专利名称：具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢及其制造方法，更 具体地讲，涉及一种用于要求抗腐蚀性高且成形性高的各种管和汽车的排气系统的冷区的 消音器且具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢及其制造方法。
背景技术：
通常，在铁素体不锈钢中，加入Cr和Mo以改善抗腐蚀性。然而，当加入昂贵的Cr 和Mo时，制造成本增加，且延伸率降低，使得在形成冲压型的消音器等时延性劣化，从而使 不锈钢断裂。此外，当冬天温度低时，在TIG焊接如排气系统端管等之后扩展管的情况下， 经常发生断裂。为了解决这些问题，人们已经知道几项传统技术。在第0930375号欧洲专利中， 公开了一种通过将成分组成和热轧条件结合来改善深冲性能(dipdrawability)和成脊 性能(ridging property)的制造方法。在第2000-328197号日本专利特许公布中，公开 了一种通过加入适量的Al来改善表面光泽和成形性的方法。此外，在第0765741号欧洲 专利中，公开了一种通过对组成、轧制条件和退火条件进行最优化来改善成脊抗性(ridge resistance)和平面各向异性的方法。在第1995-032997号日本专利特许公布中，已经提出 在大气环境中具有高的抗腐蚀性的廉价铁素体不锈钢的成分组成参考和制造条件；然而， Cr的含量限定在比本专利的Cr含量高17%至32%的范围内。然而，上述专利没有限定用于满足抗腐蚀性和成形性同时满足客户期望的低成本 的要求的成分和制造条件。因此，在将铁素体不锈钢用于需要高的抗腐蚀性和高的成形性 的消音器和管的扩展的情况下，不能满足冷轧产品的质量要求。
发明内容
技术问题本发明的目的在于提供一种具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢及其 制造方法，控制铸坯的加热温度、终轧温度以及热退火和冷退火条件，所述方法能够通过控 制Ca、Mg和ττ的加入量来改善韧脆转变温度(DBTT)，并且能够通过利用计算延伸率的EL 式(式1)和计算适合度指数(fitting index)的P. I.式(式2)减少昂贵材料Cr和Mo 的加入量来降低制造成本。此外，本发明的另一目的在于提供一种具有高的抗腐蚀性和延 性的低铬铁素体不锈钢及其制造方法，所述方法能够通过使用EL式和P. I.式最优化地控 制加入的合金元素C、N、Si、Mn、Cr、Mo和Ti的含量以及/(C% +N% )的含量比，从而 提高TIG管的焊接部分的管扩展性能。技术方案根据本发明的具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢由0. 03wt%或更少 的C、0. 5￥丨％或更少的Si、0. 5￥丨％或更少的Μη、0. 035￥丨％或更少的P、0.更少的S、14wt %至 16wt % 的 Cr、0. 2wt %或更少的 Mo、0. 030wt %或更少的 N、0. 5wt %或更少的 Cu、 0. 05wt%或更少的Al、0. 2wt%或更少的Ni、0. 04(^{%或更少的C+N、0. 5wt%或更少的Ti、 余量为Fe和不可避免的加入杂质组成，并且被控制为由下面的式1限定的EL值为33或更 大且由下面的式2限定的P. I.值在14至16的范围内。EL = -162. IX (C+N) -0. 2 X Cr-1. IXMo-O. 2 X Ti/(C+N)+42. 2 (1)P. I. = Cr+3. 3Mo (2)此外，在本发明中，具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢可包括从由 0. 005 丨％或更少的Ca、0. 005 丨％或更少的Mg和0.更少的&组成的组中选择的 至少任意一种成分。 