CN110546294B - 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制冲裁加工成厚壁的法兰时的破裂的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～19.0％、Ni：0.65～1.50％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上。

Description

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合应用于法兰等的加工性优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，正在推进与汽车废气相关的法规限制的强化，燃料效率的提高成为当务之急。因此，正在推进将由汽车发动机产生的废气再次用作发动机的进气的废气再循环(Exhaust Gas Recirculation、EGR)系统的应用。由发动机产生的废气在用于降低气体温度的EGR冷却器中通过后再次被供给至发动机。使废气循环时，为了防止气体的泄漏，各排气系统部件借助法兰连结。应用于这种排气系统部件的法兰需要具有充分的刚性。因此，在这种排气系统部件中应用厚壁(例如板厚为5mm以上)的法兰。
以往，厚壁的法兰使用普通钢。但是，对于EGR系统这样高温的废气所通过的部件中应用的法兰，要求充分的耐腐蚀性。因此，正在对耐腐蚀性比普通钢优良的不锈钢、特别是热膨胀率比较小、不易产生热应力的铁素体系不锈钢的应用进行研究，迫切要求能够应用于厚壁的法兰的板厚大(例如板厚为5mm以上)的铁素体系不锈钢板。
针对这样的市场需求，例如，在专利文献1中公开了一种铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，以质量％计含有C：0.015％以下、Si：0.01～0.4％、Mn：0.01～0.8％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：14.0以上且小于18.0％、Ni：0.05～1％、Nb：0.3～0.6％、Ti：0.05％以下、N：0.020％以下、Al：0.10％以下、B：0.0002～0.0020％，余量为Fe和不可避免的杂质，Nb、C和N的含量满足Nb/(C+N)≥16，0℃下的夏比冲击值为10J/cm2以上，板厚为5.0～9.0mm。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/157576号
发明内容
发明所要解决的问题
但是，本发明人尝试使用专利文献1记载的铁素体系不锈钢热轧钢板加工成具有翻边加工部的厚壁的法兰形状，结果表明，尽管上述钢板具有充分的夏比冲击值，但有时在翻边加工部的特别是板厚中央部产生破裂，无法得到规定的法兰形状，不足以应用于厚壁的法兰。
本发明的目的在于解决该问题，提供具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制冲裁加工成厚壁的法兰时的破裂的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题进行了详细的研究，结果发现，为了在不发生破裂的情况下加工成具有翻边加工部的厚壁的法兰，增大钢板的界限应力强度因子KIC即可。具体而言，发现了：通过使界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上，能够有效地抑制加工成具有翻边加工部的厚壁法兰时在翻边加工部发生破裂，能够充分地实用于具有翻边加工部的厚壁的法兰。
并且发现，对于适当成分的铁素体系不锈钢、特别是适当地控制由3道次以上的多道次构成的热精轧中的最终3道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终3道次的轧制开始前的板厚)×100[％])而得到的热轧钢板，通过在适当温度下进行热轧板退火，界限应力强度因子KIC提高。本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～19.0％、Ni：0.65～1.50％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上。
[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的一种或两种以上。
[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％、REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的一种或两种以上。
[4]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其为[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，
上述制造方法具有：进行3道次以上的精轧的热轧工序；以及在600～1100℃下对该热轧工序中得到的热轧钢板进行热轧板退火的热轧板退火工序，
在上述热轧工序中，使精轧的最终3道次的温度为800～1100℃，并且使上述最终3道次的累积压下率为25％以上。
在此，界限应力强度因子KIC是指以使预制疲劳裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取ASTM E399所规定的CT试验片，依照ASTM E399进行试验而得到的应力强度因子。
发明效果
根据本发明，能够得到具有充分的耐腐蚀性、并且能够抑制冲裁加工成厚壁的法兰时的破裂的韧性优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。
