本发明涉及铁素体不锈钢及其制造方法，特别涉及一种良好韧性和耐腐蚀性的铁素体不锈钢及其制造方法。
背景技术：
：铁素体不锈钢不含或只含少量镍，成本较低，同时兼具良好的冲压成形性能，因此被广泛应用在建筑物、家用电器、厨房制品、汽车排气系统等日常生活的各个方面。但是，相对于304奥氏体不锈钢具有典型的面心立方结构，铁素体不锈钢具有体心立方晶体结构，这种特性决定了其必然会出现冷脆。普通铁素体不锈钢的韧脆转变温度除了低铬型均在室温以上，并且随着厚度的增加，其室温韧性显著恶化，也极大的限制了铁素体不锈钢在工业领域的应用。因此有必要开展相关的技术革新使得铁素体不锈钢尤其是中高铬铁素体不锈钢具有良好的室温韧性。同时，铁素体不锈钢通过增加铬和钼的含量可以显著提升材料的耐点腐蚀性能，并达到或者超过304不锈钢，但是在耐硫酸腐蚀方面，依然要劣于304不锈钢。中国专利CN200610117444.9聚焦于通过合金成分的优化来提高铁素体不锈钢的冲击韧性，主要手段在冶炼过程中，通过控制钢中的氧含量，并添加适量的稀土元素，进而获得高的冲击韧性。中国专利CN200780016464.X通过复合添加Mo、Ni和Al来获得良好的成形性和耐间隙腐蚀性能，同时设定了合适的Al/Nb比来兼顾铁素体不锈钢的耐点腐蚀性能；中国专利CN201210123268.5重点是对中铬铁素体不锈钢采用常规热轧+二次温轧工艺，累计压下量在40～80％，进而使得其组织明显细化，使得韧脆转变温度降低20～40℃，韧性显著改善。中国专利CN00104354.4实在高铬铁素体不锈钢的基础上复合添加了Mo、Nb、Ti和Al，重点应用在装饰外墙，同时对Al的氧化物限定在1μm以下，Ti与N的析出物控制在2μm以下，通过高铬高钼来提高材料的耐腐蚀性能。中国专利CN201310130483.2同上专利类似，也为高铬高钼铁素体不锈钢，通过Ni、Mo、Nb和Ti复合添加到含铬25-28％的不锈钢中，获得了高的耐腐蚀性能和低温韧性。中国专利CN200780048689.3主要通过在Ca、Mg和Zr合金成分的选择性条件，细化TIG焊接后热影响区的组织，进而降低冲击转变温度(DBTT)，从而获得良好的韧性。中国专利CN97103038.3重点是高铬含钼含镍铁素体不锈钢，通过高耐腐蚀元素的添加来提高不锈钢的耐晶间腐蚀和点腐蚀，工艺上重点采用热轧后快速冷却到550℃进行卷曲，获得良好的韧性。上述专利重点从合金成分和热轧工艺进行了优化，从而提高材料的韧性，尤其是室温韧性，没有涉及到Ni元素对铁素体不锈钢的韧性影响；另外，上述相关专利对铁素体不锈钢耐腐蚀性的研究也聚焦在常规的耐点腐蚀和缝隙腐蚀方面，没有涉及到耐硫酸腐蚀性能的研究。技术实现要素：本发明目的在于提供一种良好韧性和耐腐蚀性的铁素体不锈钢及其制造方法，该铁素体不锈钢具有良好室温韧性和耐硫酸腐蚀，其室温韧性在70J以上，耐硫酸腐蚀失重小于1.0μg/mm2h。为达到上述目的，本发明的技术方案是：一种良好韧性和耐腐蚀性的铁素体不锈钢，其成分重量百分比为：C：0.002％～0.02％，N：0.002％～0.02％，Si：0.05％～0.60％，Mn：0.05％～0.60％，Cr：19.0％～24.0％，Ni：2.0％～4.0％，Zr：0.01％～0.10％，0.1％≤Nb+Ti+Zr≤0.7％，且，Ti≤0.4％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明所述铁素体不锈钢室温韧性在70J以上，耐硫酸腐蚀失重小于1.0μg/mm2h。在本发明钢的成分设计中：C：铁素体不锈钢性能上的很多缺点，例如：韧脆转变温度高，缺口敏感性大，耐蚀性差都与钢中的碳有关。