CN107109598A - 延展性优异的铁素体系不锈钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了延展性优异的铁素体系不锈钢材及其制造方法。本发明一方面的一个实施方案提供铁素体系不锈钢材，以重量％计，其包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，并且铁素体基体中，包含3.5×106个/mm2以下的Ti(CN)独立析出物。

Description

延展性优异的铁素体系不锈钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及延展性优异的铁素体系不锈钢材及其制造方法，更详细地，涉及提高了因延展性低于奥氏体系不锈钢材而难以应用于要求高延展性的用途中的铁素体系不锈钢材的延展性的新型铁素体系不锈钢材及其制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢材中所添加的昂贵合金元素少，同时还具有优异的耐蚀性，因此与奥氏体系不锈钢材相比，价格竞争力高。铁素体系不锈钢材用于建筑材料、运输设备、厨房器具等用途，但由于延展性差而在很多领域中不能代替奥氏体系不锈钢材。对此，正在积极开展通过提高延展性来谋求扩大用途的研究。
为了解决该问题，不断尝试通过限制析出物的总量或数量来提高铁素体系不锈钢材的延展性，但目前为止还没有获得有意义的研究成果。
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一方面的目的在于，提供延展性优异的铁素体系不锈钢材及其制造方法。
本发明所要解决的技术问题不限于以上内容。本发明所要解决的附加技术问题记载于整个说明书的内容中，本领域技术人员在通过本发明的说明书来理解本发明所要解决的附加技术问题时，不存在任何困难。
技术方案
本发明一方面的一个实施方案提供铁素体系不锈钢材，其以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，并且铁素体基体中，包含3.5×106个/mm2以下的Ti(CN)独立析出物。
本发明一方面的另一个实施方案提供铁素体系不锈钢材，其以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，并且铁素体基体中，包含Ti(CN)独立析出物和以TiN夹杂物作为核而析出的T i(CN)附属析出物，且由下式1定义的P为60％以下(0％除外)。
[式1]
P(％)＝{Ns/(Ns+Nc)}×100
(其中，Ns表示Ti(CN)独立析出物的每单位面积的数量(个/mm2)，Nc表示Ti(CN)附属析出物的每单位面积的数量(个/mm2))。
此时，所述Ti(CN)独立析出物的粒径可以为0.01μm以上。
此时，所述Ti(CN)独立析出物的平均粒径优选为0.15μm以下。
此时，所述TiN夹杂物的平均粒径优选为2μm以上。
此时，所述不锈钢材的延伸率可以为34％以上。
本发明的另一方面，提供铁素体系不锈钢材的制造方法，其特征在于，包括将钢水铸造成钢坯的步骤，所述钢水以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，对所述钢水进行铸造时，以所述钢坯的表面温度为基准，在1100～1200℃温度下，将平均冷却速度控制在5℃/sec以下(0℃/sec除外)。
此时，优选地，在对所述钢水进行铸造时，以所述钢坯的表面温度为基准，在1000～1250℃的温度下，将平均冷却速度控制在5℃/se c以下(0℃/sec除外)。
此时，将所述钢水铸造成钢坯后，可以进一步包括以下步骤：对所述钢坯进行热轧，从而获得热轧板；以及在450～1080℃的温度下，对所述热轧板进行1～60分钟的热轧板退火。
有益效果
本发明的铁素体系不锈钢材具有非常优异的延展性的优点。
附图说明
图1是对发明例1的热轧板的微细组织进行观察的扫描式电子显微镜(ScanningElectron Microscope，SEM)照片。
图2是将图1的A部分放大观察的扫描式电子显微镜(Scannin g ElectronMicroscope，SEM)照片。
优选实施方式
本发明人为了提高铁素体系不锈钢材的延展性而进行了多种分析，结果获得了以下知识和见解。
(1)为了提高耐蚀性，通常在铁素体系不锈钢材中添加微量的Ti，就这种添加Ti的铁素体系不锈钢材而言，在铁素体基体内不可避免地会析出大量的Ti(CN)，而这种Ti(CN)析出物将成为劣化钢材的延展性的主要原因。
