CN107107173B - 经济型双相不锈钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及具有由奥氏体相和铁素体相形成的双相组织的经济型双相不锈钢及其制造方法，根据本发明一实施形态的经济型双相不锈钢为铁素体‑奥氏体系不锈钢，优选地，由下述[式2]表示的奥氏体相的堆垛层错能(SFE)值为19～37，形成应变诱发马氏体相的临界应变值范围为0.1～0.25。SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)‑K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)‑K(Cu)×V(γ)+V(γ)]‑0.85×Cr/[K(Cr)‑K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)‑K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)‑K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5‑2.8×Si/[K(Si)‑K(Si)×V(γ)+V(γ)]‑1.34×Mn/[K(Mn)‑K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)‑K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]，在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的总含量(wt％)，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，且由下述[式3]表示，V(γ)是奥氏体的相分率(0.45～0.75范围)。K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]。

Description

经济型双相不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有铁素体-奥氏体组织的经济型双相不锈钢及其制造方法。
背景技术
通常，加工性和耐蚀性良好的奥氏体系不锈钢以铁(Fe)作为基体金属，主要原料含有铬(Cr)和镍(Ni)，并通过添加钼(Mo)和铜(Cu)等其它金属，开发成满足各种用途的各种钢种。
耐蚀性及加工性优异的300系列不锈钢含有昂贵的Ni、Mo等原料，作为替代方案，也对使用200系列及400系列不锈钢进行了讨论，但200系列及400系列不锈钢具有以下缺点，即，它们各自的成型性及耐蚀性达不到300系列不锈钢。
另外，混合奥氏体相和铁素体相的双相不锈钢具有奥氏体系和铁素体系所具有的所有优点，至今为止，开发出了多种类的双相不锈钢。
此外，最近为了弥补价格竞争力方面的缺陷，对排除双相不锈钢中所含有的Ni及Mo等高价合金元素并添加低价的合金元素的在费用上更加突显优势的双相不锈钢的关注越来越大。
但是，这种经济型双相不锈钢根据铁素体系和奥氏体系相间的强度差异而热加工性脆弱，从而具有大量产生表面裂纹及边缘裂纹的缺点。
此外，对成分被调整为经济型双相不锈钢用的合金元素通过现有的普通连续铸造法进行加工时，在从液态凝固为固态时，根据氮固溶度的差异，会在板坯内部产生大量的气孔(porosity)。这种内部气孔在作为后续工序的再加热及热轧过程中，显然会成为在产品表面产生大量缺陷的原因，并且导致在热轧的钢卷的边缘产生大量裂纹的缺陷。
以上在背景技术中进行说明的事项是为了促进对本发明背景技术的理解，不应认为是本领域技术人员已知的现有技术。
发明内容
要解决的技术问题
本发明通过调整合金成分的含量来降低成本的同时，对其进行控制，以满足双相不锈钢中存在的堆垛层错能值，从而提供能够确保优异的延伸率和耐蚀性的经济型双相不锈钢及其制造方法。
此外，通过进行控制，以满足形成应变诱发马氏体相的临界应变(criticalstrain for strain induced martensite formation)值，从而提供能够确保优异的延伸率和耐蚀性的经济型双相不锈钢及其制造方法。
此外，提供经济型双相不锈钢及其制造方法，其可以解决铸造时从液态凝固为固态期间，由于氮固溶度急剧减少而引起的氮气的大量排出的问题。
技术方案
根据本发明一实施方式的经济型双相不锈钢为铁素体-奥氏体系不锈钢，其为铁素体-奥氏体系的经济型双相不锈钢，优选地，由下述[式2]表示的奥氏体相的堆垛层错能(SFE)值为19～37，形成应变诱发马氏体相的临界应变值范围为0.1～0.25，
SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)]-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]，
在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的总含量(wt％)，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，且由下述[式3]表示，V(γ)是奥氏体的相分率(0.45～0.75范围)，
K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]。
此时，所述K(x)中的K(Cr)＝1.16，K(Ni)＝0.57，K(Mn)＝0.73，K(Cu)＝0.64，根据N和Si的含量(wt％)，K(N)和K(Si)可以为以下值。
N：0.2～0.32％时，K(N)＝0.15，
N＜0.2％时，K(N)＝0.25，
Si≤1.5％时，K(Si)＝2.76-0.96×Si，
Si＞1.5％时，K(Si)＝1.4。
所述不锈钢的延伸率优选为45％以上。
所述不锈钢以重量％计，优选包含C：0.08％以下且0％除外、Si：0.2～3.0％、Mn：2～4％、Cr：18～24％、Ni：0.2～2.5％、N：0.15～0.32％、Cu：0.2～2.5％、余量的Fe及其它不可避免的杂质。
所述不锈钢以重量％计，可以进一步包含W：0.1～1.0％及Mo：0.1～1.0％中的至少一种以上。
所述不锈钢以重量％计，可以进一步包含Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％及V：0.001～0.15％中的至少一种以上。
另外外，根据本发明一实施例的经济型双相不锈钢的制造方法为制造铁素体-奥氏体系经济型双相不锈钢的方法，其可以包括以下步骤：准备钢水；将所述钢水处理成不锈钢，从而使得由下述[式2]表示的奥氏体相的堆垛层错能(SFE)值为19～37，形成应变诱发马氏体相的临界应变值范围为0.1～0.25；
SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)]-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]；
在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的总含量(wt％)，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，且由下述[式3]表示，V(γ)是奥氏体的相分率(0.45～0.75范围)。
K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]。
尤其，将所述钢水处理成不锈钢的过程可以包括以下步骤：使所述钢水维持在比理论凝固温度高10～50℃的温度，并临时储存到中间包中；一次冷却，将钢水从中间包注入到铸模中，并维持500～1500℃/分钟的冷却速度通过铸模；二次冷却，使经过一次冷却而形成凝固壳的钢水拉拔并通过扇形体。
此时，在所述二次冷却步骤中，优选向形成凝固壳的钢水喷射0.25～0.35l/kg的冷却水。
此外，可以进一步包括三次冷却步骤，所述三次冷却步骤为，在所述二次冷却步骤之后被拉拔的铸坯的表面温度在1100～1200℃范围内，以空气和冷却水的比例(空气/冷却水)为1.0～1.2的方式，将100～125l/kg·分钟的冷却水与空气进行混合并向铸坯的表面进行喷射。
另外，将所述钢水处理成不锈钢的过程包括使所述钢水通过一对铸辊之间的同时凝固，从而制造带钢的步骤，在制造所述带钢的步骤中，钢水中所包含的超过氮固溶极限的量的氮可以通过所述铸辊向凝固壳外部排出。
此时，优选地，在制造所述带钢的步骤中，在所述一对铸辊中的至少任意一个铸辊中使用外周面上沿着圆周方向形成有气体排出通道的铸辊。
此外，在制造所述带钢的步骤中所使用的铸辊上形成的气体排出通道以50～500μm的宽度、50～300μm的深度形成多个，并且相邻的气体排出通道之间的间隔为100～1000μm，所述铸辊的表面上形成有15～25μm的凹凸。
此外，在准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，包含C：0.08％以下且0％除外、Si：0.2～3.0％、Mn：2～4％、Cr：18～24％、Ni：0.2～2.5％、N：0.15～0.32％、Cu：0.2～2.5％、余量的Fe及其它不可避免的杂质。
另外，在准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，可以进一步包含W：0.1～1.0％及Mo：0.1～1.0％中的至少一种以上。
此外，在准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，可以进一步包含Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％及V：0.001～0.15％中的至少一种以上。
有益效果
根据本发明的实施例，通过调整高价元素Ni、Si及Cu合金成分的含量，能够节约资源且显著降低原料费用，尤其是通过确保与STS304相比具有同等水平以上的耐蚀性及优异的延伸率，能够充分代替用于成型的200系列、300系列(STS304、316)。
并且，连续铸造根据本发明的实施例的合金元素时，通过控制钢水温度及冷却速度，能够抑制铸坯内部产生的针孔(pinhole)。
此外，对根据本发明实施例的合金元素进行薄带连铸时，通过改善铸辊，从而使由液态凝固为固态时所产生的氮气能够顺畅地排出，以能够防止内部气孔的产生及表面缺陷的产生。
附图说明
图1为以根据本发明实施例的发明钢和比较钢的应力变形曲线来示出形成应变诱发马氏体相的临界应变值的图。
图2a及图2b作为根据本发明实施例的比较钢和发明钢的代表性透射电子显微镜组织的照片，示出是否形成了应变诱发马氏体相。
图3为示出延伸率和形成应变诱发马氏体相的临界应变值的关系的图表。
图4为概略地示出根据本发明一实施例的经济型双相不锈钢的连铸方式的制造工序的图。
图5为概略地示出本发明一实施例的经济型双相不锈钢的薄带连铸方式制造工序的图。
图6为概略地示出本发明一实施例的经济型双相不锈钢的薄带连铸方式制造工序中所需的铸辊的图。
图7为比较材料I和发明材料A的组织照片。
图8为比较材料H的表面缺陷照片。
图9为比较材料F的表面缺陷照片。
具体实施方式
下面，参照附图对本发明的实施例进行更详细的说明。但是，本发明并不限定于下述的实施例，可以以相互不同的多种形态体现，本实施例仅是为了使本发明公开完整，且使本领域技术人员完全知晓本发明的范围而提供的。
首先，本发明涉及具有铁素体-奥氏体系组织的经济型双相不锈钢，本发明所涉及的铁素体-奥氏体系组织是指铁素体相和奥氏体相占据大部分组织，而不是指不锈钢仅由铁素体相和奥氏体相形成。例如，铁素体相和奥氏体相占据大部分的组织，是指形成不锈钢的组织中，铁素体相和奥氏体相之合为90％以上，除去铁素体相和奥氏体相的剩余的部分可以为由奥氏体相相变形成的马氏体相。
图1为以根据本发明实施例的发明钢和比较钢的应力变形曲线来示出形成应变诱发马氏体相的临界应变值的图。
本发明的对象可以为经济型双相不锈钢，以重量％(以下在未特别提及时，成分的含量为重量％)计，包含C：0.08％以下且0％除外、Si：0.2～3.0％、Mn：2～4％、Cr：18～24％、Ni：0.2～2.5％、N：0.15～0.32％、Cu：0.2～2.5％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且具有由铁素体相和奥氏体相形成的双相组织。所述经济型双相不锈钢可以进一步包含W：0.1～1.0％、Mo：0.1～1.0％、Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.15％中的至少一种以上。
C作为形成奥氏体相的元素，是通过固溶强化而增强材料强度的有效元素。但是，添加过量的C时，由于在铁素体-奥氏体相的边界容易与对耐蚀性有效的Cr等形成碳化物的元素进行结合，降低晶界周围的Cr含量，从而降低耐蚀性，因此，为了极大化耐蚀性，优选以大于0且0.08％以下的范围添加C。
Si是为了脱氧效果而部分添加的元素，Si作为形成铁素体相的元素，是在退火热处理时浓缩在铁素体相上的元素。因此，为了确保适当的铁素体相分率，应添加0.2％以上的Si。但是，超过3.0％的过量添加会急剧增加铁素体相的硬度，对降低双相钢的延伸率产生影响，从而使用于充分确保延伸率的奥氏体相难以得到确保。此外，过多的情况下，降低炼钢时的熔渣的流动性，并与氧结合而形成夹杂物，从而降低耐蚀性。因此，优选将Si含量控制为0.2～3.0％。
