，或者以满足Nb：0.35％以上且0.60％以下、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Nb或者含有Nb和Ti的情况，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
其中，所述C％、所述N％、所述Ti％、所述Nb％、所述V％分别表示Ti、Nb、V的含量(质量％)。
(2)如(1)所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.01％以上且0.80％以下、Mo：0.01％以上且1.65％以下中的一种或两种。
(3)如(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，还含有选自Zr：0.01％以上且0.20％以下、REM：0.001％以上且0.100％以下、Co：0.01％以上且0.20％以下、B：0.0002％以上且0.0009％以下、Mg：0.0002％以上且0.0010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0020％以下中的一种或两种以上。
发明效果
根据本发明，可得到焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。本发明的铁素体系不锈钢即使在碳、氮从焊接对象材料侵入这样的焊接条件下或者在氮从空气侵入这样的焊接条件下也具有优良的耐腐蚀性而不会产生敏化。因此，能够适用于通过焊接进行结构体的制作的用途、例如消音器等汽车排气系统材料、门窗隔扇、通风口、管道等建筑用材料、电气设备、厨房制品。
具体实施方式
以下，对规定本发明的钢的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则成分％全部是指质量％。
C：0.003％以上且0.014％以下
超过0.014％而含有C时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性的降低变得显著。从耐腐蚀性和加工性的观点考虑，C量越低越优选，但为了使C量低于0.003％，需要花费时间进行精炼，从制造方面而言不优选。因此，C量设定为0.003％以上且0.014％以下的范围。优选为0.004％以上且0.011％以下的范围。
N：0.005％以上且0.016％以下
超过0.016％而含有N时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性的降低变得显著。从耐腐蚀性的观点出发，N的含量越低越优选，但为了使N量降低至低于0.005％，需要延长精炼时间，导致制造成本的升高和生产率的降低，因此不优选。因此，N量设定为0.005％以上且0.016％以下的范围。优选为0.005％以上且0.011％以下的范围。
C％+N％：0.023％以下
C和N会导致加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性的降低。其影响具有加乘效应，C量与N量的合计(C％+N％)超过0.023％时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性的降低变得显著。因此，将(C％+N％)的范围设定为0.023％以下。优选低于0.020％。
Si：0.01％以上且0.90％以下
Si具有浓缩在焊接时形成的氧化被膜中而提高焊接部的耐腐蚀性的效果，并且也是作为炼钢工序中的脱氧元素有用的元素。这些效果在含有0.01％以上的Si时得到，Si的含量越多，则其效果越大。但是，超过0.90％而含有Si时，在热轧工序中会发生轧制载荷的增大和显著的氧化皮的生成，在退火工序中会由于钢板表层中的Si富集层的形成而发生酸洗性的降低，从而引起表面缺陷的增加、制造成本的升高，因此不优选。因此，Si量设定为0.01％以上且0.90％以下。优选为0.05％以上且0.60％以下的范围。进一步优选为0.05％以上且0.15％以下的范围。特别是在含有0.25％以上的Ti时，由Si引起的酸洗性的降低变得显著，因此，Si的含量优选为0.05％以上且0.20％以下的范围。
Mn：0.01％以上且0.50％以下
Mn具有提高钢的强度的效果，并且还具有作为脱氧剂的作用。为了得到其效果，需要含有0.01％以上。但是，Mn量超过0.50％时，会促进成为腐蚀起点的MnS的析出，耐腐蚀性降低。因此，Mn量的范围设定为0.01％以上且0.50％以下。优选为0.05％以上且0.40％以下的范围。进一步优选为0.10％以上且0.30％以下的范围。
P：0.020％以上且0.040％以下
P是钢中不可避免地含有的元素，但是，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此，优选尽可能地降低其含量。特别是在超过0.040％时，由于固溶强化而使加工性显著降低。但是，为了使其低于0.020％，需要花费时间进行精炼，从制造方面而言不优选。因此，P量设定为0.020％以上且0.040％以下。优选为0.025％以上且0.030％以下。
