專利名稱:高強度、高伸度以及低平面非均質(zhì)性的雙相結(jié)構(gòu)的鉻不銹鋼帶的生產(chǎn)方法
發(fā)明范圍本發(fā)明涉及一種工業(yè)化生產(chǎn)高強度，高伸度以及對強度和伸張度而言具有低平面非均質(zhì)性的雙相結(jié)構(gòu)鉻不銹鋼帶的新工藝。該產(chǎn)品作為要求具有高強度的成型材料(如用沖壓成型)是很有用的。
以鉻為主要合金元素的鉻不銹鋼可分為馬氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼。這些不銹鋼與以鉻和鎳為主要合金元素的奧氏不銹鋼相對并不貴且具有鐵磁性和小的熱膨脹系數(shù)，這是奧氏體不銹鋼所不具備的性質(zhì)。因此，在許多應(yīng)用中使用鉻不銹鋼不僅是出于經(jīng)濟原因而且于其具有上述性質(zhì)。尤其在使用鉻不銹鋼制造電子儀器及精密機械的另部件的領(lǐng)域，隨著近年來需求的增長，對高效，微型，集成制成品的高精密度以及簡化工序的要求變得越來越重要。這樣，除了不銹鋼所固有的抗腐蝕性及鉻不銹鋼的上述性質(zhì)之外，作為加工材料，鉻不銹鋼片還應(yīng)具有更高的強度，好的加工性能及高精密性。因此，作為加工材料，在工藝上就要求鉻不銹鋼片具有相互抵觸的高強度和高伸張的統(tǒng)一以及加工前具有精密的厚度，而加工后具有精密形狀。
關(guān)于通常鉻不銹鋼片材的強度，眾所周知，馬氏體不銹鋼具有很高的強度。例如，有七種馬氏體不銹鋼冷軋不銹鋼片在JIS C4305(日本工業(yè)標準)中已述及。這些馬氏體不銹鋼的碳含量在0.08%(SUS410S)到0.60-0.75%(SUS440A)范圍。與相同鉻水平的鐵素體不銹鋼相比它們的碳含量較高，通過淬火處理或淬火回火處理使其達到高強度。例如，在JIS G4305中已披露，含0.26-0.40%碳和12.00-14.00%鉻的SUS420J2鋼可通過在980°-104℃淬火接著回火(在150-400℃加熱和使其在空氣中冷卻)處理使其硬化到至少HRC40水平;在1010-170℃淬火接著回火(在150-400℃加熱并空氣冷卻)可使含0.60-0.75%碳，和16.00-18.00%鉻的SUS440A鋼硬化到至少HRC40水平。
另一方面，至于鉻不銹鋼中的鐵素體不銹鋼片，通過加熱處理使其硬化不能達到預(yù)期結(jié)果，因此，通過冷加工硬化而增加其強度。該方法包括退火和硬化冷軋。然而，事實上鐵素體不銹鋼在需要高強度材料的應(yīng)用中沒有吸引力問題。
在淬火或淬火和回火條件下，馬氏體不銹鋼基本上具有馬氏體鋼結(jié)構(gòu)及高強度和高硬度。但在此條件下其拉伸性能極差。因此，一旦經(jīng)過了淬火或淬火及回火處理后，其加工和成型度非常困難。尤其是在淬火或淬火及回火后，象沖壓成型這樣的加工成型是不可能的。因此，任何一步加工和成型必須在淬火或淬火及回火之前完成。通常，生產(chǎn)廠家給的是退火的材料，也就是說在低強度和低硬度條件下，正如JIS G4305中表16中所表明的那樣，該材料先加工或成型到接近終產(chǎn)品的形狀，然后再淬火或淬火及回火處理。在許多情況下，由于淬火或淬火及回火造成的表面氧化膜或鱗皮是所不希望的，因為不銹鋼漂亮的表面是很重要的。這樣，對于加工或成型者來說，將成型的終產(chǎn)品在真空或惰性氣體中進行熱處理以除去成型產(chǎn)品表面上的鱗片是必要的。就加工者來說，熱處理就一定增加產(chǎn)品成本。
經(jīng)硬化冷軋而增加強度的鐵素體不銹鋼片具有很差的加工性能，因為硬化冷軋顯著地降低了伸張度，使強度-伸張度平衡度得很差。進一步說，硬化冷軋增加了材料的彈性極限應(yīng)力而不是抗拉強度。因此，對在高壓延率下硬化冷軋的材料，彈性極限應(yīng)力與抗拉強度之差變小，屈服比(彈性極限應(yīng)力與抗拉強度之比)接近于1，這就使材料的塑性可加工范圍變窄。一般說來高彈性極限應(yīng)力材料在成型時，如沖壓成型，沒有好的形狀，這是由于其很大的反彈性。更進一步說，硬化冷軋材料就強度和伸張度而言具有顯著的平面非均勻性。由于這一原因，硬化冷軋材料未必能成型為好的形狀，即使施加小的沖壓成型。眾所周知，當一鋼片滾軋時，越靠近鋼片表面其應(yīng)變度越大，這樣，硬化冷軋材料不可避免地造成應(yīng)變在厚度方向上分布不均勻，進而造成殘余應(yīng)力在厚度方向上的不均勻，而使其發(fā)生形變，如鋼片翹曲。對于超薄片在經(jīng)光刻成孔或沖切后變形更明顯。在應(yīng)用中發(fā)生形變是嚴重問題，如作為需要高精密度的電子元件。除了上述與其性質(zhì)有關(guān)的問題外，硬化冷軋材料還造成與加工管理有關(guān)的許多問題。關(guān)于硬度控制，由于硬化冷軋中采用冷軋加工硬化，所以壓延率是決定強度的最重要因素。因此，為精確，穩(wěn)定地生產(chǎn)所需厚度和強度的產(chǎn)品，嚴格控制壓延率以及嚴格控制硬化冷軋前的材料的厚度和強度是必要的。關(guān)于形狀控制，使用百分之幾十的壓延率進行冷軋可達到增加強度目的。與此不同，以整形為目的表皮光軋和其它軋制壓延率為2%或3%。在冷軋條件下，以百分之幾十的壓延率冷軋是不能給出形狀精密的產(chǎn)品的。因此，對已冷軋的材料進行消除應(yīng)力處理通常是必要的，為使其定形，將材料加熱到低于恢復(fù)重結(jié)晶的溫度，在此溫度下，材料不變軟。