Mn是为脱氧剂及增加氮的固溶度的元素，其为形成奥氏体相的元素，可以代替高价的Ni而使用。当大量添加Mn时，虽然对氮的固溶度有效果，但是与钢中的S结合而形成MnS，从而会使耐蚀性变差。因此，以大于4％的含量添加Mn时，难以确保304钢水平的耐蚀性。此外，当Mn的含量小于2％时，即使调整形成奥氏体相的元素Ni、Cu、N等，也难以确保适当的奥氏体相分率，并且所添加的N的固溶度低，从而在常压下难以得到氮的充分的固溶。因此，优选将Mn的含量控制为2～4％。
Cr为与Si一起作为铁素体相的稳定化元素，不仅在确保双相不锈钢的铁素体相方面起到主要作用，而且还是确保耐蚀性的必需元素。增加Cr含量虽然会增加耐蚀性，但是为了维持相分率，需要增加高价的Ni或其它形成奥氏体相的元素的含量。由此，为了在维持双相不锈钢的相分率的同时，确保与304钢同等水平以上的耐蚀性，优选将Cr的含量控制在18～24％。
Ni为与Mn、Cu及N一起是奥氏体相稳定化的的元素，对确保双相不锈钢的奥氏体相起到主要作用。为了节约成本，可以最大限度地减少价格昂贵的Ni含量，且相对地增加其他作为奥氏体相形成元素的Mn和N，从而可以充分维持因Ni的减少所带来的相分率的均衡。但是，为了能够抑制在冷加工时形成过多的应变诱发马氏体相，并且为了确保充分的奥氏体相的稳定度，应添加0.2％以上的Ni。当大量添加Ni时，会增加奥氏体相分率，从而难以确保合适的奥氏体相分率，尤其，由于高价的Ni而导致产品的制备费用上升，从而相比于304钢，难以确保竞争力。因此，优选将Ni的含量控制在0.2～2.5％。
N在双相不锈钢中与Ni一起对奥氏体相的稳定化起到很大作用的元素，在退火热处理时，由于在固相中的扩散速度快，从而大部分会浓缩在奥氏体相上的元素之一。因此，增加N含量会附带地诱发耐蚀性的增加及高强度化。但是N的固溶度会随着添加的Mn的含量而发生变化。在本发明的Mn范围内，当N含量超过0.32％时，在铸造时，由于超过氮的固溶度而产生气孔(blow hole)、针孔(pin hole)等，诱发表面缺陷，从而难以稳定地制造钢。另外，为了确保304钢水平的耐蚀性，添加0.15％以上的N，当N含量过低时，难以确保适当的相分率。因此，优选将N含量控制在0.15～0.32％。
Cu为与Mn、Ni及N一起是奥氏体相稳定化的元素，为了节约成分，优选以最小限度地降低与Ni起到相同作用的Cu的含量。但是，为了能够抑制在冷加工时形成过多的塑性诱发马氏体，并为了确保充分的奥氏体相的稳定度，优选添加0.2％以上的Cu。另一方面，当Cu含量超过2.5％时，由于热脆性而会使产品加工变得困难，因此，优选将Cu含量调整为0.2～2.5％。
W及Mo为形成奥氏体相的元素，同时还是提高耐蚀性的元素，在进行热处理时，在700～1000℃温度下，由于促进金属间化合物的形成，从而是劣化耐蚀性及机械性质的元素。当W及Mo的含量超过1％时，由于金属间化合物的形成，会导致耐蚀性的急剧下降，尤其会导致延伸率的急剧下降。此外，为了显示出耐蚀性的改善效果，可以添加0.1％以上的W及Mo。因此，优选将W及Mo的含量控制在0.1～1.0％，并且可以含有W及Mo中的至少一种以上。
Ti、Nb、V为与氮反应而形成氮化物的元素，在钢水中结晶为TiN、NbN、VN等，在凝固时作为铁素体相的成核位点，即使增加冷却速度也能够充分地进行凝固，从而抑制板坯的断裂。此外，这些元素在制造过程中，即在再加热或热轧时充分固溶，并且在冷却时与碳及氮进行反应，从而形成碳氮化物，随着抑制Cr碳化物的形成，有助于提高耐蚀性。尤其是在焊接时，抑制热影响部中Cr碳化物的形成。当分别过多地添加这些元素时，即Ti超过0.1％，Nb超过0.05％，V超过0.15％时，在凝固时它们的结晶物会形成大型集群(cluster)，从而会导致堵塞铸造喷嘴的现象，此外，它们存在于板坯表层部时，会成为轧制时产生缺陷、加工时引起断裂的原因。此外，大部分为昂贵的合金元素，当大量添加时，会导致制造成分的上升。因此，优选地分别控制为以下范围，Ti：0.001～0.1％，Nb：0.001～0.05％，V：0.001～0.15％，并且可以含有Ti、Nb及V中的至少一种以上。
另外，本发明通过调整合金元素的含量、分配系数及相分率来控制堆垛层错能，从而能够保持优异的延伸率和耐蚀性。
例如，下述[式1]为利用合金中全部成分的含量来导出堆垛层错能的式。
SFE＝25.7+1.59(Ni+0.5Cu)-0.85Cr+0.001×Cr2+38.2N0.5-2.8Si-1.34Mn+0.06Mn2….[式1]
所述[式1]中的Cr、Ni、Cu、Si、Mn、N表示各个成分元素的总含量(wt％)。
但是，本申请人以多种方法测定并计算本发明钢的堆垛层错能的结果，发现对于预测合金的物理性质方面，与如同[式1]仅利用整体合金组合物的成分含量来计算堆垛层错能相比，利用奥氏体组织的成分含量来计算时更为准确。为此，发现了与仅利用整体合金组合物的成分含量来计算堆垛层错能相比，考虑合金元素的组织间分配系数来计算堆垛层错能时，与实际测定的堆垛层错能值更加接近。
因此，本申请人为了能够通过利用奥氏体相的分配系数来推导出奥氏体相的堆垛层错能，对所述[式1]进行了补充，从而获得了下述[式2]。
SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)]-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]。
在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的总含量(wt％)。
并且，在所述[式2]中，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，由下述[式3]表示。
K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]。
本申请人利用了与常规的扫描电子显微镜进行的能量弥散的X线分析(EDAX)相比更准确的Fe-电子微探针分析(EPMA)及FE-透射电子显微镜(TEM)来测定了多种退火条件及合金系中的各个合金元素的分配系数。确认了所测定的大部分合金元素的分配系数在作为热退火或冷退火的温度范围的900～1200℃温度下不随的温度变化而变化。
即，确认到所述K(x)中的K(Cr)＝1.16，K(Ni)＝0.57，K(Mn)＝0.73，K(Cu)＝0.64，并且K(N)和K(Si)随着N和Si的含量(wt％)而变。但是，N：0.2～0.32％时，K(N)＝0.15，N＜0.2％时，K(N)＝0.25，Si≤1.5％时，K(Si)＝2.76-0.96×Si，Si＞1.5％时，K(Si)＝1.4。此时，合金元素N、Si表示不锈钢的总成分。但是，在本实施例中，由于N：0.15～0.32％，因此，N为0.15％以上且小于0.2％时，适用K(N)＝0.25，N：0.2～0.32时，适用K(N)＝0.15，由于Si为0.2～3.0％，因此，Si为0.2～1.5％时，适用K(Si)＝2.76-0.96×Si，Si大于1.5％且小于3.0％时，适用K(Si)＝1.4。