S：0.008％以下
S与P同样，也是钢中不可避免地含有的元素，但是，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此，优选尽可能地降低其含量。特别是在超过0.008％时，耐腐蚀性显著降低。因此，S量设定为0.008％以下。优选为0.006％以下。更优选为0.003％以下。
Al：0.001％以上且0.090％以下
Al是有效的脱氧剂。并且，Al与氮的亲和力比Cr强，因此，在氮侵入焊接部中时，使氮以Al氮化物的形式析出而不是以Cr氮化物的形式析出，从而具有抑制敏化的效果。这些效果通过含有0.001％以上的Al而得到。但是，超过0.090％而含有Al时，焊接时的焊透性降低，焊接操作性降低，因此不优选。因此，Al量设定为0.001％以上且0.090％以下的范围。优选为0.001％以上且0.060％以下的范围。进一步优选为0.001％以上且0.040％以下的范围。
Cr：14.5％以上且23.0％以下
Cr是对于确保不锈钢的耐腐蚀性而言最重要的元素。其含量低于14.5％时，在与奥氏体系不锈钢的焊接部得不到充分的耐腐蚀性。另一方面，超过23.0％而含有时，由于生成σ(sigma)相而使热轧板的韧性降低，难以进行热轧板的连续退火，因此，从制造方面而言不优选。因此，Cr量设定为14.5％以上且23.0％以下的范围。优选为14.5％以上且22.0％以下的范围。进一步优选为16.0％以上且21.5％以下的范围。
Ni：0.10％以上且0.60％以下
Ni是提高不锈钢的耐腐蚀性的元素，是在无法形成钝化被膜、产生活性溶解的腐蚀环境中抑制腐蚀的进行的元素。另外，Ni是强的奥氏体生成元素，抑制焊接部中的铁素体生成，具有抑制由Cr碳氮化物的析出而引起的敏化的效果。该效果通过含有0.10％以上的Ni而得到，Ni的含量越多，则该效果越大。但是，含量超过0.60％时，加工性降低，而且容易发生应力腐蚀开裂。此外，Ni是昂贵的元素，因此，Ni的含量的增大会导致制造成本的增大，因此不优选。因此，Ni量设定为0.10％以上且0.60％以下。优选为0.10％以上且0.50％以下的范围。进一步优选为0.10％以上且0.40％以下的范围。
V：0.010％以上且0.040％以下
V在本发明中是极其重要的元素。V与Ti、Nb形成复合碳氮化物。该复合碳氮化物在焊接后的冷却过程中，在比以往的Ti、Nb系碳氮化物低的析出峰值温度下，含有更大量的C、N而析出，从而抑制焊接部的敏化。该效果通过含有0.010％以上的V而得到。但是，超过0.040％而含有时，加工性显著降低，因此不优选。因此，V量设定为0.010％以上且0.040％以下的范围。优选为0.010％以上且0.030％以下的范围。
以满足Ti：0.15％以上且0.34％以下、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Ti或者含有Ti和Nb的情况，或者以满足Nb：0.35％以上且0.60％以下、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Nb或者含有Nb和Ti的情况
Ti、Nb是优先与C、N结合而抑制因Cr碳氮化物的析出所引起的敏化而导致的耐腐蚀性降低的元素。为了得到该效果，以Ti为0.15％以上或Nb为0.35％以上的方式含有Ti、Nb中的一种或两种。优选为含有Ti：0.20％以上或者含有Nb：0.40％以上的情况。进一步优选为含有Ti：0.25％以上或者含有Nb：0.45％以上的情况。另一方面，超过0.34％而含有Ti时，在铸造工序中生成粗大的Ti碳氮化物，从而引起表面缺陷，因此，从制造方面而言不优选。因此，Ti量设定为0.34％以下。优选为0.30％以下。另外，Nb也是使再结晶温度升高的元素，超过0.60％而含有时，再结晶所需的退火温度升高，因此，导致退火成本的升高并且因不均匀的金属组织而使延展性降低。此外，Nb会使热轧载荷增大，因此，过量添加时，使热轧板的制造变困难。因此，Nb量设定为0.60％以下。优选为0.55％以下。另外，含有Ti或Nb时，再结晶时的金属组织变得不均匀，使延展性降低。因此，Ti％+Nb％设定为0.70％以下。优选为0.65以下。如上所述，Ti量、Nb量、Ti％+Nb％全部必须在上限值以下。
