專利名稱：：焊接區(qū)的可成形性優(yōu)良并且耐蝕性優(yōu)良的鐵素體不銹鋼及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及焊接區(qū)可成形性優(yōu)良并且鋼耐蝕性優(yōu)良的鋼。更具體地講，本發(fā)明涉及這樣一種鐵素體不銹鋼，其中，通過調節(jié)鋼中的氧化物的組成和大小改進了該鐵素體不銹鋼的耐蝕性，并且基于氧化物的凝固成核通過使焊接區(qū)的凝固晶粒細微化改進了該鐵素體不銹鋼的焊接區(qū)的可成形性。
背景技術：
：近年來，車輛制造商通常采用具有耐熱性和耐蝕性的鐵素體不銹鋼來代替?zhèn)鹘y(tǒng)的鑄件或者涂鋁鋼板用于排氣系統(tǒng)的組件，從而通過減小車輛重量來滿足強化的車輛排放標準和提高的燃料效率。排氣系統(tǒng)的組件通常具有殼形和管形，并且通過焊接來生產(chǎn)和組裝。因此，考慮到排氣系統(tǒng)組件的性能，確保焊接區(qū)的質量特性是非常重要的。例如，當生產(chǎn)排氣系統(tǒng)的組件時，鋼板或者焊接的管(通過高頻焊接、TIG焊接、激光焊接等制造)被加工成期望的形狀，并且被再次焊接，從而生產(chǎn)所述組件。由于排氣系統(tǒng)組件具有非常復雜的形狀，所以鋼板或管的某些部分在加工過程中不可避免地經(jīng)受嚴重的應力。在鐵素體不銹鋼管的情況下，當焊接區(qū)經(jīng)歷二次加工例如彎曲或者擴展時，不管基材的可成形性多么優(yōu)良，在被焊接的金屬或者受熱區(qū)域上都會產(chǎn)生焊接裂紋，從而劣化焊接區(qū)的可成形性，這使得基材難以展現(xiàn)出它固有的可成形性。由于當在高加工速率下或者在冬天的低加工溫度下加工鋼材時出現(xiàn)脆性裂紋，所以這種現(xiàn)象在管的焊接區(qū)變得明顯。根據(jù)本領域已知的技術，使焊接區(qū)的可成形性劣化的原因通?？梢员豢偨Y為四種，這四種原因包括管銑磨(milling)期間的殘余應力、淬火、雜質元素例如C和N、以及凝固晶粒的粗化。作為釋放殘余應力的方法，最有效的是通過使整管退火來去除焊接區(qū)周圍的變形。在第1997-125209號日本專利特開公布公開的方法中，通過焊接生產(chǎn)的管在850。C1000。C下進行退火，然后以rc/秒或更快的冷卻速率冷卻。該^^開纟艮道了這種方法在退火之后可以將管的可成形性和韌性改進到冷軋鋼板的水平。然而，管的退火不可避免地增加了制造成本，并且對于為了確保高耐熱性和耐氧化性而進行了高度合金化的管來說不能充分地確保質量特性。焊接區(qū)的淬火與合金元素例如Si、Mn、Ti、Nb等以及雜質元素例如C、N等的量密切相關。合金元素被添加到鋼中作為改進制造工藝和產(chǎn)品特性的基礎元素，并且經(jīng)常難以控制合金元素的含量。因此，已經(jīng)積極研究和開發(fā)了降低雜質元素例如C和N的量的方法。作為本領域的已知技術，與對煉鋼工藝的改進例如真空吹氧脫碳(VOD)精煉技術一起，通過添加穩(wěn)定化元素例如Ti、Nb、Zr等來形成氮化物或者石友化物，從而降#^雜質元素例如C和N的量。然而，已經(jīng)指出存在以下問題，即，VOD工藝會將C+N的量降低到最多100ppm,并且導致生產(chǎn)率下降，以及由于增加工藝導致的成本增加。另外，為了通過添加穩(wěn)定化元素例如Ti、Nb、Zr等形成氮化物或碳化物來降低鋼中溶解的c和N的量，需要添加的穩(wěn)定化元素的量應該為C+N的量的8倍，在焊接金屬的情況下，穩(wěn)定化元素的量會被增加到C+N的量的20倍。然而，在煉鋼過程中，大量添加Ti易于形成粗糙的氧化物夾雜物或者沉淀，這導致連鑄坯的表面裂紋或者軋制過程中的表面缺陷，Zr導致例如水口堵塞等問題。另外，如在焊接區(qū)，當鋼的一部分經(jīng)歷快速加熱或者快速冷卻時，由于產(chǎn)生沉淀的時間段不充足，所以僅是增加Ti、Nb、Zr等的添加量導致鋼中的Ti、Nb、Zr、C和N的固溶體的量增加，而不是充分形成沉淀。近來，本領域已經(jīng)提出了對鋼的凝固組織和焊接的金屬區(qū)進行細微化來改進可成形性的工藝。