除了上述由于硬化冷軋造成的問題外，鐵素體不銹鋼片還有起皺的問題，這可說是其固有的問題。然而起皺是在鐵素體不銹鋼沖壓成型時，在冷軋和退火的鋼片表面形成的一種表面缺陷，稱作冷軋折皺的表面缺陷在硬化冷軋鐵素體不銹鋼片表面經(jīng)常發(fā)現(xiàn)。這種折皺的生成在表而平滑很重要的應(yīng)用中則是嚴重問題。
如果鋼生產(chǎn)廠能提供一種鉻不銹鋼帶，而該鋼帶具有適當高的強度，好的伸張度，易于加工成型，低非均質(zhì)性以及不起皺，那么上述問題將得到解決。為此，對鉻不銹鋼的組成和加工工藝進行了深入研究。結(jié)果表明，根據(jù)本發(fā)明的方法生產(chǎn)的鉻不銹鋼帶基本上解決了上述所有問題。按本發(fā)明生產(chǎn)的鉻不銹鋼具有主要由鐵素體和馬氏體組成的雙相結(jié)構(gòu)，具有高強度和伸張度，低平面非均質(zhì)性，以及其硬度至少為HV200，本方法包括熱軋一鋼板以提供一熱軋的鋼帶，所說的鋼的組成按重量計，除Fe外，有10.0%-20.0%的Cr，最高到0.15%的C和0.12%的N，其(C+N)不少于0.02%但不多于0.20%，最高的2.0%的Si，1.0%的Mn，以及0.6%的Ni;
冷軋已熱軋過的鋼帶以提供一所需要厚度冷軋帶，最好至少經(jīng)二步冷軋以提供所需厚度的冷軋帶，在二步冷軋步驟之間進行一中間退火步驟，所謂中間退火是加熱并保持在某一溫度下使生成單相鐵素體;
連續(xù)最后熱處理步驟，在該步驟冷軋過的鋼帶連續(xù)通過一加熱區(qū)，在該區(qū)將其加熱到鋼的Ac1點到1100℃范圍內(nèi)的某一溫度，以使生成鐵素體和奧氏體兩相，保持此溫度不超過10分鐘，然后加熱的帶以足以使其由奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體的冷卻速率冷卻。
本發(fā)明不僅解決了上述各難題，也提供了生產(chǎn)鉻不銹鋼帶的新工藝。本發(fā)明的方法，其優(yōu)點在于產(chǎn)品溫度可自由而簡便地通過控制鋼的組成，最終熱處理溫度/或最終熱處理的冷卻速度進行調(diào)節(jié)。按本發(fā)明的方法生產(chǎn)的產(chǎn)品其強度和伸張度兼而有之，這是商業(yè)得到的馬氏體或鐵素體不銹鋼帶所不具備的，并且就其強度和伸張度而言具有低平面非均質(zhì)性。本發(fā)明的產(chǎn)品以鋼帶卷的形式供應(yīng)市場。
已知，在工藝上當?shù)湫偷蔫F素體不銹鋼，如SUS430，加熱到高于其Ac1點時，奧氏體便形成，以及當這樣加熱的鋼淬火后，奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，結(jié)果生成鐵素體和馬氏體的雙重結(jié)構(gòu)。然而，在鐵素體不銹鋼冷軋帶生產(chǎn)中，在一高溫度下能生成奧氏體，冷軋過的帶的任何熱處理嚴格說就是在單相鐵素體是穩(wěn)定的溫度下的退火。冷軋鋼帶的熱處理時一般來說應(yīng)避免其溫度高到足以使生成馬氏體的溫度，因為會造成鋼質(zhì)變壞，如伸張度，這樣的加熱溫度在帶片工業(yè)生產(chǎn)中是禁忌的。因此，迄今我們已知，還沒有專利和冶金方面文獻像本發(fā)明一樣述及冷軋鉻不銹鋼帶的連續(xù)熱處理方法，在本發(fā)明中鉻不銹鋼帶經(jīng)過最后一道熱處理將冷軋過的鋼帶加熱到足夠高的溫度使生成鐵素體和奧氏體兩相，抗拉性和加熱溫度的關(guān)系以及與強度和伸張度有關(guān)的非均質(zhì)性都進行了詳細研究。本發(fā)明提供了生產(chǎn)(高強度)鉻不銹鋼帶的新方法，同時作為本方法的結(jié)果，還提供了一般鉻不銹鋼帶所不具備的卓越性質(zhì)的新型鉻不銹鋼帶。
現(xiàn)將對本發(fā)明做進一步說明，尤其是對鋼的化學(xué)組成，加工工藝條件和步驟。
用于本發(fā)明方法的鋼的組成，按重量計，除Fe外，10.0%-29.0%的Cr，最高到0.15%的C，0.12%的N，(C+N)不少于0.02%，但不多于0.20%，最高到2.0%的硅，1.0%的Mn以及0.6%的Ni。
Cr的量至少為10.0%使其達到所要求的抗腐蝕水平。然而當Cr含量的增加，一方面需要相當量的奧氏體形成物最終生成馬氏體以達高強度，另一方面，產(chǎn)品變得昂貴。因此，Cr的上限為20.0%。含有14.0%Cr的鉻不銹鋼這里算作低鉻鋼，而高于14.0%的為高鉻鋼。
