ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ЛИСТ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ, ОБЛАДАЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНЫМИ УСТАЛОСТНЫМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ, А ТАКЖЕ СПОСОБ ЕГО ПРОИЗВОДСТВА
HIGH-STRENGTH STAINLESS STEEL SHEET, HAVING EXCELLENT FATIGUE CHARACTERISTICS, AS WELL AS PRODUCTION METHOD THEREOF

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к разновидностям нержавеющей стали, способным обеспечивать чрезвычайно высокую прочность за счет использования деформационно образуемой фазы мартенсита (мартенсита деформации), упрочнения твердого раствора с помощью большого содержания Si, а также упрочнения при старении стального листа, в котором формирование грубых твердых неметаллических включений в значительной степени подавлено. Настоящее изобретение также относится к способу производства.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002]
В качестве высокопрочной нержавеющей стали широко используется метастабильная аустенитная нержавеющая сталь, представленная маркой SUS301. Однако для обеспечения высокой прочности стали SUS301 степень обжатия при холодной прокатке необходимо увеличивать, и с этим связано соответствующее снижение ударной вязкости. В качестве методики для избежания этой проблемы и одновременного достижения высокой прочности и высокой ударной вязкости известна мера достижения высокой прочности за счет использования фазы мартенсита деформации, упрочнения твердого раствора с помощью большого содержания Si, а также упрочнения при старении, которая используется в таких целях, как субстрат лезвия режущего диска с внутренней рабочей кромкой и т.п. (PTL 1).
[0003]
Нержавеющая сталь типа, описанного в PTL 1, имеет высокую прочность и высокую ударную вязкость за счет формирования двойной фазовой структуры мартенсита деформации и аустенита при холодной прокатке, и имеет хорошие характеристики сопротивления усталости в качестве вращательного элемента, имеющего толщину листа 0,1 мм или больше, такого как лезвие режущего диска с внутренней рабочей кромкой. Однако дополнительное улучшение характеристик сопротивления усталости требуется в том случае, когда нержавеющая сталь перерабатывается в тонкий листовой материал, имеющий толщину листа меньше чем 0,1 мм, в частности от 20 до 70 мкм, и применяется в качестве материала пружины, который многократно испытывает упругую деформацию. Примеры факторов, ухудшающих характеристики сопротивления усталости стального материала, включают в себя присутствие неметаллических включений. Даже принимая допущение, что включения имеют один и тот же размер, когда толщина листа уменьшается, доля длины в направлении толщины листа, занимаемая включением в толщине листа, увеличивается, и напряжение концентрируется к окружности частиц включений, которые становятся исходной точкой или путем распространения трещин. В более тонком листовом материале намного труднее избежать ухудшения усталостных характеристик, вызываемого неметаллическими включениями.
[0004]
В качестве способа для уменьшения количества неметаллических включений в стальном материале (то есть увеличения степени его чистоты) были исследованы различные меры для оптимизации состава шлака при очистке. Однако с точки зрения предотвращения трещин при обработке и усталостного разрушения не всегда достаточно улучшить только степень чистоты, и управление составом неметаллических включений считается эффективным. Например, PTL 2 описывает меру, в которой при производстве аустенитных сталей общего назначения, таких как SUS304, составом неметаллических включений управляют путем регулирования основности шлака в пределах от 1,4 до 2,4 с помощью печи для рафинирования, имеющей футеровку из доломитового огнеупора, и тем самым обеспечивается аустенитная нержавеющая сталь, не имеющая трещин при обработке. Однако согласно исследованиям авторов настоящего изобретения было найдено, что даже при том, что мера, описанная в PTL 2, применяется к стали, имеющей большое содержание Si, трудно в значительной степени улучшить усталостные характеристики тонкого листового материала.
[0005]
1
1
PTL 3 описывает методику, в которой в аустенитной нержавеющей стали с большим содержанием Si общее количество включений типа B, имеющих высокие температуры плавления и формируемых главным образом из глинозема, уменьшается, и тем самым коррозионная стойкость в азотной кислоте с высокой температурой и высокой концентрацией улучшается. Описывается, что для того, чтобы подавить формирование включений типа B, восстановительное извлечение Cr с помощью Al не выполняется, и добавляется сплав Fe-Si, имеющий малое содержание Al, приблизительно 0,1% (см. параграфы 0052 и 0053). Однако целевая сталь в PTL 3 является аустенитной однофазной сталью, имеющей содержание Ni 10% или больше (см. параграф 0033), то есть не является сталью, которая предназначена для повышения прочности посредством фазы мартенсита деформации. Эта литература не описывает мер для улучшения характеристик сопротивления усталости в тонком листовом материале, предназначенном для использования в качестве пружин. Как будет описано позже, важно, чтобы формирование включений на основе TiN подавлялось для улучшения характеристик сопротивления усталости сталей по настоящему изобретению, но способ производства, описанный в литературе, не может устойчиво уменьшать включения на основе TiN.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
ПАТЕНТНАЯ ЛИТЕРАТУРА
[0006]
Патентный документ 1: Японский патент № 3219117
Патентный документ 2: Японский патент № 3865853
Патентный документ 3: Японский патент № 5212581
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0007]
Среди неметаллических включений, содержащихся в стали, включения, имеющие высокую точку плавления и большую твердость, остаются в виде гранулированного вещества после горячей прокатки, и после холодной прокатки эти твердые зерна, разрушенные до некоторой степени, остаются и выстраиваются в направлении прокатки. Следовательно, считается, что характеристики сопротивления усталости тонкого листового материала могут быть улучшены путем значительного подавления формирования твердых неметаллических включений этого типа. Однако для того, чтобы обеспечить высокий уровень прочности для сталей с деформационно образуемым мартенситом (мартенситом деформации), необходимо, чтобы они содержали Si в большом количестве, превышающем 2 мас.%. Когда содержание Si в стали увеличивается, таким образом, становится очень трудно подавить формирование твердых неметаллических включений. Как описано в PTL 3, даже если применяется такая мера, что Al не добавляется, и добавляется сплав Fe-Si, имеющий малое содержание Al, характеристики сопротивления усталости тонкого листового материала не могут быть устойчиво улучшены.
[0008]
Изобретение должно дать в масштабах массового производства тонкий листовой материал, имеющий толщину листа от 20 до 500 мкм, имеющий такой характер распределения неметаллических включений, который был бы эффективным для улучшения характеристик сопротивления усталости, в нержавеющей стали с деформационно образуемым мартенситом, имеющей большое содержание Si.
