CN1172017C - 一种具有良好加工性能的铁素体不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

一种具有良好加工性能的铁素体不锈钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种新的铁素体不锈钢板，其由至多0.03质量%的C，至多0.03质量%的N，至多2.0质量%的Si，至多2.0质量%的Mn，至多0.6质量%的Ni，9-35质量%的Cr，0.15-0.80质量%的Nb组成，其余为铁以及不可避免的杂质，其具有粒径为0.5μm或更小的含Nb析出物的金相组织，其比例不超过0.5质量%，所述结晶取向在深度为1/4厚度处的一个轧制表面上，具有由式(b)定义的累积强度不低于2.0。铁素体不锈钢板是对所述不锈钢在450-750℃进行不超过20小时的析出加热，以及对所述不锈钢在900-1100℃进行不超过1分钟的最终退火而制造的。累积强度＝[I(222)/I0(222)]/[I(200)/I0(200)] ……(b)其中，I(222)和I(200)表示由XRD测得的所述钢板样品的(222)和(200)平面上的衍射强度，而I0(222)和I0(200)表示无方向的样品的(222)和(200)平面上的衍射强度。

Description

一种具有良好加工性能的 铁素体不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有良好加工性能的具有较低各向异性的铁素体不锈钢，其可用作用于汽车和其它零件的板材。
背景技术
通过用Nb或Ti稳定C和N而改善耐热性和耐腐蚀性的铁素体不锈钢已广泛用于许多领域。例如，这种铁素体不锈钢用作汽车排气系统的元件。包含Nb或Ti以抑制敏化作用和改善晶间耐腐蚀性的钢材如SUS409L、SUS436L或SUS436J1L用作耐腐蚀性能良好的中心管或消声器。钢材SUS430LX、SUS430J1L或SUS444用作耐热性良好的排气总管或前管，这些钢材包含超过C和N化学计量比例的Nb或Ti，由于在钢基质中Nb或Ti溶解过量，改善了高温强度。
目前，排气系统被设计成越来越复杂的形状以节省空间和改善废气效率已成为一种趋势。由于这种复杂的形状，铁素体不锈钢应具有更优良的加工性能，甚至在严重变形后也不应发生缺陷。
对加工性能的要求不仅是用于排气系统，也用于其它应用场合。即，为改善产品的功能和/或设计，随着产品形状更为复杂，铁素体不锈钢将会在较重的负载下变形。
目前已提出了各种方法以改善铁素体不锈钢的加工性能。这些建议基本上归于对其组成进行适当的控制及对制造条件进行适当的控制。
日本第29694/1976号和第35369/1976号专利公告提出的合金设计减少了C和N的含量，而以相对较大的比例增加了形成碳氮化物的元素，如Ti或Nb。向铁素体不锈钢中加入Ti和/或Nb以用作排气系统的元件旨在改善加工性能和系统需求的操作，因为添加剂Ti和Nb能够改善钢的加工性能，并且对于用于排气系统的元件来说改善必要的耐腐蚀性和耐热性。
通过加入Ti和/或Nb确能改善由 r值表示的深拉延性，但是增加Ti和Nb却使 r值的平面内各向异性值Δr出现不希望发生的变大。在此种情形下，仅仅加入这种合金元素并不足以使铁素体不锈钢具有足够的加工性能，以满足对严重变形的要求。
对于改善加工性能来说，公知还可加入Al、B和Cu中的一种或多种。
业已提出了各种有关适当控制制造条件的方法，从制钢步骤至冷轧或最终退火步骤。例如，在制钢步骤中铸态平板钢至等轴晶体结构的变形，初始温度的降低，在适宜温度下均热钢带，降低终轧温度和降低在热轧步骤中的带卷温度。这些温度控制经常与还原比的控制结合进行。在热轧过程中对钢带与工作轧辊间的摩擦系数的控制也可有效地改善加工性能。所有这些方法的目的均是破坏毛胚铸态结构，毛胚铸态结构对重结晶会产生有害的影响。
即使在热轧步骤之后的步骤中，增加冷轧率也可有效地改善 r值，同时减少平面中各向异性值Δr，如下述文献所述：“不锈钢手册”(由日本不锈钢协会编辑和由Nikkan Kogyo ShimbunCo.在1995发布)，第935页。Ti-合金钢的冷轧率必须以超过60％(优选70-90％)的值进行测定。在冷轧条件与退火条件或与较大的工作轧辊的各种组合中两次冷轧-两次退火也可有效地改善加工性能。例如，在其中加入了少量的合金元素的基于SUS430组成的钢材和加入Al和Ti的基于SUS430组成的钢材是通过制造条件改善加工性能的钢材。
但是，如日本第17519/1994号专利公告和第311542/1996号专利公开所述，仅有很少的文献报导了对于用于耐腐蚀或耐热的Ti或Nb合金化的铁素体不锈钢制造条件的研究，延伸到由“Ti和Nb之一或之二”代表的知识。这些目前提出的方法需要在常规制造方法中增加附加措施或不可避免地改变制造方法，导致增加制造成本和最终产品的成本。