與Ni和Mn相比，C和N為強的和便宜的奧氏體前體，并具有高的強化馬氏體的能力。因他們能有效地控制和增加產(chǎn)品強度。(C+N)的可容許低限取決于Cr含量和其它奧氏體前體的量。對于低鉻鋼至少需要0.02%的(C+N)以獲得含有相當量的奧氏體的雙相結(jié)構(gòu)產(chǎn)物和硬度至少為HV200的產(chǎn)物。當鉻含量增加，(C+N)的最低量應(yīng)增加。這樣，至少0.03%的(C+N)是必要的，當然也取決于Mn和Ni的含量。另一方面，應(yīng)避免(C+N)含量過高，否則最終生成的馬氏體量會增加，經(jīng)常達100%，并且生成的馬氏體相的硬度變得不適當?shù)母?，使得產(chǎn)品伸張度變差。(C+N)的上限取決于Cr含量。對于低鉻鋼，(C+N)控制在0.12%以內(nèi)。而在相對較高的鉻鋼中，(Cr含量大于14.0%)(C+N)達0.20%是允許的。
C控制在不高于0.15%的水平，尤其是對于低鉻鋼不高于0.10%。如果C含量過高，產(chǎn)品的抗腐蝕性會降低，這是由于在連續(xù)熱處理的冷卻步驟中碳化鉻在顆粒界面沉積的緣故。
N含量的上限取決于Cr含量。對于Cr含量較高的鋼，N可達0.12%。而對于低Cr鋼，N最好控制在不高于0.08%。N含量不適當?shù)馗邥斐杀砻嫒毕菰黾印?br>Si是鐵素體形成物，并溶于鐵素體和馬氏體兩相中由此強化產(chǎn)品。Si的上限定為2.0%，Si的含量過高會損害產(chǎn)品的熱和冷加工性能。
Mn和Ni是奧氏體的形成物，對于控制馬氏體量和產(chǎn)品強度是有用的。出于經(jīng)濟原因，這些元素的上限Mn定為1.0%，Ni定為0.6%，象通常對于標準的鉻鐵素體鋼和馬氏體鋼是允許的那樣。
除了上述合金元素之外，本發(fā)明的鋼亦可選擇地含有至少一種其它有用元素，直到含0.20%的Al，0.0050%的B，2.5%的Mo，0.10%的REM(稀土金屬)和0.20%的Y。
Al是有效的去氧元素，能顯著地減少A2夾雜物，該物質(zhì)有損于產(chǎn)品的沖壓成型性能。然而當Al含量達到和超過0.20%時，上述Al的效應(yīng)達到飽和，且趨于增加表面缺陷。因此，Al的上限定為0.20%。
B能有效地改進產(chǎn)品的韌性。而這種影響即使痕量B就能實現(xiàn)，當B量達到和超過0.0050%其效應(yīng)即達飽和。因此B的上限定為0.0050%。
Mo能有效地增強產(chǎn)品的抗腐蝕性，出于經(jīng)濟原因Mo上限定為2.5%。
REM和Y能有效地提高產(chǎn)品在高溫下的熱加工性能和抗氧化性。它們在按本發(fā)明在高溫下進行連續(xù)最終熱處理過程中能有效地抑制氧化物皮的生成，于是在去氧化皮后提供一好的表面質(zhì)地。然而當REM和Y分別達到和超過0.10%和0.20%后其效應(yīng)趨于飽和。因此，REM和Y的上限分別是為0.10%和0.20%。
除了上述有用的合金元素外，本發(fā)明的鋼可能含有痕量的S，P和O。
至于S則越少越好，因為它有害于鋼的抗腐蝕性和熱加工性能。S的上限定為0.030%。
P溶入鋼中可強化該鋼。然而，我們將P的上限定為0.040%，正好在常規(guī)的鐵素體和馬氏體鋼標準中所列出的，因為P含有害于產(chǎn)品的韌性。
O生成非金屬夾雜物，于是降低鋼的純度。由此，O的上限定為0.02%。
這樣按本發(fā)明的一個實施方案，所用鋼的組成主要為(按重量計)C最高到0.10%Si″″″2.0%Mn″″″1.0%P″″″0.040%S″″″0.030%Ni″″″0.60%Cr從10.0%到14.0%N最高到0.08%，(C+N)不少于0.02%，但不多于0.12%。
O最高到0.02%以及至少一種元素選自下列元素組Al最高到0.20%B″″″0.0050%Mo″″″2.5%REM″″″0.10%Y″″″0.20%剩下的為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
根據(jù)本發(fā)明另一實施方案，所使用的鋼的組成按重量計為C最高到0.15%Si″″″2.0%Mn″″″1.0%P″″″0.040%S″″″0.030%Ni″″″0.60%Cr″″″14.0%到20.%
N最高到0.12%，(C+N)不少于0.03%，但不高于0.20%，O最高到0.02%以及任意地至少一種元素選自下列元素組Al最多到0.20%B″″″0.0050%Mo″″″2.5%REM″″″0.10%Y″″″0.20%其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
根據(jù)本發(fā)明的方法包括熱軋，冷軋和連續(xù)最終加熱處理階段。
熱軋一具有選定化學(xué)組成的鉻不銹鋼板，該鋼系以常規(guī)制鋼和燒鑄技術(shù)制成，用常規(guī)技術(shù)熱軋成一熱軋帶。如，熱軋在約1100℃到1200℃下開始，在約850℃下結(jié)束。然后該熱軋出的帶在約650℃下卷成卷，通常每卷重約8到15噸并在空氣中冷卻。這樣的卷冷卻速度很慢。另一方面，雖然在高溫下熱軋出的鉻不銹鋼具有奧氏體和鐵素體兩相結(jié)構(gòu)。鉻不銹鋼由于溫度降低奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變速率要比低碳鋼慢。因此，在本發(fā)明的熱軋帶中在高溫下奧氏體鋼的成份不能完全轉(zhuǎn)變成鐵素體鋼。在熱軋條件下，本發(fā)明的鋼具有一層狀類帶相結(jié)構(gòu)，該相由奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的中間體所組成，像具氏體，另一相是鐵素體，該二相都或多或少地在熱軋方向上被拉伸。經(jīng)熱軋過的帶最好退火和去氧化皮。熱軋帶的退火不僅可使材料軟化以增強其冷軋性能，而且可在某種程度上將上述熱軋帶中的中間轉(zhuǎn)變體(該相在熱軋高溫下是奧氏體)分解和轉(zhuǎn)變成鐵素體和碳化物。不論是連續(xù)退火還是閉箱式退火都可用于熱軋帶的退火。