因此，为了提高韧性和耐腐蚀性能，因此要求其含量越少越好，所以其上限设定为0.02％，但是，要想完全去除钢中的碳需要额外增加冶炼的难度，制造成本也会显著增加，因此其下限设置为0.002％。N：其同C一样，会导致不锈钢成形性和耐腐蚀性的下降，因此其含量也是越少越好，所以它的上限设置为0.02％，但是过度的降低会导致铁素体不锈钢凝固时TiN颗粒的降低，从而导致柱状晶含量的增加，会粗化不锈钢的晶粒尺寸，同时考虑冶炼的成本，其下限设定为0.002％。Si：固溶强化元素，其含量的增加会导致延伸率和韧性的下降，其含量越少越好，其上限设定为0.6％，但有时Si作为脱氧元素进行添加，同时考虑到冶炼成本，其下限设定为0.05％。Mn：弱的奥氏体形成元素，同时也是固溶强化元素，可以抑制钢中硫的有害作用，但是其含量增加会恶化腐蚀性能，因此其含量需要控制在0.6％以下。Cr：是确保不锈钢耐腐蚀性能最重要的元素，同时也能使铁素体组织稳定，考虑到要使得本发明的铁素体钢的耐腐蚀性能达到304水平，其下限设定为19％，其含量越高，在氯化物溶液中的耐应力腐蚀、点蚀和缝隙腐蚀性能越好，但是其含量的增加又会导致韧性和加工性的降低，上限设定为23％。Ni：在常规的铁素体不锈钢中，镍含量极少，但是在本发明中，Ni作为重要元素进行添加，一方面能够有效的提高耐硫酸的腐蚀性能，并能够降低腐蚀发生后的发展速度；低碳氮的中高铬铁素体不锈钢在整个温度区间为单一的铁素体，而Ni作为奥氏体形成元素，含量的适当添加可以扩大低碳铁素体不锈钢高温奥氏体的含量，并充分利用热轧精轧阶段的动态再结晶，促进了铁素体不锈钢晶粒细化，进而有利于铁素体不锈钢的室温韧性，扩展其在工业板领域的应用，因此设定其下限为2.5％。但是当Ni含量越多，应力腐蚀裂纹的敏感性增加，同时由于在高温两相区间进行热轧，增大了含镍铁素体不锈钢轧制过程中的边裂风险，同时会恶化成形性能。另外，考虑到镍的加入显著增加了成本，所以将其上限设定为4.0％。Ti、Nb、Zr：均为铁素体形成元素，适量的钛和铌可使不锈钢中铬的碳、氮化物转而形成钛、铌的的碳、氮化物，并细化铁素体不锈钢的晶粒，提高铁素体不锈钢的耐晶间腐蚀性能。钢中适量的钛和氮，还能细化铁素体焊缝组织，提高焊缝塑性和成形性。按照原子序数配比，固定钢中的氮至少需要3.4倍的钛，同时考虑到钢中还有另外杂质P和S，需要另外添加钛，但是过量的钛添加容易导致成材率的下降，设定其上限为0.4％。铌除了稳定钢中的间隙原子碳氮外，固溶态Nb及生成的NbC对晶界有显著的拖曳作用，细化晶粒，有助于提高不锈钢的韧性，此外，Zr的作用同Nb和Ti类似，可与显著固定间隙原子，有助于铁素体不锈钢成形性能和韧性的提升，但是其价格昂贵，应用较少，设定0.1％≤Nb+Ti+Zr≤0.7％，且，Ti≤0.4％，0.01％≤Zr≤0.10％。本发明的良好韧性和耐腐蚀性的铁素体不锈钢的制造方法，其特征是：包括如下步骤：1)将含上述成分的钢坯或连铸坯在1150℃～1250℃加热，保温时间按照(0.8～1.2)T/min控制，T代表钢坯或连铸坯厚度，mm；2)经过多道次的可逆轧制，终轧温度在850℃以下，轧制后的钢板厚度控制在3～12mm；3)在900℃～1100℃间进行再结晶退火，退火时间按照(0.8～1.2)T/min控制，T代表钢板厚度，mm；然后空冷到室温。本发明所述铁素体不锈钢室温韧性在70J以上，耐硫酸腐蚀失重小于1.0μg/mm2h。将不同成分钢坯或连铸坯放入加热炉，加热温度设定在1150℃～1250℃之间，经过多道次轧制到3～12mm厚。因高温条件为铁素体+奥氏体的双相组织，要合理设置道次压下分配防止表面缺陷和边裂，并控制终轧温度在850℃以下，终轧温度的降低有利于形变储能的增加，促进热轧板的再结晶、细化晶粒，有利于韧性改善。