对于厚度为0.7-0.8mm的铁素体不锈钢板，已研究了其制造条件对加工性能的作用，但是，对于厚度超过1.0mm的铁素体不锈钢板来说，对其加工性能的作用还不太清楚。按照实际使用，厚度为2mm左右的钢板广泛用作用于汽车的排气系统的元件。当上述方法应用于制造这种厚度的不锈钢板的方法时，热轧钢带必须比6mm厚，以实现冷轧率超过70％。结果，热轧钢板须以大负荷进行冷轧，同时，稳定由低温韧性和弯曲性影响的传送，从而不可避免地升高了其制造成本。
简而言之，强烈地要求提供即使当铁素体不锈钢被轧制成厚度超过1.0mm的条时仍具有优良加工性能的Ti或Nb-合金化的铁素体不锈钢，其不需附加的措施或增加制造成本。
发明内容
本发明旨在提供一种加工性能得到改善的铁素体不锈钢板，是利用了含Nb的析出物对结晶取向的控制作用，无需减少对耐腐蚀性或耐热性有害的元素或增加对耐腐蚀性或耐热性有效的特殊元素，并且对厚度无限制。在钢基质中细的含Nb析出物的存在也对改善具有低平面内各向异性的加工性能是有效的。
本发明新提供了两种类型的具有优良加工性能的铁素体不锈钢板。
第一个方案涉及一种铁素体不锈钢板，其由至多0.03质量％的C，至多0.03质量％的N，至多2.0质量％的Si，至多2.0质量％的Mn，至多0.6质量％的Ni，9-35质量％的Cr，0.15-0.80质量％的Nb组成，其余为铁以及不可避免的杂质，包含具有粒径为2μm或更小的析出物的金相组织，所述析出物的比例不超过0.5质量％，并且在1/4厚度处的一个表面上具有结晶取向，其由式(a)定义的累积强度不低于1.2。
累积强度＝[I(211)/I0(211)]/[I(200)/I0(200)]  ......(a)
其中，I(211)和I(200)表示由XRD(X射线衍射)测得的所述钢样品的(211)和(200)平面的衍射强度，而I0(211)和I0(200)表示无方向的样品的(211)和(200)平面的衍射强度。
铁素体不锈钢板可进一步包含以下成份中的一种或多种：至多0.5质量％的Ti，至多3.0质量％的Mo，至多2.0质量％的Cu和至多6.0质量％的Al。铁素体不锈钢可以是由市场提供的热轧钢带，热轧钢板，冷轧钢带，冷轧钢板或焊接钢管。本说明书中术语“钢板”包括所有这些材料。
铁素体不锈钢板由以下的方法制造：所述方法包括在900-1100℃进行1分钟或更短时间最终退火之前于700-850℃下进行析出处理25小时或更短时间的步骤。
第二个方案涉及具有优良加工性能和低平面内各向异性的铁素体不锈钢板。这种不锈钢板具有如前所述的组成，包括包含粒径为0.5μm或更小的细析出物的金相组织，在通过溶解细析出物于最终退火状态下控制其比例不超过0.5质量％，所述细析出物是在钢基质中的最终退火过程中通过加热产生的，具有结晶取向，其由式(b)定义的累积强度不低于2.0。
累积强度＝[I(222)/I0(222)]/[I(200)/I0(200)]  ......(b)
其中，I(222)和I(200)表示由XRD测得的所述钢板样品的(222)和(200)平面上的衍射强度，而I0(222)和I0(200)表示无方向的样品的(222)和(200)平面的衍射强度。
通过控制含Nb的细析出物，由式(b)定义的累积强度保持在不低于2.0，所述细析出物是通过在最终退火前进行热处理而产生的，含量范围为0.4-1.2质量％。
这种铁素体不锈钢是通过在最终退火之前的任何步骤中对具有特定组成的钢在450-750℃进行20小时或更短时间的加热析出，然后在最终退火过程中在900-1100℃进行1分钟或更短时间退火而制造的。
附图说明
图1显示了在最终退火之前在钢基质中分布的析出物对最终退火的钢板的平均应变比的作用。
图2显示了在最终退火之前在钢基质中分布的细析出物对最终退火的钢板的平均应变比及平面内各向异性的作用。
具体实施方式
本发明的发明人从各个方面研究了组成和制造条件对加工性能的作用，假定包含Nb和Ti中一种或两种且其比例足以稳定C和N为碳氮化物的铁素体不锈钢在压下率为50-60％下进行冷轧，这通常被看作是不足以增加数值 r。在研究过程中，本发明的发明人发现，Nb-合金化的铁素体不锈钢可在进行最终退火之前的任何阶段通过热处理被加工成具有良好加工性能的钢板或钢带而产生析出物。
基于新发现的析出物的作用，本发明能够制造出即使其厚度超过1.0mm时也具有优良加工性能的不锈钢板。
通过在最终退火前进行析出处理而产生的析出物显示出对铁素体不锈钢板加工性能的定量作用。例如，图1显示出在粒径为2μm或小于2μm的析出物的总比例与铁素体不锈钢板加工性能间的关系，所述钢板是这样制造的：将厚度为4.5mm的12Cr-0.8Mn-0.5Si-0.6Nb钢板进行30秒析出处理以生成析出物，冷轧至厚度为2.0mm并在1040℃下进行最终退火。平均塑性应变比r的突然增加标志在超过1.1质量％的粒径为2μm或低于2μm的析出物的析出物的总比例增加。由上述式(a)表示的累积强度也增加至1.2或更大，而相应于平均塑性应变比 r增大，铁素体不锈钢板成形成具有良好加工性能的所需形状。