冷軋將熱軋的鋼帶最好經(jīng)過退火和去氧化皮，冷軋到所需厚度，其厚度可達約0.1mm到1.0mm厚，本發(fā)明中，該厚度的產(chǎn)品在用作沖壓成型法制造電子儀器和精密機械部件的材料。
冷軋可在無中間退火條件下一步冷軋。所謂“無中間退火一步冷軋”“是指將經(jīng)熱軋過的帶壓制成所需要厚度的冷軋帶，不論是一次通過冷軋還是多次通過冷軋而無中間退火，不管其通過軋機的次數(shù)。厚度減少的軋制速率可在約30%到95%范圍。無中間退火一步冷軋而后經(jīng)最后熱處理的產(chǎn)品在此稱之為1CR材料。
更可取地，冷軋最好是按至少兩步冷軋完成，于兩步冷軋間加一中間退火步驟。這一中間退火步驟是將冷軋過的帶加熱到某一溫度，在該溫度下，鐵素體單相在后一冷軋前便形成了。顯然，中間退火溫度低于鋼的Ae1點。在每一冷軋步驟中，鋼帶至少通過軌機一次使其厚度減小。在每一冷軋步驟中，其減少速率最好至少約30%。在通過至少兩步冷軋，并在兩步冷軋中插入一前中間退火，再經(jīng)最后熱處理生產(chǎn)的產(chǎn)品在此稱之為2CR材料。1CR材料就強度和伸張度而言具有令人滿意的低的平面非均質(zhì)性，2CR材料則具有更低的平面非均質(zhì)性。
冷軋是本發(fā)明的主要意圖。當熱軋過的帶，或經(jīng)退火后，經(jīng)受連續(xù)最后熱處理時，就得到了鐵素體和馬氏體的二相結(jié)構(gòu)。然而，得到的該結(jié)構(gòu)或多或少地隨熱軋帶軋制而生成，該結(jié)構(gòu)由分別沿軋制方向排列的相當大的鐵素體和馬氏體顆粒組成，結(jié)果造成對強度和伸張度而言明顯的平面非均質(zhì)性。相反，當熱軋帶，最好退火過的熱軋帶冷軋時，最好按至少兩步進行冷軋并在兩步冷軋間進行中間退火處理，將帶加熱到某一溫度使其生成鐵素體單相，然后按本發(fā)明進行連續(xù)最后熱處理，熱軋條件下的鋼的層狀類帶結(jié)構(gòu)瓦解了得到細小鐵素體和馬氏體均勻混合的兩相結(jié)構(gòu)。這樣本發(fā)明的產(chǎn)品就強度和伸張度而言具有低的平面非均質(zhì)性，并具有出色的加工性能和成型性能。進一步說，不經(jīng)過冷軋要制備能滿足厚度準確，成型精密和表面質(zhì)量好的要求的薄鋼帶是非常困難的。
連續(xù)最后熱處理冷軋的鋼帶連續(xù)地通過一加熱區(qū)，在該區(qū)將其加熱到該鋼的Ac1點到1100℃的溫度范圍內(nèi)某一溫度使其生成鐵素體和奧氏體兩相，保持該溫度不超過10分鐘，然后將加熱的帶以足夠的冷卻速率冷卻以使奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體。
按本發(fā)明，在連續(xù)最后熱處理步驟中，加熱冷軋鋼帶到某一溫度是重要的，在此溫度下會生成鐵素體和奧氏體兩相，也就是該溫度不能低于鋼的Ac1點。然而在接近鋼Ac1點溫度進行連續(xù)熱處理時，奧氏體的形成量隨溫度而明顯變化，結(jié)果在淬火后不能穩(wěn)定地獲得所要求達到的硬度水平。我們發(fā)現(xiàn)這種所不希望的硬度變化是可避免的，只要所使用的加熱溫度至少高于鋼的Ac1點大約100℃即可。這樣，本發(fā)明的連續(xù)熱處理最可取加熱溫度高于鋼的Ac1點至少約100℃;更具體地說至少約900℃，更可取的為至少約950℃。加熱溫度上限不是很嚴格。一般地，溫度越高，鋼越被強化。然而當加熱溫度接近1100℃，強化效應(yīng)達飽和甚至偶然地降低，而能耗增加。因此我們選定加熱溫度的上限為約1100℃。
至于加熱冷軋鋼帶到鐵素體和奧氏體兩相結(jié)構(gòu)生成的溫度的冶金學(xué)上的意義，我們可以敘及鉻碳化物和氮化物的溶解，奧氏體的生成，C和N在奧氏體中濃集。就這里所涉及的鋼而言，這些現(xiàn)象在短時間內(nèi)達到了平衡。因此，被處理的材料維持在所需溫度下的加熱時間可短至不超過約10分鐘加熱時間的縮短使從生產(chǎn)效率和加工成本角度要使本發(fā)明的方法具有優(yōu)越性。按上述加熱條件，使其生成足夠量的奧氏體是可能的，最終的奧氏體按馬氏體體積計算至少約10%(高鉻鋼情況)或至少約20%(低鉻鋼情形)。
連續(xù)最終熱處理時的冷卻速率應(yīng)足以使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。實際上，冷卻速率至少約1℃/秒，至少約5℃/秒更可取。冷卻速率上限不嚴格，但冷卻速率超過約500℃是不能達到的。保持上述冷卻速率使奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體。當這一轉(zhuǎn)變完全完成后，冷卻速率就不嚴格了，這點是可理解的。鋼帶的冷卻或使用氣體或液體的冷卻介質(zhì)或通過水冷輥進行輥冷均可。根據(jù)本發(fā)明，對冷軋帶按下法進行連續(xù)熱處理是方便的，即連續(xù)展開冷軋鋼帶卷，使其通過一個有加熱區(qū)和淬火區(qū)的連續(xù)熱處理爐，然后卷起處理過的帶。