此外，在本发明中，优选地，Ti/(C+N)比在15至20的范围内。此外，根据本发明的制造具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢的方法包 括在1230°C至1280°C的加热温度和740°C至850°C的终轧温度热轧上述组成的铁素体不 锈钢的铸坯；在900°C至1000°C热退火所述铸坯；在900°C至1000°C冷退火铸坯使铸坯具 有50%或更大的冷压下率；调节所述铸坯使铸坯具有在ASTM晶体颗粒尺寸数中6. 0至7. 0 的范围的颗粒尺寸。有益效果如上所述，根据本发明，控制铸坯的加热温度、终轧温度以及热退火和冷退火条 件，能够通过调节Ca、Mg和ττ的加入量来改善韧脆转变温度(DBTT)，并能够通过利用计算 延伸率的EL式(式1)和计算适合度指数(fitting index)的P. I.式(式2)减少昂贵材 料Cr和Mo的加入量来降低制造成本。此外，也能够通过使用EL式和P. I.式最优化地调节 加入的合金元素C、N、Si、Mn、Cr、Mo和Ti的含量以及/(C% +N% )的含量比，从而提 高TIG管的焊接部分的管扩展性能。从而，能够制造在低温下具有高的抗腐蚀性、延伸率、 延性和管扩展性能的廉价的低铬铁素体不锈钢冷轧钢。所以，能够确保材料能够用于汽车 排气系统的端部和消音器。
图1是示出15Cr-Ti钢(1号样品)在冷退火(cold annealing)后根据ASTM晶 体颗粒尺寸数的变化的延伸率的变化的示图。图2是示出15Cr_Ti钢根据Ti/(C+N)的比的延伸率的变化的示图。图3是示出15Cr_Ti钢根据Ca、Mg和&的加入量的变化的韧脆转变温度(DBTT) 的变化的示图。
具体实施例方式在下文中，将参照附图来描述本发明。409L钢是用于汽车排气系统的端部的各种管和汽车排气系统的消音器的11% Cr 钢。根据本发明，能够解决因409L钢的抗腐蚀性差，从而当其用于汽车排气系统的消音器 时，因凝结水而经常出现腐蚀的问题。此外，430钢是17. 5% Cr钢，虽然430钢具有良好的 抗腐蚀性，但因Cr含量的增加而导致制造成本升高以及成形性和管扩展性能差，使得430 钢不能广泛应用，根据本发明，能够解决这个问题。
为此，在将由下面的式1限定的EL值控制在33或更大并且将由下面的式2限定的 P. I.值控制在14至16的范围的条件下，具有降低的Cr含量和Mo含量同时在低温具有高 的抗腐蚀性、延性和管扩展性能的低铬铁素体不锈钢由0. 03衬％或更少的C、0. 5wt%或更 少的Si、0. 5wt %或更少的Mn、0. 035wt %或更少的P、0. 0Iwt %或更少的S、14wt %至16wt % 的Cr、0. 2wt%或更少的Mo、0. 03(^{%或更少的N、0. 5wt%或更少的Cu、0. 05wt%或更少的 A1、0. 4wt%或更少的Ni、0. 04(^丨％或更少的C+N、0. 05wt%或更少的Ti、余量为Fe和不可 避免的加入杂质组成。EL = -162. IX (C+N) -0. 2 X Cr-1. IXMo-O. 2 X Ti/(C+N)+42. 2 (1)P. I. = Cr+3. 3Mo (2) 在制造这样的铁素体不锈钢的方法中，制备廉价的低铬铁素体不锈钢，所述低铬 铁素体不锈钢包括上述成分组成和从由0. 005衬％或更少的Ca、0. 005衬％或更少的Mg和 0. 01衬％或更少的ττ组成的组中选择的至少任意一种成分作为其它合金组成并满足Ti/ (C+N)比在15至20的范围内。在将这样的钢的铸坯在1230°C至1280°C的加热温度和740°C 至850°C的终轧温度热轧之后，将其在900°C至1000°C热退火(hot-armealed)。在冷退火 (cold-annealed)以得到50%或更大的冷压下率(cold reduction ratio)之后，将材料的 颗粒尺寸调节为在ASTM晶体颗粒尺寸数中的6. 0至7. 0的范围内。