并且，所述[式2]中，V(γ)为奥氏体相分率，奥氏体相分率被定义为下述关系式。
1＝V(α)+V(γ)
在此，V(α)为铁素体相分率，V(γ)具有0.45～0.75的范围值。
另外，对于将奥氏体相的堆垛层错能值限定为19～37的理由进行说明。
已知奥氏体相的堆垛层错能控制奥氏体相的变形机理。通常，就单相的奥氏体系不锈钢而言，奥氏体相的堆垛层错能是指外部施加的塑性变形能对奥氏体相的变形起到作用的程度。通常，堆垛层错能越低，在奥氏体相中形成ε马氏体相后，会增加对钢的加工固化起到作用的应变诱发马氏体相的形成程度。在中间程度的堆垛层错能的情况下，在它们孪晶的交叉点会形成应变诱发马氏体相，因此，施加的塑性变形能会机械性地导致相变化，从而引起从奥氏体相相变为马氏体相。因此，就不锈钢而言，已知在相当广泛的范围中，除了中间相(ε马氏体相或机械性孪晶)的差异之外，形成应变诱发马氏体相。因此，当堆垛层错能小于50mJ/m2时，在奥氏体相中形成ε马氏体相后，形成应变诱发马氏体相，或者在奥氏体相中形成机械性孪晶后，形成应变诱发马氏体相。
但是，已知当堆垛层错能为50mJ/m2以上时，在不形成机械孪晶或ε马氏体相的前提下，根据位错移动而进行变形，因此不能很好地形成从奥氏体相到马氏体相的相变。
此外，确认到当使用[式1]并仅利用合金的总成分来推出堆垛层错能时，在11以下容易形成应变诱发马氏体相，因此，在变形的初期发生急剧的加工固化，即形成应变诱发马氏体相，从而导致延伸率的急剧降低，还确认了，根据热处理或制造工序，随着被分配到奥氏体相中的合金元素的变化，在部分成分系中形成应变诱发马氏体相的举动会有所不同。
对此，本申请人考虑到多种制造工序及热处理后的奥氏体相中分配的合金元素的分配系数，如同所述[式2]补充了计算式。其结果，当计算的奥氏体相的堆垛层错能小于19时，首先形成作为中间相的ε马氏体相，并在所形成的ε马氏体相的交叉点上形成了马氏体相。但是，这些马氏体相在变形的初期急剧形成，从而由于急剧的加工固化而显示出降低延伸率的现象。另外，当利用补正的计算式计算得出的奥氏体相的堆垛层错能超过37时，利用透射电子显微镜进行调查的结果，确认到在塑性变形后未观察到马氏体相的形成。因此，可知奥氏体相的堆垛层错能的优选范围为19～37。
另外，根据本发明的经济型双相不锈钢，以体积分数计，优选形成45～75％的奥氏体相和25～55％的铁素体相。
其原因在于，当奥氏体相分率小于45％时，在退火中，奥氏体相上会发生奥氏体相形成元素过度浓缩的现象。由此，奥氏体相得到充分的稳定，从而抑制变形中所产生的应变诱发马氏体相的相变，并且由于合金元素的充分固溶而增加奥氏体相的含量，从而也可以充分确保材料的拉伸强度。但是，由于产生延展性降低的现象，从而难以充分获得所需的延伸率及强度。因此，从高延展性的观点来看，奥氏体的相分率优选为45％以上。
但是，当奥氏体相分率超过75％时，在热轧时产生表面裂纹等，从而会导致热加工性的降低，并丧失作为双相组织钢的特性。因此，奥氏体相分率优选为75％以下。
此外，就本发明而言，在冷加工或拉伸变形时，形成应变诱发马氏体相的临界应变值的范围优选维持在0.1～0.25。
从应力-变形曲线的拐点处开始测定形成应变诱发马氏体相的临界应变量，其通常示出在形成应变诱发马氏体相的钢中，对马氏体相的加工固化起作用的时间点的变形值。
详细地，对获得形成应变诱发马氏体相的临界应变值的方法进行如下说明。
首先，在经过冷轧退火的材料中，以美国材料与试验协会(ASTM)小尺寸(sub-size)的规格与轧制方向平行地截取试片并进行加工后，使用拉伸试验机在常温(例如20～25℃)下以1.0×10-3/s的应变速率(strain rate)进行拉伸试验，直至材料断裂。此时所获得的真应变-真应力曲线的斜率变化为加工固化速度。加工固化速度的变化与应变诱发马氏体相的形成具有密切的关系。就加工固化速度而言，在发生屈服后，随着拉伸变形的进行而逐渐减小，直到形成应变诱发马氏体相而开始对加工固化起作用的时间点，即在临界应变中形成拐点。并且，以拐点以上的变形进行拉伸变形，同时当增加应变诱发马氏体相的形成时，再次增加加工固化速度。
因此，临界应变值为，形成应变诱发马氏体相而对加工固化开始起作用的时间点的应变值，是指在通过拉伸实验而获得的应力-应变曲线(stress-strain curve)中的相当于拐点的应变值，在数学上为对曲线进行二次微分的值为“0”的点。
因此，当临界应变值小于0.1时，在变形时会过于容易地形成应变诱发马氏体相，在变形初期由于急剧的加工固化而急剧降低材料的延展性。此外，当应变诱发马氏体相形成过晚时，即临界应变值超过0.25时，由于材料的加工固化不足而会产生局部应力集中而发生颈缩现象，从而会引起延伸率的降低。因此，加工固化速度应具有合适的范围。因此，本发明中形成应变诱发马氏体相的临界应变值的范围优选为0.1～0.25。
此外，在本发明的经济型双相不锈钢中，控制奥氏体相的稳定度非常重要。通常，应变诱发马氏体相是在不稳定的奥氏体相变形时形成的硬的相，会引起加工固化而对增加钢的延伸率起作用。就由奥氏体相及铁素体相形成的双相不锈钢的本发明钢而言，可以利用适当地分配合金元素来调整奥氏体相的稳定度。本发明中，用于使合金元素得到合适的分配的方法，使用了急速凝固法。就急速凝固而言，由于在固相中发生扩散的时间不足，因此，形成的奥氏体相及铁素体相会非平衡地形成凝固。对这些非平衡的凝固相进行短时间的热轧退火热处理时，利用所产生的合金元素的分配，可以使奥氏体相的稳定度充分地控制在所需范围内。作为用于形成其的方法，可以以以下方式设计合金，即，通过将在固相中的扩散速度快的氮的含量维持在高于常规情况，从而使大部分的氮偏析到奥氏体相上。
[实施例]
下面，通过本发明的经济型双相不锈钢的多种实施例来对延伸率及耐蚀性进行详细说明。
利用调整为如下述表1的成分含量的钢水来准备试片后，在热轧、热轧退火、冷轧后进行冷轧退火，调整材料的相分率，从而测定延伸率及耐蚀性。
对于拉伸试验片，与轧制方向平行地对ASTM-sub size的试片进行加工后，在常温下将拉伸变形率速度调节为1.0×10-3/s并进行测定。下述[表1]示出了对于实验钢种的合金组成(重量％)。
此外，下述[表2]中示出了将上述[表1]中部分实验钢种在1100℃下进行退火热处理后所测定的铁素体相和奥氏体相的相分率。
此外，下述[表3]中示出了，对使用在本发明的说明中的比较钢及发明钢，不考虑分配系数而通过[式1]计算的堆垛层错能值，考虑分配系数及相分率，并利用[式2]计算的堆垛层错能值、吉布斯自由能(Gibbs Free enegy)差异、是否形成应变诱发马氏体相、临界应变值、延伸率的结果。
