不锈铁和不锈钢的区别？铁素体系不锈钢薄板的深冲性

1、前言

铁素体系不锈钢作为美观、工艺性优良的耐腐蚀性材料和耐高温特性优异的耐热材料被广泛用于建材、厨房、汽车等广阔的行业领域。而且不含稀有元素镍，不易发生应力腐蚀裂纹(SCC)。但是通常的铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比因伸长率低，成型的自由度小，在加工性方面其适用范围受到一定的限制。

在与铁素体系不锈钢有同样体心立方结构的普通钢（IF钢）加工性的改善上采用由控制晶体组织的高r值化来提高深冲性的方法是行之有效的。对于普通钢，通过①钢的高纯度化(主要是降低固溶碳)；②热轧退火板组织的微细化；③使热轧退火板(最终冷轧前的退火板)的{111}再结晶织构发达；④控制结晶粒度以最大限度地控制冷轧退火板的表面粗糙度；⑤优化冷轧压下率来控制{111}再结晶织构，已经开发出平均r值超过2.6的超高r值冷轧钢板。铁素体系不锈钢也在高纯度化的基础上，优化{111}再结晶织构生产条件以改善r值。但是铁素体系不锈钢含10%以上的铬，对晶体组织的控制技术尚有不清楚的地方，需要进行充分的研究。

2、通过控制晶体组织得到高r值化技术

钢中的固溶碳阻碍{111}织构的形成，为尽量降低含碳量采用SS-VOD(强力搅拌真空脱碳)控制钢中的固溶碳含量，另外为减少固溶碳作为碳化物析出，适量地加入钛。因为不锈钢含百分之十几的铬，与普通钢相比即使采用真空精炼又加上适量地添加钛、铌，但要想降低阻碍{111}晶体织构形成的固溶碳也很困难。而后的板坯加热、热轧、退火工序中控制析出物是非常重要的。

最终冷轧退火板的{111}再结晶织构与热轧退火板组织的结晶粒径有着密切的关系。即热轧退火板的结晶粒径越小冷轧退火板的{111}再结晶织构越发达。在热轧工序中提高轧制压下率再加上实施低温轧制，就可以比现行工艺给予热轧钢板更多的应力变形。其结果为容易产生再结晶，使热轧钢板低温退火成为可能，控制碳化物(TiC)的再固溶可得到降低固溶碳的效果。而且由于给予很大的变形，可以得到微细的热轧板组织，因此热轧退火板中的{111}再结晶织构发达。

由于提高冷轧压下率增加了不均匀变形区域（晶界附近，晶粒内的变形带），推测主要是位错密度增大带来积蓄能量的增加，而增加了晶核生成范围。由此进行了冷轧压下率和压下分配的优化，添加了钛的铁素体系不锈钢压下率在85%左右，r值最大。

从{111}晶粒在再结晶的初期生成到{111}晶粒再结晶终了时要比其他有结晶方位的晶粒更大。由于尺寸的效果在其后的长大过程中蚕食其他晶粒而优先长大，随着晶粒的长大r值增高。虽然冷轧退火板的晶粒越大对{111}晶粒的发达越有利，但是晶粒粒径超过50μm则会产生所谓的橘皮状表面缺陷，所以进行了将其值作为上限的冷轧退火板的晶粒粒径控制。铁素体单相钢没有Ac3(α→γ)相变，因此能最大限度地控制表面粗糙度上限，最终得到冷轧板退火范围宽的晶粒织构控制效果。

3、实验方法

表1为试样的化学成分， A、B为添加钛的高纯铁素体系不锈钢， C钢为添加钛的高加工性普通钢(IF钢)。

试验钢在精炼中降低了碳、氮，添加了钛，使钢中的固溶碳、氮成为碳氮化合物，致加工性提高。用表1所示化学成分的板坯进行了加热，热轧，热轧板退火，冷轧，冷轧板的再结晶退火。考虑到{111}再结晶织构的控制优化了各种制造条件，生产出平均r值1.8～2.7、板厚0.8mm的冷轧退火板，并做了特性评价。抗拉试验(JIS Z2241)是以轧制方向(r0)、垂直方向(r90)和45°(r45)的各个方向取JIS 13号B试样，测定了屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、伸长率(EI)、r值(15%)、n值(5%～15%)。将1/2厚度再结晶织构测定用试料进行了600#湿式研磨，再用化学研磨法除去表面的残余应力后供试验用。用X线衍射法（Schultz法）每隔5°测定正极像图（pole figure），用测定后的3个极像图{110}、{200}、{211}求出三维结晶方位分布函数（ODF）。冷轧板的深冲成型性用极限深冲系数（LDR）作评价。用光学显微镜对热轧、冷轧各工序中的钢板断面组织进行了观察，求出了晶粒度(JIS G 0552)。因变形后的内部组织要用透射式电子显微镜（TEM）观察，所以从冷轧板的轧制长度方向取JIS 5号试样在常温下沿轧制方向拉伸，使其有10%的变形。从加工后的试料上通过采用铬酸醋酸(500mlCH3COOH+20mlH2O+100gCrO3)电解液的twin-jet法制作了薄膜试料，从Beam//<111>α方向对位错的形态做了TEM观察。