按照上述结果，可以理解，由式(a)定义的累积强度应保持在不低于1.2，以获得具有良好加工性能的铁素体不锈钢，换句话说，平均值 r为1.5或更大。累积强度为1.2或更大是通过制造在总比例为1.1质量％或更大时粒径为2μm或更小的析出物。析出物的总比例优选保持在特定范围内相对较低的水平，因为析出物是作为脆性断裂的起点，虽然对于用作韧性并非很有价值的元件的不锈钢板来说，对其在最终退火状态下析出物的总比例进行控制不是必需的。
通过控制在最终退火后的钢材中0.5μm或更小的细析出物的比例不超过0.5质量％可实现具有较低平面内各向异性下的良好加工性能。
例如，14Cr-1Mn-1Si-0.4Nb-0.1Cu钢被加工成厚度为4.5mm的热轧钢板，加热30秒生成细析出物，冷轧至厚度为2.0mm，然后在1040℃下进行最终退火。在该条件下，改变析出处理温度以研究析出处理对细析出物生成的影响。
对最终退火钢板的加工性能进行检测，并按照粒径为0.5μm或更小的细析出物的总比例进行分类，所述析出物存在于进行最终退火之前的钢基质中。由平均 r值和平面内各向异性Δr值评价加工性能。结果如图2所示，其中，由式(b)定义的累积强度也被指出。
图2所示的结果证实，粒径为0.5μm或更小的细析出物在总比例中的增加超过0.4质量％将会引起平均 r值增加和平面内各向异性Δr值降低。细析出物增加也会导致累积强度增加。在铁素体不锈钢显示出良好加工性能的范围内，累积强度保持在不超过2.0的水平上。另一方面，总比例超过1.2质量％的细析出物会引起平面内各向异性的突然增加和累积强度的降低，虽然不论细析出物的比例如何，平均值 r均不会减少。
按照上述结果，可以理解，由式(b)定义的累积强度应保持在不低于2.0，以使铁素体不锈钢具有良好的加工性能，换句话说，平均 r值应为1.2或更大，而平面内各向异性值Δr为0.5或更小。累积强度为2.0或更大是这样实现的：生成的粒径为0.5μm或更小的细析出物的总比例的范围为0.4-1.2质量％。在本发明的合金体系中，优选将细析出物的总比例保持在相对较低的水平上，在0.4-1.2质量％内，因为析出物是作为脆性断裂的起点，虽然对于用作韧性并非很有价值的元件的不锈钢板来说，对其在最终退火状态下细析出物的总比例进行控制是非必需的。在最终退火步骤中，通过使细析出物溶解以确保铁素体不锈钢板的韧性，由其用于控制聚集组织的生长，从而减少粒径为0.5μm或更小的细析出物的总比例在最终退火后减至0.5质量％或更小。
加工性能变化与析出物总比例相关并不是十分清楚的，但本发明的发明人设想了析出物对加工性能起作用的以下原因：热轧钢带或钢板成形成金相组织，其中，通过在低于其重结晶温度的温度下进行退火，使得分布大量的含Nb析出物。在本发明的合金化体系中，含Nb的析出物为基于Fe3Nb拉弗斯相和基于Fe3Nb3C的碳氮化物。在最终退火期间，这种析出物促进了(211)和(222)平面聚集组织的优先形成，有效地改善了加工性能，但阻止对加工性能有害的(200)平面聚集组织的生长。结果，退火后的钢板具有良好的加工性能。
通过溶解析出物确保铁素体不锈钢板的韧性，这用于控制在最终退火步骤中聚集组织的生长，从而在最终退火后减少2μm或更小，优选0.5μm或更小粒径的析出物的总比例减少至0.5质量％或更小。
新提供的铁素体不锈钢具有如下的组成：
C和N每一种至多为0.03质量％
虽然C和N通常为改善高温强度如蠕变强度的元素，但是，过量加入C和N不仅会使耐腐蚀性、耐氧化性、加工性能和韧性变差，而且也必须增加Nb的含量以稳定C和N为碳氮化物。在这种情形下，C和N的含量优选被调节至低水平。C和N的含量被控制在不超过0.03质量％(优选0.02质量％)。
Si至多2.0质量％
Si是一种可非常有效地改善在高温下的耐氧化性的合金化元素。但是，过量加入Si将造成硬度增加和使加工性能和韧性下降。在此意义下，Si含量应调节至不超过2.0质量％(优选1.5质量％)。
Mn至多2.0质量％
Mn是一种用于改善高温耐氧化性以及氧化铁皮可分离性的合金化元素，但是，过量加入Mn将对可焊性产生有害的影响。进而，过量加入Mn，其是奥氏体稳定元素，会促进生成马氏体相，导致加工性能下降。因此，Mn含量的上限确定为2.0质量％(优选1.5质量％)。
Ni至多0.6质量％
Ni是一种稳定奥氏体相的元素，从而过量加入Ni将会促进生成马氏体相并像Mn那样使加工性能变差。Ni也是一种昂贵的元素。在此意义上，Ni含量的上限确定为0.6质量％(优选0.5质量％)。
9-35质量％的Cr
Cr是一种稳定铁素体相，高温使用时的耐氧化性，以及用于腐蚀环境时必需的耐点状腐蚀性和耐气候性的必要元素。随着Cr含量增加，耐热性和耐腐蚀性均更好，但是，过量加入Cr将造成钢变脆和硬度增加，导致加工性能变差。因此，Cr含量应控制在9-35质量％(优选12-19质量％)。
0.15-0.80质量％的Nb
通常，Nb可将C和N稳定为碳氮化物，残余的Nb可改善钢的高温强度。进而，加入Nb用于控制本发明的钢的重结晶聚集组织。通过将Nb溶解于热轧钢板的基质中，保证细析出物的生成。