(2)另外，Ti(CN)析出物由铁素体基体内独立地析出的Ti(CN)析出物(以下，称为‘Ti(CN)独立析出物’)和以炼钢过程中结晶的Ti N夹杂物作为核而析出的Ti(CN)析出物(以下，称为‘Ti(CN)附属析出物’)构成，其中，与Ti(CN)独立析出物相比，Ti(CN)附属析出物对延展性的劣化不产生大的影响。
(3)因此，作为提高添加有Ti的铁素体系不锈钢材的延展性的一种方法，可以通过以下方法来实现，即，尽可能地诱导大量的Ti(C N)以TiN夹杂物作为核而以附属析出物的形式析出，由此降低Ti(C N)独立析出物的数量。
下面，对本发明一方面的延展性优异的铁素体系不锈钢材进行详细说明。
首先，对本发明的铁素体系不锈钢材的优选组成进行详细说明。事先说明，对于后述的各个成分的含量，在未特别提及的情况下，均以重量为基准。
C：0.005～0.1％
C是对钢材强度产生较大影响的元素，当C的含量过多时，导致钢材的强度过度上升，从而降低延展性，因此，限定为0.1％以下。但是，当C的含量过低时，强度会过度降低，因此，可以将C的下限限定为0.005％。
Si：0.01～2.0％
Si是炼钢时用于钢水的脱氧和铁素体的稳定化而添加的元素，在本发明中添加0.01％以上的Si。但是，当Si的含量过多时，引起材质的硬化而降低钢的延展性，因此，限定为2.0％以下。
Mn：0.01～1.5％
Mn为改善耐蚀性的有效元素，在本发明中添加0.01％以上，优选添加0.5％以上。但是，当Mn的含量过多时，在焊接时会使Mn类的烟雾剧增，从而降低焊接性，并且由于形成过量的MnS析出物，从而降低钢的延展性，因此，限定为1.5％以下，优选限定为1.0％以下。
P：0.05％以下
磷为钢中不可避免地被含有的杂质，是酸洗时引起晶界腐蚀或阻碍热加工性的主要原因的元素，因此，优选将P的含量尽量控制在低的范围。本发明中，将所述磷的含量的上限控制在0.05％。
S：0.005％以下
硫为钢中不可避免地被含有的杂质，是偏析到晶界而阻碍热加工性的主要原因的元素，因此，优选将硫的含量尽量控制在低的范围。在本发明中，将所述硫的含量的上限控制在0.005％。
Cr：10～30％
铬是提高钢的耐蚀性的有效元素，在本发明中，添加10％以上。但是，当Cr的含量过多时，不仅使制造费用剧增，还具有引起晶界腐蚀的问题，因此，将Cr的含量限定在30％以下。
Ti：0.05～0.50％
钛是通过固定碳和氮来降低钢中的固溶碳和固溶氮的量，并且是提高钢的耐蚀性的有效元素，在本发明中添加0.05％以上，优选添加0.1％以上。但是，当Ti的含量过多时，不仅使制造费用剧增，还因Ti系夹杂物的形成而引起表面缺陷，因此，将Ti的含量限定为0.50％以下，优选限定为0.30％以下。
Al：0.01～0.15％
铝为强有力的脱氧剂，起到降低钢水中的氧含量的作用，在本发明中添加0.01％以上。但是，当Al的含量过多时，由于非金属夹杂物的增加而产生冷轧带钢的板坯缺陷的同时还劣化焊接性，因此将A l的含量限定为0.15％以下，优选限定为0.1％以下。
N：0.005～0.03％
氮是在热轧时析出奥氏体，从而起到促进再结晶的作用的元素，在本发明中添加0.005％以上。但是，当N的含量过多时，会降低钢的延展性，因此，限定为0.03％以下。
本发明的不锈钢材，在铁素体基体中包含3.5×106个/mm2以下(0个/mm2除外)的Ti(CN)独立析出物。如前面所述，Ti(CN)析出物由Ti(CN)独立析出物和以TiN夹杂物作为核而析出的Ti(CN)附属析出物构成，其中，与Ti(CN)独立析出物相比，Ti(CN)附属析出物对延展性的劣化不产生大的影响，因此，在本发明中，尤其仅控制Ti(CN)独立析出物的数量。当Ti(CN)独立析出物的数量超出上述范围时，具有难以确保所期望的延展性的问题。
如上所述，作为降低Ti(CN)独立析出物的数量的一种方法，可以通过以下来实现，即，尽可能地诱导大量的Ti(CN)以TiN夹杂物作为核析出，根据本发明的一具体例，可通过将由下述式1所定义的P控制为60％以下，从而确保所期望的延展性。
[式1]
P(％)＝{Ns/(Ns+Nc)}×100
(其中，Ns表示Ti(CN)独立析出物的每单位面积的数量(个/mm2)，Nc表示Ti(CN)附属析出物的每单位面积的数量(个/mm2))。
另外，本发明中作为数量控制的对象的Ti(CN)独立析出物可以限定为粒径为0.01μm以上的Ti(CN)独立析出物。就粒径小于0.01μm的Ti(CN)独立析出物而言，在分析及定量化方面具有限制，对此可以不作特别考虑。另外，对Ti(CN)独立析出物的粒径上限不进行特别的限定，但通常难以形成为粒径超过2μm的Ti(CN)独立析出物，因此，可将其上限限定为2μm。
此时，所述Ti(CN)独立析出物的平均粒径优选为0.15μm以下。这是因为当Ti(CN)独立析出物的平均粒径超过0.15μm时，虽然对降低Ti(CN)独立析出物的数量方面有利，但会有引起表面缺陷问题。在此，平均粒径是指对钢材的一个截面进行观察而检测出的粒子的平均等效圆直径(equivalent circular diameter)。