仅Ti和Nb在上述范围内时，无法完全地防止敏化的发生。需要进一步含有适量的V并且满足V与Ti和Nb的适当比率来抑制敏化。V与Ti、Nb形成复合碳氮化物，抑制敏化，从而提高焊接部的耐腐蚀性。该复合碳氮化物在以使V％/(Ti％+0.5×Nb％)为0.05以上的方式含有Ti、Nb中的一种或两种、V时生成。在V％/(Ti％+0.5×Nb％)小于0.05时，用于形成复合碳氮化物所需的V不足，复合碳氮化物的析出量减少。因此，无法将焊接部的固溶C、N充分固定，得不到预定的耐腐蚀性提高效果。另一方面，V％/(Ti％+0.5×Nb％)大于0.20时，V相对于Ti、Nb过量，复合碳氮化物中的N浓度增高。结果，无法将焊接部的固溶C以析出物的形式充分固定，得不到充分的敏化抑制效果。因此，将V％/(Ti％+0.5×Nb％)设定为0.05～0.20的范围。优选为0.10～0.15的范围。另外，上述Ti％、上述Nb％、上述V％分别表示Ti、Nb、V的含量(质量％)。
本发明为特征在于含有上述必要成分且余量由Fe和不可避免的杂质构成的铁素体系不锈钢。进而，可以根据需要以下述范围含有选自Cu和Mo中的一种或两种、或者选自Zr、REM、W、Co、B、Mg、Ca中的一种或两种以上。
Cu：0.01％以上且0.80％以下
Cu是提高耐腐蚀性的元素，是对于提高母材和焊接部在水溶液中、附着有弱酸性的水滴时的耐腐蚀性而言特别有效的元素。另外，Cu与Ni同样地是强的奥氏体生成元素，抑制焊接部中的铁素体生成，具有抑制由Cr碳氮化物的析出引起的敏化的效果。这些效果通过含有0.01％以上而得到，Cu含量越多，则其效果越大。但是，超过0.80％而含有Cu时，热加工性降低，引起表面缺陷，因此不优选。此外，使退火后的脱氧化皮变困难，因此，从制造方面而言不优选。因此，在含有时，Cu量设定为0.01％以上且0.80％以下的范围。优选为0.10％以上且0.60％以下的范围。进一步优选为0.30％以上且0.45％以下的范围。
Mo：0.01％以上且1.65％以下
Mo是显著提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。该效果通过含有0.01％以上的Mo而得到，含量越多，其效果越提高。但是，Mo含量超过1.65％时，热轧时的轧制负荷增大，制造性降低，并且钢板强度过度升高。另外，Mo是昂贵的元素，因此，大量的添加会使制造成本增大。因此，在含有时，Mo量设定为0.01％以上且1.65％以下。优选为0.10％以上且1.40％以下的范围。特别是，对于热轧板韧性降低的含Ti钢而言，会由于添加Mo而使韧性进一步降低，难以进行热轧板退火，因此，在含有0.15％以上的Ti时，Mo量优选设定为0.30％以上且1.40％以下。更优选为0.4％以上且1.00％以下的范围。
Zr：0.01％以上且0.20％以下
Zr与C、N结合而具有抑制敏化的效果。该效果通过含有0.01％以上的Zr而得到。另一方面，超过0.20％而含有时，加工性显著降低，因此不优选。因此，在含有时，Zr量设定为0.01％以上且0.20％以下的范围。优选设定为0.01％以上且0.10％以下的范围。
REM：0.001％以上且0.100％以下
REM具有提高耐氧化性的效果，抑制焊接部的氧化被膜(焊接回火色)形成，从而抑制紧挨氧化被膜之下的缺Cr区域的形成。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的REM。另一方面，超过0.100％而含有时，使冷轧退火时的酸洗性等制造性降低，因此不优选。因此，在含有时，REM量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围。优选设定为0.001％以上且0.050％以下的范围。
Co：0.01％以上且0.20％以下
Co是提高韧性的元素。该效果通过含有0.01％以上的Co而得到。另一方面，含量超过0.20％时，加工性降低。因此，在含有时，Co量设定为0.01％以上且0.20％以下的范围。
B：0.0002％以上且0.0009％以下
B是对于改善深拉成形后的耐二次加工脆性而言有效的元素。该效果通过使B的含量为0.0002％以上而得到。另一方面，超过0.0009％而含有B时，加工性和韧性降低，因此不优选。因此，在含有时，B量设定为0.0002％以上且0.0009％以下的范围。优选为0.0003％以上且0.0006％以下的范围。
Mg：0.0002％以上且0.0010％以下
Mg是提高钢坯的等轴晶率、对提高加工性、韧性有效的元素。此外，对于像本发明这样含有Ti的钢而言，Ti碳氮化物发生粗大化时，韧性会降低，但Mg还具有抑制Ti碳氮化物的粗大化的效果。这些效果通过含有0.0002％以上的Mg而出现。另一方面，Mg量超过0.0010％时，会使钢的表面性状变差。因此，在含有时，Mg量设定为0.0002％以上且0.0010％以下的范围。优选为0.0002％以上且0.0004％以下的范围。
Ca：0.0005％以上且0.0020％以下
Ca是对于防止由于连铸时容易产生的Ti系夹杂物的结晶而引起的浇铸系统堵塞而言有效的成分。其效果通过含有0.0005％以上的Ca而得到。但是，超过0.0020％而含有时，会由于CaS的生成而使耐腐蚀性降低。因此，在含有时，Ca量设定为0.0005％以上且0.0020％以下的范围。优选为0.0005％以上且0.0015％以下的范围。进一步优选为0.0005％以上且0.0010％以下的范围。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。