用于稳定C和N作为碳氮化物所消耗的一部分添加Nb以Nb(C，N)形式存在，由热轧步骤至最终退火步骤，基本上不会改变其形式或其比例。另一方面，另一部分溶解于热轧钢带或钢板中添加的Nb在进行最终退火之前通过析出处理而以Fe3Nb3C，Fe2Nb等析出，析出物有利地控制了有效地用于改善加工性能的重结晶聚集组织的优先生长。在此意义下，Nb的比例应保持在高于必须将C和N稳定为碳氮化物所必需的比例。因此，Nb含量的下限确定为0.15质量％(优选0.20质量％)。但，应控制Nb的比例不超过0.80)质量％(优选0.50质量％)，因为过量加入Nb将会造成对韧性有害的析出物生成太多。
Ti至多0.5质量％
Ti是一种选择性元素，其与Nb一样可将C和N稳定为碳氮化物，并可改善晶间耐腐蚀性。但是，过量的加入Ti将使钢的韧性和加工性能变差，并对钢板的外观产生有害的影响。在此意义下，Ti含量的上限确定为0.5质量％(优选0.3质量％)。
Mo至多3.0质量％
Mo是一种改善耐腐蚀性和耐热性(包括高温强度和高温耐氧化性)的元素，因此，将Mo选择性地加至需要优异性质的钢中。但是，过量加入Mo将使钢的热轧性、加工性能和韧性变差，也会增加钢的成本。在此意义下，Mo含量的上限确定为3.0质量％(优选2.5质量％)。
Cu至多2.0质量％
Cu是一种改善耐腐蚀性和高温强度的选择性合金化元素，也赋予铁素体不锈钢具有抗微生物性质。但是，过量加入Cu会造成钢的热轧性降级，加工性能和韧性变差。在此意义下，Cu含量的上限确定为2.0质量％(优选1.5质量％)。
Al至多6.0质量％
Al是一种与Si一样的用于改善铁素体不锈钢高温耐氧化性的选择性合金化元素。但是，过量加入Al将会引起钢硬度增加以及加工性能和韧性变差。在此意义下，Al含量的上限确定为6.0质量％(优选4.0质量％)。
其它元素的比例在本发明中并不进行特殊限制，但一种或多种这些其它元素可根据具体要求而加入。例如，Ta、W、V和Co可用于高温强度，Y和REM(稀土类金属)用于高温耐氧化性，Ca、Mg和B用于热加工性能和韧性。Ta、W、V和/或Co的比例优选至多为3.0质量％，Y和/或REM的比例优选至多0.5质量％，Ca、Mg和/或B的比例优选至多0.05质量％。
普通杂质如P、S和O的含量最好控制在尽可能低。例如，P不超过0.04质量％，S不超过0.03质量％和O不超过0.02质量％。这些杂质尽可能严格地控制在更低的数值，以改善钢的加工性能和韧性。
第一种类型的不锈钢板的制造条件
将铁素体不锈钢板在700-850℃下加热25小时或更短的时间以在钢基质中析出含Nb的颗粒。采用连续或间歇型退火炉，在最终退火步骤之前从制钢步骤开始的任何阶段进行析出处理。析出处理的条件控制在生成对加工性能有效的适当比例的粒径为2μm或更小的析出物。
通过生成总比例不低于1.1质量％的粒径为2μm或更小的析出物，显著改善了不锈钢板的加工性能。粒径为2μm或更小的析出物是在700℃或更高的温度下加热生成的，但加热炉温超过850℃将会造成粒径大于2μm的析出物生长。另一方面，在低于700℃的温度下进行加热时，粒径为2μm或更小的析出物的生成不充分。
析出处理时间适宜由加热温度T(℃)来决定。实际上，确定时间t和加热温度T以保持由下式定义的λ值为19-23。析出处理应在25小时内完成；否则，由于长时间加热，析出物会生长成为粗颗粒，带来低生产能力。
λ＝(T+273)×(20+log t)/1000
通过析出处理，粒径为2μm或更小的析出物以适当的比例分布，这样的金相组织的不锈钢板在900-1100℃下进行最终退火而重结晶，减少轧制结构。重结晶在900℃或更高的退火温度下发生，但是，在高于1100℃下过度退火将加速粗结晶颗粒的生成，使钢板的韧性变差。根据生产能力和能量消耗，最终退火优选在1分钟内完成。
最终退火的条件控制在将粒径为2μm或更小的未溶解的析出物的总比例降至低于0.5质量％，以改善韧性(特别是二次加工能力)。如果析出物太多残存于最终退火态的钢产品中，则它们会起到脆性断裂起点作用。
在最终退火过程中发生的重结晶是受含Nb的析出物作用的。也就是说，(211)平面聚集组织优先生长，而(100)平面聚集组织的生长被抑制。结果，由上述式(a)定义的累积强度增加至1.2或更大。由于累积强度增加，最终退火后的不锈钢板加工性能得到改善，其平均塑性应变比 r为1.5或更大。
第二种类型的不锈钢板的制造条件
在最终退火前的任何阶段，于450-750℃下加热铁素体不锈钢板，以在钢基质中析出细的含Nb颗粒。析出处理的条件应控制在使粒径为0.5μm或更小的析出物在钢基质中的分布，其总比例不低于0.4质量％。如果钢在低于450℃的温度下加热，则几乎不能生成细析出物。与此相反，如果钢在高于750℃的温度下加热，则析出物生长成粒径大于0.5μm的粗颗粒。
为抑制析出物生长成粗颗粒，铁素体不锈钢在特定温度下加热的时间应短于20小时。虽然进行析出处理的温度与加热时间的组合在本发明中不做特殊限制，但加热条件优选确定为能够保持上述λ值为13-19以稳定铁素体不锈钢的性质。
然后，将铁素体不锈钢在900-1100℃下最终退火1分钟或更短。如果最终退火的温度低于重结晶温度，则退火后的钢包含一种组织，其中，通过析出处理产生的细析出物未充分溶解的轧制结构存在。残存的轧制结构会对降低平面内各向异性产生阻碍，同时，残存的析出物使钢产品的韧性及二次加工性能降级。但是，在高于1100℃时过度加热也会引起晶粒变粗，导致韧性不够。
