耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種在950℃下的耐熱性和常溫的加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其是一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其特征在于：以質(zhì)量%計(jì)，含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：超過0.1%且在1.0%以下、Mn：0.5%以下、P：0.02～0.10%、Cr：13.0～20.0%、Nb：0.5～1.0%、Cu：1.0～3.0%、Mo：1.5～3.5%、W：2.0%以下、B：0.0001～0.0010%、以及Al：0.01～1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且將Mo＋W設(shè)定為2.0～3.5%。
【專利說明】耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明特別涉及最適合于需要高溫強(qiáng)度和耐氧化性的排氣系統(tǒng)構(gòu)件等的使用的耐熱性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]汽車的排氣歧管、前段管以及中心管等排氣系統(tǒng)構(gòu)件由于通過由發(fā)動(dòng)機(jī)排出的高溫排放氣體，因而構(gòu)成排氣構(gòu)件的材料要求耐氧化性、高溫強(qiáng)度、熱疲勞特性等多種多樣的特性。
[0003]以往，汽車排氣構(gòu)件一般使用鑄鐵，但從排放氣體限制的強(qiáng)化、發(fā)動(dòng)機(jī)性能的提高、以及車體輕量化等角度考慮，已經(jīng)使用不銹鋼制排氣歧管了。排放氣體溫度依車的種類和發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)的不同而不同，但一般的汽油車以700-900°C左右居多，在這樣的溫度區(qū)域長時(shí)間使用的環(huán)境中，要求具有較高的高溫強(qiáng)度以及耐氧化性的材料。
[0004]在不銹鋼中，奧氏體系不銹鋼雖然耐熱性以及加工性優(yōu)良，但其熱膨脹系數(shù)較大，因而在適用于如排氣歧管那樣反復(fù)接受加熱和冷卻的構(gòu)件的情況下，容易產(chǎn)生熱疲勞破壞。
[0005]另一方面，鐵素體系不銹鋼與奧氏體系不銹鋼相比，其熱膨脹系數(shù)較小，熱疲勞特性和耐氧化皮剝離性優(yōu)良。另外，與奧氏體系不銹鋼相比，由于不含有Ni，因而材料成本也便宜，可以通常地使用。但是，鐵素體系不銹鋼與奧氏體系不銹鋼相比，由于其高溫強(qiáng)度較低，因而開發(fā)了使高溫強(qiáng)度得以提高的技術(shù)。例如，有日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)(JIS JapanIndustrial Standard)的 SUS430J1 (Nb 添加鋼)、Nb_Si 添加鋼、SUS444 (Nb-Μο 添加鋼)，都以Nb的添加為前提。這是通過Nb的固溶強(qiáng)化或者析出強(qiáng)化而提高高溫強(qiáng)度的鋼。
[0006]除Nb以外，作為有助 于高溫強(qiáng)度提高的合金，專利文獻(xiàn)I-4公開了進(jìn)行Cu的添加或者Cu-V的復(fù)合添加的技術(shù)。專利文獻(xiàn)I中的Cu添加所研究的是為提高低溫韌性而添加0.5%以下，并不是從耐熱性的角度考慮而進(jìn)行的添加。在專利文獻(xiàn)2-4中，公開了利用Cu析出物的析出強(qiáng)化而提高600°C或者700-800°C的溫度區(qū)域下的高溫強(qiáng)度的技術(shù)。在專利文獻(xiàn)I-2以及專利文獻(xiàn)5-7中，作為高溫特性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼，公開了含有B的鋼。
[0007]這些現(xiàn)有技術(shù)都是可以適用于排放氣體溫度直至850°C這一情況的技術(shù)，耐熱性最為優(yōu)良的SUS444不能適應(yīng)于在超過900°C的排放氣體氣氛中具有高溫強(qiáng)度、熱疲勞以及耐氧化性的情況。從近年來的地球環(huán)境保護(hù)的角度考慮，一般認(rèn)為具有使汽車的排放氣體高溫化而提高燃油效率的動(dòng)向，由此使排放氣體溫度上升至950°C。在此情況下，用現(xiàn)有的鋼難以構(gòu)成排氣歧管。