对于本发明的铁素体系不锈钢，将由上述成分组成构成的钢水通过转炉、电炉、真空熔炼炉等公知的方法进行熔炼，通过连铸法或铸锭-开坯轧制法制成钢原材(钢坯)。将该钢坯在1100～1250℃下加热1～24小时进行热轧而制成热轧板，或者不经加热而在铸造后直接进行热轧而制成热轧板。
通常，对热轧板实施800～1100℃下的连续退火、600～900℃的间歇退火的热轧板退火，但可以根据用途而省略热轧板退火。接着，对热轧板进行酸洗后，通过冷轧制成冷轧板，然后，实施退火、酸洗而制成制品。
从延展性、弯曲性、冲压成形性和形状矫正的观点出发，冷轧优选以50％以上的轧制率进行。
关于冷轧板的再结晶退火，一般而言，在JIS G 0203的表面精加工、No.2B精加工品的情况下，从得到良好的机械性质以及酸洗性方面考虑，优选在800～1100℃下进行。另外，为了进一步追求光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。
另外，在冷轧后和加工后，为了进一步改善表面性状，可以实施磨削、研磨等。
实施例
以下，基于实施例对本发明更详细地进行说明。
将具有表1所示化学组成的不锈钢50kg利用小型真空熔炼炉进行熔炼。将这些钢锭加热到1150℃后，实施热轧而制成厚度为3.5mm的热轧板。对于所得到的热轧板，以轧制方向作为长边，裁取试验片(JISB 7722 V形缺口)，进行夏比冲击试验。接着，将通过上述得到的热轧板在900～1100℃下进行10分钟退火后，酸洗，通过冷轧制成板厚为0.8mm的冷轧板。对于所得到的冷轧板，在大气气氛下，在850～1100℃下进行精加工退火后，用氢氟酸与硝酸的混合酸进行酸洗。
对于通过上述方法得到的冷轧退火酸洗板，通过目视观察对表面进行判定，进行拉伸试验和点蚀电位测定。拉伸试验中，与轧制方向平行地裁取JIS 13B号拉伸试验片，依照JIS Z2201进行拉伸试验，测定伸长率(El)(断裂延展性)。点蚀电位测定中，裁取20mm×20mm的试验片，利用600号的研磨纸对表面进行研磨后，以剩余10mm×10mm的测定面的方式用密封材料覆盖，在30℃的3.5质量％NaCl溶液中测定点蚀电位。虽然未进行试验片的钝化处理，但除此以外的测定方法依照JIS G 0577(2005)。
另外，将通过上述方法制作的各钢种的冷轧退火酸洗板与厚度为0.8mm的SUS304(C：0.07质量％、N：0.05质量％，日本工业标准，JISG 4305)对接，并进行TIG焊接。焊接条件为焊接速度：600mm/分钟、焊接电压：10～12V、焊接电流：70～120A。另外，表面侧以使15L/分钟的氩气流过的方式进行了密封，但为了形成由于不充分的气体保护而使氮侵入熔池中的状态，背面未进行气体保护。
接着，以使焊缝在长边中心线上通过的方式裁取60mm×90mm的试验片，利用600号的研磨纸对表面进行研磨，将端面用防水胶带密封，通过盐水喷雾循环试验来进行耐腐蚀性试验。盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(5％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→润湿(50℃、2小时、相对湿度≥95％)作为一个循环，进行5个循环。
进行以上的评价，以下述方式对各评价结果进行判定。
热轧板夏比试验
将热轧板的25℃下的夏比冲击值为50J/cm2以上判定为合格，将热轧板的25℃下的夏比冲击值低于50J/cm2判定为不合格。
点蚀电位
将母材的点蚀电位为120mV以上判定为合格，将母材的点蚀电位低于120mV判定为不合格。
盐水喷雾试验
将生锈的面积为20％以下判定为合格，将生锈的面积超过20％判定为不合格。
断裂延展性
将拉伸试验中的断裂伸长率为25％以上判定为合格，将拉伸试验中的断裂伸长率小于25％判定为不合格。
表面判定
对20cm×40cm的冷轧退火酸洗板的表面进行目视观察，将长度或宽度为5mm以上的表面缺陷(线状缺陷、白色条纹等)为3个以下的情况判定为合格，将长度或宽度为5mm以上的表面缺陷(线状缺陷、白色条纹等)为4个以上的情况判定为不合格。
将上述得到的结果示于表2中。
[表2]
根据表2，满足本发明的范围的A1～A14中，显示出120mV以上的点蚀电位，并且没有发生焊接部的敏化和生锈，母材和焊接部均得到了预定的耐腐蚀性，并且得到了25％以上的断裂延展性，也没有确认到表面缺陷。
Cr量超过本发明的范围而含有的B1中，热轧板未能得到预定的夏比冲击值，因此，未实施以后的工序、试验。另外，Cr量为13.8％而低于本发明的范围的B2中，点蚀电位低至108mV，而且在盐水喷雾循环试验中从焊接部发生腐蚀，未能得到预定的焊接部耐腐蚀性。Nb量超过本发明的范围的B3中，在退火后形成含有未再结晶晶粒的不均匀的金属组织，结果，未得到预定的断裂延展性。Ti量超过本发明的范围的B4中，产生了因粗大的Ti碳氮化物引起的表面缺陷(条纹状缺陷)。