由上述式(b)定义的累积强度应控制在为2.0或更大，从而确保(222)平面聚集组织优先生长，以得到良好的加工性能和低的各向异性。
热轧钢带在用于重结晶的最终退火之前进行析出处理，其它的制造条件不必进行限制。例如，钢带可冷轧一次或多次，但在除最终退火以外的步骤中不应加热至重结晶温度。特别地，在两次或多次冷轧情形下，应在低于重结晶温度下进行冷轧步骤之后的应力解除，从而抑制生成重结晶组织。热轧条件无特殊限制，因为在800-1250℃的常规温度下进行热轧会避免重结晶。如热轧钢带立即用水冷却然后再蛇管冷却，在钢基质中不会生成细析出物。在此情形下，用于生成细析出物的析出处理在热轧步骤后进行。当然，可通过控制钢带在热轧之后的冷却速度来生成细析出物。在此情形下，用于生成细析出物的加热处理在后面的步骤中就不是必要的。
为在热轧后于冷却阶段生成适当比例的粒径为2μm或更小的析出物，在热轧钢带进行冷却的过程中，将热轧钢带进行空气冷却，并选择性地进行水冷却，水冷却的条件是满足上述析出处理条件。
本发明特别有利于厚度为1.0mm或更厚的不锈钢板，虽然对钢产品的形状并无特殊限制。当然，本发明的特点甚至对于厚度低于1.0mm的不锈钢板或通过加工或焊接成某种形状的由不锈钢板制成的制品来说也是可以实现的。
实施例1
将具有如表1所述组成的几种钢于30kg的真空炉中熔化，并浇铸成厚度为40mm的平板，在1250℃下均热2小时，热轧成4.5mm厚，然后用水冷却。在表1中，8号相应于SUS409，9号相应于SUS436。
                                                        表1：不锈钢的化学组成
  钢号                                                              合金化元素(质量％) 注
  C   Si   Mn   Ni   Cr   Nb   N   其它
  123456   0.0070.0250.0120.0140.0110.009   0.850.510.930.310.520.26   0.810.751.080.340.430.99   0.070.110.110.120.130.13   8.6312.0214.4717.8519.5218.57   0.350.580.400.420.410.79   0.0060.0100.0110.0100.0150.007   Cu：0.06-Cu：0.10Mo：0.52Cu：0.49Cu：0.24，Mo：2.94 发明实施例
  789   0.0100.0140.007   0.220.370.53   0.980.310.44   0.110.120.08   18.4317.9211.15   0.97 - -   0.0110.0120.005   Cu：0.23，Mo：2.24Ti：0.18，Mo：1.03Ti：0.21     比较例
下划线数值超出本发明范围
将每一种热轧后的钢带冷轧至厚度为2.0mm，然后如表2所示条件下进行最终退火。
                                            表2：制造条件
    实施例号     钢号     热轧钢带的加热     冷轧(mm)    冷轧钢带的加热        最终退火 注
    温度(℃)   秒   温度(℃)   秒   温度(℃)     秒
    1234567891011     12322222456     700700700800---700---   3600360036003600---10---     4.5/2.04.5/2.04.5/2.03.5/1.54.5/2.04.5/2.04.5/2.0/0.84.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.0   ----850700700-700700700   ----103600036000-360036003600   9001060104010401040104010401040110010801000     1010 发明实施例
101010101060101010
    12131415161718     7892222     ---10401040--   ---1010--     4.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.0   700700700-700700700   360036003600-360036003600   104010401040104010408501150     10101010101010 比较例
将每种退火的钢板切下来的试验片在室温下进行拉伸试验。
通过对除析出物之外的基本元素经电解溶解后得到的残余物进行称重，以对退火的钢板在退火之前和之后切下来的其它试验片进行测试，检测析出物的比例。