在下文中，将详细描述本发明的成分范围及其限制原因。作为碳氮化物Ti(C，N)形成元素的C和N以间隙原子的形式存在。当C和N的含 量变高时，未形成在碳氮化物Ti (C，N)中的固态的C和N使材料的延伸率和延性劣化。因 此，C的含量限制为0. 03%或更小，N的含量也限制为0. 03%或更小。同时，当C+N的含量 变高时，加入高含量的Ti使得炼钢夹杂物增多，从而导致许多诸如结痂的表面缺陷。此外， 在连铸时发生管口堵塞现象，并且因固态的C和N的含量的增加劣化了材料的延伸率。因 此，C+N的含量限制为0. 04%或更小。Si是铁素体相形成元素。当Si的含量增加时，铁素体相的稳定性变高并且改善 了抗氧化性。然而，当加入0. 5%或更多的Si时，炼钢Si夹杂物增多使得容易出现表面缺 陷。此外，虽然Si提高硬度、屈服强度和抗拉强度，但是Si劣化延伸率，这不利于成形性。 因此，Si的含量限制为0. 5%或更小。当Mn的含量变高时，MnS形成，从而劣化了对抗腐蚀性的适应。因此，Mn的含量限 制为0.5%或更小。Ni是Y相形成元素。当Ni的含量增加时，Y相增多。因此，当在热轧卷材(coil) 后空气冷却卷材时，促进了马氏体相生成，提高强度和硬度，使得延伸率劣化。因此，Ni的 加入量限制为0.2%或更少。P和S形成诸如MnS等的夹杂物，劣化了抗腐蚀性和热轧成形性。因此，优选地，将 它们的含量控制地尽可能低p的含量限制为0. 035%或更小，S的含量限制为0. 01%或更 小。当Cr的含量变低时，抗腐蚀性劣化。当Cr的含量变得太高时，抗腐蚀性提高，而 延伸率低，劣化了成形性。因此，Cr的含量限制为14%至16%的范围。当昂贵的Mo的含量增加时，抗腐蚀性显著地提高，而材料的制造成本升高，并且 硬度增加劣化了延伸率，从而劣化了成形性。因此，在考虑抗腐蚀性和成形性的情况下，将Mo的含量限制为0. 2%或更少。Al是作为脱氧剂加入的元素。当加入大量的Al时，产生表面缺陷。因此，Al的含 量限制为0. 05%或更小。Cu与Ni —样，是、相形成元素。当加入大量的Cu时，、相增多。因此，当在热 轧卷材后空气冷却卷材时，促进了马氏体相生成，提高强度和硬度，使得延伸率劣化。因此， Cu的加入量限制为0. 5%或更小。 当加入过多的Ti时，炼钢夹杂物增多，导致许多诸如结痂的表面缺陷。此外，在连 铸时发生管口堵塞现象，因固态Ti含量的增加劣化了延伸率，并且与C+N的含量相比Ti的 加入量变得非常低。当Ti/(C+N)比变低时，发生晶间腐蚀使得抗腐蚀性劣化。因此，在考 虑抗腐蚀性和成形性的情况下，Ti的加入量限制为0. 5%或更小，Ti/(C+N)比限制在15至 20的范围内。当Ca、Mg和&被单独加入或加入它们中两个的组合时，在TIG焊接时的热影响区 中的晶体颗粒尺寸变得精细，降低了韧脆转变温度(DBTT)，从而提高了 TIG管的焊接部分 在诸如冬天的低温下的管扩展性能。然而，当它们的加入量过大时，Ca、Mg和&的氧化夹 杂物的生成量增加，使得抗腐蚀性劣化。所以，Ca的加入量限制为0. 005%或更小，Mg的加 入量限制为0. 005%或更小，Zr的加入量限制为0. 01%或更小。当在本发明中为了改善延伸率而得到的EL计算式中的EL值变得小于33时，作为 冲压型的消音器材料，其延伸率和延性不足。因此，在成形时发生断裂。所以，EL值限制为 33或更大。EL = -162. IX (C+N) -0. 2 X Cr-1. IXMo-O. 2 X Ti/(C+N)+42. 2 (1)此外，当式2中的点蚀指数(P.I.)值变高时，抗腐蚀性改善。所以，为了提高 P. I.值，需要提高昂贵的元素Cr或Mo的含量。然而，当它们的含量过高时，延伸率和延性 劣化同时制造成本升高。此外，当它们的含量过低时，抗腐蚀性劣化。所以，为了具有抗腐蚀 性并且使制造成本在前面使用的STS409L钢和439钢之间，在P. I.计算式(2)中的P. I.值 限制在14至16的范围内。P. I. = Cr+3. 