另一方面，Ti、Nb中的任意一种低于本发明的范围的B5、B6中，虽然含有预定量的V，但由于Ti或Nb不足，因此，(Ti、V)(C、N)和(Nb、V)(C、N)的析出量变得不充分，未得到预定的焊接部耐腐蚀性。V量低于本发明的范围的B7中，由于V不足而几乎未析出(Ti、V)(C、N)和(Nb、V)(C、N)，未能将固溶C、N固定完全而发生了敏化，未得到预定的焊接部耐腐蚀性。
同样地，V％/(Ti％+0.5×Nb％)在本发明的范围以外的B9～B10中，虽然得到了良好的母材耐腐蚀性，但(Ti、V)(C、N)和(Nb、V)(C、N)的析出量不足，或者复合碳氮化物中的V浓度过度增高，结果，未能将固溶C、N以析出物的形式充分固定而发生了敏化，未得到预定的焊接部耐腐蚀性。
由以上的结果确认了：为了在具有优良的机械性质以及表面美观性的同时得到本发明所提供的预定的焊接部耐腐蚀性，需要将各元素的含量、V％/(Ti％+0.5×Nb％)适当调节至本发明的范围内。
产业上的可利用性
通过本发明得到的铁素体系不锈钢适合应用于通过焊接进行结构体的制作的用途、例如消音器等汽车排气系统材料、门窗隔扇、通风口、管道等建筑用材料、电气设备、厨房制品等。

Claims (4)

1.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，
以质量％计，含有C：0.003％以上且0.014％以下、N：0.005％以上且0.016％以下、C％+N％：0.023％以下、Si：0.01％以上且0.90％以下、Mn：0.01％以上且0.50％以下、P：0.020％以上且0.040％以下、S：0.008％以下、Al：0.001％以上且0.090％以下、Ni：0.10％以上且0.60％以下、V：0.010％以上且0.040％以下，
并且满足以下情况中的至少一种：
Cr：14.5％以上且23.0％以下、且以满足Ti：0.15％以上且0.34％以下和V％/Ti％：0.05～0.20的范围含有Ti的情况，以及
Cr：14.5％以上且23.0％以下、且以满足Nb：0.35％以上且0.60％以下、Ti：0.03％以上、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Nb和Ti的情况，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
其中，所述C％、所述N％、所述Ti％、所述Nb％、所述V％分别表示C、N、Ti、Nb、V的质量％含量。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，还含有选自Zr：0.01％以上且0.20％以下、REM：0.001％以上且0.100％以下、Co：0.01％以上且0.20％以下、B：0.0002％以上且0.0009％以下、Mg：0.0002％以上且0.0010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0020％以下中的一种或两种以上。
3.一种铁素体系不锈钢，其特征在于，
以质量％计，含有C：0.003％以上且0.014％以下、N：0.005％以上且0.016％以下、C％+N％：0.023％以下、Si：0.01％以上且0.90％以下、Mn：0.01％以上且0.50％以下、P：0.020％以上且0.040％以下、S：0.008％以下、Al：0.001％以上且0.090％以下、Cr：14.5％以上且23.0％以下、Ni：0.10％以上且0.60％以下、V：0.010％以上且0.040％以下、Mo：0.01％以上且1.65％以下，
并且满足以下情况中的至少一种：以满足Ti：0.15％以上且0.34％以下、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Ti或者含有Ti和Nb的情况，以及以满足Nb：0.35％以上且0.60％以下、Ti：0.03％以上、Ti％+Nb％≤0.70和V％/(Ti％+0.5×Nb％)：0.05～0.20的范围含有Nb和Ti的情况，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
其中，所述C％、所述N％、所述Ti％、所述Nb％、所述V％分别表示C、N、Ti、Nb、V的质量％含量。
4.如权利要求3所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，还含有选自Zr：0.01％以上且0.20％以下、REM：0.001％以上且0.100％以下、Co：0.01％以上且0.20％以下、Mg：0.0002％以上且0.0010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0020％以下中的一种或两种以上。