此时，使用吉布斯自由能(Gibbs Free enegy)的原因在于，计算具有相同成分的相的结晶结构为FCC的奥氏体时，其为BCC的马氏体时的热力学吉布斯自由能的差异，并满足△G＝GM-Gγ≤0(马氏体相的吉布斯能-奥氏体相的吉布斯能)的条件才能形成应变诱发马氏体相。如上所述，吉布斯自由能差异和应变诱发马氏体相的形成具有密切的关系，例如，吉布斯自由能差异(△G)为正数时，可以表示不形成应变诱发马氏体相，吉布斯自由能差异(△G)为负数时，可以表示形成应变诱发马氏体相。
在本实施例中，为了计算奥氏体相和马氏体相的吉布斯自由能，利用商用软件FACTsage6.4(Thermfact和GTT-技术(Thermfact and GTT-Technologies))来进行计算。尤其，为了计算吉布斯自由能，首先，需要知道以铁素体相-奥氏体相的双相存在的钢中的奥氏体相中存在的合金成分，奥氏体相中存在的合金成分的含量可以利用本发明中公开的分配系数和相分率来进行计算。例如，可以利用奥氏体相中存在的X成分＝X/[K(X)-K(X)×V(γ)+V(γ)](X：总X成分，K(X)：分配系数，V(γ)：奥氏体相分率)来进行计算。
此外，是否形成应变诱发马氏体相是利用铁素体范围(商用产品)在拉伸变形时发生颈缩之前的裂纹拉伸区间进行了测定。
表1
表2
钢种 铁素体相分率，％ 奥氏体相分率，％
比较钢1 51 49
比较钢2 83 17
比较钢3 35 65
比较钢4 54 46
比较钢5 41 59
发明钢1 45 55
发明钢2 37 63
发明钢3 40 60
发明钢4 38 50
发明钢5 28 53
发明钢6 33 67
发明钢7 42 58
发明钢8 47 53
发明钢9 42 58
发明钢10 48 52
表3
就经济型双相不锈钢而言，相分率随着合金成分及热处理温度而变化。
由此，[表2]中示出了分别以1100℃的温度对比较钢1～比较钢5及发明钢1～发明钢10进行热处理时的铁素体和奥氏体相分率。就发明钢1～发明钢10而言，可知铁素体的相分率包含在约25～55％的范围内，奥氏体的相分率包含在约45～75％的范围内。此外，比较钢2在1100℃温度下处理时，分别示出了铁素体的相分率为83％，此时，奥氏体相分率也分别示出为17％。即，可知比较钢2未包含在本发明的铁素体及奥氏体的相分率范围内。
此外，可知比较钢4为考虑分配的奥氏体相的堆垛层错能为17.88mJ/m2，未包含在奥氏体相的堆垛层错能(SFE)值的合适范围内。
另外，图1为本发明中所获得的具有代表性的公称应变-公称应力比较曲线，是在1100℃下对各个材料进行热处理后实施拉伸实验的结果。
就比较钢1而言，在均匀应变中未形成应变诱发马氏体相。其结果，由于在塑性变形时，不存在能够抑制因加工固化导致的局部颈缩的应变诱发马氏体相，从而预测了延伸率的下降，且实际上比较钢1的延伸率为31％左右，非常差。
并且，可以确认比较钢3在塑性变形时形成应变诱发马氏体相的临界应变值为0.1以下(拐点；用箭头表示)，由此由于应变诱发马氏体相急剧形成而导致急剧的加工固化，从而可以预测会产生延伸率降低。实际上比较例3虽然是由铁素体相和奥氏体相构成的双相不锈钢，但延伸率为35％左右非常差。
另外，本发明钢表明了，当应力-变形曲线中形成应变诱发马氏体相的临界应变范围为0.1～0.25时，通过适当地控制加工时形成的应变诱发马氏体相的形成速度，从而能够得到多种值的延伸率。即将发明钢8和发明钢1进行比较可知，形成应变诱发马氏体相的临界应变越大，变形率会得到增加。这是由于控制冷加工时奥氏体相相变为应变诱发马氏体相，因此延伸率大部分为45％以上。其与本发明钢所要代替的通常的经济型双相钢的比较钢1相比，显示出非常优异的延伸率，还显示出了能够与本发明中所要替代的304钢的延伸率匹敌的优异的延伸率。
详细而言，当临界应变值小于0.1时，由于急剧形成应变诱发马氏体相的同时，急剧的加工固化导致的材料的固化，从而导致急剧降低延伸率。此外，当临界应变值超过0.25时，由于应变诱发马氏体相形成得过慢，无法抑制根据变形的材料的局部颈缩。因此，就由本合金系的奥氏体相-铁素体相形成的经济型双相不锈钢而言，当形成应变诱发马氏体相的临界应变值的范围为0.1～0.25时，可以确保比现有的双相钢所具的30％以下的延伸率更为优异的45％以上的延伸率，并且在部分应变条件下，可以确保能够与304钢匹敌的45％以上的延伸率。由此，在进行冷加工时，形成应变诱发马氏体相的临界应变值优选为0.1～0.25。
并且，如[表3]中的比较钢1及比较钢5所示，能够确认即使根据[式2]的堆垛层错能在19～37的范围内，奥氏体相中形成马氏体相的吉布斯自由能值也显示为正数值，且在利用透射电子显微镜观察的微细组织中未观察到应变诱发马氏体相的形成，在这种情况下，观察到延伸率降低。
此外，如[表3]的比较钢2及比较钢3所示，即使由于吉布斯自由能值显示为负值而形成应变诱发马氏体相，临界应变值不在0.1～0.25的范围时，也观察到延伸率降低。
图2a及图2b分别示出比较钢1和发明钢1的透射电子显微镜观察的微细组织。就比较钢1而言，如图2a所示，可知虽然观察到由于变形导致的变形带或机械孪晶，但未观察到应变诱发马氏体相。就发明钢1而言，如图2b所示，可知变形带或机械孪晶的交叉点上形成了应变诱发马氏体相(应变诱发马氏体相用箭头表示)。
另外，图3为示出延伸率和形成应变诱发马氏体相的临界应变值之间的关系的图表，参照[图1]的应力-变形曲线，将形成马氏体相的临界应变的测定结果示于图3中。
从图3所述，能够确认临界应变值小于0.1和超过0.25的情况下，不能确保45％的延伸率，而另一方面，临界应变值的范围具有0.1～0.25值的情况下，能够确保45％以上的延伸率。
另外，根据本发明的经济型双相不锈钢从液态凝固成固态时，根据氮固溶度的差异，根据解决氮气生成或排出的问题，均可使用连铸方式及薄带连铸方式来制造。
首先，对使用连铸法来制造经济型双相不锈钢的方法进行说明。
图4为概略地示出本发明一实施例的经济型双相不锈钢的连铸方式制造工序的图。
根据本发明一实施例的经济型双相不锈钢在依次配置有钢包(ladle)(110)、中间包(120)、铸模(130)、多个扇形体(segment)(140)的常规的连铸设备(100)中制造。但是，在扇形体(140)的后段部进一步具备混合空气和冷却水并进行喷射的喷射装置(150)。
为了通过连铸方式来制造经济型双相不锈钢，首先准备具有上述公开的合金成分的钢水，使其移动到钢包(110)后，利用套管喷嘴(shrouding nozzle)(111)使其临时储存到中间包(120)中。此时，临时储存在中间包(120)中的钢水优选维持在比理论凝固温度高出10～50℃的温度。
详细而言，中间包(120)中的钢水温度与理论凝固温度的温差ΔT(℃)的下限值为10℃，上限值为50℃，当ΔT小于下限值10℃时，钢水(M)会在中间包(120)中进行凝固，从而在连铸中会产生问题，当ΔT超过上限值50℃时，在凝固中凝固速度会变慢，使凝固组织变得粗大，从而在连铸铸坯上容易产生凝固裂纹和在热轧时容易引起线状缺陷。