[0008]作為排放氣體的高溫化對策，專利文獻(xiàn)8-13公開了涉及添加W的鐵素體系不銹鋼的技術(shù)。W作為提高高溫強(qiáng)度的元素是為人所知的，但W的添加使加工性(拉伸率)變差，從而存在部件加工變得困難的問題和成本方面的課題。另外，W在高溫下與Fe結(jié)合而以后述的Laves相的方式析出，因而在Laves相粗大化的情況下，存在不能有效地提高耐熱性的課題。另外，專利文獻(xiàn)14以及15雖然公開了通過規(guī)定所添加的Mo和W之和Mo + W而確保鐵素體系不銹鋼的高溫強(qiáng)度的技術(shù)，但仍然沒有避免Laves相的粗大化的擔(dān)心。也就是說，在如排氣歧管那樣接受與發(fā)動(dòng)機(jī)的啟動(dòng)和停止相伴的熱循環(huán)的情況下，就會(huì)產(chǎn)生在長時(shí)間使用階段使高溫強(qiáng)度顯著降低而發(fā)生熱疲勞破壞的危險(xiǎn)性。也就是說，在現(xiàn)有的材料中，即使高溫強(qiáng)度優(yōu)良，也有因長時(shí)間使用而引起Laves相或ε -Cu等析出物的粗大化，從而使熱疲勞特性劣化的擔(dān)心。作為給予不良影響的析出物的例子，在專利文獻(xiàn)16中，記載著通過含有P而使FeTiP析出，從而產(chǎn)生不良影響，因此，有必要將P含量抑制在較低的水平。但是，在專利文獻(xiàn)17中，雖然規(guī)定P在鐵素體系不銹鋼中對高溫高強(qiáng)度化(固溶強(qiáng)化)是有用的，從而含有直至0.1重量％的P，但并沒有公開含有高P的實(shí)施例。
[0009]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0010]專利文獻(xiàn)
[0011]專利文獻(xiàn)1:日本特開2006-37176號公報(bào)
[0012]專利文獻(xiàn)2:國際公開W02003/004714號公報(bào)
[0013]專利文獻(xiàn)3:日本專利第3468156號公報(bào)
[0014]專利文獻(xiàn)4:日本專利第3397167號公報(bào)
[0015]專利文獻(xiàn)5:日本特開平9-279312號公報(bào)
[0016]專利文獻(xiàn)6:日本特開2000-169943號公報(bào)
[0017]專利文獻(xiàn)7:日本特開平10-204590號公報(bào)
[0018]專利文獻(xiàn)8:日本特開2009-215648號公報(bào)
[0019]專利文獻(xiàn)9:日本特開2009-235555號公報(bào)
[0020]專利文獻(xiàn)10:日本特開平2005-206944號公報(bào)
[0021]專利文獻(xiàn)11:日本特開平2008-189974號公報(bào)
[0022]專利文獻(xiàn)12:日本特開平2009-120893號公報(bào)
[0023]專利文獻(xiàn)13:日本特開平2009-120894號公報(bào)
[0024]專利文獻(xiàn)14:日本特開2009-197306號公報(bào)
[0025]專利文獻(xiàn)15:日本特開2009-197307號公報(bào)
[0026]專利文獻(xiàn)16:日本特開2000-336462號公報(bào)
[0027]專利文獻(xiàn)17:日本專利第3021656號公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0028]發(fā)明所要解決的課題[0029]本發(fā)明提供一種尤其可以在排放氣體的最高溫度為950°C的熱環(huán)境下使用、且耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼。
[0030]用于解決課題的手段
[0031]本發(fā)明的目的在于:為解決上述的課題，提供一種取得了包括P在內(nèi)的各種固溶元素的平衡，通過使各種析出物分散而提高高溫特性，而且常溫加工性也優(yōu)良的排氣歧管用鐵素體系不銹鋼板。也就是說，本發(fā)明涉及使析出物微細(xì)化和固溶強(qiáng)化達(dá)到平衡的新的鐵素體系不銹鋼板及其制造方法。