此时，所述TiN夹杂物的平均粒径优选为2μm以上。这是由于平均粒径为2μm以上的相对粗大的TiN夹杂物有利于用作析出Ti(CN)的成核位点。另外，虽然对TiN夹杂物的平均粒径的上限不进行特别限定，但是，当TiN夹杂物的尺寸过于粗大时，会使TiN夹杂物的整体表面积过度减少，从而会对Ti(CN)附属析出物数量的增加产生不利的影响，因此，可以将其上限限定为20μm。
本发明的铁素体系不锈钢材具有延展性非常优异的优点。根据本发明的一具体例，本发明的铁素体系不锈钢材的延伸率可以为34％以上。
可以通过多种方法来制造以上说明的本发明的铁素体系不锈钢材，对其制造方法不进行特别的限定。但是，作为该方法的一具体实施例，可以通过以下方法来制造。
下面，对本发明的另一方面的延展性优异的铁素体系不锈钢材的制造方法进行详细说明。
本发明的一方面的铁素体系不锈钢材的制造方法是关于包括将具有上述组成的钢水铸造成钢坯的步骤的铁素体系不锈钢材的制造方法，在本发明中，为了最大限度地抑制Ti(CN)的独立析出，具有以下的一个技术特征，即，通过Ti、C及N的扩散，以TiN夹杂物作为核诱导Ti(CN)附属析出物的形成。
一般情况下，在铸造钢水时为了提高生产性，对通过铸造而获得的钢坯实施冷却。但是，本发明人通过研究的结果为，在通常的钢坯冷却速度下，形成相对微细的TiN夹杂物，并引起Ti(CN)的随机析出，这是大量增加Ti(CN)独立析出物的原因之一。这推测为，由于较快地进行冷却，从而限制了合金元素的扩散，并且充分地提供核生成能量，从而在多个位置同时多发性地促进TiN夹杂物及Ti(CN)析出物的核生成。
另一方面，本发明在浇铸所述钢水时，以所述钢坯的表面温度为基准，将在1100～1200℃温度下的平均冷却速度控制在5℃/sec以下(0℃/sec除外)，优选控制在3℃/sec以下(0℃除外)，更优选控制在2℃/sec以下(0℃除外)。即，本发明人将通过对1100～1200℃温度下的钢坯的平均冷却速度进行适当地控制，从而诱导尽可能多的Ti(CN)以TiN夹杂物作为核而析出，以降低Ti(CN)独立析出物的数量，并且发现了在上述条件下对钢坯实施冷却时，可以将Ti(CN)独立析出物的数量降低至目标数量以下。这推测为，由于通过缓慢冷却，充分确保了合金元素移动所需的时间，因此大量的Ti、C及N扩散到能量低的TiN夹杂物的周围，从而以TiN夹杂物作为核而析出Ti(CN)。在本发明中，虽然对如上所述的用于控制钢坯的平均冷却速度的方法不进行特别地限定，例如，可以列举在连铸坯上设置保温材料等的方法。
另外，对于如上所述的控制平均冷却速度的方法不进行特别的限定，可以采用以下方法，即，在所述的整个温度范围区间内，以一定的冷却速度缓慢冷却，或者在上述的温度区间内的特定温度下均匀受热后，以快的冷却速度急速冷却。
另外，根据本发明的一具体实施例，将如上所述的进行缓慢冷却的温度范围扩大至1000～1250℃，从而诱导TiN夹杂物的粗大化，由此使得TiN夹杂物更容易地用作用于Ti(CN)析出的成核位点，从而能够极大化其效果。
根据本发明的一具体实施例，可以进一步包括以下步骤：对所述钢坯进行热精轧，从而获得热轧板；以及对所述热轧板进行热轧板退火。下面，对各个工序进行更加详细的说明。
热轧板退火：在450～1080℃温度下实施60分钟以下
热轧板退火是为了进一步提高经过热轧的热轧板的延展性而实施的步骤，通过热轧板退火能够诱导Ti(CN)独立析出物的再溶解和再溶解的合金元素的扩散，从而能够进一步降低Ti(CN)独立析出物的数量。为此，需要在450℃以上的退火温度下实施。但是，当退火温度超过1080℃或退火时间超过60分钟时，会引起Ti(CN)附属析出物的再溶解，反而导致其效果的降低。另外，对退火时间的下限不需要进行特别的限定，但为了获得充分的效果，优选实施1分钟以上。
当按照上述方式控制制造条件时，对于除此之外没有进行特别限定的条件，可以基于常规的铁素体系不锈钢板的制造条件来实施。此外，也可以通过对所述经过退火的热轧板进行冷轧及冷轧板退火来制成冷轧钢板。
下面，将通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了例示本发明并使其具体化，并不是用于限定本发明的权利保护范围。这是因为，本发明的权利保护范围是由权利要求中记载的内容和由此合理地推导出的内容所决定的。
具体实施方式
准备具有下述表1的组成的钢水后，按照表2中记载的条件进行等速铸造，从而制造钢坯，将制得的钢坯进行热轧及热轧板退火，从而获得热轧板。表1中记载的各个元素的含量表示重量％，表2中记载的钢坯的冷却速度表示在1100～1200℃的温度范围内，以钢坯表面温度为基准来测量的平均冷却速度。