并且，在中间包(120)中利用浸渍喷嘴(121)向铸模(130)中注入钢水。此时，在铸模(130)中使钢水(M)的冷却速度维持在500～1500℃/分钟，并使钢水通过铸模(130)进行一次冷却。
此时，当冷却速度小于500℃/分钟时，由于初期形成的δ铁素体凝固导致的氮溶解度差异而产生的氮气通过铸模(130)的凝固壳排出，由此会产生粗大的氮针孔，因此，连铸的板坯产生大量的粗大的氮针孔。并且，在初期形成的δ铁素体发生粗大化，从而会对外部应力较为脆弱。此外，当冷却速度小于500℃/分钟时，连铸时铸模(130)中的冷却(一次冷却)及扇形体(140)中的冷却(二次冷却)的量减少，由此在铸造中铸坯(S)的热传递变慢，从而降低铸坯凝固层的强度，发生铸坯膨胀(bulging)的现象，导致操作及质量的恶化。
并且，将冷却速度控制为超过1500℃/分钟，从氮针孔的方面是非常有利的，但是因目前的连铸设备存在限制，无法进行连铸，在连铸时由于枝状晶体(dendrite)之间残留的溶质元素的偏析扩散的时间变少，从而会发生铸坯表面裂纹。由于这种现象，具有在铸模(130)内部产生铸坯壳(外形，壳(shell))一时断裂的重叠现象的问题。因此，在铸模(130)内进行一次冷却时，优选将冷却速度设定为500～1500℃/分钟。
铸模(130)中形成凝固壳的钢水(M)，即铸坯(S)向扇形体(140)进行拉拔，从而进行二次冷却，此时，优选向铸坯(S)喷射0.25～0.35l/kg的冷却水。这样限定扇形体(140)中的喷水量的原因如下。
扇形体(140)，即将二次冷却带的喷水量设置得相对较大时，虽然可以微细地形成凝固组织，但当喷水量超过0.35l/kg时，在连续铸造工序时，偏析到凝固组织之间的杂质扩散的时间会变少，会以σ相存在，从而会在铸坯表面产生裂纹。此外，不仅会产生热应力所导致的裂纹，还会在表面过度产生残留应力，因此，在进行铸坯研磨(grinding)时会在表面产生裂纹。并且，当喷水量小于0.25l/kg时，凝固组织会变得过大，从而由于晶界上生成的σ相而具有产生凝固裂纹的问题点，并且在连铸中铸坯凝固壳(shell)的强度会降低，从而会引起因铸坯膨胀(bulging)所导致的裂纹的问题。
因此，在扇形体(140)中的喷水量范围优选为0.25～0.35l/kg。
并且，对向扇形体(140)拉拔的而进行二次冷却的铸坯进行三次冷却。三次冷却时继续向扇形体(140)拉拔，同时在铸坯的表面温度为1100～1200℃范围内，以空气和冷却水的比例(空气/冷却水)为1.0～1.2方式，将100～125l/kg·分钟的冷却水与空气进行混合而向铸坯(S)表面整体进行喷射，以进行冷却。
三次冷却是为了使铸坯(S)的表面确保均匀的氧化皮而进行控制。其原因在于，就经济型双相不锈钢而言，由于其在加热炉中的氧化量非常少，从而在热轧时因氧化皮带来的润滑效果小，从而难以降低表面裂纹。因此，为了在轧制中避免因辊和钢板的接触而导致的温度下降，并且为了减少辊和钢板之间的摩擦力来防止表面裂纹，应在钢板表面形成致密且厚的氧化皮，此外还需在轧制中不易发生剥离。如上所述，限定铸坯(S)的表面温度、冷却水的喷水量及冷却水和空气的比例(空气/冷却水)的原因在于，在不满足上述条件的情况下，在铸坯(S)的表面不能以所需水平(大约为35μm±2μm)的厚度形成氧化皮，并且所生成的氧化皮不能均匀地形成。
下面，按照[表4]，将具有本发明组成的经济型双相不锈钢在中间包中的钢水温度、在铸模中的冷却速度、在二次冷却带(cooling zone)中的喷水量进行变更，从而生产铸坯，并将作为其结果的针孔及铸坯表面产生裂纹的程度也示于[表4]中。此时，将板坯的表面约研磨0.5mm左右后，通过观察被研磨的表面来确认铸坯是否产生针孔。
表4
从[表4]可知，满足本发明的所有控制条件的发明例的发明材料A～发明材料E在连铸的铸坯中均没有产生因氮引起的针孔，并且，未产生膨胀且在热轧钢卷表面未产生缺陷。
并且，比较材料F及比较材料G在铸模中的冷却速度均在本发明的范围内，因此，在铸坯的内部未产生因氮气引起的针孔。但是，比较材料F的喷水量大于本发明的范围，虽然在铸造中未产生膨胀，但铸造表面形成很强的热应力作用，从而诱发了裂纹的产生。此外，比较材料G的二次冷却带的喷水量的范围小于本发明的范围，因此随着在铸坯上产生膨胀，在铸坯表面产生了裂纹。因此，在热轧时由于形成局部过多的氧化皮，从而在热轧钢卷表面产生了线状缺陷。
并且，比较材料I及比较材料J在铸模中的冷却速度低于本发明的范围，因此在铸坯上产生了严重的针孔。但是，虽然由于二次冷却带的喷水量在本发明的范围内，从而连铸铸坯的表面良好，但是由于铸坯上存在的针孔导致热轧时产生大量的线状缺陷。
此外，图7为根据本发明的连铸方式而制造的比较材料I和发明材料A的组织照片，图8为根据本发明的连铸方式制造的比较材料H的表面缺陷照片，图9为根据本发明的连铸方式制造的比较材料F的表面缺陷照片。此时，图8及图9为在比较材料H及比较材料F进行热轧后发现的热轧钢圈表面的缺陷照片。
由图7可以确认，在发明材料A的铸坯在表面上没有发现针孔，但比较材料I上产生了大量的针孔。此外，由图8可知，对针孔产生良好的比较材料H进行热轧后，观察了热轧钢卷的表面，观察到沿轧制方向产生了大量的被延伸的针孔性缺陷。此外，图9是将比较材料F进行热轧后，对热轧钢卷的表面进行观察，从而观察到产生了大量的铸坯裂纹性表面缺陷。
因此，通过多种实施例确认了以下内容，根据本发明通过适当地控制连铸时铸模内的冷却速度和二次冷却带的喷水量，从而能够获得抑制了针孔、铸造时的裂纹及膨胀的发生的由奥氏体相和铁素体相构成的经济型双相不锈钢的优异的铸坯品质，不仅如此，还确认了能够进行稳定的连铸操作。
此外，按照[表5]，将对具有本发明的组成且经过一次冷却和二次冷却的双相不锈钢进行三次冷却时，变更冷却时的冷却水量、喷射时间、空气/冷却水比例、铸坯表面温度，从而生产铸坯，并将作为其结果的氧化皮的厚度及均匀程度也示于[表5]中。
表5
如发明材料1～发明材料4可知，在铸坯表面温度为1000～1200℃时，使空气/冷却水的比例维持在1.0～1.2，同时以100～120l/㎏·分钟的冷却水量喷射20～30分钟冷却水时，氧化皮非常均匀且变厚。
但是，如比较材料1及比较材料2，以50l/kg·分钟或80l/kg·分钟的冷却水量进行喷射时，因冷却水的量不充分，从而未能促进氧化皮的生成，也未能获得均匀的氧化皮。
并且，如比较材料3～比较材料5，变更空气与冷却水的比例(空气/冷却水)来调查氧化皮，可以确认空气的量越充分，越增加氧化皮的厚度。由此，为了形成所需厚度的氧化皮层，优选将空气与冷却水的比例(空气/冷却水)控制为1.0以上。但是，当空气的比例超过上限值1.2时，虽然能获得充分的氧化皮层，但会存在对整体冷却水系统产生影响的担忧。