3Mo (2)对于Ti/(C+N)的比，当Ti/(C+N)的比变得过低时，在焊接之后的焊接部分发生晶 间腐蚀。相反，当Ti/(C+N)的比变得过高时，固态Ti的含量升高使得诸如延伸率等的成形 性劣化。所以，Ti/(C+N)的比限制在15至20的范围内。接下来，将描述本发明的制造条件及其限制原因。在热轧条件中，随着铸坯的加热温度变高，有利于在热轧操作过程中的重结晶。然 而，当加热温度过高时，出现表面缺陷。所以，铸坯的加热温度限制在1230°C至1280°C的范 围内。随着在热轧时的终轧温度变低，在热轧过程中积累能量变化 (variationaccumulation energy)变高，有助于在退火时的重结晶。因而，低的终轧温度有 利于延伸率的改善。然而，当终轧温度变得过低时，因轧辊和材料的粘合导致出现粘着表面 缺陷。因此，终轧温度限制在740°C至850°C的范围内。此外，当材料的冷压下率变得过低时，难以除去表面缺陷并确保表面性质。相反， 当冷压下率变得过高时，有利于改善成形性。所以，在制造材料时冷压下率限制为50%或更大。由于当冷退火之后在退火钢中的ASTM晶体颗粒尺寸数在6. 0至7. 0的范围内时 延伸率最优良，所以其限制在该范围内。在下文中，将通过实施例来详细描述本发明。(实施例)在表1中，表示了样品的化学成分、EL计算值和P. I.计算值。在表2中，表示了测 量的样品的延伸率、额定电压(nominal potential)、存在或不存在晶间腐蚀的产生、在TIG 管的焊接部分处的韧脆转变温度(DBTT)和埃力克森值(Erichsen value) 0通过在50Kg的真空熔炼设备中熔炼组成如下面的表1的铁素体不锈钢制造了厚度120mm的铸锭。在1250°C加热上述制造的铸锭，并在800°C的终轧温度热轧，以制造具有 厚度3. Omm的热轧钢。然后，将其在960°C热退火，随后酸洗，冷轧成1. 5mmt和0. 6mmt的厚 度。随后，将其在960°C冷退火，然后酸洗。执行拉伸测试和埃力克森测试，使用图像分析器 测量了冷退火钢的晶体颗粒尺寸。通过KS D 0238法测试了冷退火钢的额定电压，并且对冷退火钢的额定电压在V C 10进行了五次测量以将其表示为平均值。通过将厚度为1. 5mm的冷退火钢(加入了 Cr、Zr、Mg的钢和没有加入Cr、Zr、Mg 的钢)处理成具有仪器尺寸的V形凹口冲击样品，并在+20°C至-70°C的范围内以10°C的间 隔来测量冲击测试温度，来测量韧脆转变温度。表 1 表 2 在下文中，将描述测试结果。表1和表2表示样品的化学成分、EL的计算值和 P. I.的计算值，抗腐蚀性(额定电压)和延性(埃力克森值)等。在本发明的钢中，调节了 Cr和Mo的含量，从而利用计算P. I.值的式2的P. I.值在14至16的范围内，并表示了传 统的钢(409L :Νο. 13，439钢=No. 14)的中等程度的产品性质。此外，在本发明的钢中，调节 了 C、N、Cr、Mo的含量和Ti/ (C+N)，从而利用计算EL值的式1的EL的值为33或更大。从 而，可以理解，在本发明的钢中，抗腐蚀性优良，测量的延伸率高达34%或更大，表示延性的 埃力克森值也高达9. 3mm或更大。此外，可以理解，与Ti/(C+N)的比率不在此范围内的对 比示例相比，在具有被调节在15至20的范围内的Ti/(C+N)的比率的本发明的钢中，没有 出现在焊接部分的晶间腐蚀。图1是示出15Cr_Ti (1号样品)钢在冷退火后根据退火钢的ASTM晶体颗粒尺寸的变化的延伸率的变化的示图。从图1可以理解，在冷退火时，ASTM晶体颗粒尺寸数在6. O 至7. O的范围内延伸率最好。图2是示出15Cr_Ti钢根据Ti/(C+N)的比，在冷退火后的延伸率的变化的示图， 其中，由于Ti/(C+N)的比低，延伸率优良。然而，当Ti/(C+N)的比小于15时，如表1中的 结果，在焊接部分发生晶间腐蚀，当Ti/(C+N)的比超过20时，延伸率劣化。所以，在考虑焊 接部分处的晶间腐蚀和延伸率的情况下，需要加入Ti同时调节Ti/(C+N)的比在15至20 的范围内。 图3是示出15Cr_Ti钢根据Ca、Mg和&的加入或不加入的韧脆转变温度(DBTT) 的变化的示图，其中，当加入Ca，或将Ca和Mg —起加入，或将Ca和& 一起加入时，韧脆转 变温度(DBTT)低至_50°C，从而在工作温度像冬天一样低的情况下，TIG管扩展性质变得优