而后将热轧后的板料在900℃～1100℃进行再结晶软化退火，获得完全的再结晶组织，退火样板进行相关的冲击和耐硫酸腐蚀评价。将本发明钢经过机加工得到尺寸为5mm×10mm×55mm的标准“V”形冲击试样，在室温20℃下进行夏比冲击实验，测试不同成分和工艺条件下材料的冲击功(J)。同时，根据GB/T4334.6-2000不锈钢5％硫酸腐蚀试验方法对实验钢种进行6h浸泡实验，进行耐均匀腐蚀的评价。本发明的有益效果：本发明通过Nb、Ti、Zr和Ni合金元素的合理添加，并辅以冶金工艺制度的优化，不仅提高了铁素体不锈钢的室温韧性，还可以获得较高的耐硫酸腐蚀性能，进一步扩大铁素体不锈钢的应用范围。具体实施方式下面结合实施例对本发明做进一步说明。表1为本发明钢实施例和对比例的成分，表2、表3所示为本发明钢实施例和对比例的性能。可以看出，对于低碳氮的中铬铁素体不锈钢(铬含量在19.0％～24.0％间)，随着Ni含量的增加(对比例1和对比例2)，即Ni含量从0.5％增加到1.5％后，其耐硫酸腐蚀性能增加，腐蚀失重率由245μg降低到198μg，耐腐蚀性能依旧较低，不属于本发明的保护范围。当Ni含量增加到2.0％以上时(实施例1)，即使其铬含量低于对比例1、2，但其耐硫酸均匀腐蚀性能显著增加，腐蚀失重率达到0.23μg，其腐蚀失重率同对比例1相差1000倍；而后随着镍含量增加到2.3％(实施例2)，其耐硫酸的均匀腐蚀性能也逐渐增加；当镍含量增加到3.0％以上时，其腐蚀失重率进一步降低到0.06％、0.04％、0.03％(实施例3、4、5)。说明当镍含量增加到2.0％以上，其耐硫酸的均匀腐蚀性能获得急剧的提升，但是当镍含量进一步增加到4.0％以上，会显著恶化材料的韧性，并增加铁素体不锈钢的生产成本，所以镍含量在4.0％以上不属于本发明。在热轧退火制度的实施中，虽然实施例1的成分属于本发明，但是当退火温度为880℃时(低于900℃)，其退火后的组织没有实现完全的再结晶，依然为热轧态的轧制纤维结构，不利于室温韧性的改善，其冲击韧性只有35J，不属于本发明；当退火温度增加到930℃和980℃，冲击韧性达到89J和96J；实施例2、3的加热制度和退火制度满足了本发明，所以其室温冲击韧性良好，属于本发明。在实施例4中，退火温度低于1100℃时，冲击性能分别为86J、99J、105J(退火温度分别为980℃、1030℃、1080℃)，室温冲击性能良好，属于本发明；但是退火温度进一步增加到1130℃后，铁素体晶粒尺寸显著增加，所以其韧性明显下降，其冲击韧性只有32J，不属于本发明。对于成分不属于本发明的对比例1和2而言，即使其加热制度和退火制度属于本发明保护范围，室温韧性依旧较低，不属于本发明。表1化学成分(wt％)编号CSiMnCrNNiNbTiZrTi+Nb+Zr实施例10.0150.140.3619.50.0092.10.230.150.020.40实施例20.0060.560.1620.90.0082.30.010.140.090.24实施例30.0040.230.5321.50.0163.80.130.330.030.49实施例40.0100.420.0922.60.0093.20.450.120.080.65实施例50.0170.080.2223.60.0043.50.150.120.090.36对比例10.0130.210.3421.30.0090.50.210.170.010.39对比例20.0080.300.1920.40.0121.50.080.120.010.21表2耐硫酸腐蚀失重编号失重率(μg/mm2·h)实施例10.23实施例20.12实施例30.06实施例40.04实施例50.03对比例1245对比例2198304167表3室温(20℃)冲击韧性当前第1页1 2 3