如比较材料6及比较材料7，以15分钟及10分钟的喷射时间喷射冷却水时，虽然冷却水喷射时的温度和空气/冷却水比例等接近发明材料的条件，但由于喷射时间不足而难以获得均匀且厚度充分的氧化皮层。因此，可以确认，为了获得均匀且厚度厚的氧化皮层，需要用于板坯和空气反应的充分的喷射时间。但是，当冷却水的喷射时间超过一定时间以上时，铸坯会停滞，从而存在降低生成量的担忧。
此外，如比较材料8及比较材料9，在铸坯的表面温度为932℃、1062℃时喷射冷却水时，氧化皮的厚度为15μm、26μm，显示出了不均匀的氧化皮。但是，可以预测出铸坯的温度越高，会越促进氧化皮的生成，从而能够获得均匀的氧化皮。此外，可以预测在连铸的铸坯中的铸坯温度越高，能够获得均匀的氧化皮。
如上所述，在连铸工序结束后，在冷却喷射工序中，在最佳的喷射位置上喷射最佳的冷却水及空气的比和最佳的冷却水水量，能够优化氧化皮的形成，并且能够提高表面品质，可以最小化用在去除缺陷的工序等中的费用，从而可以提高附加价值。
然后，对使用薄带连铸方式制造经济型双相不锈钢的方法进行说明。
图5为概略地示出根据本发明一实施例的经济型双相不锈钢的薄带连铸方式制造工序的图，图6为示出形成在本发明的铸辊上的氮排出通道的模式图。
根据本发明一实施例的经济型双相不锈钢在依次配置有钢包(210)、中间包(220)、一对铸辊(230)、内联辊(260)、收卷辊(270)的常规连铸设备(200)中制造。但是，在铸辊(230)的表面形成有气体排出通道(231)。
为了通过薄带连铸方式制造经济型双相不锈钢，首先准备具有上述公开的合金成分的钢水(M)，使其移动到钢包(210)后，利用套管喷嘴(shrouding nozzle)(211)临时储存到中间包(220)中。然后，通过注入喷嘴(221)使其通过一对铸辊(230)之间的同时凝固，从而制成带钢(S)，制得的带钢(S)在铸辊(230)和连续配置的内联辊(260)中被轧制，从而收卷到收卷辊(270)上。
另外，铸辊(230)上部安装有歧管防护罩(manifold shield)(250)，以能够防止熔融金属表面与空气接触而被氧化，这种歧管防护罩(250)内部注入了适当的气体，从而形成合适的防止氧化的氛围。
如上所述，钢水(M)从一对铸辊(230)相遇的辊距中脱离出来，经过内联辊(260)被轧制后，经过热处理过程及冷间轧制等工序来制成10mm以下的带钢(S)。
如上所述的直接制造10mm以下的带钢(S)的双辊式带钢连铸机中最为重要的技术要素之一为，通过注入喷嘴(250)快速地向相反方的向旋转的内部水冷式铸辊(twin-drumrolls)(230)和侧封板(240)(side dam)之间供给钢水(M)，从而通过被水冷的铸辊(230)的表面释放大量的热量，从而使钢水急速冷却，不产生裂纹地制成具有所需厚度的薄板，以提高实际产率。
本发明的高延展性经济型双相不锈钢制造方法中，解决了成为边缘(edge)裂纹及表面裂纹原因的包含在钢水中的固溶限度以上的氮的问题，及因含氮而引起的热加工性降低的问题。
即，通过铸辊(230)凝固钢水(M)时，排出固溶限度以上的氮的同时完成急速铸造，在铸造后利用连续进行的内联辊(260)来完成了急速铸造，从而制造约为2～5mm的薄的带钢(S)，由此解决了上述问题。
在薄带连铸过程中，为了去除包含在钢水(M)中的固溶限度以上的氮，可以提供多种方法，在本发明的高延展性经济型双相不锈钢的制造方法中，作为其中的一例，通过在铸辊(230)表面形成氮排出通道(231)，从而在凝固钢水时排出了固溶限度以上的氮。
根据氮的内部气孔问题，大部分是在钢水通过一对铸辊(230)之间并急速被冷却的过程中产生。
因此，钢水(M)中的固溶限度以上的氮，需要在使钢水(M)通过铸辊(230)的同时进行。为此，为了在铸造中使能够排出氮，优选在铸辊(230)的表面形成气体排出通道(231)。
气体排出通道(231)为不能通过钢水(M)仅能够排出氮气程度的微细的通道。这种气体排出通道(231)可以以多种方式形成在铸辊(230)上，在铸辊(230)的表面沿圆周方向形成，从而随着铸辊(230)的旋转，能够向铸辊(230)的外侧方向引导并排出氮气。
气体排出通道(231)相当于宽度为50～500μm深度为50～300μm的微细通道，在铸辊(230)的圆周方向上形成有多个，且相邻的气体排出通道(231)之间的间距优选以100～1000μm左右形成。
气体排出通道(231)的形状、结构及其使用位置只要是能够实现其功能，则可以进行多种变形。
另外，形成多个这种气体排出通道(231)时，会减少铸辊(230)和通过该铸辊(230)的钢水(M)之间的接触面积，为了防止该现象，优选在铸辊表面突出地形成凹凸。这种凹凸具有15～25μm的平均尺寸。
下面，为了确认钢水中的固溶限度以上的氮对薄板产生的影响，如下述[表6]，变更钢水的组成及铸造法来制造经济型双相钢。此时，比较例1为利用普通的连续铸造法对具有特定组成的钢水进行铸造的，比较例2为利用普通的薄带连铸方式(急速铸造)对具有特定组成的钢水进行铸造的，实施例1～实施例5为根据本发明，利用铸辊将钢水中的固溶限度以上的氮气进行排出，并通过薄带连铸方式铸造的。
表6
如[表6]所示，可以确认比较例1在连续铸造工序中未排出氮，从而在铸坯内部产生了气孔。
此外，可以确认比较例2在普通方式的薄带连铸工序中未排出氮，从而在带钢内部产生了气孔。
其原因在于，钢水在通过铸模或铸辊并进行凝固而产生的氮溶解度的差异所致。
本发明的高延展性经济型双相不锈钢的氮组成在1500～3200ppm范围。
另外，钢水从液相凝固成固相的过程以液相→液相+δ相(delta phase)→δ相→δ相+奥氏体相的顺序进行，液相变为δ相时，氮固溶度约为1164ppm，产生约836～1836ppm的固溶度差异。因此，在液相中过饱和的氮中的一部分凝固时，显然被气(gas)化而凝固的材料的内部形成多种气孔，并且在材料表面形成的凝固壳中也形成多数气孔。
如此，实际凝固的材料的内部存在大量的气孔，这些气孔的一部分也会在热轧时被压缩，而未被压缩的气孔会成为内部缺陷，在利用加热炉进行加热时，向外部露出时会发展成多种表面缺陷。
另一方面，实施例1～实施例5为利用本发明的薄带连铸工序的实施例，在工序中可以确认因排出了氮，从而在带钢内部没有产生气孔。
参照附图和前述的优选实施例对本发明进行了说明，但本发明并不限定于此，而是由权利要求书范围所限定。因此，本领域技术人员在不脱离本发明的权利要求书的范围的技术思想的范围内，可以对本发明进行多种变形及修改。
附图标记说明
100：连铸设备 110：钢包
120：中间包 130：铸模
140：扇形体 150：喷射手段
200：薄带连铸设备 210：钢包
220：中间包 230：铸辊
260：内联辊 270：收卷辊

Claims (12)