調節(jié)凝固組織的工藝通?？梢苑譃榕c設備改進有關的技術，例如，熔融金屬的電磁感應攪拌(見Iron&Steel(鋼鐵)，第六版，66巻，1980年，38頁)；與添加合金元素來促進夾雜物的鐵素體成核有關的技術。采用基于電磁感應攪拌的技術，已知的是，通過在凝固過程中獲得熔融金屬的合適的攪拌位置，可以確保鋼具有大約40%60%的等軸晶率。盡管這種技術可以改進鋼的可成形性，但是當鋼在如焊接的情況下被再次熔化時，不能確保這種效果。為了利用夾雜物來使凝固組織細微化，現(xiàn)有技術中已知的是利用TiN沉淀的方法(文獻1和2)和利用氧化物的方法(文獻3到10)。在下面的描述中，％表示wt%(重量百分比)。1.Iron&Steel(鋼鐵)(66巻，1980年,110頁):AprocessofgeneratingTiNbyregulationofasuperheatingdegreeDTofmoltenmetalcontaining0.4%Tiand0.016%Ntobe40°Corless(通過將包含0.4%的Ti和0.016%的N的熔融金屬的過熱度DT調節(jié)為40。C或更低來產(chǎn)生TiN的工藝)。2.JP2000-160299:Atechniqueforensuringanequiaxedcrystalratioof60%atanoperationofpreparingaslabcontaining0.01%ormoreofseparateTiNinclusions(在制備包含0.01%或更多的分離的TiN夾雜物的坯的操作中，確保60%的等軸晶率的技術)。3.JP1997-217151、JP1997-271900:AprocessofrefiningsolidificationstructureofaweldedzonethroughformationofMg-Albasedcompositeoxidesbyadding0.001~0.02%Mgand0.001~0.2%Altosteel(通過向鋼中添加0.0010.02%的Mg和0.001~0.2%的Al來形成Mg-Al基復合氧化物，從而使焊接區(qū)的凝固組織細樣史化的工藝)。4.JP1998-324956:Aprocessofdistributing0.01-5mmMg-basedoxidesatadensityof3/mm2insteelbyinitiatingsolidificationofmoltenmetalwithin180secondsafteradding0.0005-0.01%Mgtothemoltenmetaldeoxidizedtohave0.01%orlessoxygen(通過向脫氧為具有0.01%或更少的氧的熔融金屬中添加0.0005%-0.01%的Mg之后，在180秒內啟動熔融金屬的凝固，以3/mm2的密度在鋼中分布0.01-5mm的Mg基氧化物的工藝)。5.JP2001-020046:AprocessofformingcompositeinclusionsofMg-AlbasedoxidesandTi-basednitridesinsteelwithacontentratiobetweenMgandAlrangingfrom0.3to0.5(以Mg和Al之間的含量比為0.3至0.5的范圍，在鋼中形成Mg-Al基氧化物和Ti基氮化物的復合夾雜物的工藝)。6.JP2001-181808:AtechniqueforimprovingformabilityofsteelwithoutcoldrollingbyrefiningsolidificationstructureusingMginclusionsformedbyadditionof0.0005-0.01%Mgtothesteel,whilecontrollingsuitablehotrollingconditions(利用向鋼中添加0.0005%至0.01%的Mg形成的Mg夾雜物，通過使凝固組織細微化，同時控制合適的熱軋條件，不采用冷軋來改進鋼的可成形性的技術)。