进而，将钢板进行切削成为原厚度的3/4，然后进行抛光，制备用于结晶取向的试验片。通过XRD在(211)和(200)平面上测量每一试验片的衍射强度，并以相同的方式在(211)和(200)平面上测量由粉末材料制备的无方向样品的衍射强度。将测量值代用于(a)式，计算作为结晶取向指数的累积强度。
每一种钢板的加工性能根据表示深拉延性的平均塑性应变比 r为基础进行计算。平均塑性应性比是由如下的拉伸试验获得的：在每一钢带上沿着轧制方向L，与方向L垂直的横向T和与方向L成45°的方向D各切下一块如JIS#13B规定的试验片。在JIS Z2254(题为“薄形金属板塑性应变比的测量试验”)规定的条件下对每一试验片施以15％的单一方向拉伸预应变，分别沿L、T和D方面上的塑性应变比rL、rT和rD以厚度应变与水平应变的比值计算。将计算结果rL、rT和rD代入下式，获得平均塑性应变比 r和平面内各向异性Δr。
r＝(rL+2rD+rT)/4
Δr＝(rL-2rD+rT)/2
每种钢板的韧性按照JIS Z2242规定的V形缺口却贝(Charpy)冲击试验(题为“金属材料的冲击实验”)在-75至0℃下检测。由却贝冲击试验值获得每种钢板的延性-脆性转变温度。
试验结果如下表3所示。应当指出，实施例1-11的铁素体不锈钢的加工性能优于比较例15，这是因为具有较大的塑性应变比 r，而在最终退火之前的析出物的比例和由累积强度表示的结晶取向均保持在适当的范围内。实施例1-11的每一种钢其延性-脆性转变温度均低于-50℃，即，在实际不会发生脆性断裂的程度。这些结果证实，析出物有利地控制了改善加工性能的最终退火钢板的结晶取向。
实施例12-14显示出具有本发明组成的不锈钢的结果。实施例15-18显示出不锈钢的结果，所述不锈钢具有本发明所定义的组成，但在不同的制造条件下进行处理。
实施例16的钢具有相对较好的加工性能，但由于Nb含量过高，韧性较差。实施例13和14的钢具有良好的韧性，但加工性能不佳，这是因为，即使在最终退火前经过析出处理，但由于缺乏Nb，累积强度未能保持在特定范围内。实施例15的钢是按照常规的包括用于重结晶的最终退火处理但未进行析出处理而制造的，其加工性能较差。实施例16的钢尽管进行了析出处理，但由于在对热轧钢带进行加热时产生的重结晶组织，其加工性能也未能得到改善。实施例17和18的最终退火的钢板韧性较差，因为在实施例17中，最终退火温度较低，使得析出物不能充分溶解于钢基质中，或者因为在实施例18中，最终退火温度较高使晶粒变粗。
              表3：组成和制造条件对析出物比例和钢板性质的影响
  实施例号   钢号        析出物比例(％)     累积强度 r 韧性   注
最终退火前 最终退火后
    1234567891011   12322222456     1.11.31.11.31.31.41.61.61.21.12.0      0.20.30.30.40.40.50.60.30.50.10.2     1.22.01.21.91.82.11.71.61.51.22.3 ○○○○○○○○○○○ ○○○○○○○○○○○ 发明实施例
    12131415161718   7892222     3.00.10.10.31.21.31.2      1.10.10.10.30.30.80.3     2.91.0 0.9 0.9 0.91.40.9 ×××××○○ ×○○○○×× 比较例
带下划线的数字在本发明范围之外。
r值不小于1.5评价为○，小于1.5评价为×。
韧性：延性-脆性转变温度低于-50℃评价为○，高于-50℃评价为×。
实施例2
将具有表4所示组成的几种钢在30kg的真空炉中熔化，并浇铸成厚度为40mm的平板，在1250℃下均热2小时，热轧成4.5mm厚，然后用水冷却。在表4中，1-9号为本发明的钢，10号为比较用钢，11号相应于SUS409，12号相应于SUS436。
将每一种热轧钢带冷轧至2.0mm，然后在表5(本发明的实施例)和表6(比较例)所示的条件下进行退火。
                                                             表4：不锈钢的组成
  钢号                                              合金化元素(质量％) 注
    C     Si     Mn     Ni     Cr     Nb      N           其它
  123456789   0.0070.0250.0120.0140.0110.0090.0090.0090.004    0.850.510.930.310.520.300.260.520.12    0.810.751.080.340.430.210.990.040.18    0.070.110.110.120.130.090.130.570.09    8.6312.0214.4717.8519.5216.7218.5734.1420.11    0.350.580.400.420.410.390.790.150.20    0.0060.0100.0110.0100.0150.0080.0070.0090.016       Cu：0.06-Cu：0.10Mo：0.52Cu：0.49Cu：1.59Cu：0.24，Mo：2.94Ti：0.11，Al：0.13Ti：0.07，Al：5.52 发明实施例
  101112   0.0100.0140.007    0.220.370.53    0.980.310.44    0.110.120.08    18.4317.9211.15    0.97 - -    0.0110.0120.005       Cu：0.23，Mo：2.24Ti：0.18，Mo：1.03Ti：0.21     比较例
带下划线的数字超出本发明的范围。
                                 表5：本发明的制造条件
  实施例号  钢号    热轧钢带的热处理        冷轧(mm)   冷轧钢带的热处理        最终退火
  温度(℃)     秒  温度(℃)    秒   温度(℃)     秒
    123456789101112131415   123333333456789     700700700600----700------     10101060----10------       4.5/2.04.5/2.04.5/2.03.5/1.54.5/2.04.5/2.04.5/2.0/0.84.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.0     --600-650500600--600600600600600600    --10-103600010--101010101010     90010601040104010401040104010401040100010301020110010801000     101010101010101060101010101010
                                 表6：用于对比的制造条件
   实施例号   钢号    热轧钢带的热处理       冷轧(mm)   冷轧钢带的热处理        最终退火
温度(℃) 秒 温度(℃) 秒 温度(℃) 秒
    161718192021222324252627   10 11 12333333338   ---1040 1040 900 400-----     ---1010103600-----      4.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.04.5/2.06.0/2.0     600600600-600--300 900600600650    101010-10--3600010101010     104010401040104010401040104010401040850 11501100     1010101010101010101010600
带下划线的数字超出本发明的范围。
每种退火后的钢带切下的试验片在室温下进行拉伸试验。
以与实施例1相同的方式，对钢带进行最终退火前后切下的其它试验片检测其细析出物的比例和结晶取向，但结晶取向由式(b)定义的累积强度表示。
每一种钢板的加工性能和韧性也通过与实施例1相同的方式进行评价。
所有的结果如表7(本发明的实施例)和表8(比较例)所示。
从表7和表8进行比较后可看出，本发明实施例1-15的钢与通过常规方法制造的实施例19的钢相比，具有更优异的加工性能 r和更低的平面内各向异性(Δr)，因为在最终退火前的钢基质中的析出物比例和钢板的结晶取向(由累积强度表示)保持在适当的范围内。实施例1-15每一种的钢其延性-脆性转变温度均低于-50℃，即，在实际不会发生脆性断裂的程度。这些结果证实，细析出物明显对改善加工性能有影响。
实施例16-18显示了比较用不锈钢的结果。实施例19-26显示出具有本发明所定义的组成，但在不同制造条件下加工而获得的比较用不锈钢的结果。
实施例16的钢具有相对良好的加工性能，但由于过量的Nb含量，韧性较差。实施例17的钢具有良好的韧性，但加工性能较差，即使在进行最终退火之前进行析出处理，由于缺乏Nb，累积强度未保持特定范围内。
实施例19和20的钢加工性能未能改善，即使通过析出处理产生了细析出物，这是因为热轧钢带已经在本发明范围之外的高于1040℃的温度下加热变形为重结晶组织。实施例21和24的钢具有较差的平面内各向异性，其累积强度超出本发明限定的范围，因为它们在更高的温度下在热轧或冷轧状态下进行加热，使得过量产生细析出物。实施例22和23的钢加工性能较差，其累积强度超过本发明限定的范围，因为它们在较低的温度下在热轧或冷轧状态下进行加热，使得细析出物的生成不充分。实施例25-27的钢也具有较差的加工性能，因为在实施例25中，由于最终的退火温度较低，析出物并不能完全溶解于钢基质中，在实施例26中最终退火温度太高而在实施例27中时间过长，使晶粒变粗。