4、实验结果

图1为对平均r值在1.8～2.7的冷轧退火板测定的平均r值与{111}聚积量的关系。纵轴为平均r值，横轴是用随机方位强度比表示的{111}聚积量。另外平均r值1.0时的集合组织成为随机方位，所以直线和虚线的始点为（1.0，1.0）。从图1看，所有的钢种都在平均r值和{111}聚积量之间有正相关关系，但是含铬铁素体不锈钢的A、B钢与C钢相比，尽管向{111}聚积的量低，可是达到的r值却高。

图1 冷轧退火板的{111}聚积量与平均r值的关系

另一方面其趋势依赖于铬含量，虽然18%的铬钢比11%的铬钢向{111}聚积的量低，但是达到的r值却高。

r值不仅只与{111}聚积量相对应，对平均r值2.6的A、C钢冷轧退火板用X线衍射测定了正极像图，从得到的二维极像图求出ODF，比较了晶粒组织。图2为在φ2=45o断面ODF的二维强度分布，图中的数字表示随机方位和强度比，实线表示对r值提高有利的γ-结构，所谓γ-结构是<111>方向平行于轧制方向的（ND//<111>）纤维状组织，在φ=54.7o位置。A钢与C钢相比尽管{111}以及其附近的晶粒组织并不发达，但是达到的r值也很高。

图3是就平均r值为1.9、2.3、2.6的A钢求出的ODF(φ2=45o断面)，铁素体系不锈钢也与普通钢一样使{111}及其附近的再结晶织构发达而得到高r值化。另外，得知{100}再结晶织构(α-结构)是阻碍r值提高的，图4是r值为2.6的冷轧退火板{111}与{100}聚积量的关系，比较A钢与C钢得知，A钢的{111}聚积量高，{111}/{100}聚积比（或者是ln{111}/{100}）与r值的斜率比较，其差要大于图1。

以上的实验结果表明，含铬铁素体不锈钢与普通钢相比，尽管{111}再结晶组织以及其附近的晶粒组织并不发达，但达到的r值却很高。

5、考察

从铁素体系不锈钢与普通钢的比较研究看，r值与{111}再结晶织构的关系受铬的影响，铬显示出对高r值化有利的可能性。以下考察其机理。

BCC金属的滑移系的一部分受置换型原子铬原子的限制，只是特定的滑移系活动结果认为添加铬对高r值化起到有利的作用。具有体心立方结构（BCC）的铁素体系不锈钢与铁原子半径大致相同的铬原子以10%～30%的比例与铁原子呈置换状态。体心立方结构的铁素体钢与具有面心立方结构（FCC）的奥氏体钢相比，因没有原子密度显著高的面，所以复数的滑移系在活动。这些滑移系的一部分被置换型原子铬的存在所限制，即使是同一晶体组织也容易向特定的方向变形，r值升高。作为滑移系被闲置的旁证可以列出在铁里添加铬会促进双晶（twin）形成的事实。照片1为在A钢上观察到的双晶。

由于铁中添加铬能促进双晶的形成，可以认为铬使得铁素体系不锈钢的积层缺陷能量(SFE)下降，添加铬增加了扩张位错的宽度，难以产生交叉滑移，{112}<111>滑移系就被控制了。

照片2是沿轧制方向10%拉伸变形的试料用TEM观察位错形态的结果。A钢位错缠绕在一起的少，呈直线排列。另一方面，C钢的位错形成大多有缠绕着的网络状倾向。据内部组织观察结果显示，铁素体系不锈钢都比普通钢具有滑移容易被限制的特征。

照片1 Fe-18%Cr-1.2%Mo-Ti钢(A钢)上用光学显微镜观察的双晶照片

照片2 10%拉伸变形后的冷轧退火板TEM组织

（a）Fe-18%Cr-1.2%Mo-Ti钢(A钢)

（b）Fe-0.073%Ti-0.0016%Nb钢(C钢)

关于滑移系的限制对BCC金属r值的影响现在还未进行充分的研究，井上先生依据相同的ODF数据规定了各种限制条件，在{110}<110>和{112}<111>两方面滑移系活动时和只是{110}<110>的滑移系活动时计算了r值。计算结果显示在各种限制条件下都是假设只是{110}<110>滑移系活动的一方r值高。考虑到铬限制BCC金属中的滑移系之一部分给予高r值化，就可以说明为什么尽管含铬铁素体钢{111}再结晶织构不发达，也能得到与普通钢相匹敌的高r值。

对于Fe-Cr合金控制特定滑移系的另一个可能性是铬原子有进入特定位置的倾向，在特定的部位铬原子容易集中，其原因是结晶的弹性变形不是同向的，而是各向异性的。Fe(BCC)从弹性常数是{100}＜{110}＜<111>可以推断沿着弹性常数小的{100}容易产生浓度的分解。Fe-Cr钢在特定的原子位置铬原子集中的事例还可以举出铁原子和铬原子各自相分离的偏聚析出。美马、山口等以Fe-Cr合金时效在{100}面铬富集区域形成板状的结果表示了控制滑移变形产生双晶变形之事。这样铬原子容易进入BCC单位晶格特定位置的现象考虑也是对滑移系影响的一个因素。

热轧板在低温再结晶，抑制热轧板中的碳化物再固溶（降低固熔碳量）的同时，如果其组织被细化，冷轧退火板的{111}再结晶织构发达，就可以改善力学特性。这里研究了利用再结晶织构的方法，可以认为利用再结晶的组织细化对于再结晶后的组织细化以及其后的控制晶粒长大起着重要的作用。再结晶后的结晶粒径由再结晶粒的核生成速度(I)和长大速度(G)所决定。

例如：反应率(X)和保持时间(t)根据Johnson-Mehl-Avrami的公式，假如在某一定的温度下球形的核均匀生成，I和G相对于t是一定的，则(1)式成立。

X=1-exp(-π/3·IG3t4)………………………(1)

反应按照(1)式进行时，反应后的平均粒径(d)可用(2)式表示。

d=0.91(G/I)1/4…………………………………(2)

铁素体单相钢的情况下，再结晶前后组成和结构没有变化，因此长大速度(G)可用易动度(M)和再结晶的驱动力(△Gv)之积的(3)式表示。

G=M·△Gv…………………………………(3)

将 I 增大或者将G减小都容易得到微细晶粒组织，为此可以考虑 (1) 增大成核点的密度 ( 增大I )， (2)增大驱动力(△Gv)(增大I)，(3)减小界面流动度(M)(减小G)等方法，关于(1)是增加不均匀变形区域(晶界附近、晶粒内的变形带、比较大的第二相附近)，(2)是蓄积能量的增大(主要是增大位错密度)，(3)用固溶原子形成固溶效果，由析出物(夹杂物)造成钉扎效果。

与添加Ti的高纯度铁素体系不锈钢的生产工序对比看，对于(1)是用大变形控制热轧(低温下高压下率)来增大成核点，对于(2)是由冷轧压下率的优化来增大蓄积能量(驱动力)，对于(3)是在热轧板和热轧退火板中析出的各种析出物的钉扎效果，将这些很好地组合起来抑制晶粒长大，就可以说能有效地达到热轧板组织的微细化。从溶解度积已经知道，碳、氮的降低能使析出物的形成温度下降，其尺寸变小，另外由于热轧变形使碳化物的稳定性下降，所以析出物在热轧后以比较粗大的尺寸存在，需要防止在退火初期出现部分固溶体。可以说在铁素体系不锈钢的高加工性方面，从钢水凝固开始的一系列析出物控制是重要的。

6、开发钢的基础特性

图5所示为冷轧钢板的强度(TS )和平均r值的关系。高加工性普通钢(TS:270MPa)已经有r值为2.6以上的钢板被实用化了。但是普通钢的r值随着高强度化而下降，例如：270MPa级普通钢的r值为2.6左右，但是到了469MPa级的高强度钢板r值却变为2.0左右了。另外应用开发技术的SUS436L(Fe-18%Cr-1.5%Mo-Ti钢)达到2.2～2.6的高r值，同一强度(TS)下比较，铁素体系不锈钢达到的r值超过了高强度普通钢的r值。这些结果表示铬带来强度和r值两方面特性的提高。照片3为用极限深冲系数(LDR)评价的深冲性对r值的影响。使r值大大提高的460MPa级铁素体系不锈钢比440MPa级高强度普通钢能更好地深冲，被确认有着优良的深冲加工性。表2是原有钢和开发钢力学特性的代表值，开发钢与原有钢相比，不仅是r值，其延展性也得到了改善。

7、结束语

以深冲性优良的铁素体系不锈钢的开发为目的，进行了关于{111}再结晶织构控制的研究。进一步调查适用开发钢种的特性得出以下结论：

(1)铁素体系不锈钢与普通钢随着{111}聚积量的增加r值都显示出高值，但是铁素体系不锈钢与钛系IF普通钢相比，尽管再结晶织构在{111}及其附近欠发达，可是也达到高r值。具有体心立方结构的铁素体系不锈钢因为含有很多置换原子铬，所以滑移系被限制就有可能得到高r值。

(2)对于容易成为铁素体单相钢的高纯度铁素体系不锈钢的材质改善，掌握再结晶动态和析出物以及其析出动态(形态、密度、分布)，明确其与钢板特性的关系，从钢水凝固开始进行连续化的析出物形态控制是最重要的。

(3)从精炼的成分调整、铸造、热轧至冷轧进行了连续化的晶体组织控制技术开发，成功地开发出使r值飞跃性提高到2.2～2.6，以SUS436L（Fe-18%Cr-1.5%Mo-Ti钢）为代表的深冲性优良的铁素体系不锈钢。

(4)深冲性优良的铁素体系不锈钢的制造技术有助于铁素体系不锈钢设计上的自由度和应用范围的扩大，在要求耐腐蚀性和深冲性用途上，例如在使用SUS304和实施防腐的高强度普通钢的各种用途上期待着能带来扩大应用范围的效果。

来源：《不锈》杂志

编译自《JFE技报》
张建平 杨小俊 编译

大明钢铁网材料与加工组整理