良ο通过上面的具体描述和附图，已经公开了本发明的最优实施例。所使用的术语是 为了描述本发明，而不是对含义的限制或对在权利要求中描述的本发明的范围的限制。所 以，本领域技术人员应该理解，可以有各种修改例和等同的其它实施例。从而，本发明的范 围应该由权利要求的技术构思来限定。
权利要求
一种具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢，所述低铬铁素体不锈钢包括0.03wt％或更少的C、0.5wt％或更少的Si、0.5wt％或更少的Mn、0.035wt％或更少的P、0.01wt％或更少的S、14wt％至16wt％的Cr、0.2wt％或更少的Mo、0.030wt％或更少的N、0.5wt％或更少的Cu、0.05wt％或更少的Al、0.2wt％或更少的Ni、0.040wt％或更少的C+N、0.5wt％或更少的Ti、余量为Fe和不可避免的加入杂质，所述低铬铁素体不锈钢被控制为由下面的式1限定的EL值为33或更大且由下面的式2限定的P.I.值在14至16的范围内EL＝-162.1×(C+N)-0.2×Cr-1.1×Mo-0.2×Ti/(C+N)+42.2 (1)P.I.＝Cr+3.3Mo (2)。
2.如权利要求1所述的具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢，包括从由 0. 005 丨％或更少的Ca、0. 005 丨％或更少的Mg和0.更少的&组成的组中选择的 一种或两种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢，其中，Ti/ (C+N)的比在15至20的范围内。
4.一种制造具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢的方法，所述方法包括在1230°C至1280°C的加热温度和740°C至850°C的终轧温度热轧根据权利要求1至3 中的任意一项所述的铁素体不锈钢的铸坯；在900°C至1000°C热退火所述铸坯；在900°C至1000°C冷退火铸坯使铸坯具有50%或更大的冷压下率；调节所述铸坯使铸坯具有在ASTM晶体颗粒尺寸数中6. 0至7. 0的范围的颗粒尺寸。
全文摘要
本发明涉及一种具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢及其制造方法，其中，所述具有高的抗腐蚀性和延性的低铬铁素体不锈钢由0.03wt％或更少的C、0.5wt％或更少的Si、0.5wt％或更少的Mn、0.035wt％或更少的P、0.01wt％或更少的S、14wt％至16wt％的Cr、0.2wt％或更少的Mo、0.030wt％或更少的N、0.5wt％或更少的Cu、0.05wt％或更少的Al、0.2wt％或更少的Ni、0.040wt％或更少的C+N、0.5wt％或更少的Ti、余量为Fe和不可避免的加入杂质组成，所述低铬铁素体不锈钢被控制为由下面的式1限定的EL值为33或更大且由下面的式2限定的P.I.值在14至16的范围内。EL＝-162.1×(C+N)-0.2×Cr-1.1×Mo-0.2×Ti/(C+N)+42.2(1)P.I.＝Cr+3.3Mo(2)。
文档编号C22C38/18GK101874126SQ200880117387
公开日2010年10月27日 申请日期2008年9月30日 优先权日2007年11月22日
发明者李守灿, 柳度烈 申请人:Posco公司