                           表7：本发明不锈钢的性质
  实施例号   钢号          析出物比例(％)     累积强度 r Δr 韧性
最终退火前 最终退火后
    123456789101112131415   123333333456789      0.90.80.91.00.91.11.00.70.91.00.90.91.20.40.6      0.20.30.30.30.30.30.30.40.30.30.30.30.50.10.2     3.02.72.52.42.62.63.62.12.32.22.42.12.02.02.0 ○○○○○○○○○○○○○○○ ○○○○○○○○○○○○○○○ ○○○○○○○○○○○○○○○
r：1.2或更大评价为○，小于1.2评价为×。
Δr：0.5或更小评价为○，大于0.5评价为×。
韧性：延性-脆性转变温度低于-50℃评价为○，高于-50℃评价为×。
                              表8：比较用不锈钢的性质
  实施例号   钢号         析出物比例(％)    累积强度 r Δr 韧性
   最终退火前    最终退火后
    161718192021222324252627   10 11 12333333338       2.20.10.10.30.91.80.30.21.41.00.90.8       1.10.10.10.30.30.40.20.20.40.80.30.3     1.8 1.4 1.6 1.0 1.3 1.0 1.9 1.8 1.02.11.71.9 ×××××○××○○○○ ○×××××○○×○×× ×○○○○○○○○×××
r：1.2或更大评价为○，小于1.2评价为×。
Δr：0.5或更小评价为○，大于0.5评价为×。
韧性：延性-脆性转变温度低于-50℃评价为○，高于-50℃评价为×。
如上所述，本发明利用了在最终退火之前的阶段中产生的析出物对最终退火过程中结晶取向的控制作用，从而能够提供一种具有良好加工性能的铁素体不锈钢。进而，通过严格地控制细析出物的比例和结晶取向可降低平面内各向异性。
即使当钢板为相对较厚的1-2mm时，良好的加工性能也可以保证，并且内在的性质如耐热性、耐腐蚀性和韧性也不会降级。由于具有优异的性质，新提供的铁素体不锈钢将用于广泛的工业领域，如汽车的排气系统的元件。

Claims (6)

1.一种具有良好加工性能且具有低各向异性的铁素体不锈钢板，其特征在于，所述铁素体不锈钢板由至多0.03质量％的C，至多0.03质量％的N，至多2.0质量％的Si，至多2.0质量％的Mn，至多0.6质量％的Ni，9-35质量％的Cr，0.15-0.80质量％的Nb组成，其余为铁以及不可避免的杂质，
所述铁素体不锈钢板还具有粒径为0.5μm或更小的含Nb析出物的金相组织，所述析出物由通过析出处理产生并消耗用于在最终退火过程中控制结晶取向，其比例不超过0.5质量％，
所述结晶取向在深度为1/4厚度处的一个表面上，由式(b)定义的累积强度不低于2.0；
累积强度＝[I(222)/I0(222)]/[I(200)/I0(200)]......(b)
其中，I(222)和I(200)表示由XRD测得的所述钢板样品的(222)和(200)平面上的衍射强度，而I0(222)和I0(200)表示无方向的样品的(222)和(200)平面上的衍射强度。
2.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，其进一步包含至少以下中的一种：至多0.5质量％的Ti，至多3.0质量％的Mo，至多2.0质量％的Cu和至多6.0质量％的Al。
3.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，其中，在最终退火前，细析出物以总比例为0.4-1.2质量％分布于钢基质中。
4.一种制造具有良好加工性能且具有低的平面内各向异性的铁素体不锈钢板的方法，包括下述步骤：
提供一种铁素体不锈钢，其由至多0.03质量％的C，至多0.03质量％的N，至多2.0质量％的Si，至多2.0质量％的Mn，至多0.6质量％的Ni，9-35质量％的Cr，0.15-0.80质量％的Nb组成，其余为铁以及不可避免的杂质；
对所述不锈钢在450-750℃进行不超过20小时的析出加热；以及
对所述不锈钢在900-1100℃进行不超过1分钟的最终退火。
5.根据权利要求4所述的铁素体不锈钢板的制造方法，其中，铁素体不锈钢进一步包含至少以下中的一种：至多0.5质量％的Ti，至多3.0质量％的Mo，至多2.0质量％的Cu和至多6.0质量％的Al。
6.根据权利要求4所述的铁素体不锈钢板的制造方法，其中，在最终退火前，细析出物以总比例为0.4-1.2质量％分布于钢基质中。
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