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0009]
В результате подробных исследований, выполненных авторами настоящего изобретения, было найдено, что в нержавеющих сталях с мартенситом деформации и с большим содержанием Si для улучшения характеристик сопротивления усталости при использовании в качестве тонкого листового пружинного материала весьма эффективно уменьшать в горячекатаном стальном листе количество включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, каждое из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше. Также было найдено, что уменьшение грубых включений может быть достигнуто в массовом производстве путем строгого управления включениеми Ti и Al из материала, прилипшими ранее к емкости, содержащей расплавленную сталь, вспомогательного сырья и шлакообразующего флюса, а также управления основностью конечного шлака, образующегося после добавления Si, в диапазоне, который является более низким, чем обычный диапазон. Когда горячекатаный стальной лист формуется в тонкий лист посредством процесса холодной прокатки, включения в этом тонком листе имеют такую форму, которая является выгодной для улучшения характеристик сопротивления усталости. Настоящее изобретение было выполнено на основе этих знаний.
[0010]
Для решения поставленной задачи настоящее изобретение предлагает лист нержавеющей стали: имеющий толщину от 20 до 500 мкм; имеющий химический состав, содержащий, в мас.%, от 0,010 до 0,200% C, больше чем 2,00% и 4,00% или меньше Si, от 0,01 до 3,00% Mn, 3,00% или больше и меньше чем 10,00% Ni, от 11,00 до 20,00% Cr, от 0,010 до 0,200% N, от 0 до 3,00% Mo, от 0 до 1,00% Cu, от 0 до 0,008% Ti, от 0 до 0,008% Al и остаток из Fe и неизбежных примесей; и в предположении, что в сечении (сечении L), параллельном направлению прокатки и направлению толщины листа, группа частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше (то есть от 0 до 20 мкм) и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше (то есть от 0 до 10 мкм), является одним неметаллическим включением, имеющий численную плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, равную 3,0 или меньше на квадратный миллиметр в сечении L.
[0011]
В настоящем документе межчастичный интервал (мкм) в направлении прокатки между двумя частицами на сечении L является интервалом (мкм) в направлении прокатки между областями в направлении прокатки, где эти частицы присутствуют, в том случае, когда, эти области в направлении прокатки не накладываются друг на друга, или 0 мкм в том случае, когда эти области накладываются друг на друга. Аналогичным образом межчастичный интервал (мкм) в направлении толщины листа между двумя частицами на сечении L является интервалом (мкм) в направлении прокатки между областями в направлении толщины листа, где эти частицы присутствуют, в том случае, когда, эти области в направлении толщины листа не накладываются друг на друга, или 0 мкм в том случае, когда эти области накладываются друг на друга. Две частицы, которые имеют межчастичный интервал в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичный интервал в направлении толщины листа 10 мкм или меньше, принадлежат к одной и той же «группе».
[0012]
В неметаллических включениях, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, их примеры, которые оказывают особенно большое влияние на характеристики сопротивления усталости, включают в себя материал, содержащий одно или два из (i) и (ii): (i) частицы включений на основе TiN и (ii) частицы включений на основе шпинели, содержащие один или более элементов из Al и Mg.
[0013]
Содержание Ti представляет собой полное содержание Ti в стали, включая тот Ti, который присутствует во включениях. Аналогичным образом содержание Al представляет собой полное содержание Al в стали, включая тот Al, который присутствует во включениях.
Численная плотность включений может быть измерена путем наблюдения полученной с помощью зеркальной полировки сечения L плоскости наблюдения с использованием SEM (сканирующего электронного микроскопа). Различение вида включений между включениями на основе TiN и включениями на основе шпинели, содержащими один или более элементов из Al и Mg, может быть сделано, например, с помощью элементного анализа с использованием EDX (энергодисперсионной рентгеновской спектрометрии) в соединении с SEM.
[0014]
A
B
A
A
Фиг. 1 показывает пример сделанной с помощью SEM микрофотографии включений на сечении L обычного холоднокатаного стального листа, имеющего толщину листа 120 мкм (Обычный пример №1, который будет описан позже). Горизонтальное направление на этом чертеже соответствует направлению прокатки, а вертикальное направление соответствует направлению толщины листа. Группы частиц неметаллических включений, выстроенных по существу вдоль направления прокатки, видны в двух положениях (A) и (B). Межчастичный интервал в направлении толщины листа между ближайшими частицами групп (A) и (B) показан на Фиг. 1 символом S. Межчастичный интервал S в направлении толщины листа превышает 10 мкм, и поэтому при использовании всех частиц групп (A) и (B) в качестве цели эти частицы не соответствуют «группе частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше». При использовании в качестве цели только частиц группы (A) все составляющие частицы имеют межчастичный интервал в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичный интервал в направлении толщины листа 10 мкм или меньше относительно по меньшей мере одной из других частиц, и поэтому частицы, составляющие группу (A), соответствуют «группе частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше». Соответственно, частицы, составляющие группу (A), считаются одним неметаллическим включением. Точно так же частицы, составляющие группу (B), также считаются одним неметаллическим включением. Следовательно, два неметаллических включения присутствуют на Фиг. 1, и их длины в направлении прокатки показаны на Фиг. 1 как L и L соответственно. Здесь L составляет 40 мкм или больше, и поэтому в двух неметаллических включениях неметаллическое включение, имеющее длину в направлении прокатки L, соответствует «неметаллическому включению, имеющему длину в направлении прокатки 40 мкм или больше».
В результате анализа EDX каждое из этих неметаллических включений является включением на основе TiN.
[0015]
Фиг. 2 показывает один пример микрофотографии включений на сечении L холоднокатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением, имеющего толщину 120 мкм (Пример настоящего изобретения №5, который будет описан позже), сделанной с помощью SEM в другом поле зрения, отличающемся от показанного на Фиг. 1. Горизонтальное направление на этом чертеже соответствует направлению прокатки, а вертикальное направление соответствует направлению толщины листа. Частицы неметаллических включений, присутствующие в выстроенной форме на Фиг. 2, соответствуют «группе частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше», и поэтому эти частицы неметаллических включений считаются одним неметаллическим включением. Это неметаллическое включение имеет длину в направлении прокатки, которая немного превышает 40 мкм, и поэтому соответствует «неметаллическому включению, имеющему длину в направлении прокатки 40 мкм или больше».
В результате анализа EDX каждое из этих неметаллических включений является включением на основе TiN.
[0016]
Численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше на сечении L стального листа, может быть получена следующим образом.
Способ измерения численной плотности неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше
2
Плоскость наблюдения, полученная путем зеркальной полировки сечения (сечения L), параллельного направлению прокатки и направлению толщины стального листа, наблюдается с помощью SEM. Область измерения, имеющая длину в направлении прокатки 100 мкм или больше и длину в направлении толщины листа, равную полной длине в направлении толщины листа, определяется произвольным образом, и во всех «неметаллических включениях, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше», которые присутствуют полностью или частично в области измерения, подсчитывается количество включений, которые присутствуют полностью в области измерения, и включений, которые частично выступают за область измерения, но присутствуют в области измерения своей половиной или больше в направлении прокатки. Эта операция выполняется для одной области измерения или для двух или более областей измерения, которые не перекрывают друг друга, до тех пор, пока общая площадь областей измерения не достигнет 10 мм или больше, и значение, получаемое путем деления суммы подсчитанных количеств для областей измерения на общую площадь областей измерения, определяется как «численная плотность (на квадратный миллиметр) неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше».
[0017]
На стадии горячекатаного стального листа суммарная численная плотность включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, каждое из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше на сечении L, предпочтительно составляет 0,05 или меньше на квадратный миллиметр.
Диаметр эквивалентной окружности представляет собой диаметр частицы, преобразованный в диаметр круга, который имеет ту же самую площадь, что и видимая площадь частицы включения на поверхности наблюдения. Диаметр эквивалентной окружности каждой из частиц включений может быть вычислен, например, путем компьютерной обработки изображения микрофотографии включений, полученной с помощью SEM. Численная плотность включений в горячекатаном стальном листе может быть получена следующим образом.
[0018]
Способ измерения численной плотности включений в горячекатаном стальном листе
2
Плоскость наблюдения, полученная путем зеркальной полировки сечения (сечения L), параллельного направлению прокатки и направлению толщины стального листа, наблюдается с помощью SEM. Прямоугольная область измерения определяется в случайным образом выбранном поле зрения, и во всех частицах включений, наблюдаемых в поле зрения, которые являются включениями на основе TiN или включениями на основе шпинели, содержащими один или более элементов из Al и Mg, и имеют диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше, подсчитывается количество частиц, которые присутствуют полностью в области измерения, а также частиц, которые частично выступают за область измерения, но присутствуют в области измерения половиной своей площади или больше. Эта операция выполняется для множества полей зрения, которые не накладываются на друг друга, до тех пор, пока общая площадь областей измерения не достигнет 200 мм или больше, и значение, получаемое путем деления суммы подсчитанных количеств для областей измерения на общую площадь областей измерения, определяется как «общая численная плотность (на квадратный миллиметр) включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, каждое из которых имеет диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше».
[0019]
2
При использовании горячекатаного стального листа, имеющего вышеупомянутое распределение включений, тонкий листовой материал, получаемый из него посредством последующей холодной прокатки, обеспечивает вышеупомянутое предписанное распределение включений, обеспечивая значительный эффект улучшения характеристик сопротивления усталости. Особенно предпочтительные примеры тонкого листового материала включают в себя тонкий листовой материал, имеющий прочность при растяжении в направлении прокатки 2000 Н/мм или больше. Стальной лист, полученный путем холодной прокатки горячекатаного стального листа, имеющего вышеупомянутый состав, имеет смешанную структуру фазы деформационно образуемого мартенсита и фазы аустенита в качестве матрицы (основного металлического материала).
[0020]
В качестве способа производства вышеупомянутого стального листа предлагается способ производства листа из нержавеющей стали, содержащий:
2
стадию обеспечения расплавленной стали, имеющей вышеупомянутый химический состав, таким образом, что при регулировании компонентов путем добавления вспомогательного сырья и формирующего шлак флюса к расплавленной стали, имеющей содержание C 0,20% или меньше, имеющий содержащий оксид Cr шлак на поверхности расплавленной стали после проведения процесса обезуглероживания путем продувки кислорода в хромсодержащее расплавленное железо, емкость, содержащая расплавленную сталь, вспомогательное сырье и используемый флюс для формирования шлака, выбираются так, чтобы сделать содержание Ti в расплавленной стали равным 0,008 мас.% или меньше и содержание Al равным 0,008 мас.% или меньше, по меньшей мере сплав Fe-Si в качестве вспомогательного сырья растворяется в расплавленной стали для выполнения раскисления, восстановления и извлечения Cr в шлаке в расплавленную сталь и управления содержанием Si в стали, и содержащий Ca флюс для формирования шлака добавляется для управления основностью шлака (то есть массовым отношением CaO/SiO) в диапазоне от 1,3 до 1,5;
стадию обеспечения отливки путем разливки расплавленной стали, полученной на предыдущей стадии;
стадию обеспечения горячекатаного стального листа путем подвергания отливки горячей обработке, включая по меньшей мере горячую прокатку; и
стадию обеспечения холоднокатаного стального листа, имеющего толщину от 20 до 500 мкм, путем подвергания горячекатаного стального листа отжигу и холодной прокатке один или более раз.
[0021]
В настоящем документе, операция «выбор емкости, содержащей расплавленную сталь, вспомогательного сырья и формирующего шлак флюса, используемых для обеспечения содержания Ti в расплавленной стали, равного 0,008 мас.% или меньше, и содержания Al, равного 0,008 мас.% или меньше» означает, что используется емкость, содержащая расплавленную сталь, имеющая небольшое количество или вообще не содержащая прилипшего к ней ранее материала, и вспомогательное сырье и формирующий шлак флюс, имеющие содержание примесей, поддерживаемое на низком уровне, используются для того, чтобы предотвратить увеличение содержания Ti в расплавленной стали свыше 0,008 мас.% и предотвратить увеличение содержания Al свыше 0,008 мас.% благодаря Ti и Al, включаемым из того, что ранее прилипло к емкости, содержащей расплавленную сталь, вспомогательного сырья и формирующего шлак флюса в расплавленную сталь. Можно считать, что расплавленная сталь на стадии после завершения процесса обезуглероживания путем продувки кислорода в хромсодержащее расплавленное железо имеет содержание Ti и Al, по существу равное нулю. Следовательно, сталь, имеющая содержание Ti от 0 до 0,008% и содержание Al от 0 до 0,008%, может быть получена путем предотвращения или максимального уменьшения их включения со стороны.
Емкость, содержащая расплавленную сталь, вспомогательное сырье и используемый формирующий шлак флюс более предпочтительно выбираются так, чтобы сделать содержание Ti в расплавленной стали равным 0,006 мас.% или меньше и содержание Al равным 0,006 мас.% или меньше.
[0022]
Конкретные примеры емкости, содержащей расплавленную сталь, включают в себя сосуд для рафинирования и ковш, футерованные огнеупором. Ковш может использоваться непосредственно в качестве сосуда для рафинирования. Используемая емкость, содержащая расплавленную сталь, предпочтительно является емкостью, имеющей огнеупор, составляющий внутреннюю поверхность емкости, которая не использовалась для помещения в нее расплавленной стали (то есть новый ковш).
Используемый сплав Fe-Si предпочтительно имеет содержание Al 0,05 мас.% или меньше и содержание Ti 0,05 мас.% или меньше.
В то время как содержание в стали Mg, который является элементом, формирующим включения на основе шпинели, особенно не определяется, было подтверждено, что содержание Mg может быть уменьшено до уровня, не вызывающего проблем, посредством вышеупомянутого выбора емкости, содержащей расплавленную сталь, вспомогательного сырья и формирующего шлак флюса, эффективных для уменьшения содержания Al и Ti. В этом случае, полное содержание Mg в стали может составлять 0,002 мас.% или меньше.
[0023]
2
Холоднокатаный стальной лист может быть подвергнут обработке старением для обеспечения стального листа, имеющего смешанную структуру фазы деформационно образуемого мартенсита и фазы аустенита в качестве матрицы (основного металлического материала) и прочность при растяжении в направлении прокатки, например, 2000 Н/мм или больше.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0024]
В соответствии с настоящим изобретением тонкий листовой материал, имеющий значительно уменьшенное количество твердых неметаллических включений, имеющих большую длину в направлении прокатки в нержавеющих сталях с мартенситом деформации и высоким содержанием Si, может быть получен в массовом производстве. Нержавеющие стали с высоким содержанием Si этого типа могут иметь максимальный уровень прочности среди нержавеющих сталей, и используются главным образом для таких целей, как лезвие режущего диска с внутренней рабочей кромкой. Характеристики сопротивления усталости тонкого листового материала могут быть улучшены путем управления включениями в соответствии с настоящим изобретением, и таким образом этот тонкий листовой материал может использоваться в качестве тонкого листового пружинного материала. Соответственно, настоящее изобретение может способствовать дальнейшему уменьшению тонколистового пружинного компонента, используемого в электронных устройствах и т.п., за счет использования высокой прочности, присущей этим сталям.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0025]
Фиг. 1 представляет собой полученную с помощью SEM микрофотографию неметаллического включения, видного на сечении L холоднокатаного стального листа Обычного примера №1.
Фиг. 2 представляет собой полученную с помощью SEM микрофотографию неметаллического включения, видного на сечении L холоднокатаного стального листа Примера настоящего изобретения №5.
Фиг. 3 представляет собой полученную с помощью SEM микрофотографию типичного включения на основе TiN, наблюдаемого на сечении L горячекатаного стального листа Обычного примера №4.
Фиг. 4 представляет собой полученную с помощью SEM микрофотографию типичного включения на основе TiN, наблюдаемого на сечении L горячекатаного стального листа Примера настоящего изобретения №5.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0026]
Химический состав
Проценты в химическом составе означают массовые проценты, если не указано иное.
Настоящее изобретение нацелено на сталь, имеющую следующий химический состав (A).
(A) В мас.%, от 0,010 до 0,200% C, больше чем 2,00% и 4,00% или меньше Si, от 0,01 до 3,00% Mn, 3,00% или больше и меньше чем 10,00% Ni, от 11,00 до 20,00% Cr, от 0,010 до 0,200% N, от 0 до 3,00% Mo, от 0 до 1,00% Cu, от 0 до 0,008% Ti, от 0 до 0,008% Al, а также остаток, состоящий из Fe с неизбежными примесями.
Стали, имеющие такой состав, дают деформационно образуемый мартенсит, а также обладают увеличенной прочностью при холодной прокатке. Кроме того, при последующей обработке старением атомы растворенного вещества, такие как C и N, формируют облако Коттрелла главным образом в фазе мартенсита, фиксируя дислокацию, что вызывает улучшение прочности (деформационное старение). Кроме того, Si, присутствующий в большом количестве в стали, обеспечивает упрочнение твердого раствора фазы мартенсита и фазы остаточного аустенита, что способствует повышению прочности.
[0027]
В настоящем изобретении для того, чтобы в достаточной степени обеспечить выгоду вышеупомянутой функции улучшения прочности за счет Si, используется сталь, имеющая содержание Si свыше 2,00%. Однако при чрезмерно большом содержании Si могут возникать такие проблемы, как образование трещин при горячей обработке и т.п. В настоящем документе содержание Si ограничивается величиной 4,00% или меньше.
[0028]
C представляет собой элемент, формирующий фазу аустенита, и является необходимым для упрочнения стали. Однако чрезмерное количество C может вызывать ухудшение коррозионной стойкости и ударной вязкости. В настоящем изобретении используется сталь, имеющая содержание C от 0,010 до 0,200%, и в частности в том случае, когда требуется высокая прочность, содержание C предпочтительно находится в диапазоне от 0,050 до 0,100%.
[0029]
N представляет собой элемент, формирующий фазу аустенита, и является необходимым для упрочнения стали. Однако чрезмерное количество N может быть фактором, способствующим формированию включений на основе TiN. В настоящем изобретении используется сталь, имеющая содержание N от 0,010 до 0,200%. При использовании этого диапазона распределение диаметров частиц включений на основе TiN может быть оптимизировано к диапазону, определенному в настоящем изобретении, с помощью способа производства, подавляющего включение Ti, как будет описано позже. Предпочтительный диапазон содержания N составляет от 0,050 до 0,085%.
[0030]
Mn представляет собой элемент, с помощью которого можно легко управлять стабильностью аустенита, и его содержанием управляют так, чтобы оно находилось в диапазоне от 0,01 до 3,00%. Большое количество содержащегося Mn может предотвращать формирование фазы деформационно образуемого мартенсита. Содержание Mn более предпочтительно поддерживается в диапазоне 1,00% или меньше, и может поддерживаться в диапазоне 0,50% или меньше.
[0031]
Ni представляет собой элемент, формирующий фазу аустенита, и его содержание, равное 3,00% или больше, необходимо для того, чтобы обеспечить метастабильную фазу аустенита при обычной температуре. Слишком большое содержание Ni может предотвращать формирование фазы деформационно образуемого мартенсита, и поэтому содержание Ni составляет меньше чем 10,00%. Содержание Ni более предпочтительно составляет от 7,00 до 9,50%.
[0032]
Cr представляет собой элемент, необходимый для обеспечения коррозионной стойкости. В настоящем изобретении используется сталь, имеющая содержание Cr от 11,00 до 20,00%. Cr представляет собой элемент, формирующий ферритную фазу, и если его количество превышает вышеупомянутый диапазон, однофазная структура аустенита в некоторых случаях не может быть получена при высокой температуре. Более предпочтительный диапазон содержания Cr составляет от 12,00 до 15,00%.
[0033]
2
Mo может содержаться в зависимости от потребности, поскольку Mo улучшает коррозионную стойкость, а также способствует упрочнению посредством формирования выделений Mo при обработке старением и предотвращению размягчения структуры, упрочненной при холодной прокатке, при обработке старением. Для того, чтобы в достаточной степени обеспечить выгоду от этих функций, предпочтительно, чтобы содержание Mo составляло 1,0% или больше. В том случае, когда желателен уровень прочности при напряжении растяжения в направлении прокатки 2000 Н/мм или больше, чрезвычайно эффективно, чтобы Mo содержался в количестве 2,00% или больше. Однако слишком большое количество Mo может вызвать формирование фазы δ-феррита при высокой температуре, и поэтому в том случае, когда Mo содержится, его содержание должно находиться в диапазоне 3,00% или меньше, и может находиться в диапазоне 2,50% или меньше.
[0034]
Cu может содержаться в зависимости от потребности, поскольку Cu увеличивает прочность посредством взаимодействия с Si при обработке старением. В этом случае содержание Cu более предпочтительно составляет 0,01% или больше. Слишком большое содержание Cu может быть фактором, уменьшающим горячую обрабатываемость. В том случае, когда Cu содержится, ее содержание находится в диапазоне 1,00% или меньше.
[0035]
Ti представляет собой элемент, формирующий включения на основе TiN, и содержание Ti обязательно должно подавляться до низкого уровня, особенно в стали с большим содержанием Si, в которой легко образуется TiN. В результате различных исследований было установлено, что содержание Ti обязательно должно составлять 0,008% или меньше, и предпочтительно 0,006 мас.% или меньше. Предпочтительно, чтобы содержание Ti было как можно меньше, но принимая во внимание затраты при массовом производстве, рационально, чтобы содержание Ti находилось в диапазоне 0,001% или больше.
[0036]
2
3
2
3
Al образует включения на основе шпинели посредством формирования AlO, и содержание Al обязательно должно подавляться до низкого уровня, особенно в расплавленной стали с большим содержанием Si, в которой легко образуется AlO. В настоящем изобретении содержание Al предпочтительно является настолько низким, насколько это возможно. В результате различных исследований было установлено, что содержание Al обязательно должно составлять 0,008% или меньше, и предпочтительно 0,006 мас.% или меньше. Предпочтительно, чтобы содержание Al было как можно меньше, но принимая во внимание затраты при массовом производстве, рационально, чтобы содержание Al находилось в диапазоне 0,001% или больше. Однако даже при содержании Al в вышеупомянутом диапазоне может быть трудным устойчиво поддерживать распределение диаметра частиц включений на основе шпинели внутри диапазона, определенного в настоящем изобретении, если основность шлака после добавления Si не будет оптимизирована, что будет описано позже.
[0037]
Что касается неизбежных примесей, предпочтительно, чтобы содержание P составляло 0,040% или меньше, а содержание S составляло 0,002% или меньше, и также предпочтительно, чтобы содержание Mg составляло от 0 до 0,002%.
[0038]
30
Для управления легкостью формирования фазы мартенсита деформации при холодной прокатке значение Md, определяемое следующим выражением (1), предпочтительно должно находиться в диапазоне от -50 до 0.
30
Md=551-462(C+N)-9,2Si-8,1Mn-13,7Cr-29(Ni+Cu)-18,5Mo (1)
Здесь обозначения элементов в выражении (1) представляют собой содержание соответствующего элемента в мас.%.
[0039]
Неметаллическое включение
2
Неметаллические включения, присутствующие в стали, можно грубо классифицировать на мягкие включения, имеющие низкую точку плавления, и твердые включения, имеющие высокую точку плавления. В стали настоящего изобретения мягкие включения представляют собой главным образом материал на основе CaO-SiO. Мягкие включения растягиваются в направлении прокатки при горячей прокатке, поскольку они находятся в жидком состоянии при температуре горячей прокатки, а затем разрушаются и тонко диспергируются при последующей холодной прокатке. Мягкие включения этого типа по существу не оказывают отрицательного воздействия на характеристики сопротивления усталости тонкого листового материала.
[0040]
Проблемой являются твердые включения. Включения этого типа остаются в виде гранулированного материала после горячей прокатки, и после холодной прокатки твердые частицы, разрушенные до некоторой степени, выстраиваются в форме линии в направлении прокатки. Доля длины такого включения в направлении толщины листа, занимаемая им в толщине листа, увеличивается при уменьшении толщины листа, и частицы включений начинают служить исходными точками и путем распространения трещин благодаря концентрации напряжений вокруг частиц включений. Было найдено, что твердые включения, которые становятся проблемой в стали настоящего изобретения, являются включениями на основе TiN и включениями на основе шпинели, содержащими один или более элементов из Al и Mg. В частности включения на основе TiN имеют тенденцию к росту, связанную с уменьшением растворимости Ti в процессе, когда температура расплавленной стали уменьшается при литье, и таким образом становятся проблемой.
[0041]
В соответствии с исследованиями авторов настоящего изобретения, когда численное соотношение описанных выше включений на основе TiN и включений на основе шпинели, имеющих диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше, уменьшается на стадии горячекатаного стального листа, может быть получен характер распределения включений, который является выгодным для улучшения характеристик сопротивления усталости при повторяющейся упругой деформации, в форме тонкого листового материала, имеющего толщину листа, например, от 20 до 500 мкм. В частности, чрезвычайно выгодно обеспечить такое состояние структуры на стадии горячекатаного стального листа, в котором общая численная плотность включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, имеющих диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше на сечении, параллельном направлению прокатки и направлению толщины листа (сечении L), составляет 0,05 или меньше на квадратный миллиметр.
[0042]
2
Примеры более предпочтительного состояния структуры горячекатаного стального листа включают в себя структуру металла, в которой в дополнение к вышеупомянутому обеспечению численной плотности максимальный диаметр эквивалентной окружности частиц включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, на сечении L составляет 10,0 мкм или меньше. В этом случае достаточно, чтобы область измерения сечения L для определения максимального диаметра частиц имела площадь 200 мм или больше.
[0043]
Было найдено, что в тонком листовом материале, имеющем толщину листа от 20 до 500 мкм, особенно эффективно, чтобы численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, составляла 3,0 или меньше на квадратный миллиметр на сечении L для улучшения характеристик сопротивления усталости при повторяющейся упругой деформации. В настоящем документе группа частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше, считается одним неметаллическим включением, как было описано выше.
[0044]
Что касается характеристик сопротивления усталости, смежные частицы включений, выстроенных близко друг к другу, в некоторой степени служат в качестве исходной точки образования трещин, аналогично случаю, в котором частицы присутствуют как одна непрерывная группа частиц. В результате различных исследований было установлено, что группа частиц, сформированная из множества частиц неметаллических включений, которые выстроены с поддержанием межчастичного интервала в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичного интервала в направлении толщины листа 10 мкм или меньше (которые считаются одним неметаллическим включением), в частности имеющая длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, имеет тенденцию служить исходной точкой образования трещин при повторяющемся применении упругой деформации в высокопрочной стали по настоящему изобретению. Однако даже при наличии неметаллического включения этого типа характеристики сопротивления усталости могут быть улучшены путем уменьшения их численной плотности до 3,0 или меньше на квадратный миллиметр на сечении L. Считается, что механизм этого заключается в том, что в том случае, когда плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, в достаточной степени уменьшается, неметаллические включения не могут проявить себя в качестве пути распространения трещин.
[0045]
Численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, на сечении L, которая является настолько низкой, насколько это возможно, является выгодной для улучшения характеристик сопротивления усталости тонкого листового материала. В том случае, когда сталь производится путем использования сырья, имеющего высокую чистоту, без использования отходов, например, с использованием экспериментальной плавильной печи, считается, что может быть произведен тонкий листовой материал, содержащий чрезвычайно малое количество неметаллических включений. Однако в том случае, когда стальной лист, имеющий толщину от 20 до 500 мкм, производится на мощностях для массового производства, полное предотвращение формирования неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, увеличивает производственную нагрузку, что ведет к увеличению затрат. Следовательно, рационально, чтобы в тонком листовом материале, имеющем толщину листа от 20 до 500 мкм, численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, находилась в диапазоне от 0,1 до 3,0 на квадратный миллиметр на сечении L.
[0046]
Способ производства
Лист нержавеющей стали, имеющий описанное выше оптимизированное распределение размера частиц твердых неметаллических включений, может быть произведен с использованием обычного оборудования для производства нержавеющей стали. Представительные примеры этого включают в себя процесс обезуглероживания стали кислородом в вакууме (VOD) и процесс аргонокислородного обезуглероживания (AOD). В любом процессе сначала производится расплавленная сталь, имеющая содержание C 0,20% или меньше и имеющая содержащий оксид Cr шлак на поверхности расплавленной стали после выполнения процесса обезуглероживания путем продувки кислородом хромсодержащего расплавленного железа. Процесс изготовления стали вплоть до этой стадии может быть выполнен в соответствии с обычным способом, за исключением того, что такая емкость выбирается как емкость, содержащая расплавленную сталь, в которую Ti и Al по существу или полностью не включаются из того, что прилипло к этой емкости ранее.
[0047]
Расплавленная сталь на этой стадии представляет собой расплавленную сталь, подвергнутую обезуглероживанию путем продувки кислорода, и поэтому легко окисляющиеся элементы Ti, Al, Mg и Si в существенной степени окисляются и удаляются. Таким образом, Ti, Al, Mg и Si по существу отсутствуют в расплавленной стали. Кроме того, часть Cr, который содержится в большом количестве в расплавленной стали, окисляется и образует шлак в виде оксида Cr на поверхности расплавленной стали. Этот шлак, сформированный главным образом из оксида Cr, содержит оксиды Ti, Al, Mg и Si, удаленных из расплавленной стали. Эта расплавленная сталь также содержит большое количество растворенного в ней кислорода, использованного для обезуглероживания. Соответственно перед литьем нужно обязательно выполнять раскисление. В настоящем изобретении Si обязательно содержится в стали для производства стали с большим содержанием Si, свыше 2,00%. Кроме того, желательно выполнить процесс возврата Cr, переходящего из расплавленной стали в процессе обезуглероживания в шлак, из шлака обратно в сталь (восстановление и извлечение Cr). В настоящем изобретении, соответственно, «раскисление», «управление содержанием Si» и «восстановление и извлечение Cr» выполняются одновременно путем добавления сплава Fe-Si к расплавленной стали. Кроме того, управление компонентами выполняется путем добавления другого вспомогательного сырья в зависимости от потребности.
[0048]
При управлении содержанием Si так, чтобы оно было больше чем 2,00%, путем добавления сплава Fe-Si к расплавленной стали ее раскисление происходит с добавлением источника Si в большом количестве. Концентрация кислорода в стали при раскислении определяется через химическое равновесие нижеприведенной химической реакции (2).
2
Si (в металле)+2O (в металле)=SiO (в шлаке) (2)
Константа равновесия K определяется выражением (3).
2
2
K=A(SiO)/A(Si)/A(O) (3)
В этом выражении А(Х) представляет активность компонента Х. Как видно из выражения (3), когда активность Si (то есть концентрация Si) в расплавленной стали увеличивается, равновесная активность кислорода (то есть концентрация кислорода) в расплавленной стали уменьшается. Следовательно, в расплавленной стали по настоящему изобретению, имеющей большое количество добавляемого источника Si, концентрация кислорода в расплавленной стали становится меньше, чем в стали с малым содержанием Si (например, в обычной стали, такой как SUS 304).
Химическое равновесие, основанное на следующем выражении (4), устанавливается между оксидом Al в шлаке и кислородом в расплавленной стали.
2
3
2Al (в металле)+3O (в металле)=AlO (в шлаке) (4)
В соответствии с этим, когда концентрация кислорода в расплавленной стали является малой, равновесие сохраняется путем увеличения концентрации Al в расплавленной стали. Это соотношение также применимо к Ti и Mg. Следовательно, когда концентрация кислорода в расплавленной стали является малой, концентрация Al, концентрация Ti и концентрация Mg в расплавленной стали увеличиваются.
[0049]
2
2
2
2
3
Когда концентрация Al и концентрация Mg в расплавленной стали становятся более высокими, образуются и начинают расти включения на основе шпинели. Когда концентрация Ti в расплавленной стали становится более высокой, образуются и начинают расти включения на основе TiN. Следовательно, для подавления формирования и роста включений уменьшение концентрации кислорода в расплавленной стали, связанное с увеличением концентрации Si в расплавленной стали, должно подавляться в максимально возможной степени. Для того чтобы подавить уменьшение концентрации кислорода в расплавленной стали, выгодно, чтобы концентрация SiO в шлаке была более высокой. Соответственно, настоящее изобретение использует меру для управления основностью шлака (то есть, массовым отношением CaO/SiO2) так, чтобы она находилась на низком уровне. В частности, управляют количеством содержащего Ca вещества, добавляемого в качестве флюса для формирования шлака. Добавляемый флюс для формирования шлака может представлять собой негашеную известь CaO. Ca также поступает в шлак из CaF, который добавляется как компонент флюса в зависимости от потребности. Ca, который поступает из CaF, преобразуется в эквивалентное количество CaO и добавляется к используемому количеству CaO для того, чтобы вычислить основность. В результате различных исследований было найдено, что эффективно поддерживать основность шлака в диапазоне 1,3 или больше и 1,5 или меньше в шлаке, присутствующем на поверхности расплавленной стали после завершения добавления сплава Fe-Si. Основность шлака более предпочтительно составляет 1,3 или больше и 1,45 или меньше, и еще более предпочтительно 1,3 или больше и 1,4 или меньше. При меньшей основности шлака уменьшение концентрации кислорода в расплавленной стали подавляется, и включение Ti, Al и Mg в расплавленную сталь из шлака предотвращается. Однако при слишком малой основности шлака другие включения, такие как CrO, образуются в большом количестве. Способность к десульфуризации также понижается. Следовательно, чрезвычайно эффективно управлять окончательной основностью шлака так, чтобы она была не ниже чем 1,3.
[0050]
Как было описано выше, расплавленная сталь, подвергнутая обезуглероживанию путем продувки через нее кислорода, по существу не содержит Ti, Al и Mg, и эти элементы присутствуют как оксиды в шлаке, сформированном главным образом из оксида Cr. Ti, Al и Mg в шлаке включают в себя эти элементы, перешедшие из сырья и огнеупора, а также оставшиеся в шлаке, металле и т.п. от предыдущей загрузки, прилипших к оборудованию, такому как электропечь и конвертерная печь. Для оптимизации распределения диаметра частиц твердых включений в стальном листе путем управления основностью шлака, как описано выше, необходимо предотвращать дополнительное включение Ti, Al и Mg после завершения обезуглероживания путем продувки кислорода, то есть после добавления сплава Fe-Si. В частности, было подтверждено, что когда шлак, прилипший в ходе предыдущей плавки, остается в емкости, содержащей расплавленную сталь, грубые твердые включения образуются благодаря небольшим количествам Ti и Al, включаемым из этих прилипших остатков. Для предотвращения этого наиболее предпочтительно использовать емкость, футерованную огнеупором на ее внутренней поверхности, которая еще не использовалась для помещения в нее расплавленной стали (то есть новый ковш). Также было подтверждено, что сплав Fe-Si, который обычно используется в производстве нержавеющих сталей, содержит примеси, такие как Al и Ti, которые становятся фактором формирования грубых твердых включений. Следовательно, в настоящем изобретении необходимо использовать сплав Fe-Si, имеющий высокую чистоту. В частности, предпочтительно использовать сплав Fe-Si, имеющий содержание Al 0,05 мас.% или меньше и содержание Ti 0,05 мас.% или меньше. Также желательно, чтобы было в максимально возможной степени предотвращено включение Ti и Al из другого вспомогательного сырья и флюса для формирования шлака.
[0051]
Важно, чтобы используемые емкость, содержащая расплавленную сталь, вспомогательное сырье и флюс для формирования шлака выбирались так, чтобы сделать окончательное содержание Ti в расплавленной стали равным 0,008 мас.% или меньше и окончательное содержание Al в расплавленной стали равным 0,008 мас.% или меньше. В том случае, когда окончательное содержание Ti и окончательное содержание Al в стали превышают вышеупомянутые значения, трудно устойчиво достичь вышеупомянутого намеченного распределения диаметров частиц твердых включений даже при том, что основностью шлака управляют вышеупомянутым образом. В то время как желательно поддерживать окончательное содержание Mg в расплавленной стали равным 0,002 мас.% или меньше, было подтверждено, что когда используемые емкость, содержащая расплавленную сталь, вспомогательное сырье и флюс для формирования шлака выбираются так, чтобы содержания Ti и Al находились внутри вышеупомянутого диапазона, распределение диаметров частиц включений на основе шпинели находится в вышеупомянутом намеченном состоянии даже при том, что содержание Mg в стали особенно не ограничивается, и никаких проблем при этом не возникает.
Более предпочтительно, чтобы содержание Ti в расплавленной стали составляло 0,006 мас.% или меньше, а содержание Al составляло 0,006 мас.% или меньше.
[0052]
Литье может быть выполнено в соответствии с обычным способом. В большинстве случаев отливка получается с помощью способа непрерывной разливки. В настоящем документе стальной материал, получаемый путем литья (то есть материал, имеющий структуру отверждения), упоминается как отливка. Соответственно, стальной слиток, получаемый способом производства слитков металла, также относится в настоящем документе к отливке ради удобства.
Получаемая отливка подвергается горячей обработке, включая по меньшей мере горячую прокатку, для получения горячекатаного стального листа. В том случае, когда используется способ создания слитка, после выполнения блюминга и горячей ковки выполняется горячая прокатка. Температура нагрева при горячей прокатке может составлять от 1100 до 1250°C, а толщина горячекатаного стального листа может составлять, например, от 2,5 до 6,0 мм. В соответствии с этими способами может быть получен горячекатаный стальной лист, в котором общая численная плотность включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, имеющих диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше на сечении, параллельном направлению прокатки и направлению толщины листа (сечении L), составляет 0,05 или меньше на квадратный миллиметр.
[0053]
2
После этого горячекатаный стальной лист подвергается отжигу, холодной прокатке и обработке старением, и в результате может быть получен тонкий листовой материал из листа высокопрочной нержавеющей стали. Стадия холодной прокатки может выполняться множество раз, включая промежуточную стадию отжига. После каждой из термических обработок в зависимости от потребности может быть выполнено химическое травление. Условия для отжига, применяемого к горячекатаному стальному листу (то есть для отжига горячекатаного листа) могут включать в себя, например, температуру от 1000 до 1100°C в течение от 40 до 120 с, степень обжатия окончательной холодной прокатки (степень обжатия холодной прокатки после окончательного промежуточного отжига в случае его выполнения) может составлять, например, от 40 до 70%, и условия для обработки старением могут включать в себя, например, температуру от 400 до 600°C в течение от 10 до 60 мин. С целью получения тонкого листового пружинного материала окончательная толщина листа составляет, например, предпочтительно 150 мкм или меньше, и более предпочтительно меньше чем 100 мкм. Например, может быть обеспечен тонкий листовой материал, имеющий толщину от 20 до 70 мкм. В соответствии с этим может быть получен тонколистовой материал из высокопрочной нержавеющей стали, имеющий смешанную структуру фазы мартенсита деформации и фазы аустенита в качестве матрицы (основного металлического материала). Отношение доли площади M фазы мартенсита и доли площади А фазы аустенита M/A обычно находится в диапазоне от 30/70 до 50/50. В материале, содержащем Mo в количестве, например, 2,00% или больше, может быть получена высокая прочность при растяжении в направлении прокатки, равная 2000 Н/мм. В тонком листовом материале, предполагая, что группа частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм или меньше, являются одним неметаллическим включением, может быть получено состояние структуры, в котором численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, составляет 3,0 или меньше на квадратный миллиметр на сечении L, и этот тонкий листовой материал обладает хорошими характеристиками сопротивления усталости для целей пружинного материала, который многократно испытывает упругое напряжение.
Примеры
[0054]
Стали, показанные в Таблице 1, были произведены с помощью процесса обезуглероживания стали кислородом в вакууме (VOD). В каждой из этих сталей процесс окончательного обезуглероживания путем продувки кислорода через хромсодержащее расплавленное железо был завершен в оборудовании VOD, и была получена расплавленная сталь, имеющая содержание C 0,10% или меньше, а также имеющая содержащий оксид Cr шлак на поверхности расплавленной стали. На этой стадии содержание C по существу равно конечному содержанию C, показанному в Таблице 1.
[0055]
Таблица 1
Класс
№
Химический состав (мас.%)
Md<sub>30</sub>
C
Si
Mn
P
S
Ni
Cr
Mo
Cu
N
Ti
Al
Обычный пример
1
0,080
2,64
0,25
0,020
0,001
8,32
13,42
2,22
0,10
0,068
0,023
0,010
-12,8
2
0,086
2,74
0,23
0,020
0,001
8,25
13,43
2,22
0,10
0,066
0,018
0,010
-13,5
3
0,086
2,65
0,42
0,029
0,001
8,34
13,57
2,23
0,18
0,066
0,010
0,009
-21,3
4
0,072
2,60
0,28
0,030
0,001
8,28
13,71
2,14
0,07
0,073
0,010
0,006
-11,7
Пример по настоящему изобретению
5
0,086
2,73
0,22
0,028
0,001
8,32
13,73
2,23
0,28
0,069
0,004
0,004
-26,3
[0056]
При окончательном обезуглероживании в оборудовании VOD используемой емкостью, содержащей расплавленную сталь, являлся ковш, и тот же самый ковш использовался в процессе вплоть до разливки. В качестве ковша для Обычных примеров № 1 и 2 использовался ковш, который уже использовался для производства содержащей Ti нержавеющей стали, для Обычных примеров № 3 и 4 использовался ковш, который уже использовался для производства не содержащей Ti нержавеющей стали, и для Примера настоящего изобретения № 5 использовался ковш, футерованный огнеупором, который еще не использовался для помещения в него расплавленной стали (то есть новый ковш).
[0057]
Сплав Fe-Si добавлялся к расплавленной стали, окончательное обезуглероживание которой было завершено, для управления содержанием Si в расплавленной стали так, чтобы оно соответствовало целевому значению, для выполнения раскисления, а также восстановления и извлечения Cr из шлака. На этой стадии содержание Si в расплавленной стали по существу равно окончательному содержанию Si, показанному в Таблице 1. В качестве сплава Fe-Si для Обычных Примеров №1-4 использовался материал, соответствующий ферросилицию №2, определенному в стандарте JIS G2302:1998. По результатам анализа материал, соответствующий ферросилицию №2, содержал приблизительно 1,0 мас.% Al, приблизительно 0,07 мас.% Mg, и приблизительно 0,08 мас.% Ti, в то время как присутствовали некоторые флуктуации этих значений в зависимости от партии продукта. С другой стороны, высококачественный сплав Fe-Si, имеющий сильно уменьшенное содержание Al, использовался для Примера настоящего изобретения №5. По результатам анализа содержания Al, Mg, и Ti в высококачественном сплаве Fe-Si составили 0,009 мас.% для Al, меньше чем 0,001 мас.% для Mg, и 0,012 мас.% для Ti.
[0058]
После добавления сплава Fe-Si к шлаку была добавлена промышленная негашеная известь (CaO) в качестве флюса для формирования шлака. После этого шлак был собран и подвергнут анализу состава. В результате основность шлака составила от 1,60 до 1,65 для Обычных примеров №1-4 и 1,33 для Примера настоящего изобретения №5.
[0059]
В каждом из примеров полученная таким образом расплавленная сталь подвергалась непрерывной разливке и горячей прокатке для того, чтобы получить горячекатаный стальной лист, имеющий толщину 3,8 мм. Температура нагрева при горячей прокатке составляла 1230°C. Для полученного горячекатаного стального листа сечение L наблюдалось с помощью SEM, и в соответствии с разделом «Способ измерения численной плотности включений в горячекатаном стальном листе» измерялась общая численная плотность включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, имеющих диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше. В результате общая численная плотность составила от 0,20 до 0,45 на квадратный миллиметр для Обычных примеров №1-4 и 0,02 на квадратный миллиметр для Примера настоящего изобретения №5. Понятно, что формирование грубых твердых включений было в значительной степени подавлено с помощью способа производства в соответствии с настоящим изобретением.
[0060]
Фиг. 3 иллюстрирует микрофотографию SEM типичного включения на основе TiN, наблюдаемого на сечении L горячекатаного стального листа Обычного примера №4, а Фиг. 4 иллюстрирует микрофотографию SEM типичного включения на основе TiN, наблюдаемого на сечении L горячекатаного стального листа Примера настоящего изобретения №5. На всех микрофотографиях горизонтальное направление соответствует направлению прокатки. Курсор в виде перекрестия, видный на этих микрофотографиях, показывает положение луча излучения в анализе EDX.
[0061]
2
После этого образец, взятый из горячекатаного стального листа, был подвергнут отжигу горячекатаного листа при 1050°C в течение 60 с, холодной прокатке, промежуточному отжигу при 1050°C в течение 60 с, холодной прокатке и обработке старением при 500°C в течение 30 мин, чтобы получить тонколистовой материал, имеющий толщину 120 мкм, со смешанной структурой фазы деформационно образуемого мартенсита и фазы аустенита в качестве матрицы (основного металлического материала). Во всех полученных тонколистовых материалах прочность при растяжении в направлении прокатки превысила 2000 Н/мм.
[0062]
Сечение L тонколистового материала было измерено для определения численной плотности неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, в соответствии с разделом «Способ измерения численной плотности неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше». Как было описано выше, группа частиц неметаллических включений, которые выстроены с межчастичным интервалом в направлении прокатки 20 мкм или меньше и межчастичным интервалом в направлении толщины листа 10 мкм, считалась одним неметаллическим включением. В результате этого измерения численная плотность неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, на сечении L составила от 8,2 до 33,2 на квадратный миллиметр для Обычных примеров №1-4 и 2,4 на квадратный миллиметр для Примера настоящего изобретения №5. В результате анализа EDX выяснилось, что все подсчитанные неметаллические включения состояли из частиц включений на основе TiN или частиц включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg.
В Примере настоящего изобретения количество твердых неметаллических включений, имеющих длину в направлении прокатки 40 мкм или больше, которые были фактором, ухудшающим характеристики сопротивления усталости, было в значительной степени снижено по сравнению с Обычными примерами.
[0063]
Для справки показан пример производства для случая, в котором сталь SUS 304 (имеющая содержание Si 0,55%) подвергается раскислению сплавом Fe-Si. Ковш, который уже использовался для производства содержащей Ti нержавеющей стали, использовался в качестве емкости для расплавленной стали, и процесс окончательного обезуглероживания путем продувки кислорода через хромсодержащее расплавленное железо был завершен в оборудовании VOD, в результате чего была получена расплавленная сталь, имеющая содержание C приблизительно 0,05% и имеющая содержащий оксид Cr шлак на поверхности расплавленной стали. Сплав Fe-Si, соответствующий ферросилицию №2, добавлялся к расплавленной стали для управления содержанием Si. Промышленная негашеная известь (CaO) добавлялась в качестве флюса для формирования шлака. После этого нитрид хрома был добавлен для завершения управления компонентами. По результатам анализа собранного окончательного шлака основность шлака составила 1,65. Эта расплавленная сталь подвергалась непрерывной разливке и горячей прокатке для того, чтобы получить горячекатаный стальной лист, имеющий толщину 3,5 мм. Этот горячекатаный стальной лист был исследован для определения присутствия неметаллических включений тем же самым образом, что и в №№1-5. В результате не было найдено включений на основе TiN и включений на основе шпинели, содержащих один или более элементов из Al и Mg, имеющих диаметр эквивалентной окружности 6,0 мкм или больше. Из сравнения примера стали SUS 304 и Обычных примеров №№1-4 видно, что весьма трудно подавить формирование твердых включений в нержавеющих сталях, имеющих большое содержание Si.