本發(fā)明將通過以下各例參看附圖做進一步說明，其附圖為圖1為1CR產(chǎn)品馬氏體量和硬度與最后熱處理溫度的關(guān)系圖。
圖2是1CR產(chǎn)品的金屬結(jié)構(gòu)照片。
圖3示出低鉻2CR產(chǎn)品馬氏體量和硬度與最終熱處理溫度的關(guān)系。
圖4是低鉻2CR產(chǎn)品金屬結(jié)構(gòu)照片。
圖5示出高鉻2CR產(chǎn)品馬氏體量及硬度與終熱處理溫度的關(guān)系。
圖6是高鉻2CR產(chǎn)品金屬結(jié)構(gòu)照片。
例1該例是有關(guān)表明1CR產(chǎn)品的馬氏體量及硬度與最后熱處理溫度關(guān)系的實驗。
表1(百分重量)鋼 C Si Mn P SAB 0.040 0.18 0.20 0.021 0.010B 0.102 0.45 0.76 0.020 0.009C 0.068 0.46 0.40 0.18 0.008鋼 Mi Cr N Al OA 0.10 11.94 0.035 0.018 0.008B 0.10 17.25 0.026 ＜0.005 0.012C 0.09 16.44 0.022 ＜0.005 0.18將化學(xué)組成如表1所示出的鋼A，B，C進行澆鑄，熱軋成3.6mm厚，在爐中780℃退火6小時，在同一爐子中空氣冷卻，酸洗，并在無中間退火下單步冷軋將其軋制成0.7mm厚(壓延率80.06%)。從每一冷軋材料中切下的片在780℃-1200℃間某一溫度下加熱約1分鐘并在平均冷卻速率約20℃/秒下冷卻到環(huán)境溫度。產(chǎn)品馬氏體量(%，體積計)和硬度(HV)進行了測定。結(jié)果示于圖1，圖中A，B，C，分別表示A，B，C鋼。
圖1說明，當最后熱處理溫度超過800℃，可能是鋼的Ac1點，馬氏體開始生成并且其量隨溫度進一步升高而增加，當溫度超過約900°-950℃時馬氏體增加速率變小，馬氏體量趨于飽和。圖1還進一步說明其硬度的行為與加熱溫度相關(guān)，馬氏體的量越高硬度也越高。
在實際連續(xù)熱處理生產(chǎn)線上，某些溫度偏差(偏離目標溫度約±20℃)同一帶的縱向上的偏差和不同帶間的偏差是不可避免的。圖1說明有一定的溫度范圍，在該范圍內(nèi)硬度和強度隨溫度的變化相對來說是小的。我們更傾向于使用這樣的加熱溫度范圍進行連續(xù)熱處理，該范圍從至少高于鋼的Ac1點約100℃到1100℃，更具體地說從約900-950℃到約1100℃。如此做，用一現(xiàn)成的熱處理線可穩(wěn)定地獲得在同一帶的縱向上和不同帶之間強度變化小的鋼帶。
例2該例是關(guān)于表明雙相結(jié)構(gòu)1CR材料性質(zhì)與化學(xué)組成相同的硬化冷軋材料的比較實驗。實驗材料按下述工藝制備。
(1)1CR材料一厚度為3.6mm的熱軋鋼片B在溫度780℃的爐中退火6小時，在同一爐中冷卻，酸洗，無中間退火一步冷軋成0.7mm厚(壓延率80.6%)，970℃加熱約1分鐘，以平均冷卻速率20℃/秒冷卻至環(huán)境溫度。圖2是上述方法制備的材料的金屬結(jié)構(gòu)照片。圖片中，顯白色區(qū)域為鐵素體，而顯黑色或灰色區(qū)域為馬氏體。可看出該材料具有細粒鐵素體和馬氏體顆粒均勻混合的雙相結(jié)構(gòu)。
(2)硬化冷軋材料一厚度為3.6mm的熱軋B鋼片在780℃爐溫下退火6小時，在同一爐子中冷卻，去氧化皮，冷軋成2.0mm厚，800℃退火1分鐘，空氣冷卻硬化冷軋成0.7mm厚。
對兩種材料樣進行與軋制方向成0°(L)，45°(D)和90°(T)方向上的抗拉強度(kgf/mm2)和伸張度試驗以及硬度實驗。結(jié)果示于表2。
表2
(1)在970℃下經(jīng)最后熱處理的雙相結(jié)構(gòu)1CR材料。
(2)以65%壓延率硬化冷軋的材料。
表2示出，與化學(xué)組成相同的硬化冷軋材料相比，在硬度和強度相當?shù)那闆r下，具有雙相結(jié)構(gòu)的1CR材料在所有方向上具顯著高的伸張度。表2還進一步揭示出當與化學(xué)組成相同，硬度，強度相同的硬化冷軋材料相比，雙相結(jié)構(gòu)1CR材料就強度和伸張度而言，能明顯改進平面均質(zhì)性。
例3，本例是有關(guān)表明低鉻2CR產(chǎn)品的馬氏體量和硬度與最后熱處理加熱溫度關(guān)系的實驗。
表3(百分重量)鋼 C Si Mn P SD 0.021 0.55 0.41 0.018 0.006E 0.033 0.54 0.45 0.018 0.006鋼 Ni Cr N Al OD 0.15 12.22 0.009 0.023 0.006E 0.16 12.19 0.009 0.008 0.008