CN201380041079.6A 2012-09-24 2013-03-18 铁素体系不锈钢 Active CN104508168B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012209170 2012-09-24
JP2012-209170 2012-09-24
PCT/JP2013/001821 WO2014045476A1 (ja) 2012-09-24 2013-03-18 フェライト系ステンレス鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104508168A CN104508168A (zh) 2015-04-08
CN104508168B true CN104508168B (zh) 2017-09-26

Family

ID=50340819

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380041079.6A Active CN104508168B (zh) 2012-09-24 2013-03-18 铁素体系不锈钢

Country Status (6)

Country Link
JP (2) JP5590255B1 (zh)
KR (1) KR101673218B1 (zh)
CN (1) CN104508168B (zh)
IN (1) IN2015DN00368A (zh)
MY (1) MY195207A (zh)
WO (1) WO2014045476A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104109820A (zh) * 2014-07-29 2014-10-22 山东雅百特金属结构系统有限公司 一种新型金属屋面板材料
JP6749808B2 (ja) * 2016-07-29 2020-09-02 日鉄ステンレス株式会社 耐浸炭性及び耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5188413A (en) 1975-02-01 1976-08-03 Kotaishokuseifueraitosutenresuko
JPH02270942A (ja) * 1983-03-08 1990-11-06 Nippon Steel Corp 耐隙間腐食性、耐銹性のすぐれた高純、高清浄ステンレス鋼とその製造方法
JP3210255B2 (ja) * 1995-10-25 2001-09-17 川崎製鉄株式会社 耐食性と製造性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2003213376A (ja) * 2002-01-15 2003-07-30 Nisshin Steel Co Ltd 二次穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5119605B2 (ja) 2006-03-31 2013-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5205953B2 (ja) * 2006-12-26 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5205952B2 (ja) * 2006-12-26 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP2100983B1 (en) * 2007-01-12 2012-10-31 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet for water heater excellent in corrosion resistance at welded part and steel sheet toughness
JP2009035756A (ja) * 2007-07-31 2009-02-19 Nisshin Steel Co Ltd 高温強度に優れた二輪車排ガス経路部材用Ａｌ系めっき鋼板および部材
CN102099500B (zh) * 2008-07-23 2013-01-23 新日铁住金不锈钢株式会社 尿素水箱用铁素体系不锈钢
JP2010100877A (ja) * 2008-10-22 2010-05-06 Jfe Steel Corp 靭性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法
JP5401915B2 (ja) * 2008-10-24 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接の継手強度に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