需要说明的是，本发明中的充分的耐腐蚀性是指，对于利用#600金刚砂纸对表面进行研磨精加工后将端面部密封的钢板，进行五次循环的JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验(以盐水喷雾(5质量％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％))作为一次循环的试验)时，钢板表面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板总面积×100[％])为25％以下。
另外，能够抑制冲裁加工成厚壁的法兰时的破裂的韧性优良是指，以使预制疲劳裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取ASTM E399所规定的CT试验片，依照ASTM E399进行试验，由此得到的界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不受以下的实施方式的限定。
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板具有以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～19.0％、Ni：0.65～1.50％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上。
界限应力强度因子KIC是指以使预制疲劳裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取ASTM E399所规定的CT试验片，依照ASTM E399进行试验而得到的应力强度因子。
以下，详细地对本发明进行说明。
本发明人对于使用板厚5.0mm的各种铁素体系不锈钢板向具有将30mmφ的法兰孔部从坯料状态的钢板表面提10mm的翻边加工部的法兰成形时发生破裂的原因详细地进行了研究。其结果查明，在发生了破裂的上述钢板中，在冲裁端面的板厚中央部附近产生的微小裂纹在翻边加工中显著发展，因而发生了破裂。
本发明人详细研究了该微小裂纹的显著发展与材料特性的关系。其结果查明，具有钢板的界限应力强度因子越小越容易产生微小裂纹的发展的倾向。因此，尝试了使用各种铁素体系不锈钢热轧退火钢板(板厚5.0mm)向该法兰的成形，结果发现，在利用规定的测定方法得到的界限应力强度因子小于35MPa·m1/2的钢板中特别容易发生因微小裂纹的发展所致的破裂。
进而，本发明人为了弄清向该法兰成形时发生破裂的钢板的界限应力强度因子小的原因，详细考察了上述钢板的破裂部。其结果查明，在发生了破裂的钢板中，在冲裁端面的板厚中央部附近产生的裂纹在板厚中央部附近的晶界处显著发展。
并且，利用SEM/EBSD法对上述钢板的组织进行了考察、分析，结果查明，裂纹显著发展的部位的晶粒虽然各自为独立的晶粒，但形成了与相邻的晶粒具有大致相同的结晶取向的、所谓的晶团(具有相似结晶取向的晶粒群)。通常，晶粒具有与相邻的晶粒不同的结晶取向，裂纹在晶界上发展时，取向不同的晶界发挥出作为裂纹发展的障碍的功能。但是，在晶团中相邻的晶粒的结晶取向大致相同，因此晶团内的各晶粒间的晶界对裂纹发展的抑制效果减小。由此查明，形成了晶团的钢板中界限应力强度因子降低，向该法兰成形时发生了破裂。
因此，本发明人对于在铁素体系不锈钢热轧退火钢板中提高界限应力强度因子的方法进行了深入研究。其结果发现，通过在由多道次构成的精轧的最终3道次的温度为800～1100℃、并且最终3道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终3道次的轧制开始前的板厚)×100[％])为25％以上的条件下对适当成分的铁素体系不锈钢进行热轧，并在600℃～1100℃下对所得到的热轧钢板进行热轧板退火，由此可有效地破坏晶团，能够得到35MPa·m1/2以上的界限应力强度因子KIC。
需要说明的是，本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的板厚没有特别限定，优选为能够应用于厚壁的法兰的板厚。关于下限，优选板厚为5.0mm以上。更优选为9.0mm以上。关于上限，优选为15.0mm以下。更优选为10.0mm以下。
以下对利用上述方法促进晶团的破坏的原因进行说明。
在铁素体系不锈钢的热轧前的板坯的板厚中央部，沿着铸造方向相连地分布有粗大且伸展的晶团(具有相似结晶取向的晶粒群)。另一方面，在对钢板进行轧制的情况下，钢板从表层部变形而伸长。因此，在压下率小的情况下，板厚中央部的变形量减小，轧制应变几乎未被导入至板厚中央部。其结果，在利用现有技术的热轧中，轧制应变未被充分导入至钢板的板厚中央部的伸展晶粒，之后的热轧板退火中的再结晶位点不足，在热轧板退火时虽然在板厚中央附近发生再结晶，但晶团未被分割而容易残留，无法得到本发明所需要的35MPa·m1/2以上的界限应力强度因子KIC。
此外，铁素体系不锈钢在热轧中几乎未产生动态再结晶，具有轧制所致的加工应变容易回复的倾向。因此，在基于现有技术的热轧中，因轧制而导入的加工应变发生过度的回复，无法有效地将加工应变维持至热轧后。其结果，再结晶位点变得不充分，在作为下一工序的热轧板退火中晶团未被有效地破坏，无法得到规定的界限应力强度因子KIC。
因此，本发明人从钢成分和热轧方法这两方面对于有效地降低热轧板退火后残留的晶团的方法进行了深入研究。结果发现下述方法有效：将钢成分、特别是Cr和Ni的含量控制为适当的范围，在热轧工序中生成规定量的奥氏体相；同时，在将热轧工序中的热精轧的最终3道次控制为适当的温度范围内的基础上以大的累积压下率进行轧制。
由此，能够通过奥氏体相的生成来破坏铸造时形成的晶团，并且能够在热轧中一边抑制轧制加工应变的回复、一边充分且有效地将轧制加工应变导入至板厚的中央部。由此，能够得到热轧后所残留的铸造时形成的晶团与现有技术相比显著少、并且充分残留有成为作为下一工序的热轧板退火中的再结晶位点的轧制加工应变的热轧板组织。其结果，在作为下一工序的热轧板退火中晶团被更有效地消除，能够得到优良的界限应力强度因子。