1.经济型双相不锈钢，其为铁素体-奥氏体系经济型双相不锈钢，其中，由下述[式2]表示的奥氏体相的堆垛层错能SFE值为19～37，形成应变诱发马氏体相的临界应变值范围为0.1～0.25，延伸率为45％以上，
SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)]-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]，
在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的以重量％计的总含量，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，且由下述[式3]表示，V(γ)是奥氏体的相分率，且在0.45～0.75的范围内，
K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]，
其中，所述不锈钢以重量％计，包含C：0.08％以下且0％除外、Si：0.2～3.0％、Mn：2～4％、Cr：18～24％、Ni：0.2～2.5％、N：0.15～0.32％、Cu：0.2～2.5％、余量的Fe及其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的经济型双相不锈钢，其中，所述K(x)中的K(Cr)＝1.16，K(Ni)＝0.57，K(Mn)＝0.73，K(Cu)＝0.64，根据N和Si的以重量％计的含量，K(N)和K(Si)为以下值，N：0.2～0.32％时，K(N)＝0.15，N＜0.2％时，K(N)＝0.25，Si≤1.5％时，K(Si)＝2.76-0.96×Si，Si＞1.5％时，K(Si)＝1.4。
3.根据权利要求1所述的经济型双相不锈钢，其中，所述不锈钢以重量％计，进一步包含W：0.1～1.0％及Mo：0.1～1.0％中的至少一种。
4.根据权利要求1所述的经济型双相不锈钢，其中，所述不锈钢以重量％计，进一步包含Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％及V：0.001～0.15％中的至少一种。
5.经济型双相不锈钢的制造方法，其为制造铁素体-奥氏体系经济型双相不锈钢的方法，包括以下步骤：准备钢水；将所述钢水处理成不锈钢，从而使得由下述[式2]表示的奥氏体相的堆垛层错能SFE值为19～37，形成应变诱发马氏体相的临界应变值范围为0.1～0.25，将所述钢水处理成不锈钢的过程包括以下步骤：使所述钢水维持在比理论凝固温度高10～50℃的温度，并临时储存到中间包中；一次冷却，将钢水从所述中间包注入到铸模中，并维持500～1500℃/分钟的冷却速度而通过铸模；二次冷却，使经过一次冷却而形成凝固壳的钢水拉拔并通过扇形体，
SFE＝25.7+1.59×Ni/[K(Ni)-K(Ni)×V(γ)+V(γ)]+0.795×Cu/[K(Cu)-K(Cu)×V(γ)+V(γ)]-0.85×Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)]+0.001×(Cr/[K(Cr)-K(Cr)×V(γ)+V(γ)])2+38.2×(N/[K(N)-K(N)×V(γ)+V(γ)])0.5-2.8×Si/[K(Si)-K(Si)×V(γ)+V(γ)]-1.34×Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)]+0.06×(Mn/[K(Mn)-K(Mn)×V(γ)+V(γ)])2………………[式2]；
在[式2]中，Ni、Cu、Cr、N、Si、Mn表示各元素成分的以重量％计的总含量，K(x)是各元素成分(x)的分配系数，且由下述[式3]表示，V(γ)是奥氏体的相分率，且在0.45～0.75的范围内，
K(x)＝[铁素体相中的x元素的含量]/[奥氏体相中的x元素的含量]………………[式3]，
其中，在准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，包含C：0.08％以下且0％除外、Si：0.2～3.0％、Mn：2～4％、Cr：18～24％、Ni：0.2～2.5％、N：0.15～0.32％、Cu：0.2～2.5％、余量的Fe及其它不可避免的杂质。
6.根据权利要求5所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，在所述二次冷却步骤中，向形成凝固壳的钢水喷射0.25～0.35l/kg的冷却水。
7.根据权利要求5所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，进一步包括三次冷却步骤，所述三次冷却步骤为，在所述二次冷却步骤之后被拉拔的铸坯的表面温度在1100～1200℃范围内，以空气和冷却水的比例即空气/冷却水为1.0～1.2的方式，将100～125l/kg·分钟的冷却水与空气进行混合并向铸坯的表面进行喷射。
8.根据权利要求5所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，将所述钢水处理成不锈钢的过程包括使所述钢水通过一对铸辊之间的同时凝固，从而制造带钢的步骤，在制造所述带钢的步骤中，钢水中所包含的超过氮固溶极限的量的氮通过所述铸辊向凝固壳外部排出。
9.根据权利要求8所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，在制造所述带钢的步骤中，在所述一对铸辊中的至少任意一个铸辊中使用外周面上沿着圆周方向形成有气体排出通道的铸辊。
10.根据权利要求9所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，在制造所述带钢的步骤中所使用的铸辊上形成多个宽度为50～500μm、深度为50～300μm的气体排出通道，并且相邻的气体排出通道之间的间隔为100～1000μm，所述铸辊的表面上形成有15～25μm的凹凸。
11.根据权利要求5所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，在准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，进一步包含W：0.1～1.0％及Mo：0.1～1.0％中的至少一种。
12.根据权利要求5所述的经济型双相不锈钢的制造方法，其中，准备所述钢水的过程中，所述钢水以重量％计，进一步包含Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％及V：0.001～0.15％中的至少一种。
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