將表3示出化學(xué)組成的鋼D和E以及表1中的鋼A澆注，熱軋成3.6mm厚，在一爐中，780℃退火6小時，同一爐中冷卻，酸洗(除氧化皮)，冷軋成1.0mm厚，800℃下退火1分鐘，空氣冷卻，最后冷軋成0.3mm。從每一冷軋材料上切下的片在850℃-1080℃范圍內(nèi)不同溫度下加熱約1分鐘，以平均冷卻速率約20℃/秒冷卻至環(huán)境溫度。測定產(chǎn)品馬氏體量(以百分體積計)和硬度(HV)。結(jié)果示于圖3中，其中符號D，E，A分別代表鋼D、E、A，并得到圖3與圖1示出相同的實驗結(jié)果。
例4，本例涉及表明低鉻雙相結(jié)構(gòu)2CR材料性質(zhì)的實驗，并將其與1CR材料和化學(xué)組成相同的硬化冷軋材料的性質(zhì)作了比較。試驗材料按下述方法制備。
(3)2CR材料一厚度3.6mm熱軋E鋼片在780℃下退火6小時，同一爐中冷卻，酸洗，冷軋成1.0mm厚，約800℃下退火1分鐘，空氣冷卻再冷軋成0.3mm厚。該鋼片980℃下加熱約1分鐘以20℃/秒平均速率冷卻到環(huán)境溫度。圖4為上述方法制備的材料的金屬結(jié)構(gòu)照片。照片中呈現(xiàn)白色區(qū)域是鐵素體，而呈暗或灰色區(qū)域為馬氏體?？梢钥闯鲈摬牧暇哂屑毜蔫F素體和馬氏體均勻相混的雙相結(jié)構(gòu)。
(4)1CR材料除了不經(jīng)中間退火通過一步冷軋將熱軋的退火的，并經(jīng)酸洗的鋼片冷軋成0.3mm外，其它重復(fù)上述(3)的方法。
(5)硬化冷軋材料厚3.6mm熱軋E鋼片在780℃爐中退火6小時，同一爐中冷卻，酸洗，冷軋成1.2mm，800℃下退火1分鐘，并硬化冷軋成0.3mm。
如此制出的材料樣品在與軋制方向成0°(L)45°(D)和90°(T)的方向進行抗拉強度(kgf/mm2)和伸張度實驗(%)，以及硬度實驗。結(jié)果示于表4。
表4
(3).980℃下經(jīng)最后熱處理的雙相結(jié)構(gòu)材料2CR，(4)980℃下經(jīng)最后熱處理的雙相結(jié)構(gòu)材料1CR，(5)以75%壓延率硬化冷軋材料。
表4表明與化學(xué)組成相同并具有相同強度和硬度相同的硬化冷軋材料相比，有兩相結(jié)構(gòu)的1CR和2CR在所有方向上都具有顯著高的伸張度，并就強度和伸張來說改善了平面均質(zhì)性。表4進一步表明，由于2CR料具有更低的平面非均質(zhì)性，2CR材料更優(yōu)于1CR。
例5，本例是表明高鉻2CR產(chǎn)品馬氏體含量和硬度與最后熱處理加熱溫度的關(guān)系的實驗。
表5(百分重量%)鋼 C Si Mn P SF 0.068 0.46 0.40 0.018 0.008G 0.088 0.57 0.82 0.021 0.009
續(xù)表5Ni Cr N Al O0.09 16.44 0.022 ＜0.005 0.0180.12 15.01 0.041 ＜0.005 0.012化學(xué)組成如表5示出的鋼F和G以及表1中的鋼B被澆注，熱軋成3.6mm厚，在780℃爐中退火6小時，于同一爐中冷卻，酸洗，并冷軋成1.0mm，800℃下退火1分鐘，空氣冷卻，冷軋成0.3mm厚，從每一熱軋材料上切下的鋼片在800℃-1150℃范圍內(nèi)的某一溫度加熱1分鐘，以20℃/秒的平均速率冷卻至環(huán)境溫度。測定其馬氏體量(%體積)和硬度(HV)示于圖5，圖中符號F、G、B分別代表鋼F、G、B，結(jié)果與圖1所示相同。
例6本例是關(guān)于雙相結(jié)構(gòu)的低Cr2CR材料與1CR材料和具有相同化學(xué)組成的硬化冷軋材料性質(zhì)的比較實驗說明，制備試驗材料的方法如下(6)2CR材料除了用鋼B代替鋼E以及冷軋鋼片最后熱處理在970℃代替9980℃外，其它重復(fù)上述(3)中的方法。
(7)1CR材料除了用鋼B代替E以及冷軋鋼片的最后熱處理在970℃代替980℃外，其它重復(fù)上述(4)的方法。
(8)硬化冷軋材料除了用鋼B代替鋼E以及將熱軋過的，已退火的，并酸洗后的鋼片冷軋成1.07mm而不是1.2mm外，其它重復(fù)上述(5)的方法。
對如是制備的試樣在與軋制方向成0°(L)，45(D)，90°(T)的方向測試抗拉強度(kgf/mm2)和伸張度(%)，以及測其硬度。結(jié)果示于下面表6。
表6
(6)970℃下經(jīng)最后熱處理的雙相結(jié)構(gòu)材料2CR，(7)970℃下經(jīng)最后熱處理的雙相結(jié)構(gòu)材料1CR，(8)以以72%壓延率硬化冷軋材料。
表6表明與強度和硬度水平相同，化學(xué)組成相同的硬化冷軋材料相比，雙相結(jié)構(gòu)材料1CR和2CR都在所有方向上具有顯著高的伸張度，相對于強度和伸張度來說平面均質(zhì)性亦有改善。表6進一步表明2CR優(yōu)于1CR，由于2CR有更低的平面非均質(zhì)性。
例7-18這些例子說明按本發(fā)明應(yīng)用連續(xù)熱處理爐工業(yè)化生產(chǎn)1CR材料。
將表7中所列出化學(xué)組成的鋼澆注，熱軋成3.6mm厚，在760℃爐中退火6小時，同一爐中冷卻，酸洗，并經(jīng)無中間退火的一步冷軋成0.7mm(壓延率80.6%)厚。(除例17，18外)每一冷軋帶都在一連續(xù)熱處理爐中，在表8所示條件下均勻加熱1分鐘進行連續(xù)最后熱處理。在例17中，冷軋帶在一閉箱爐中均勻加熱6小時，并在同一爐中冷卻。在例18中，厚度3.6mm的鋼1的熱軋帶在780℃爐中退火6小時，同一爐中冷卻，酸洗，冷軋成2.2mm厚，800℃退火1分鐘，空氣冷卻，再硬化冷軋成0.7mm厚。測試產(chǎn)品樣在與軋制方向成0°(徑向)45°(對角的)、90(橫向)方向的0.2%彈性極限應(yīng)力，抗拉強度，和伸張度，以及馬氏體量和硬度。根據(jù)拉伸試驗斷裂樣，可觀察到有無折皺出現(xiàn)。結(jié)果示于表8。
例7-13是根據(jù)本發(fā)明制備的樣品，而例14-18是對照樣。
正如從表8中看到的按本發(fā)明例7-13的方法得到的含30%-80%體積馬氏體的雙相結(jié)構(gòu)鋼帶兼有高的強度和硬度以及好的伸張度。本發(fā)明的產(chǎn)品相對于0.2%彈性極限應(yīng)力，抗拉強度及伸張度呈低平面非均質(zhì)性。
相反，例14中所用鋼8中(C+N)含量低到0.012%，結(jié)果經(jīng)連續(xù)最后熱處理沒有馬氏體生成。例14產(chǎn)品的強度和硬度都很差。
例15中用的鋼9中碳含量0.155%，過量0.15%，(C+N)0.22%，過量0.20%，這樣經(jīng)連續(xù)熱處理后，產(chǎn)品有100%的馬氏體結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致了高強度，而伸張度差。
例16中，在連續(xù)最后熱處理加熱溫度(750℃)下，鋼1沒生成鐵素體和奧氏體兩相。因此，經(jīng)最后熱處理后，產(chǎn)品是鐵素體單相結(jié)構(gòu)，而表現(xiàn)出高伸張度，差的強度和硬度。
例17中，鋼1的冷軋帶在閉箱式爐中加熱并以0.03℃/秒的速率在同一爐中冷卻，不足以達到奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。因此，熱處理后產(chǎn)品不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致象例16一樣具有高伸張度，差的強度和硬度。
例18中產(chǎn)品為硬化冷軋材料，與本發(fā)明的產(chǎn)品相比，它具有顯著低的伸張度，高屈服比(0.2%彈性極限應(yīng)力與抗拉強度之比)以及相對于0.2%彈性極限應(yīng)力，抗拉強度及伸張度而言，明顯的平面非均質(zhì)性。因此，加工或成型后這樣的產(chǎn)品，在其加工性能，成型性能以及成型精度方面均劣于本發(fā)明的產(chǎn)品。
表8還進一步表明，例14，16，17和18拉伸試驗的斷裂試樣表明有折皺發(fā)生。相反，本發(fā)明的產(chǎn)品完全克服了折皺這一難題。這意味看本發(fā)明的產(chǎn)品在沖壓成型中加工性能良好。
權(quán)利要求
1.一種生產(chǎn)主要由鐵素體和馬氏體組成雙相結(jié)構(gòu)的鉻不銹鋼帶的方法，該鋼帶具有高強度和高伸度以及低平面非均質(zhì)性，并且硬度至少達HV200，該方法包括熱軋一鋼板以提供一熱軋帶，所說鋼的組成，按重量計，除鐵外，10.0-20.0%的鉻，最高為0.15%的C，0.12%的N，(C+N)不少于0.02%，但不高于0.20%，最高為2.0%的Si，1.0%的Mn和0.6%的Ni；冷軋一熱軋后的鋼帶以提供所需厚度的冷軋帶；連續(xù)最后熱處理步驟，在該步中一冷軋鋼帶連續(xù)通過一加熱區(qū)，加熱溫度在鋼帶Ac1點到1100℃范圍內(nèi)的某一溫度以便生成鐵素體和奧氏體兩相并保持該溫度不超過10分鐘，最后在足以使奧氏體向馬馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速率下使加熱的鋼帶冷卻。
2.根據(jù)權(quán)利要求
1的方法，在其中所說的連續(xù)熱處理步驟，將冷軋帶加熱到至少高于鋼的Ac1點100℃至1100℃范圍的某一溫度以生成鐵素體和奧氏體兩相。
3.根據(jù)權(quán)利要求
1的方法，在其連續(xù)熱處理步驟中將冷軋后的鋼帶加熱到900℃-1100℃以生成鐵素體和奧氏體兩相。
4.根據(jù)權(quán)利要求
1的方法，所使用的鋼的基本組成為，(按重量%計);C最高到0.10%，Si最高到2.0%，Mn最高到1.0%，P最高到0.040%，S最高到0.030%，Ni最高到0.60%，Cr從10.0%到14.0%，N最高到0.08%，(C+N)不少于0.02%但不高于0.12%。O最高到0.02%，Al最高到0.20%，B最高到0.0050%，Mo最高到2.5%，REM最高到0.10%，Y最高到0.20%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
5.根據(jù)權(quán)利要求
1的方法所使用的鋼的基本組成為，(按重量%計);C最高為0.15%，Si最高為2.0%，Mn最高為1.0%，P最高為0.040%，S最高為0.030%，Ni最高為0.60%，Cr從14.0%-20.0%，N最高為0.12%，(C+N)不少于0.03%但不高于0.20%，O最高為0.02%，Al最高為0.20%，B最高為0.0050%，Mo最高為2.5%，REM最高為0.10%，Y最高為0.20%，其余為Fe和一些不可避免的雜質(zhì)。
6.一種生產(chǎn)具有雙相結(jié)構(gòu)的鉻不銹鋼的方法，雙相結(jié)構(gòu)主要由鐵素體和馬氏體結(jié)構(gòu)成，該不銹鋼具有高強度和伸張度以及低的平面非均質(zhì)性，并且硬度至少達HV200，該方法包括熱軋步驟，熱軋一鋼坯以提供熱軋的鋼帶，所說的鋼的主要組成;(以百分重量計);C最高為0.10%，Si最高為2.0%，Mn最高為1.0%，P最高為0.040%，S最高為0.030%，Ni最高為0.60%，Cr從10.0%-14.0%，N最高為0.08%，(C+N)不少于0.02%但不高于0.02%，O最高為0.02%，Al最高為0.20%，B最高為0.0050%，Mo最高為2.5%，REM最高為0.10%，Y最高為0.20%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。至少對熱軋的鋼帶進行兩步冷軋以提供所需厚度的冷軋帶，兩步冷軋步驟之間包括一中間退火步驟，所謂中間退火包括加熱鋼帶到并保持在某一溫度以生成單相鐵素體，連續(xù)最后熱處理步驟，在該步中，使冷軋后的鋼帶連續(xù)通過一加熱區(qū)，在該區(qū)將其加熱到高于鋼的Ac1點至1100℃范圍內(nèi)的某一溫度以生成鐵素體和奧氏體兩相并保持這一溫度不超過10分鐘，最后將加熱的鋼帶以足以使奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體的冷卻速率冷卻。
7.根據(jù)權(quán)利要求
6的方法，在所說連續(xù)熱處理步驟中，將冷軋的鋼帶加熱到從至少高于鋼的Ac1點100℃至1100℃范圍內(nèi)的某一溫度以生成鐵素體和奧氏體。
8.根據(jù)權(quán)利要求
6的方法，所說的連續(xù)熱處理步驟是將冷軋后的帶加熱到900°-1100℃范圍內(nèi)的某一溫度以生成鐵素體和奧氏體兩相。
9.一種生產(chǎn)具有雙相結(jié)構(gòu)鉻不銹鋼帶的方法，雙相結(jié)構(gòu)主要由鐵素體和馬氏體組成，鋼帶具高強度，高伸張度和低平面非均質(zhì)性，并且硬度至少可達HV200，該方法包括熱軋鋼坯以提供熱軋帶步驟，所說的鋼的組成為，按百分重量計;C最高為0.15%，Si最高為2.0%，Mn最高為1.0%，P最高為0.040%，S最高為0.030%，Ni最高為0.60%，Cr從14.0%-20.0%，N最高為0.12%，(C+N)不少于0.03%但不多于0.20%，O最高為0.02%，Al最高為0.20%，B最高為0.0050%，Mo最高為2.5%，REM最高為0.10%，Y最高為0.20%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，至少對熱軋后的帶進行兩步冷軋以提所需厚度的冷軋帶，兩步冷軋之間包括一中間退火步驟，中間退火是將鋼帶加熱到并保持在某一溫度以生成單相鐵素體，在連續(xù)最后熱處理步驟中，將冷軋鋼帶連續(xù)通過一加熱區(qū)，并在該區(qū)將其加熱到從鋼的Ac1點至1100℃間的某一溫度以使其生成鐵素體和奧氏體兩相，保持該溫度不超過10分鐘，以足以使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速率冷卻加熱的帶。
10.根據(jù)權(quán)利要求
9的方法，在所說的連續(xù)熱處理步驟中將冷軋帶加熱到從至少高于鋼的Ac1點100℃至1100℃范圍內(nèi)的某一溫度，以生成鐵素體和奧氏體兩相。
11.根據(jù)權(quán)利要求
9的方法，在所說的連續(xù)熱處理步驟中將冷軋帶加熱到從900℃-1100℃范圍內(nèi)的某一溫度以使鐵素體和奧氏體兩相生成。
專利摘要
生產(chǎn)雙相結(jié)構(gòu)鋼帶的方法，其方法是冷軋的鉻不銹鋼帶，其組成除Fe外有10.0％—20.0％的鉻，最多到0.15％的C，0.12％的N，0.02％—0.20％的(C+N)最多到2.0％的Si，1.0％的Mn，0.6％的Ni，連續(xù)通過一加熱區(qū)，將其加熱以生成鐵素體和奧氏體兩相，再以足以使奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體的冷卻速率將其冷卻。產(chǎn)品具有高強度，高伸張度，低平面非均質(zhì)性，并且硬度至少達HV200。
文檔編號C21D6/00GK87105993SQ87105993
公開日1988年7月13日 申請日期1987年12月29日
發(fā)明者田中照夫, 宮楠克久, 藤本廣 申請人:日新制鋼株式會社導(dǎo)出引文BiBTeX, EndNote, RefMan