表1
钢种 C Si Mn P S Cr Ti Al N
A 0.012 0.25 0.16 0.031 0.003 11.0 0.15 0.040 0.012
B 0.015 0.35 0.8 0.025 0.002 12.0 0.21 0.032 0.015
表2
之后，使用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)对制得的各个冷轧板拍摄照片，并通过图像分析器(Image A nalyzer)来测量粒径为0.01μm以上的Ti(CN)独立析出物的数量及数量比(P)。此外，对于所述冷轧板的轧制方向，以90℃方向为基准，根据JIS 13B规格来选取试片，并测量该试片的延伸率。其结果表示在下述表3中。
表3
参见表3可知，就满足本发明所提出的所有条件的发明例1～3而言，Ti(CN)独立析出物的数量被控制为3.5×106个/mm2以下，从而能够确保延伸率为34％以上的优异的延展性。另一方面，就比较例1和比较例2而言，钢坯的冷却进行的相对快，形成了过多Ti(CN)独立析出物，从而导致延展性的劣化。
另外，图1是对发明例1的热轧板的微细组织进行观察的扫描式电子显微镜(Scanning Electron Microscope，SEM)照片，图2是对图1的A区域进行放大观察的扫描式电子显微镜(Scanning Electron Microscope，SEM)照片。在图1中位于A区域中间的是相当于在炼钢过程中结晶的TiN夹杂物，参见将其放大后观察的图2，可以通过肉眼确认到，以所述TiN夹杂物作为核而析出了大量的Ti(CN)。

Claims (10)

1.铁素体系不锈钢材，以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.005～0.5％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，
并且铁素体基体中，包含3.5×106个/mm2以下的Ti(CN)独立析出物。
2.铁素体系不锈钢材，以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.005～0.5％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，
并且铁素体基体中，包含Ti(CN)独立析出物和以TiN夹杂物作为核而析出的Ti(CN)附属析出物，且由下式1定义的P为60％以下，
[式1]
P(％)＝{Ns/(Ns+Nc)}×100
其中，Ns表示Ti(CN)独立析出物的每单位面积的数量(个/mm2)，Nc表示Ti(CN)附属析出物的每单位面积的数量(个/mm2)。
3.根据权利要求2所述的铁素体系不锈钢材，其中，所述P为58％以下。
4.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢材，其中，所述Ti(CN)独立析出物的粒径为0.01μm以上。
5.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢材，其中，所述Ti(CN)独立析出物的平均粒径为0.15μm以下。
6.根据权利要求2所述的铁素体系不锈钢材，其中，所述TiN夹杂物的平均粒径为2μm以上。
7.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢材，其中，所述不锈钢材的延伸率为34％以上。
8.铁素体系不锈钢材的制造方法，其特征在于，包括将钢水铸造成钢坯的步骤，所述钢水以重量％计，包含：C：0.005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Cr：10～30％、Ti：0.005～0.5％、Al：0.01～0.15％、N：0.005～0.03％、余量Fe及不可避免的杂质，
对所述钢水进行铸造时，以所述钢坯的表面温度为基准，在1100～1200℃温度下，将平均冷却速度控制在5℃/sec以下且0℃/sec除外。
9.根据权利要求8所述的铁素体系不锈钢材的制造方法，其特征在于，在对钢水进行铸造时，以所述钢坯的表面温度为基准，在1000～1250℃的温度下，将平均冷却速度控制在5℃/sec以下且0℃/sec除外。
10.根据权利要求8所述的铁素体系不锈钢材的制造方法，其中，将所述钢水铸造成钢坯后，进一步包括以下步骤：
对所述钢坯进行再加热；
对所述经过再加热的钢坯进行热轧，从而获得热轧钢材；以及
在450～1080℃的温度下，对所述热轧钢材进行60分钟以下的热轧板退火。
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