具体而言，设计出了如下方案：对于按照Cr含量为10.0～19.0％、并且Ni含量为0.65～1.50％的范围的方式进行了调节以使在热轧前的加热时生成奥氏体相的钢，以温度为800～1100℃、并且最终3道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终3道次的轧制开始前的板厚)×100[％])为25％以上的方式，适当控制由3道次以上构成的热精轧的最终3道次来进行热轧。
另外，本发明人对作为下一工序的热轧板退火的优选条件也进行了深入研究。热轧板退火是使由热轧形成的加工组织再结晶的工序。因此，需要在发生充分的再结晶的温度下进行退火。但是，在过度的高温下进行热轧板退火的情况下，虽然再结晶发生，但再结晶晶粒发生显著的粗大化。该显著粗大的再结晶晶粒虽为独立的单个晶粒，但晶界长度显著变长。因此发现：与存在晶团的情况同样，取向不同的晶界对裂纹发展的抑制效果降低，无法得到规定的界限应力强度因子。
因此，本发明人对再结晶晶粒的粒径与退火温度的关系进行了详细考察。结果发现，通过将热轧板退火温度抑制为1100℃以下，可抑制粗大的再结晶晶粒的生成，由此能够得到良好的界限应力强度因子。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的成分组成进行说明。
以下，只要没有特别声明，成分的含量的单位“％”是指质量％。
C：0.001～0.020％
C含有超过0.020％时，加工性的降低和焊接部的耐腐蚀性降低变得显著。C含量越少，从耐腐蚀性和加工性的观点出发越优选，但为了使C含量小于0.001％，精炼要耗费时间，在制造上不优选。因此，C含量设定为0.001～0.020％的范围。关于下限，优选C含量为0.003％以上，更优选为0.004％以上。关于上限，优选为0.015％以下，进一步优选为0.012％以下。
Si：0.05～1.00％
Si富集于焊接时形成的氧化覆膜中而具有提高焊接部的耐腐蚀性的效果，并且还是作为炼钢工序中的脱氧元素有用的元素。通过含有0.05％以上的Si，能够得到这些效果，含量越多，该效果越大。但是，超过1.00％而含有Si时，在热轧工序中产生轧制载荷的增大和显著的氧化皮的生成，在退火工序中因钢板表层中的Si富集层的形成而产生酸洗性的降低，导致表面缺陷的增加和制造成本的上升，因此不优选。因此，Si含量设定为0.05～1.00％。关于下限，优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。关于上限，优选为0.60％以下，进一步优选为0.40％以下。
Mn：0.05～1.00％
Mn具有提高钢的强度的效果，另外还具有作为脱氧剂的作用。为了得到该效果，需要含有0.05％以上的Mn。但是，Mn含量超过1.00％时，会促进作为腐蚀起点的MnS的析出，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设定为0.05～1.00％。关于下限，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。关于上限，优选为0.60％以下，进一步优选为0.40％以下。
P：0.04％以下
P是钢中不可避免地含有的元素，但其是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此优选尽量降低。特别是P含量超过0.04％时，由于固溶强化使加工性显著降低。因此，P含量设定为0.04％以下。优选P含量为0.03％以下。需要说明的是，过度降低P含量时需要过大的制造成本，因此考虑到制造成本，P含量优选为0.01％以上。
S：0.01％以下
S与P同样也是钢中不可避免地含有的元素，但其是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，因此优选尽量降低。特别是S含量超过0.01％时，耐腐蚀性显著降低。因此，S含量设定为0.01％以下。优选S含量为0.008％以下。更优选S含量为0.003％以下。需要说明的是，过度降低S含量时需要过大的制造成本，因此考虑到制造成本，S含量优选为0.001％以上。
Al：0.001～0.100％
Al是有效的脱氧剂。此外，Al与氮的亲和力强于Cr与氮的亲和力，因此在氮侵入到焊接部的情况下，使氮以Al氮化物而不是Cr氮化物的形式析出，具有抑制敏化的效果。通过含有0.001％以上的Al，能够得到这些效果。但是，含有超过0.100％的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含量设定为0.001～0.100％的范围。关于下限，优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。关于上限，优选为0.080％以下，进一步优选为0.060％以下。
Cr：10.0～19.0％
Cr是用于确保不锈钢的耐腐蚀性的最重要的元素。其含量小于10.0％时，在汽车废气气氛中无法得到充分的耐腐蚀性。另一方面，含有超过19.0％的Cr时，即使含有规定量的Ni，在热轧工序中的加热时也不生成规定量的奥氏体相，因此无法得到充分的晶团破坏效果，无法得到规定的界限应力强度因子。因此，Cr含量设定为10.0～19.0％的范围。关于下限，优选为10.5％以上，更优选为11.0％以上。关于上限，优选为16.5％以下，更优选为12.5％以下，进一步优选为11.5％以下的范围。
Ni：0.65～1.50％
Ni是奥氏体生成元素，具有使在热轧工序中的轧制加工前的加热时生成的奥氏体量增加的效果。本发明中，通过将Cr和Ni的含量控制为规定量，在热轧工序中的加热时生成奥氏体相。通过该奥氏体相的生成，将铸造时形成的铁素体相的晶团破坏。另外，在热轧前的加热温度下金属组织成为铁素体相+奥氏体相的两相组织。在金属组织成为铁素体相+奥氏体相的两相组织的情况下，加热前存在的铁素体相与加热时生成的奥氏体相的异相界面作为晶粒生长的障碍发挥功能，因此热轧加工前的金属组织微细化。其结果，热轧后和作为下一工序的热轧板退火后的金属组织微细化，能够显现出更为优良的韧性改善效果。需要说明的是，根据钢成分的不同，有时在热轧前的加热温度下金属组织会成为奥氏体单相，在加热温度下的金属组织成为奥氏体单相组织的情况下，也能够与上述同样地得到由奥氏体相的生成带来的晶团破坏效果，并且奥氏体相在热轧前的板坯加热温度范围内不易产生晶粒的粗大化，因此热轧前的金属组织比基于现有技术得到的铁素体系不锈钢更微细，能够与上述同样地得到由晶粒的微细化带来的韧性改善效果。通过含有0.65％以上的Ni能够得到这些效果。在Ni含量为0.65％以上的情况下，基于这些效果能够得到35MPa·m1/2以上的界限应力强度因子。另一方面，Ni含量超过1.50％时，界限应力强度因子的改善效果饱和，并且加工性降低。此外，容易发生应力腐蚀开裂。因此，Ni含量设定为0.65～1.50％。关于下限，优选为0.70％以上，更优选为0.75％以上。关于上限，优选为1.00％以下，进一步优选Ni含量为0.90％以下。
Ti：0.10～0.40％
本发明中，Ti是极为重要的元素。Ti与C和N优先结合，具有抑制Cr碳氮化物的析出、降低再结晶温度，并且抑制因Cr碳氮化物的析出所致的敏化引起的耐腐蚀性的降低的效果。为了得到这些效果，需要含有0.10％以上的Ti。但是，Ti含量超过0.40％时，固溶Ti量过度增加，因此再结晶温度反而上升，无法应用本发明的技术。另外，含有超过0.40％的Ti时，在铸造工序中生成粗大的Ti碳氮化物，引起表面缺陷，因此在制造上也不优选。因此，Ti含量设定为0.10～0.40％。关于下限，优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。进一步更优选为0.25％以上。关于上限，优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。需要说明的是，从焊接部耐腐蚀性的观点出发，优选设定为满足式：Ti/(C+N)≥8(该式中的Ti、C和N为各元素的含量(质量％))的Ti含量。
N：0.001～0.020％
N含量超过0.020％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含量越低越优选，但为了将N含量降低至小于0.001％，需要长时间的精炼，会导致制造成本的上升和生产率的降低，因此不优选。因此，N含量设定为0.001～0.020％的范围。关于下限，优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。关于上限，优选为0.015％以下，进一步优选为0.012％以下。
本发明是特征在于含有上述必要成分、余量由Fe和不可避免的杂质构成的铁素体系不锈钢。根据需要，还可以以下述范围含有选自Cu、Mo、W和Co中的一种或两种以上、或者/以及选自V、Nb、Zr、REM、B、Mg和Ca中的一种或两种以上。需要说明的是，在下述范围具有下限值的情况下，即使含有小于该下限值的下述元素，也不会损害本发明效果，因此在含有小于下限值的下述元素的情况下，将该元素视为不可避免的杂质。
Cu：0.01～1.00％
Cu是对于提高水溶液中或附着有弱酸性的水滴的情况下的母材和焊接部的耐腐蚀性特别有效的元素。通过含有0.01％以上能够得到该效果，Cu含量越多，该效果越高。但是，含有超过1.00％的Cu时，有时热加工性降低而引起表面缺陷。此外，退火后的脱氧化皮也有时变得困难。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选设定为0.01～1.00％的范围。关于下限，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。关于上限，更优选为0.60％以下，进一步优选为0.45％以下。
Mo：0.01～2.00％
Mo是显著提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。通过含有0.01％以上能够得到该效果，含量越多，该效果越提高。但是，Mo含量超过2.00％时，有时热轧时的轧制负荷增大、制造性降低，或者发生钢板强度的过度上升。另外，Mo为高价的元素，因此大量含有会增大制造成本。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选设定为0.01～2.00％。关于下限，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。关于上限，更优选为1.40％以下，进一步优选为0.90％以下。
W：0.01～0.20％
W与Mo同样地具有提高耐腐蚀性的效果。通过含有0.01％以上的W能够得到该效果。但是，含有超过0.20％的W时，有时强度上升，因轧制载荷的增大等而导致制造性的降低。因此，在含有W的情况下，W含量优选设定为0.01～0.20％的范围。关于下限，更优选为0.05％以上。关于上限，更优选为0.15％以下。
Co：0.01～0.20％
Co是提高韧性的元素。通过含有0.01％以上的Co能够得到该效果。另一方面，Co含量超过0.20％时，有时加工性降低。因此，在含有Co的情况下，Co含量优选设定为0.01～0.20％的范围。
V：0.01～0.20％
V与C和N形成碳氮化物，抑制Cr碳氮化物的析出，提高焊接部的耐腐蚀性。V含量为0.01％以上时能够得到该效果。另一方面，V含量超过0.20％时，有时加工性和韧性显著降低。因此，V含量优选设定为0.01～0.20％。关于下限，更优选为0.02％以上。关于上限，更优选为0.10％以下。
Nb：0.01～0.10％
Nb具有使晶粒微细化、并且通过固溶于母相中而提高钢板的韧性的效果。通过含有0.01％以上的Nb能够得到这些效果。另一方面，Nb还具有使再结晶温度上升的效果，Nb含量超过0.10％时，在热轧板退火中发生充分的再结晶所需要的退火温度变得过高，退火中发生再结晶晶粒的显著粗大化，结晶粒径达到最大为300μm以上的程度，有时无法得到规定的界限应力强度因子。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选设定为0.01～0.10％的范围。关于下限，更优选为0.02％以上。关于上限，更优选为0.08％以下。
Zr：0.01～0.20％
V与C和N形成碳氮化物，抑制Cr碳氮化物的析出，提高焊接部的耐腐蚀性。通过含有0.01％以上的Zr能够得到该效果。另一方面，含有超过0.20％的Zr时，有时加工性显著降低。因此，在含有Zr的情况下，Zr含量优选设定为0.01～0.20％的范围。关于下限，更优选为0.03％以上。关于上限，更优选为0.10％以下。
REM：0.001～0.100％
REM(Rare Earth Metals：稀土金属)具有提高抗氧化性的效果，抑制焊接部的氧化覆膜(焊接回火色)形成，抑制紧挨在氧化覆膜下方的Cr缺乏区域的形成，提高焊接部的耐腐蚀性。通过含有0.001％以上的REM能够得到该效果。另一方面，含有超过0.100％的REM时，有时会降低冷轧退火时的酸洗性等制造性。因此，在含有REM的情况下，REM含量优选设定为0.001～0.100％的范围。关于下限，更优选为0.005％以上。关于上限，更优选为0.050％以下。
B：0.0002～0.0025％
B是对于改善拉深成形后的耐二次加工脆性有效的元素。通过使B的含量为0.0002％以上，能够得到该效果。另一方面，含有超过0.0025％的B时，有时加工性和韧性降低。因此，在含有B的情况下，B含量优选设定为0.0002～0.0025％的范围。关于下限，更优选为0.0003％以上。关于上限，更优选为0.0006％以下。
Mg：0.0005～0.0030％
Mg是对于提高板坯的等轴晶率、提高加工性和韧性有效的元素。此外，在像本发明这样含有Ti的钢中，若Ti碳氮化物粗大化则韧性降低，而Mg还具有抑制Ti碳氮化物的粗大化的效果。通过含有0.0005％以上的Mg能够得到这些效果。另一方面，Mg含量超过0.0030％时，有时会使钢的表面性状变差。因此，在含有Mg的情况下，Mg含量优选设定为0.0005～0.0030％的范围。关于下限，更优选为0.0010％以上。关于上限，更优选为0.0020％以上。
Ca：0.0003～0.0030％
Ca是对于防止因连铸时容易产生的Ti系夹杂物的结晶析出所致的喷嘴堵塞有效的成分。通过含有0.0003％以上的Ca能够得到该效果。但是，含有超过0.0030％的Ca时，有时因CaS的生成导致耐腐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选设定为0.0003～0.0030％的范围。关于下限，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0006％以上。关于上限，更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板通过如下方法得到：使用具有上述成分组成的钢坯，在由粗轧和3道次以上的精轧构成的热轧中，在温度为800～1100℃且最终3道次的累积压下率为25％以上的条件下进行精轧的最终3道次的轧制，得到热轧钢板，进一步在600～1100℃下对该热轧钢板进行热轧板退火。
首先，利用转炉、电炉、真空熔炉等公知的方法对由上述成分组成构成的钢水进行熔炼，通过连铸法或铸锭-开坯法制成钢原材(板坯)。
将该板坯在1050～1250℃下加热1～24小时后供于热轧，或者不加热而以铸造的状态直接供于热轧。本发明中，关于粗轧没有应特别限定之处，但在热精轧前预先将铸造组织有效地破坏的情况下，对之后的热精轧中的晶粒的微细化发挥出优势作用，因此优选使粗轧中的累积压下率为65％以上。然后，通过热精轧轧制至规定板厚，设定为800～1100℃的温度范围并使累积压下率为25％以上来进行精轧的最终3道次的轧制。
最终3道次的轧制温度范围：800～1100℃
最终3道次的累积压下率：25％以上
在精轧前的粗轧中，粗大的铸造组织被破坏，但该组织的晶粒显著粗大。为了在热轧板退火后得到规定的界限应力强度因子，需要通过适当地控制最终3道次的轧制的温度和累积压下率来抑制轧制中的应变的回复，同时有效地对特别是板厚中央部赋予轧制应变。
需要有效地对板厚中央部赋予轧制应变的原因如下。轧制加工是通过使钢板发生剪切变形而使钢板的板厚变薄的加工。轧制加工中的剪切应变(以下记为轧制应变)的量从表层朝向板厚中央而减小。因此，在压下率小的情况下，在钢板表层附近赋予大的轧制应变，另一方面，对板厚中央部赋予的轧制应变的量变小。轧制应变成为下一工序即热轧板退火中的再结晶位点。但是，在对板厚中央部赋予的轧制应变量小的情况下，热轧板退火时的板厚中央部的再结晶变得不充分，热轧板退火钢板的金属组织在板厚方向上变得不均匀，无法得到规定的界限应力强度因子。因此，为了有效地对板厚中央部赋予轧制应变，需要以一定以上的压下率且直至产生轧制应变的回复来进行轧制。
为了在下一工序即热轧板退火中导入足以得到规定的金属组织的再结晶位点，需要使最终3道次的轧制温度为800～1100℃的范围，并且使最终3道次的累积压下率(＝100-(最终板厚/最终3道次的轧制开始前的板厚)×100[％])为25％以上，防止通过最终3道次所赋予的轧制应变因回复而消除，有效地对板厚中央部赋予轧制应变。
最终3道次的累积压下率小于25％时，不能有效地对板厚中央部赋予轧制应变，因此在作为下一工序的热轧板退火中残留有晶团，无法得到规定的界限应力强度因子。因此，将最终3道次的累积压下率设定为25％以上。优选累积压下率为30％以上。进一步优选累积压下率为35％以上。需要说明的是，累积压下率的上限没有特别限定，但使累积压下率过大时，轧制负荷上升、制造性降低，并且有时在轧制后产生表面粗糙，因此优选设定为60％以下。
在使最终3道次的轧制温度低于800℃的情况下，轧制载荷随着钢板温度的降低而显著上升，因此在制造上不优选。另外，有时因低温下的轧制而产生钢板表面的粗糙，表面品质降低。另一方面，最终3道次的轧制温度超过1100℃时，通过轧制所赋予的应变发生回复，作为下一工序的热轧板退火后的再结晶位点不足，因此在热轧板退火后残留有晶团，无法得到规定的界限应力强度因子。因此，最终3道次的轧制温度设定为800～1100℃的范围。关于下限，优选为850℃以上。关于上限，优选为1050℃以下，更优选为1000℃以下。另外，关于最终3道次的轧制温度，对于最终道次是指轧制结束温度，除此以外是指轧制开始温度。
需要说明的是，为了防止在最终3道次中的特定道次中施加过度的轧制负荷，最终3道次中，优选将第一道次的轧制温度范围设定为950～1100℃、将继该第一道次进行的第二道次的轧制温度范围设定为925～1075℃、将继该第二道次进行的第三道次的轧制温度范围设定为875～1050℃。
另外，本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法中，具有如下特征：在由3道次以上构成的热精轧的最终3道次中，在对温度范围进行控制的基础上施加大的压下。若在最终4道次以上中进行施加大的压下的轧制，则即使累积压下率相同，压下率也被分散于各道次中，因此对板厚中央的应变赋予不充分，并且由于各道次间的累积搬运时间增加，因此会助长在各道次间搬运的期间的回复，应变赋予的效果降低。另外，若在最终2道次以下中进行精轧的轧制温度和累积压下率的控制，则为了在2道次中进行累积压下率为25％以上的大压下，轧制负荷显著上升，有时制造性降低，因此不优选。因此，在本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，对精轧的最终3道次的轧制温度和累积压下率进行控制。
需要说明的是，在本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，关键的是对最终3道次的轧制温度和累积压下率进行控制，只要是3道次以上的精轧，可以进行任何道次的精轧。但是，最大道次数多于15道次时，容易产生由于与轧辊的接触次数的增加所致的钢板温度的降低，有时导致为了将钢板温度维持于规定温度范围内而需要从外部进行加热等的制造性的降低或制造成本的增加，因此最大道次数优选设定为15道次以下。更优选最大道次数为10道次以下。
热精轧后进行钢板的冷却，接着进行钢板的卷取处理，制成热轧钢带。本发明中，卷取温度没有特别限定，但在使卷取温度高于450℃且低于500℃的情况下，有时会发生因475℃脆化而引起的脆化。因此，卷取温度优选设定为450℃以下或500℃以上。
热轧板退火温度：600～1100℃
本发明中，在上述热轧工序结束后进行热轧板退火。热轧板退火中，使在热轧工序中形成的轧制加工组织再结晶。本发明中，在热轧工序中有效地赋予轧制应变，使再结晶位点增加，由此促进热轧板退火中的晶团的破坏。为了得到该效果，需要在600～1100℃的范围内进行热轧板退火。退火温度低于600℃时，再结晶不充分，无法得到规定的界限应力强度因子。另一方面，退火温度超过1100℃时，再结晶晶粒发生显著的粗大化，其结晶粒径达到最大为300μm以上的程度，无法得到规定的界限应力强度因子。因此，热轧板退火温度设定为600～1100℃的范围。关于下限，优选为650℃以上。更优选为700℃以上。关于上限，优选为1050℃以下，进一步优选为900℃以下。需要说明的是，对于热轧板退火的保持时间和方法没有特别限定，可以通过箱式退火(间歇退火)、连续退火中的任意一者来实施。
根据需要，可以通过喷砂、酸洗对所得到的热轧退火钢板进行去氧化皮处理。此外，为了提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。另外，之后可以对本发明提供的热轧退火钢板进行冷轧和冷轧板退火。
实施例
以下，利用实施例详细地对本发明进行说明。
通过容量为150吨的转炉和强搅拌真空吹氧脱碳处理(SS-VOD)的精炼对具有表1所示的化学组成的不锈钢钢水进行熔炼，通过连铸制成宽度1000mm、厚度200mm的钢坯。除了No.36以外，将该板坯在1150℃下加热1小时后，作为热轧，进行使用3段机架的可逆式粗轧，制成板厚约40mm的钢板，接着在表2中记载的条件下进行由7道次构成的精轧的最终3道次(第5道次、第6道次、第7道次)，制成热轧钢板。对于No.36，将该板坯在1300℃下加热1小时后供于热轧。对于所得到的热轧钢板，同样地在表2中记载的条件下进行利用箱式退火的热轧板退火，得到热轧退火板。需要说明的是，第7道次结束时的板厚为热轧钢板的板厚。对所得到的热轧退火钢板进行以下的评价。
(1)界限应力强度因子KIC的评价
以使预制疲劳裂纹为轧制直角方向、应力轴为轧制平行方向的方式从板宽中央部裁取ASTM E399所规定的CT(compact tension，紧凑拉伸)试验片。对于该试验片，依照ASTME399求出界限应力强度因子KIC。将界限应力强度因子为35MPa·m1/2以上作为合格，将界限应力强度因子小于35MPa·m1/2作为不合格。
(2)耐腐蚀性的评价
从热轧退火钢板中裁取60×100mm的试验片，利用#600金刚砂纸对于应评价的面进行表面研磨精加工后，为了排除端面部和背面的影响，将端面部和背面密封，将所制作的试验片供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(5质量％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％)作为一次循环，进行五次循环。对实施五次循环的盐水喷雾循环试验后的应评价的面的试验片表面进行照片拍摄，通过图像分析测定试验片表面的生锈面积，由生锈面积与试验片总面积的比率算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。生锈率10％以下为特别优良的耐腐蚀性，将其作为合格(◎)，将生锈率大于10％且为25％以下作为合格(○)，将生锈率大于25％作为不合格(×)。
将试验结果与热轧和热轧板退火条件合并示于表2。
Figure BDA0002247619400000201
[表2]
Figure BDA0002247619400000211
下划线表示本发明范围外
对于钢成分、热轧条件和热轧板退火条件满足本发明范围的表2的No.1～31和No.45～49而言，通过规定的热轧和热轧板退火有效地将晶团破坏，结果得到了规定的界限应力强度因子。进一步对所得到的热轧退火板的耐腐蚀性进行评价，结果确认到，生锈率均为25％，均还具有充分的耐腐蚀性。
对于特别是使用Cr含量超过17％的钢A7、A9和A14的No.7、9和14、使用还含有Cu的钢A17的No.17和使用还含有Mo的钢A18的No.18而言，生锈率为10％以下，得到了更优良的耐腐蚀性。
对于最终3道次的轧制温度高于本发明范围的No.32而言，虽然以规定的累积压下率进行了轧制，但由于轧制温度过高，因此发生了加工应变的回复，再结晶位点的导入不充分，因此热轧板退火中的晶团的破坏效果不足，结果在热轧板退火后仍残留大量的晶团，无法得到规定的界限应力强度因子。
对于最终3道次的累积压下率低于本发明范围的No.33而言，在热轧板退火工序中未充分得到晶团破坏效果，结果在热轧板退火后在板厚中央部仍残留大量的晶团，无法得到规定的界限应力强度因子。
对于热轧板退火温度高于本发明范围的No.34而言，生成的再结晶晶粒发生显著的粗大化，结果无法得到规定的界限应力强度因子。
No.36是将板坯在1300℃下加热1小时后供于热轧、且使热精轧的最终3道次的轧制温度范围均超过1100℃的例子。对于No.36而言，在最终3道次的轧制实施中发生了加工应变的回复，再结晶位点的导入不充分，因此热轧板退火对晶团的破坏效果不充分，结果无法得到规定的界限应力强度因子。
对于最终3道次的轧制温度范围在3道次中均低于本发明范围的No.37而言，轧制载荷显著上升，在最终第3道次的轧制实施时载荷超过装置允许范围，因此无法完成轧制，无法进行规定的评价。
对于使用Ni含量低于本发明范围的钢B1～B4的No.38～41而言，进行了规定的热轧和热轧板退火，但奥氏体相的生成能力降低，结果热轧工序中的晶团破坏效果不足，无法得到规定的界限应力强度因子。
对于使用Cr含量高于本发明范围的钢B5的No.42而言，虽然含有规定的Ni，但由于含有过量的Cr，因此奥氏体相的生成能力降低，结果热轧工序中的晶团破坏效果不足，无法得到规定的界限应力强度因子。
对于使用Ti含量低于本发明范围的钢B6的No.43而言，在热轧板退火时Cr碳氮化物大量析出，由此发生敏化，无法得到规定的耐腐蚀性。另一方面，对于使用Ti含量高于本发明范围的钢B7的No.44而言，由于含有过量的Ti，再结晶温度上升，即使进行规定的热轧板退火，也未发生充分的再结晶，残留有晶团，结果无法得到规定的界限应力强度因子。
对于热轧板退火温度低于本发明范围的No.50而言，再结晶不充分，因此无法得到充分的晶团破坏效果，无法得到规定的界限应力强度因子。
产业上的可利用性
本发明中得到的铁素体系不锈钢热轧退火钢板特别适合应用于要求高的加工性和耐腐蚀性的用途、例如具有翻边加工部的法兰等。

Claims (4)

1.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：10.0～19.0％、Ni：0.65～1.50％、Ti：0.10～0.40％、N：0.001～0.020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
界限应力强度因子KIC为35MPa·m1/2以上，板厚为5.0mm以上。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％、REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的一种或两种以上。
4.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其为权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，
所述制造方法具有：进行3道次以上的精轧的热轧工序；以及在600～1100℃下对该热轧工序中得到的热轧钢板进行热轧板退火的热轧板退火工序，
在所述热轧工序中，使精轧的最终3道次的温度为800～1100℃，并且使所述最终3道次的累积压下率为25％以上。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2883114T3 (es) * 2017-10-30 2021-12-07 Jfe Steel Corp Chapa de acero inoxidable ferrítico y método para fabricar la misma
US20210363604A1 (en) * 2018-10-25 2021-11-25 Jfe Steel Corporation Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for producing the same
WO2020121817A1 (ja) * 2018-12-11 2020-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法
CN112474792B (zh) * 2020-10-26 2023-03-24 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种工业纯铁开坯轧制生产方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105008571A (zh) * 2013-03-14 2015-10-28 新日铁住金不锈钢株式会社 时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN105247088A (zh) * 2013-03-25 2016-01-13 新日铁住金不锈钢株式会社 冲剪加工性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN106133166A (zh) * 2014-03-26 2016-11-16 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢轧制钢板和其制造方法以及法兰部件
WO2017013850A1 (ja) * 2015-07-17 2017-01-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5254184A (en) * 1992-06-05 1993-10-19 Carpenter Technology Corporation Corrosion resistant duplex stainless steel with improved galling resistance
JP3422871B2 (ja) * 1995-04-11 2003-06-30 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP4239257B2 (ja) * 1998-11-02 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3446667B2 (ja) * 1999-07-07 2003-09-16 住友金属工業株式会社 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP2001181742A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法およびこの方法に用いるステンレス熱延鋼板
JP3448542B2 (ja) * 2000-04-13 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 成形性とリジング特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
JP3680272B2 (ja) * 2001-01-18 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3709833B2 (ja) * 2001-10-31 2005-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5258253B2 (ja) * 2006-11-21 2013-08-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 塩害耐食性および溶接部信頼性に優れた自動車用燃料タンク用および自動車燃料パイプ用表面処理ステンレス鋼板および拡管加工性に優れた自動車給油管用表面処理ステンレス鋼溶接管
JP2012167298A (ja) * 2011-02-09 2012-09-06 Nakayama Steel Works Ltd フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5885884B2 (ja) 2013-03-27 2016-03-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板とその製造方法及び鋼帯
US20170314093A1 (en) * 2014-10-31 2017-11-02 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate, steel pipe, and production method therefor
EP3486347B1 (en) * 2016-10-17 2020-10-21 JFE Steel Corporation Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for producing same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105008571A (zh) * 2013-03-14 2015-10-28 新日铁住金不锈钢株式会社 时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN105247088A (zh) * 2013-03-25 2016-01-13 新日铁住金不锈钢株式会社 冲剪加工性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN106133166A (zh) * 2014-03-26 2016-11-16 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢轧制钢板和其制造方法以及法兰部件
WO2017013850A1 (ja) * 2015-07-17 2017-01-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法

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