BR112012024625B1 (pt) * 2010-03-29 2019-01-08 Nippon Steel & Sumikin Sst processo de produção de uma chapa de aço inoxidável ferrítico que é excelente em brilho de superfície e resistência à corrosão
JP2011214060A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Jfe Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5737952B2 (ja) * 2011-01-05 2015-06-17 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルおよび製造法

Also Published As

Publication number Publication date
IN2015DN00368A (zh) 2015-06-12
JP5590255B1 (ja) 2014-09-17
KR101673218B1 (ko) 2016-11-07
WO2014045476A1 (ja) 2014-03-27
JP2014077202A (ja) 2014-05-01
MY195207A (en) 2023-01-11
KR20150029729A (ko) 2015-03-18
JPWO2014045476A1 (ja) 2016-08-18
JP5556951B2 (ja) 2014-07-23
CN104508168A (zh) 2015-04-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2687617B1 (en) High-purity ferritic stainless steel sheet with excellent corrosion resistance and anti-glare properties
TWI496899B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼
EP3438310B1 (en) Ferritic stainless steel sheet used for tig welding
JP5534119B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
KR101705135B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 강판
CN105308203B (zh) 冷轧钢板、镀锌冷轧钢板以及它们的制造方法
EP2799577B1 (en) Ferritic stainless steel
CN107923017A (zh) 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
EP3587610A1 (en) Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet, and method for manufacturing same
JP5903881B2 (ja) 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP4687260B2 (ja) 表面性状に優れた深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法
JP5655381B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN104508168B (zh) 铁素体系不锈钢
CN105408511B (zh) 焊接部的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢
JP6390594B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP5838929B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP3049104B2 (ja) 深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法
WO2023053829A1 (ja) 鋼板
JP2006274288A (ja) 表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant