CN114592155B - 一种高表面质量430铁素体不锈钢ba板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板及其制造方法，其成分重量百分比包括C 0.010～0.080％，Si 0.10～0.50％，Mn 0.10～0.50％，Cr16.0～18.0％，Ni 0.10～0.50％，Mo≤0.10％，Cu≤0.50％，V 0.05～0.20％，N0.010～0.080％，P≤0.050％，S≤0.0050％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：低温奥氏体转变温度A430＝‑198.87×C+27.21×Si‑59.07×Mn+19.29×Cr‑87.37×Ni+52.02×Mo‑46.55×Cu+180.86×V‑336.76×N+574≥850℃；高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A＝2347.66×C‑41.16×Si+47.03×Mn‑54.28×Cr+110.76×Ni‑80.69×Mo+75.31×Cu‑152.71×V+2499.94×N+1820≥1150℃；避免了430铁素体不锈钢BA板热轧带钢表面“鳞折”和冷轧光亮退火BA板表面“折痕”等两大主要缺陷的产生，获得高表面质量430铁素体不锈钢BA板。

Description

一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板及其制造方法
技术领域
本发明涉及不锈钢生产技术领域，特别涉及一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板及其制造方法。
背景技术
430铁素体不锈钢光亮退火BA板因其较好的耐蚀性和成型性能，广泛应用于家电、厨具及制品等深冲用途的产品。由于430铁素体不锈钢在生产过程中，容易出现热轧带钢表面“鳞折”缺陷和冷轧光亮退火BA板表面“折痕”等两大缺陷，因此严重影响了430BA板的表面质量、用户加工以及腐蚀和成型等使用技术性能。
不锈钢表面“鳞折”缺陷在《430铁素体不锈钢表面线鳞缺陷改进实践》、《节镍奥氏体不锈钢其他鳞折问题研究》等文献均有提及，类似钢带表面出现的“脱皮”、“起皮”等缺陷。一般情况下，表面“鳞折”缺陷是保护渣卷入或者非金属夹杂物等炼钢连铸工序导致的轧制起皮、开裂，这种缺陷主要从控制夹杂物的角度进行改进，一般通过控制钢的纯净度、避免保护渣卷入。
表面“折痕”缺陷，也就是“起筋”缺陷，在《2018年(第二十届)全国炼钢学术会议大会报告及论文摘要集本文》中的《430BA板表面起筋缺陷分析及工艺控制措施》一文中有提及，该缺陷在BA板精整过程中产生，并且冷轧成品厚度越薄时该缺陷越明显。这种“折痕”缺陷通常存在明显P、S等元素偏析现象，相应的连铸坯裂纹区域同样表现出P、S元素枝晶偏析特征，这同钢水过热度和连铸拉速等连铸工艺相关。
中国专利CN113388780A公布了“一种厨具面板用430铁素体不锈钢及其制备方法”。其中涉及镍当量的管控，Nieq≤2.00(Nieq＝Ni+30*(C+N)+0.5*(Mn+Cu))，Cr含量≥16.50。通过降低奥氏体形成元素(Ni、Mn、C、N等元素)含量，提高铁素体的稳定性，改善材料的成型性能。
中国专利CN113462967A公布了“一种通过优化轧制工艺改善氧化皮粘结轧辊的430生产工艺”。通过降低粗轧轧辊表面粗糙度，减少道次磨削量，提高坯料在轧制时的传输速度，进而提高粗轧入口温度，使得精轧过程在带钢表面附着一层薄氧化层，从而保护精轧轧辊，防止氧化铁皮粘结到轧辊，避免后续产生粗糙条纹。
中国专利CN103667950A公布了“一种适合冷冲压加工的430不锈钢制造方法”。其中提到，430不锈钢中奥氏体含量过高易使组织向两相区转移，降低材料延伸性能；但是，奥氏体含量过低则不利于加工过程中的柱状晶分解，对组织均匀性不利。
以上这些涉及430铁素体不锈钢的制造工艺专利，均有提到合金元素对430铁素体不锈钢组织与性能的影响，但并没有提出对于表面缺陷，特别是表面“鳞折”和表面“折痕”等两大缺陷的影响以及相应控制技术。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板及其制造方法，避免了430铁素体不锈钢BA板热轧带钢表面“鳞折”和冷轧光亮退火BA板表面“折痕”等两大主要缺陷的产生，获得高表面质量430铁素体不锈钢BA板。
为达到以上目的，本发明的技术方案如下：
一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板，其化学成分质量百分比为：
C：0.010～0.080％，
Si：0.10～0.50％，
Mn：0.10～0.50％，
Cr：16.0～18.0％，
Ni：0.10～0.50％，
Mo≤0.10％，
Cu≤0.50％，
V：0.05～0.20％，
N：0.010～0.080％，
P≤0.050％，
S≤0.0050％，
其余为Fe和其它不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：
低温奥氏体转变温度A430≥850℃，其中，A430＝-198.87×C+27.21×Si-59.07×Mn+19.29×Cr-87.37×Ni+52.02×Mo-46.55×Cu+180.86×V-336.76×N+574；
高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A≥1150℃，其中，
T(高)20％A＝2347.66×C-41.16×Si+47.03×Mn-54.28×Cr+110.76×Ni-80.69×Mo+75.31×Cu-152.71×V+2499.94×N+1820。
在本发明的成分设计中：
C：C元素作为奥氏体形成元素的同时，也是碳化物形成元素。在铁素体不锈钢中，C元素含量不宜过高。C含量越高，组织中的碳化物越多，出现碳化物聚集分布的概率增加。但是C元素由于能够比较有效得扩大奥氏体相区，对于抑制铁素体异常晶粒生长有比较好的效果。C含量增加，T(高)20％A温度增大，A430温度减小。因此，控制C含量：0.010～0.080％。
Si：Si元素是炼钢过程中重要的脱氧元素，也是铁素体形成元素，其含量增加能够显著提高430铁素体不锈钢的强度。但是，Si作为非金属元素，含量过高容易导致材料塑性变差，影响表面质量。Si含量增加，T(高)20％A温度减小，A430温度增大。因此，控制Si含量：0.10～0.50％。
Mn：Mn元素为奥氏体形成元素，其含量在一定范围内能够改善钢的热塑性，但是过高的Mn含量会降低材料的成型性能，从而影响热轧表面质量。Mn含量增加，T(高)20％A数值增大，A430数值减小。因此，控制Mn含量：0.10～0.50％。
Cr：Cr元素为铁素体形成元素，430铁素体不锈钢的主要合金元素。结合Cr元素对T(高)20％A的负影响关系、A430的正影响关系，控制Cr元素含量：16.0～18.0％。
Ni：Ni元素，强烈形成并稳定奥氏体组织，过高的Ni含量容易使组织向两相区转移，降低材料的塑韧性，同样影响热轧后的表面质量。Ni含量增加，T(高)20％A温度增大，A430温度减小。因此，控制Ni含量：0.10～0.50％。
Mo：Mo元素为铁素体形成元素，但是Mo含量增加容易导致组织中硬质相析出含量增加，降低材料塑韧性，导致表面出现开裂，因此，控制Mo元素≤0.10％。
Cu：Cu元素为奥氏体形成元素，含量偏高时容易出现“热脆”现象，对于铁素体不锈钢，Cu含量更应该限制，因此，控制Cu含量≤0.50％。
V：V元素，铁素体形成元素，同时也是强烈的碳化物形成元素，具有很强的沉淀强化作用，并且抑制晶粒长大。V可以在晶内形成细小弥散的碳氮化钒，从而抑制碳化物聚集；但V含量过高，容易导致材料加工性能明显恶化，出现热轧开裂的情形，不利于表面质量的稳定。V含量增加，T(高)20％A温度减小，A430温度增大。因此，控制V含量：0.05～0.20％。
N：N是奥氏体形成元素，可以增加高温奥氏体比例，细化组织；但是含量过高，不利于430铁素体不锈钢的深冲性能。N元素同样能够比较有效地扩大奥氏体相区，能够有效抑制铁素体异常晶粒生长，N含量增加，T(高)20％A温度增大，A430温度减小。N元素对于成分控制公式的影响系数较大，因此，控制N含量：0.010～0.080％。
P、S：在一般情况下，P、S是钢中有害元素，为了获得较好的表面质量，其含量越低越好，故本发明控制P≤0.050％，S≤0.0050％。
430铁素体不锈钢BA板炼钢、连铸过程中容易出现中心偏析等问题，这些偏析问题会一直存在于430铁素体不锈钢BA板后续的生产过程，会使BA板在光亮退火后产生“折痕”缺陷。一般通过电磁搅拌等优化手段能够起到一定改善的效果，但是电磁搅拌控制程度不容易掌握，设备条件、现场环境等都会受到影响。如果控制不合适，不仅不能改善“折痕”问题，而且还会引起明显的负偏析白亮带，对于优化表面质量存在其他不利的风险。
430铁素体不锈钢高温下存在奥氏体相变，奥氏体在固溶其他元素的能力上与铁素体存在明显差异，奥氏体组织的存在，很大程度上影响了合金元素在组织中的分布特性。本发明通过研究发现“折痕”缺陷的430BA板上存在明显的折状纹路，其截面位置金相图片可以观察到明显的碳化物聚集带，聚集带厚度一般在0.020～0.060mm(如图1所示)，本发明通过对430铁素体不锈钢BA板“折痕纹路”处进行电子探针元素分析(如图2所示)，结果得知，“折痕”区域的组织中除了存在P、S等元素的偏聚现象外，还出现明显的碳化物聚集分布现象。
关于“折痕”表现的偏析问题，不同的元素存在不同的偏聚分布程度，不利于我们分析。结合“折痕”区域除了元素偏析外，还表现出明显的碳化物聚集分布特征，借助碳化物的分布特性能够比较有效地分析“折痕”问题。实际上，碳化物的聚集分布，不仅宏观上能够便于我们观察和分析，而且微观上体现出C、Cr元素的偏聚分布。一般情况下，C元素在高温条件下扩散程度相比其他元素(Cr、Mn等)扩散程度快，而且在奥氏体中的溶解度明显高于铁素体，当高温下430组织由铁素体向奥氏体转变的过程中，奥氏体组织的出现，使得铁素体基体中的C元素不断向奥氏体中聚集分布，在后续生产过程中，这种C元素聚集分布即会导致碳化物聚集，甚至出现严重的碳化物聚集带，进而出现“折痕”缺陷。所以，碳化物的分布特征，一定程度上能够将“偏析问题”与“折痕”缺陷联系起来。
为了进一步探讨“折痕”和正常部位的组织差异，将“折痕”缺陷样品加热至更高的950℃高温奥氏体化，然后急冷，发现偏聚带区域单位体积内出现了更多的马氏体，而正常区域则较少(如图3和图4所示)。一般铁素体不锈钢室温条件无法获得奥氏体结构，本发明通过实验利用高温急冷方式获得马氏体，通过马氏体含量来反映高温对应的奥氏体含量。相同温度条件下的同一样品，在偏聚带区域单位体积内的马氏体含量越多，表明该区域的低温奥氏体转变温度A430越低。
图5所示为碳化物聚集度与低温奥氏体转变温度A430的趋势对应关系，其表明碳化物聚集程度越严重，低温奥氏体转变温度A430表现出明显降低的趋势。“折痕”区域出现合金元素偏析，导致罩退时该区域组织进入了奥氏体区，发生了奥氏体转变，并在罩退的冷却过程中出现粗大聚集碳化物分布。“折痕”缺陷实质上是罩退过程中局部区域发生奥氏体相变(局部低温奥氏体转变温度A430较低)，并从奥氏体中析出了粗大聚集碳化物。所以，相图上的低温奥氏体转变温度A430，除了作为判断铁素体与奥氏体之间的临界转变温度，一定程度上还能体现430不锈钢组织中出现碳化物聚集分布的难易程度。
生产过程中，热轧430样品组织中存在高密度的位错，在退火过程中，高密度位错不仅能为碳化物提供更多的形核位置，而且能够为元素扩散提供额外的驱动力，以获得细小弥散分布的碳化物。但是当罩退过程中退火温度＞低温奥氏体转变温度A430时，一方面碳化物不断聚集并与铁素体转化为奥氏体，冷却至室温后，奥氏体分解又得到铁素体与碳化物，但是从奥氏体中析出的碳化物仍然表现出明显的聚集分布特性；另一方面，因为组织发生再结晶，高密度位错消失，组织中的畸变能释放(此时畸变能为再结晶、奥氏体相变提供驱动力)，C、Cr元素扩散没有足够的驱动力，使得奥氏体中析出的粗大聚集碳化物难以获得细小弥散的分布状态。若要获得弥散的细小碳化物，需要在低温奥氏体转变温度A430以下长时间保温，通过长时间热扩散方式才能实现。
一般在罩退过程中退火温度＜低温奥氏体转变温度A430的条件下，退火温度越高，热激活能越强，元素扩散越容易，越容易获得弥散的碳化物；但是温度越高，越接近低温奥氏体转变温度A430(甚至超过低温奥氏体转变温度A430)，为了形成奥氏体，碳化物会不断聚集长大，不利于改善“折痕”缺陷。虽然控制罩退过程中的退火温度＜低温奥氏体转变温度A430，一定程度上能够改善碳化物聚集，但退火温度过低，元素扩散不充分，材料组织、性能的均匀性方面均会受到不利影响，需要增加退火时间，不利于提高生产效率。正常430不锈钢退火温度一般选择850℃。借助相关的退火实验(如图6所示)，退火温度略低于850℃时，碳化物比较弥散；退火温度升至850℃时，碳化物开始出现轻微聚集；当温度继续升高至860℃时，基体组织出现奥氏体，碳化物出现明显聚集。为此，将850℃作为低温奥氏体转变温度A430的临界温度。通过合金成分平衡设计，提高低温奥氏体转变温度A430，控制A430≥850℃，来降低碳化物聚集的倾向性，抑制碳化物聚集分布，消除“折痕”缺陷。经热力学计算并结合实验室模拟，获得合金成分约束关系如下：
低温奥氏体开始转变温度A430≥850℃，
A430＝-198.87*C+27.21*Si-59.07*Mn+19.29*Cr-87.37*Ni+52.02*Mo-46.55*Cu+180.86*V-336.76*N+574
另一方面，有关430铁素体不锈钢BA板的“鳞折”缺陷，本发明通过研究发现，缺陷的产生不仅与夹杂物的存在有关，还与430不锈钢BA板组织特性有关。
如图7、图8、图9所示，在控制430不锈钢BA板中没有夹杂物存在的前提下，仍然出现“鳞折”缺陷，缺陷深度一般在0.020～0.090mm，宏观上表现为沿着轧制方向分布的“鱼鳞状”小裂纹。缺陷沿轧制方向呈点线状分布，“鳞折”缺陷处的组织晶粒，表现出局部异常粗大的情形。
430铁素体不锈钢BA板在热轧过程中，为了解决组织问题导致的“鳞折”缺陷，需要克服组织晶粒出现的不均匀性。通过分析430铁素体不锈钢在高温条件下的组织变化规律，包括相变过程及晶粒长大行为，发现铁素体不锈钢组织中作为第二相组织的奥氏体含量会明显影响基体组织铁素体晶粒的生长状态。
对于不锈钢材料，一般能够通过铬当量、镍当量初步评判不锈钢的室温组织状态，其中铬当量和镍当量分别体现合金元素对铁素体和奥氏体的形成能力影响。铬当量和镍当量分别对应的经验公式如下：
铬当量Creq＝Cr+2Si+1.5Mo+5V+5.5Al+1.75Nb+1.5Ti+0.75W；
镍当量Nieq＝Ni+Co+0.5Mn+0.3Cu+25N+30C。
通过铬当量、镍当量能够判断430铁素体不锈钢在室温状态下的组织是铁素体。但是“鳞折”缺陷是在高温热轧过程中产生的，需要借助相图并结合实验室模拟试验来分析430在高温条件下的组织变化规律，包括相变过程及晶粒长大行为。
从Thermal-Calc热力学软件计算的430不锈钢相图(参见图10)可知，在温度超过奥氏体开始转变温度时，铁素体向奥氏体转变；随着温度升高，奥氏体组织比例不断增加，直至965℃左右达到峰值，随后温度越高奥氏体比例不断减少；当温度超过铁素体完全转变温度(约1255℃)时，组织中奥氏体相完全消失。一般情况下，430不锈钢的热轧加热温度不超过1255℃，然而在该温度下热轧得到的430不锈钢表面仍然存在“鳞折”缺陷，在随后的冷轧过程中也难以消除。
本发明经过研究发现，参见图11所示展现的加热温度与金相组织的特征可以发现，在加热温度升高达到1150℃时，奥氏体含量不断减少，同时铁素体晶粒开始出现异常长大。430不锈钢在高温下的组织为“铁素体+奥氏体”双相结构，430不锈钢在1150℃加热时出现铁素体晶粒异常长大的现象，并且温度越高，晶粒尺寸越大。在1150℃温度下，组织中奥氏体含量为20％，温度增加，组织中奥氏体含量会逐渐减少。430不锈钢组织中的奥氏体对铁素体晶粒生长存在抑制作用，奥氏体含量越高，其对铁素体晶粒生长的抑制作用越强，越不容易出现异常粗大的晶粒组织。因此，需要控制高温状态下组织中奥氏体含量在20％以上，避免晶粒的异常长大。
虽然通过降低加热温度可以有效控制组织中奥氏体含量，但是在不锈钢加工过程中温度过低会导致材料变形抗力过大，难于热轧。基于“成分调整能够改变相变温度”这一前提，本发明通过控制430不锈钢合金成分的方式，提高高温状态下组织中奥氏体含量为20％对应的温度，来降低材料自身对于异常晶粒生长的倾向性。
为了控制430不锈钢在高温下的组织均匀性，需要约束合金成分关系，确保“高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A≥1150℃”，从而避免出现晶粒异常长大，消除表面“鳞折”缺陷。
经热力学计算并结合实验室模拟，获得合金成分约束关系如下：
其中，T(高)20％A＝2347.66×C-41.16×Si+47.03×Mn-54.28×Cr+110.76×Ni-80.69×Mo+75.31×Cu-152.71×V+2499.94×N+1820。
综上所述，通过对合金成分约束，并管控T(高)20％A≥1150(℃)和A430≥850(℃)，来降低材料异常晶粒长大和碳化物聚集的倾向性，从而消除或改善“鳞折”和“折痕”两种缺陷。
本发明所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按照上述化学成分冶炼；连铸过程中，控制中间包温度为1520～1540℃，连铸拉速为1.00～1.25m/min；
2)热轧
加热温度1120～1150℃，卷取温度为650～750℃；
3)罩退
退火温度840～850℃，保温时间19～28h；保温结束后采用分级冷却，850～760℃冷却速度≤30℃/h，760～230℃冷却速度≤40℃/h，出炉温度≤230℃；
4)酸洗
酸洗采用硫酸+混酸工艺；
5)冷轧
道次轧下率≤15％；
6)光亮退火
光亮退火温度1020～1070℃，露点温度≤-60℃，退火速度按照TV值≤30进行控制，TV值＝带钢厚度×退火速度，其中，带钢厚度单位为mm，退火速度单位为m/min。
优选的，步骤4)中，所述硫酸温度70～80℃、硫酸浓度为150～300g/L。
优选的，步骤4)中，所述混酸由硝酸和氢氟酸混合而成。
优选的，所述混酸温度为30～45℃，硝酸浓度30～120g/L、氢氟酸浓度4～16g/L、金属离子浓度≤90g/L。
优选的，步骤5)中，冷轧过程中最后一道次工辊粗糙度＜0.08um，倒数第二、第三道次工辊粗糙度为0.15～0.20um，其余道次工辊粗糙度为0.38～0.45um。
按照本发明所述成分冶炼，连铸工序中控制中间包温度1520～1540℃、连铸拉速1.00～1.25m/min，目的是为了有效控制组织中的成分偏析，避免出现碳化物聚集现象。
热轧工序控制加热温度为1120～1150℃。温度超过1150℃时，热轧组织中奥氏体含量小于20％，铁素体晶粒出现异常长大，容易出现表面“鳞折”缺陷。若温度过低，则轧制力增加，同样影响表面质量。
控制卷取温度在650～750℃，避免在较高温度条件下析出过多碳化物，导致碳化物聚集分布。卷取温度越高，奥氏体含量越高，组织中“在奥氏体状态下获得更多的碳化物”，对于后续的罩退工艺，这种条件下析出的碳化物不容易获得弥散分布的细小碳化物；而低卷取温度的热轧组织中出现比较多的条带马氏体结构，在退火后能够获得均匀弥散分布的细小碳化物。
从图12和图13可以看出，马氏体状态的初始组织(低奥氏体条件)经过退火得到的碳化物则相对容易扩散，奥氏体状态的初始组织(高奥氏体条件)经过退火获得的碳化物更容易发生聚集分布。对于现场工艺控制而言，通过开层流冷却水的方式降低卷取温度，并缩短高温奥氏体状态析出碳化物的时间，减少热轧组织中的碳化物含量，从而为后续罩退获得理想的碳化物形貌创造条件。卷取温度低于650℃时，难以获得较好的卷形，影响后续冷轧表面质量。为此，将卷取温度控制在650～750℃的范围，避免表面“折痕”缺陷。
生产过程中，热轧430样品组织中存在高密度的位错，在退火过程中，高密度位错不仅能为碳化物提供更多的形核位置，而且能够为元素扩散提供额外的驱动力，以获得细小弥散分布的碳化物。但是罩退过程中退火温度＞低温奥氏体转变温度A430时，一方面碳化物不断聚集并与铁素体转化为奥氏体，冷却至室温后，奥氏体分解又得到铁素体与碳化物，但是从奥氏体中析出的碳化物仍然表现出明显的聚集分布特性；另一方面，因为组织发生再结晶，高密度位错消失，组织中的畸变能释放(此时畸变能为再结晶、奥氏体相变提供驱动力)，C、Cr元素扩散没有足够的驱动力，使得奥氏体中析出的粗大聚集碳化物难以获得细小弥散的分布状态。若要获得弥散的细小碳化物，需要在低温奥氏体转变温度A430以下长时间保温，通过长时间热扩散方式才能实现。因此，罩退过程中退火温度设置为840～850℃，保温时间为19～28h。
酸洗工序主要目的是去除430铁素体不锈钢BA板退火后的表面氧化皮，同时避免表面出现晶间腐蚀等缺陷，为后续冷轧及光亮退火工序提供表面质量良好的白皮钢卷。
冷轧、光亮退火工序主要是避免出现色差、擦伤等表面缺陷，确保最终能够获得表面质量优良的430铁素体不锈钢BA板。
本发明的有益效果：
本发明针对430铁素体不锈钢BA板光亮退火后产生“折痕”缺陷进行了研究，发明其金相组织中不仅存在明显的P、S偏析，还存在明显的碳化物聚集，针对明显的碳化物聚集分布，本发明通过合金成分设计，提高低温奥氏体转变温度A430，控制A430≥850℃，降低退火组织中发生奥氏体转变的可能性，抑制碳化物聚集分布，消除“折痕”缺陷。
本发明针对430铁素体不锈钢BA板的“鳞折”缺陷经过分析发现其不仅与夹杂物有关，还与组织特性有关，“鳞折”缺陷处的组织晶粒，表现出局部异常粗大的情形。本发明通过合金成分设计，提高高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A，控制T(高)20％A≥1150℃，来降低材料自身对于异常晶粒生长的倾向性，从而避免出现晶粒异常长大，消除表面“鳞折”缺陷。
本发明在成分设计的基础上，通过控制生产工序中炼钢过热度、连铸拉速、热轧卷取、罩退工艺的控制，进一步抑制碳化物聚集，保证碳化物弥散分布；加热温度的控制，进一步抑制异常晶粒粗大，完全避免了表面“鳞折”和“折痕”缺陷，结合酸洗、冷轧和光亮退火等工序的工艺控制，获得了高表面质量430BA板，可以满足家电、厨卫和制品等领域的需求。
附图说明
图1为430铁素体不锈钢BA板表面“折痕”缺陷宏观图片与金相截面形貌。
图2为430铁素体不锈钢BA板表面“折痕”区域电子探针结果示意图。
图3为430“折痕”样品热处理前金相组织图片。
图4为430“折痕”样品950℃热处理后金相组织图片。
图5为430不锈钢“折痕”区域与正常区域的A430与碳化物聚集度的变化趋势示意图。
图6不同退火温度下430铁素体不锈钢BA板表面金相组织照片。
图7为430铁素体不锈钢BA板表面“鳞折”缺陷宏观图片。
图8为430铁素体不锈钢BA板表面“鳞折”缺陷截面形貌图片。
图9为430铁素体不锈钢BA板表面“鳞折”缺陷截面金相图片。
图10为430铁素体不锈钢相图模拟(铁素体与奥氏体)。
图11为不同加热温度下430铁素体不锈钢的组织形貌图片。
图12为低奥氏体含量条件下430样品在860℃退火后的金相组织图片。
图13为高奥氏体含量条件下430样品在860℃退火后的金相组织图片。
图14为“鳞折”缺陷改善前430铁素体不锈钢BA板表面图片。
图15为“鳞折”缺陷改善后430铁素体不锈钢BA板表面图片。
图16为430铁素体不锈钢BA板表面“折痕”缺陷改善前截面组织照片。
图17为430铁素体不锈钢BA板表面“折痕”缺陷改善后截面组织照片
图18为实际工艺生产的大批量430BA板表面“鳞折”和“折痕”同T(高)20％A≥1150℃和A430≥850℃的关系。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例及对比例的成分见表1，其余为Fe和不可避免的杂质；实施例及对比例的制造工艺见表2，本发明及实施例获得的BA板表面缺陷情况详见表3。
对比例1、4中，高温奥氏体含量为20％时对应的温度T(高)20％A低于1150℃，均出现“鳞折”缺陷；但是加热温度高低不同，加热温度越高，晶粒尺寸越大，鳞折缺陷越严重。
对比例5中，成分控制中的低温奥氏体转变温度A430度均低于850℃，获得的430铁素体不锈钢BA板表面均出现“折痕”缺陷。
对比例2中，低温奥氏体转变温度A430高于850℃，但是工艺控制中包温度较高，出现轻微“折痕”缺陷，说明中包温度对于“折痕”存在一定影响。中包温度高，过热度较大，连铸中心出现偏析倾向性增大，不利于“折痕”的控制。
对比例3和对比例4中，虽然A430温度高于850℃，但是卷取温度、退火温度偏高，出现“折痕”；对比例3中，卷取温度和退火温度同时偏高，“折痕”偏重，说明卷取温度、退火温度对“折痕”存在影响。
对比例7中低温奥氏体转变温度A430为865.27℃，能满足本发明所述低温奥氏体转变温度A430≥850℃的要求，但是工艺控制过程中连铸拉速较大，同样出现轻微“折痕”缺陷，说明连铸拉速对于“折痕”也存在影响。连铸拉速越快，连铸组织、成分均匀程度更差，不利于“折痕”的控制。
对比例1、对比例6和对比例8中，通过成分控制的低温奥氏体转变温度A430＜850℃，高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A＜1150℃，且工艺控制参数没有在本发明的控制范围内，多个因素影响下，“折痕”、“鳞折”程度越严重，说明影响“折痕”、“鳞折”的这些因素存在一定的叠加效应——不利影响因素越多，缺陷相对比较严重。
图14和图15分别为430铁素体不锈钢BA板表面“鳞折”缺陷改善前后照片，从图上可以看出，通过本发明成分及工艺设计，430不锈钢热轧酸洗板表面“鳞折”缺陷得到了明显改善，表面的“鳞折”缺陷完全消除。
图16和图17为430铁素体不锈钢BA板表面“折痕”缺陷改善前后截面组织照片对比，传统的430BA铁素体不锈钢板通常会出现较为明显的碳化物聚集带(图中黑色区域，截面腐蚀后表现出明显的坑洞)，通过本发明成分及工艺设计，430铁素体不锈钢BA板表面未发现黑色聚集带，BA板表面“折痕”缺陷消除。
图18展示了工业生产的430不锈钢A430与T(高)20％A二者的关系分布图。实际生产中，在连铸、热轧工艺及退火工艺等核心参数全部管控条件下，只有在T(高)20％A≥1150℃和A430≥850℃同时满足的第一象限，完全避免了表面“鳞折”和“折痕”等两大缺陷。
由本发明实施例可知，在成分设计上，本发明实施例钢成分约束T(高)20％A≥1150℃，A430≥850℃的前提下，结合加热温度1120～1150℃，中间包温度1520～1540℃、连铸拉速1.00～1.25m/min、卷取温度650～750℃、罩退温度840～850℃同时满足条件下，430铁素体不锈钢没有出现表面“鳞折”缺陷，表面“折痕”缺陷完全消除。
Figure BDA0003535947720000141
Figure BDA0003535947720000151
Figure BDA0003535947720000161
Figure BDA0003535947720000171

Claims (6)

1.一种高表面质量430铁素体不锈钢BA板，其化学成分质量百分比如下：
C：0.010～0.080％，
Si：0.10～0.50％，
Mn：0.10～0.50％，
Cr：16.0～18.0％，
Ni：0.10～0.50％，
Mo≤0.10％，
Cu≤0.50％，
V：0.05～0.20％，
N：0.010～0.080％，
P≤0.050％，
S≤0.0050％，
其余为Fe和其它不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：
低温奥氏体转变温度A430≥850℃，其中，A430＝-198.87×C+27.21×Si-59.07×Mn+19.29×Cr-87.37×Ni+52.02×Mo-46.55×Cu+180.86×V-336.76×N+574；
高温奥氏体含量为20％对应的温度T(高)20％A≥1150℃，其中，
T(高)20％A＝2347.66×C-41.16×Si+47.03×Mn-54.28×Cr+110.76×Ni-80.69×Mo+75.31×Cu-152.71×V+2499.94×N+1820。
2.如权利要求1所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按照权利要求1所述化学成分冶炼；连铸过程中，控制中间包温度为1520～1540℃，连铸拉速为1.00～1.25m/min；
2)热轧
加热温度1120～1150℃，卷取温度为650～750℃；
3)罩退
退火温度840～850℃，退火保温时间19～28h；保温结束后采用分级冷却，850～760℃冷却速度≤30℃/h，760～230℃冷却速度≤40℃/h，出炉温度≤230℃；
4)酸洗
酸洗采用硫酸+混酸工艺；
5)冷轧
道次轧下率≤15％；
6)光亮退火
光亮退火温度1020～1070℃，露点温度≤-60℃，退火速度按照TV值≤30进行控制，TV值＝带钢厚度×退火速度，其中，带钢厚度单位为mm，退火速度单位为m/min。
3.如权利要求2所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其特征是，步骤4)中，所述硫酸温度为70～80℃、硫酸浓度为150～300g/L。
4.如权利要求2或3所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其特征是，步骤4)中，所述混酸由硝酸和氢氟酸混合而成。
5.如权利要求4所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其特征是，所述混酸温度为30～45℃、硝酸浓度为30～120g/L、氢氟酸浓度为4～16g/L、金属离子浓度≤90g/L。
6.如权利要求4所述的高表面质量430铁素体不锈钢BA板的制造方法，其特征是，步骤5)中，冷轧过程中最后一道次工辊粗糙度＜0.08μ m ，倒数第二、第三道次工辊粗糙度为0.15～0.20μ m ，其余道次工辊粗糙度为0.38～0.45μ m 。
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Inventor after: Zhou*

Inventor after: Liu Chunhui

Inventor after: Li Shuqiang

Inventor after: Jiang Laizhu

Inventor after: Xiao Xiangyong

Inventor after: Zhang Rihui

Inventor after: Mao Weidong

Inventor after: Shi Xianyun

Inventor after: Quan Haibin

Inventor after: Miao Yuxin

Inventor before: Zhou Gong

Inventor before: Liu Chunhui

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Inventor before: Jiang Laizhu

Inventor before: Xiao Xiangyong

Inventor before: Zhang Rihui

Inventor before: Mao Weidong

Inventor before: Shi Xianyun

Inventor before: Quan Haibin

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