[0032]本發(fā)明人就950°C下的高溫強(qiáng)度的表現(xiàn)性、熱疲勞壽命的提高、異常氧化的抑制以及常溫延展性進(jìn)行了詳細(xì)的研究。其結(jié)果是，獲得了如下的見解。也就是說，本發(fā)明在將Mo和W控制為適當(dāng)量、且添加規(guī)定量的Cu作為析出強(qiáng)化元素時(shí)，通過確保在950°C生成的析出物的量，且控制析出形態(tài)，使析出強(qiáng)化有效地表現(xiàn)出來。另外，本發(fā)明通過組合由Nb、Mo以及W產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化，可以盡可能抑制延展性的降低，同時(shí)確保耐熱性。具體地說，將通過復(fù)合添加Nb、Mo以及W而生成的被稱之為Laves相的金屬間化合物、以及通過添加Cu而生成的ε-Cu活用作為高溫的析出強(qiáng)化。在將這些單獨(dú)析出的鋼材長時(shí)間曝露于高溫氣氛的情況下，將會(huì)產(chǎn)生析出物的粗大化，因而析出強(qiáng)化能力僅在極短時(shí)間發(fā)揮作用。其結(jié)果是，鋼材的熱疲勞壽命不會(huì)提高而在短時(shí)間內(nèi)發(fā)生破壞。于是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn):通過利用Fe和P的化合物作為析出位點(diǎn)，上述的Laves相以及ε -Cu在晶粒內(nèi)均質(zhì)地微細(xì)析出，其結(jié)果是，析出強(qiáng)化長時(shí)間保持穩(wěn)定，從而熱疲勞壽命得以提高。再者，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn):通過活用由固溶Nb、Mo以及W產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化，高溫特性得到進(jìn)一步的提高。除此以外，本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn):通過將Mo + W和Cu的添加量規(guī)定在規(guī)定的范圍，便可以兼顧熱疲勞壽命和常溫延展性。由此，在排放氣體的最高溫度為950°C的溫度區(qū)域，能夠提供一種具有較高的耐熱性和部件加工的自由度、且可靠性高的鐵素體系不銹鋼板。此外，Mo + W是以質(zhì)量％計(jì)的Mo添加量和W添加量之和。
[0033]也就是說，本發(fā)明的要旨如下所述。
[0034](I) 一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其特征在于:以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.02%以下、N:0.02%以下、S1:超過0.1%且在1.0%以下、Mn:0.5%以下、P:0.02-0.10%,Cr:13.0 — 20.0%、Nb:0.5 -1.0%、Cu:1.0 -3.0%、Mo:1.5 -3.5%、W:2.0% 以下、B:0.0001-0.0010%、以及Al:0.01-1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且Mo +W 為 2.0 -3.5%ο
[0035](2)根據(jù)上述(I)所述的耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其特征在于:以質(zhì)量 ％計(jì)，含有選自 Ti: 0.05 -0.4%、V:0.05 -1.0%、Zr:0.05 -1.0%、Sn:0.05 -0.5%以及N1:0.05-1.0%之中的I種以上。
[0036](3) —種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板的制造方法，其特征在于:在制造上述(I)或(2)所述的鐵素體系不銹鋼板時(shí)，在熱軋卷取后I小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行水冷處理，省略熱軋板退火而實(shí)施冷軋以及退火。
[0037](4)一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板的制造方法，其特征在于:在制造上述(I)或(2)所述的鐵素體系不銹鋼板時(shí)，在熱軋卷取后I小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行水冷處理，在700-950°C的未再結(jié)晶區(qū)域進(jìn)行熱軋板退火，然后實(shí)施冷軋以及退火。
[0038]在此，對于沒有規(guī)定下限者，意味著含有直至不可避免的雜質(zhì)水平。
[0039]發(fā)明的效果
[0040]根據(jù)本發(fā)明，可以得到一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其適用于以往的鐵素體系不銹鋼板的使用困難的、曝露于950°C的氣氛中的排放氣體路徑部件。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0041]圖1是表示Mo + W對最高溫度為950°C的熱疲勞特性所產(chǎn)生的影響的圖示。
[0042]圖2是表示Mo + W對常溫的斷裂拉伸率所產(chǎn)生的影響的圖示。
[0043]圖3是表示Mo + W對950°C的連續(xù)氧化試驗(yàn)的耐氧化性所產(chǎn)生的影響的圖示?！揪唧w實(shí)施方式】
[0044]下面就本發(fā)明進(jìn)行說明。文中的“％”只要沒有特別說明，就意味著質(zhì)量％。
[0045]C使成形性和耐蝕性劣化，帶來高溫強(qiáng)度的降低，因而其含量越少越好。因此，C量設(shè)定為0.02%以下。但是，過度的降低導(dǎo)致精煉成本的增加，因而優(yōu)選為0.001-0.009%。
[0046]N與C同樣，使成形性和耐蝕性劣化，帶來高溫強(qiáng)度的降低，因而其含量越少越好。因此，N量設(shè)定為0.02%以下。但是，過度的降低導(dǎo)致精煉成本的增加，因而優(yōu)選為0.003-0.015%。
[0047]Si是作為脫氧劑有用的元素，而且是改善高溫強(qiáng)度和耐氧化性的元素。高溫強(qiáng)度以及耐氧化性隨著Si量的增加而提高，其效果在超過0.1%時(shí)表現(xiàn)出來。特別地，在Mo以及W復(fù)合添加的情況下，其效果變得顯著。然而，過度的添加使常溫延展性降低，因而將其上限設(shè)定為1.0%。另外，考慮到制造性，優(yōu)選為0.2-0.5%。
[0048]Mn是作為脫氧劑而添加的元素，而且有助于在600-800°C左右的溫度區(qū)域(中溫區(qū)域)的高溫強(qiáng)度的上升。但是，超過0.5%的添加在高溫下形成為Mn系氧化物表層，從而容易產(chǎn)生氧化皮附著力問題和異常氧化。特別地，在復(fù)合添加Mo以及W的情況下，具有隨著Mn量容易產(chǎn)生異常氧化的傾向。因此，將其上限設(shè)定為0.5%以下。再者，考慮到鋼板制造中的酸洗性以及常溫延展性，優(yōu)選為0.05-0.2%。
[0049]P是對控制Laves相以及ε -Cu的析出重要的元素。通常，一般認(rèn)為P從加工性的角度考慮，優(yōu)選盡可能降低。但在本發(fā)明中，形成Fe和P的化合物，并以該化合物為核，在950°C下使Laves相以及ε -Cu微細(xì)分散析出，且即使在高溫下長時(shí)間保持，也可以防止這些析出物的粗大化。在Laves相或ε -Cu于母相的鐵素體晶粒內(nèi)以及晶界單獨(dú)析出的情況下，除了早期粗大化，從而使析出強(qiáng)化能力降低以外，還在熱疲勞過程中使龜裂的起點(diǎn)和龜裂傳播加速。但是，在以Fe和P的化合物為核的微細(xì)分散析出的作用下，可以抑制高溫強(qiáng)度的降低，從而使熱疲勞壽命得以提高。在以專利文獻(xiàn)14以及15為代表的許多獻(xiàn)中，P為使韌性降低的元素，因而其含 量越低越好。然而，在如本發(fā)明那樣，P與作為析出物的Laves相以及ε -Cu共存的情況下，P與這些析出物相互作用而使析出物微細(xì)化。而且通過使這些析出物微細(xì)化，使高溫疲勞特性得以提高。以往，P作為不可避免的雜質(zhì)而進(jìn)行處理，因而關(guān)于P對高溫疲勞的影響，沒有進(jìn)行過詳細(xì)的研究。由P產(chǎn)生的析出物的微細(xì)化從0.02%開始表現(xiàn)出來，因而P的下限設(shè)定為0.02%。另外，超過0.10%的添加使常溫延展性極端降低，因而將其上限設(shè)定為0.10%。再者，考慮到鋼板制造時(shí)的酸洗性，優(yōu)選為0.028-0.080%。
[0050]Cr在本發(fā)明中，是為確保耐氧化性以及耐蝕性所必須的元素。低于13%時(shí)，尤其不能確保耐氧化性，超過20%時(shí)，帶來加工性的降低和韌性的劣化，因而設(shè)定為13-20%。再者，考慮到制造性以及高溫延展性，優(yōu)選為16-18%。
[0051]Nb是對由固溶強(qiáng)化以及析出物微細(xì)化強(qiáng)化產(chǎn)生的高溫強(qiáng)度的提高所必須的元素。另外，使C以及N以碳氮化物的形式固定，也具有有助于制品板的對耐蝕性以及r値產(chǎn)生影響的再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)達(dá)的作用。950°C下的強(qiáng)度主要是固溶強(qiáng)化，但在復(fù)合添加Mo以及W的情況下，Nb也具有有助于Laves相的微細(xì)析出、而且促進(jìn)成為Laves相的析出位點(diǎn)的Fe和P的化合物生成的效果?？梢哉J(rèn)為其原因在于:在制品階段FeNbP于晶粒內(nèi)析出，并以此為核而使Laves相微細(xì)析出，同時(shí)抑制Laves相的粗大化。微細(xì)的Laves相對高溫強(qiáng)度和熱疲勞壽命的提高是有效的，該效果在添加0.5%以上時(shí)表現(xiàn)出來。另一方面，過度的添加使均勻拉伸率降低，因而設(shè)定為0.5-1.0%。再者，考慮到焊接區(qū)的晶界腐食性和焊接開裂性、以及制造性和制造成本，優(yōu)選為0.5-0.6%。
[0052]Cu雖然有助于由ε -Cu析出產(chǎn)生的析出強(qiáng)化，但為了確保有助于950°C下的高溫強(qiáng)度的析出量，需要添加1.0%以上，因而將其下限設(shè)定為1.0%。再者，ε -Cu析出物如前所述，與Fe-P系析出物相互作用，相互微細(xì)地分散。這一點(diǎn)與專利文獻(xiàn)16存在很大的不同。另一方面，Cu是使常溫延展性顯著降低的元素，添加超過3.0%時(shí)，鋼板的總拉伸率不會(huì)達(dá)到通常的加壓成形所需要的30%，因而將其上限設(shè)定為3.0%。再者，考慮到制造性以及耐氧化性，優(yōu)選為1.2-2.0%。
[0053]Mo是作為950°C下的固溶強(qiáng)化有效的元素，同時(shí)生成Laves相(Fe2Mo)而帶來析出強(qiáng)化的作用。這些效果在1.5%以上時(shí)表現(xiàn)出來，但過度的添加使合金成本升高，而且在添加超過3.5%時(shí)使常溫延展性和耐氧化性顯著劣化，因而將其設(shè)定為1.5-3.5%。再者，考慮到制造性，優(yōu)選為1.5-2.7%。
[0054]W也與Mo同樣，是作為950°C下的固溶強(qiáng)化有效的元素，同時(shí)生成Laves相(Fe2W)而帶來析出強(qiáng)化的作用。特別地，在Nb以及Mo復(fù)合添加的情況下,Fe2 (Nb,Mo,W)的Laves相析出，但在添加W時(shí)，該Laves相的粗大化受到抑制而使析出強(qiáng)化能力得以提高?？梢哉J(rèn)為其原因在于:W的擴(kuò)散以及成為Fe2 (Nb, Mo, W)的析出位點(diǎn)的FeP化合物與W的相互作用。再者，如前所述，通過與Fe-P系析出物的共存而具有使這些Laves相變得微細(xì)的傾向。也就是說，Cu析出物、Laves相以及Fe-P系這3種析出物相互產(chǎn)生影響,從而微細(xì)地分散析出，阻止粗大化，以致有助于高溫疲勞特性的提高。也就是說，Mo、W以及P的復(fù)合添加也與專利文獻(xiàn)16有很大的不同。
[0055]圖1 表示了 Mo 以及 W 的添加對具有 17.3%Cr_0.005%C_0.010%N-0.03%P-0.55%Nb-1.5%Cu-0.0004%B-0.03%A1的成分組成的鋼材的熱疲勞壽命的影響。在此，熱疲勞壽命的測定將由2mm厚的鋼板制作的Φ38.1X厚2mm的焊接管作為試驗(yàn)片來進(jìn)行。試驗(yàn)條件是一邊將約束系數(shù)(變形量相對于 自由熱膨脹的比例)保持在20%，一邊進(jìn)行熱循環(huán)(最低溫度為200°C，最高溫度為950°C，在最高溫度下的保持時(shí)間為2分鐘)。然后，在龜裂貫通試驗(yàn)片時(shí)，對循環(huán)數(shù)進(jìn)行測量。在該試驗(yàn)中，將壽命在2000個(gè)循環(huán)以上的圖示為合格(圖中的O),將低于2000個(gè)循環(huán)的圖示為不合格(圖中的X )。
[0056]另外，作為常溫的加工性，制作JIS13號B試驗(yàn)片，進(jìn)行與軋制方向平行的方向的拉伸試驗(yàn)，從而測定了斷裂拉伸率。圖2表示了 Mo和W的添加對該成分體系在常溫下的總拉伸率的影響。在采用壓力加工制造排氣部件時(shí)，斷裂拉伸率通常需要30%以上。因此，將能夠得到30%以上的斷裂拉伸率的情況圖示為〇，將低于30%的情況圖示為X。
[0057]再者，作為耐氧化性試驗(yàn)，在大氣中于950°C下進(jìn)行200小時(shí)的連續(xù)氧化試驗(yàn)，評價(jià)了發(fā)生異常氧化或氧化皮剝離的有無(按照J(rèn)IS Z2281)。圖3表示了 Mo和W的添加對該成分體系在950°C下的耐氧化性的影響。將沒有發(fā)生異常氧化以及氧化皮剝離的情況圖示為〇，將發(fā)生異常氧化以及氧化皮剝離的情況圖示為X。
[0058]由圖1-圖3可知:為了滿足熱疲勞壽命、常溫延展性以及耐氧化性，將Mo + W的范圍設(shè)定為2.0-3.5%，而且將Mo設(shè)定為1.5%以上是有效的。另外，過度的W的添加使成本升高，而且使常溫延展性降低，因而將W的上限設(shè)定為2.0%。再者，考慮到制造性、低溫韌性以及耐氧化性，W添加量優(yōu)選為1.5%以下，Mo +W量優(yōu)選為2.1-2.9%。
[0059]B是提高制品的壓力加工時(shí)的2次加工性的元素。另外，本發(fā)明通過B的添加，抑制了 Cu析出物、Laves相以及FeP化合物的粗大化，從而使高溫環(huán)境下的使用時(shí)的強(qiáng)度穩(wěn)定性得以提高?？梢哉J(rèn)為其原因在于:在冷軋板退火工序中，B于再結(jié)晶處理時(shí)在晶界偏析，從而在此后曝露于高溫環(huán)境時(shí)，析出的上述析出物難以在晶界析出，從而促進(jìn)在晶粒內(nèi)的微細(xì)析出。由此，表現(xiàn)出析出強(qiáng)化的長期穩(wěn)定性，抑制強(qiáng)度的降低，從而使熱疲勞壽命得以提高。該效果在0.0001%以上時(shí)表現(xiàn)出來，但過度的添加招致硬質(zhì)化，使晶界腐食性以及耐氧化性劣化，除此以外還產(chǎn)生焊接裂紋，因而設(shè)定為0.0001-0.0010%。再者，考慮到耐蝕性以及制造成本，優(yōu)選為0.0001-0.0004%ο
[0060]Al除了作為脫氧元素添加以外，還是提高耐氧化性的元素。另外，作為固溶強(qiáng)化元素，對于提高600-700°C下的強(qiáng)度是有用的。其作用從0.01%開始穩(wěn)定地表現(xiàn)出來，但過度的添加將發(fā)生硬質(zhì)化而使均勻拉伸率顯著降低，除此以外還使韌性顯著降低，因而將其上限設(shè)定為1.0%。再者，考慮到表面缺陷的發(fā)生、焊接性以及制造性，優(yōu)選為0.01-0.2%。
[0061]再者，根據(jù)需要還可以含有以下的成分。
[0062]Ti是與C、N以及S結(jié)合而提高耐蝕性、耐晶界腐食性、常溫延展性以及深拉深性的元素，可根據(jù)需要添加。這些效果從0.05%以上開始表現(xiàn)出來，但通過添加超過0.4%，除固溶Ti量增加而使常溫延展性降低以外，還形成粗大的Ti系析出物，成為擴(kuò)孔加工時(shí)發(fā)生開裂的起點(diǎn)，從而使壓力加工性劣化。另外，耐氧化性也發(fā)生劣化，因而Ti添加量設(shè)定為0.4%以下。再者，考慮到表面缺陷的發(fā)生以及韌性，優(yōu)選為0.05-0.2%。
[0063]V是提高耐蝕性的元素，可根據(jù)需要添加。該效果在添加0.05%以上時(shí)穩(wěn)定地表現(xiàn)出來，但添加超過1%時(shí)，析出 物粗大化而使高溫強(qiáng)度降低，除此以外還使耐氧化性劣化，因而將其上限設(shè)定為1%。再者， 考慮到制造成本以及制造性，優(yōu)選為0.08-0.5%。
[0064]Zr與Ti和Nb同樣，是碳氮化物形成元素，是提高耐蝕性以及深拉深性的元素，因而根據(jù)需要添加。這些效果在0.05%以上時(shí)表現(xiàn)出來，但通過添加超過1.0%而使制造性的劣化變得顯著，因而設(shè)定為0.05-1.0%。再者，考慮到成本和表面品質(zhì)，優(yōu)選為0.1-0.6%。
[0065]Sn是提高耐蝕性的元素，為了提高中溫區(qū)域的高溫強(qiáng)度，可根據(jù)需要添加。這些效果在0.05%以上時(shí)表現(xiàn)出來，但如果添加超過0.5%，則使制造性顯著降低，因而設(shè)定為
0.05-0.5%。再者，考慮到耐氧化性以及制造成本，優(yōu)選為0.1-0.5%。
[0066]Ni是提高耐酸性和韌性的元素，可根據(jù)需要添加。這些效果在0.05%以上時(shí)表現(xiàn)出來，但如果添加超過1.0%，則使成本升高，因而設(shè)定為0.05-1.0%。再者，考慮到制造性，優(yōu)選為0.1-0.5%ο
[0067]下面就制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的鋼板的制造方法具有煉鋼-熱軋-酸洗-冷軋-退火和酸洗的各工序。在煉鋼中，優(yōu)選的是將含有所述必須成分以及根據(jù)需要添加的選擇成分的鋼用轉(zhuǎn)爐熔煉，接著進(jìn)行2次精煉的方法。熔煉的鋼水采用公知的鑄造方法(連續(xù)鑄造)而成為板坯。板坯采用常規(guī)方法，加熱至規(guī)定的溫度，用連續(xù)軋制熱軋成規(guī)定的板厚。熱軋采用由多個(gè)機(jī)架構(gòu)成的熱軋機(jī)進(jìn)行軋制，然后進(jìn)行卷取。
[0068]在本發(fā)明中，為了提高熱軋板韌性，優(yōu)選在卷取后進(jìn)行卷材水冷。本發(fā)明的鋼由于添加了各種合金，因而熱軋板韌性容易降低，在下一工序有時(shí)產(chǎn)生鋼板斷裂等故障。作為其原因，可以列舉出晶粒的粗大化、Cu簇狀物的生成、以及Cr的二相分離。因此，為了確實(shí)解決這些原因，將卷材直接浸潰在池中而進(jìn)行水冷。但是，從卷取到水冷的時(shí)間超過I小時(shí)時(shí)，沒有韌性改善效果，因而將從卷取到水冷的時(shí)間設(shè)定為I小時(shí)以內(nèi)。該時(shí)間優(yōu)選為20分鐘以內(nèi)。另外，卷取溫度并沒有特別的規(guī)定，但從組織微細(xì)化的角度考慮，優(yōu)選為400-750。。。
[0069]從組織的均質(zhì)化以及軟化的角度考慮，熱軋板退火通常加熱至再結(jié)晶溫度。然而，再結(jié)晶組織的晶粒變得粗大，因而熱軋退火板的韌性往往成為問題。于是，在本發(fā)明中，優(yōu)選的是省略熱軋板退火、或者在成為未再結(jié)晶的溫度下進(jìn)行熱處理，通過組織的微細(xì)化而確保韌性。本發(fā)明的鋼的再結(jié)晶溫度為1000°c以上，但在獲得了再結(jié)晶組織的情況下，往往使晶粒粗大化，韌性降低，從而在卷材通行時(shí)產(chǎn)生鋼板的斷裂。在省略熱軋板退火的情況下，以具有組織的不均勻性的狀態(tài)供給冷軋，但即使在這樣的情況下，在冷軋板退火后也可以得到整粒組織(regulated constitution:或均勻組織)。另外,冷軋?jiān)牧霞词褂操|(zhì)也可以冷軋，由于在熱軋階段可以得到微細(xì)加工晶粒，因而韌性不成問題。另外，本發(fā)明由于形成亞晶粒，因而除去加工應(yīng)變可以得到亞晶粒組織，從而能夠防止由變形孿晶的發(fā)生引起的韌性降低。該效果由于是通過在700-950°C的溫度區(qū)域進(jìn)行熱處理而得到的，因而熱軋板退火溫度優(yōu)選為700-950°C。再者，從酸洗性的角度考慮，優(yōu)選在750-900°C進(jìn)行熱處理。在本發(fā)明中，沒有特別規(guī)定保持時(shí)間以及冷卻速度，但從生產(chǎn)率的角度考慮，保持時(shí)間優(yōu)選為20秒以內(nèi)，冷卻速度優(yōu)選為10°C /sec以上。
[0070]冷軋后的退火是為得到再結(jié)晶組織而實(shí)施的。具有本發(fā)明的成分組成的鋼的再結(jié)晶溫度為1000-1100°C，因而在加熱至該溫度范圍后，進(jìn)行冷卻。Cu、Nb、Mo以及W雖然在冷卻過程中生成ε -Cu以及Laves相,但如果冷卻速度慢,貝U過度析出ε -Cu以及Laves相，往往帶來高溫強(qiáng)度以及常溫延展性的降低，因此，優(yōu)選盡可能保持固溶狀態(tài)。因此，直至實(shí)施鹽處理或者中性鹽電解處理的400°C的冷卻速度優(yōu)選設(shè)定為10°C /sec以上?？紤]到生產(chǎn)率以及酸洗性，冷卻速度優(yōu)選為20-100°C /sec。另外，冷卻方法可以適當(dāng)選擇為氣水冷卻以及水冷等。
[0071]關(guān)于其它工序的條件，并`沒有特別的規(guī)定，但熱軋板厚以及冷軋板退火氣氛等可以加以適當(dāng)?shù)倪x擇。另外，在冷軋、退火后，即使實(shí)施調(diào)質(zhì)軋制以及張力平整中的至少任一種也沒關(guān)系。再者，關(guān)于制品板厚，也可以根據(jù)要求構(gòu)件厚度來選擇。
[0072](實(shí)施例)
[0073]熔煉表I所示的成分組成的鋼并將其鑄造成板坯，然后熱軋板坯而制成5mm厚的熱軋卷材。此時(shí)，板坯加熱溫度設(shè)定為1250°C，精軋溫度設(shè)定為850-950°C，卷取溫度設(shè)定為450-750°C。在熱軋卷取后I小時(shí)以內(nèi)對卷材進(jìn)行水冷，然后省略熱軋板退火或者在700-900°C實(shí)施熱處理。其后，對卷材進(jìn)行酸洗，并冷軋至2mm的厚度，實(shí)施退火、酸洗而形成制品板。此時(shí)，為了使結(jié)晶粒度號碼在5-7左右，冷軋板的退火溫度設(shè)定為1000-1100°C。在加熱至該溫度后，為了抑制由ε-Cu以及Laves相的生成而產(chǎn)生的常溫延展性的降低，將直至400°C的冷卻速度設(shè)定為20-100°C /sec而進(jìn)行冷卻，從而形成制品板。從這樣得到的制品板中，采用前述方法進(jìn)行熱疲勞試驗(yàn)、常溫的斷裂拉伸率以及連續(xù)氧化試驗(yàn)的測定，并實(shí)施與圖1-3同樣的判定。關(guān)于表I中的〇以及X，以與圖1-3同樣的判定基準(zhǔn)表示。此外，所謂結(jié)晶粒度號碼，是指由JIS G0551規(guī)定的奧氏體結(jié)晶粒度。
【權(quán)利要求】
1.一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其特征在于:以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.02% 以下、N:0.02% 以下、S1:超過0.1%且在 1.0% 以下、Mn:0.5% 以下、P:0.020 -0.100%、Cr:13.0 -20.0%、Nb:0.5 -1.0%、Cu:1.0 -3.0%、Mo:1.5 -3.5%、W:2.0% 以下、B:0.0001-0.0010%、以及Al:0.01-1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且Mo +W 為 2.0 -3.5%ο
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板，其特征在于:以質(zhì)量 ％ 計(jì)，含有選自 Ti:0.05 -0.4%、V:0.05 -L 0%、Zr:0.05 -L 0%、Sn:0.05 -0.5%以及N1:0.05-1.0%之中的I種以上。
3.一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板的制造方法，其特征在于:在制造權(quán)利要求I或2所述的鐵素體系不銹鋼板時(shí)，在熱軋卷取后I小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行水冷處理，省略熱軋板退火而實(shí)施冷軋以及退火。
4.一種耐熱性和加工性優(yōu)良的鐵素體系不銹鋼板的制造方法，其特征在于:在制造權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系不銹鋼板時(shí)，在熱軋卷取后I小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行水冷處理，在700-950°C的未再結(jié)晶 區(qū)域進(jìn)行熱軋板退火，然后實(shí)施冷軋以及退火。
【文檔編號】C22C38/32GK103459639SQ201280015852
【公開日】2013年12月18日 申請日期:2012年3月28日 優(yōu)先權(quán)日:2011年3月29日
【發(fā)明者】濱田純一, 神野憲博, 井上宜治 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會(huì)社