7.JP2001-288543:Atechniqueforimprovingformability,surfaceproperties,andcorrosionresistanceofsteelbyrefiningsolidifiedgrainsthroughadditionofMgandCaatanamountof0.006%orlesstothesteel(通過向鋼中添加0.006%6或更少的量的Mg和Ca,來通過使凝固晶粒細微化從而改進鋼的可成形性、表面特性和耐蝕性的技術)。8.JP2001-294991:Aprocessofdistributing0.01-5mmcompositeinclusionsofMg-basedoxidesandTiNprecipitatesatadensityof3/mm2ormoreinsteel(以3/mm2或更高的密度在鋼中分布Mg基氧化物和TiN沉淀的0.01-5mm復合夾雜物的工藝)。9.JP2002-285292:Atechniqueofpreventingbrittlecracksduringsteelplateandsteelpipemanufacturingprocessesbyadding0.001~0.05%Y，arare-earthelement,toforminclusionssuchasAl-Y,Mg-Y，Al-Mg-Ywhilerefiningsolidifiedgrains(通過添加0.001~0.05%的Y、稀土元素來形成例如Al-Y、Mg-Y、Al-Mg-Y的夾雜物，同時使凝固晶粒細微化，從而防止鋼板和鋼管制造工藝期間的脆性裂紋的技術)。10.JP2002-336990:Aprocessofdistributing0.3mmormoreTiandAl-basednitridesatadensityof1.5><104/mm2ormoreinweldedmetalbyadding0.01~0.3%Tiand0.010.2%AltosteelwhileusingAr，02，C02,He,andthelikeasaprotectivegas(通過向鋼中添力口0.010.3%的Ti禾口0.01~0.2%的Al,同曰于使用Ar、02、C02、He等作為保護氣體，以1.5xl0"mm2或更高的密度在焊接金屬中分布0.3mm或更大的Ti和Al基氮化物的工藝)。11.JP2003-221652:Aprocessofactivatingferrite(111)planesasnucleationsitesduringhotrolling,withCaSorCaOdispersedinsteelbycontrollingthecontentsofOandStobeintherangeofS/l.25+0/5^0.003inthesteelcomprising0.00030.003%Caand0.01%orlessOwhileoptionallyadding0.0010.3%Zrtothesteel(通過控制包含0.00030.003%的Ca和0.01%或更低的O的鋼中的O和S的含量在S/1.25+O/520.003的范圍內，使CaS或CaO分散在鋼中，同時可選地向該鋼中添加0.0010.3%的Zr，在熱軋過程中將作為成核位置的鐵素體(111)面活化的工藝)。文獻1和文獻2的才支術可以通過^i容融金屬中的TiN結晶來^_鋼4^的凝固組織細微化。然而，這些技術難以應用到熔融金屬的溫度控制困難的情況，例如焊接的情況。另外，由于大量的Ti和TiN降低鋼的韌性，所以TiN會導致在鐵素體不銹鋼上形成明顯的脆性裂紋。文獻3至文獻10的技術是用氧化物促進凝固成核的工藝，通過向熔融金屬中單獨或者組合添加Mg、Y等在熔融金屬中形成所述氧化物。然而，當向熔融金屬中添加Mg和Y時，這些元素的高氧化反應性使得難以期望回收率(recoveryrate)，導致鋼產(chǎn)品之間頻繁的質量偏差，并且這些元素的易爆特性使得難以管理。因此，這些技術不能應用到工業(yè)領域。文獻11的技術是在熱成形過程中在熔融金屬中形成CaS和CaO來促使產(chǎn)生表現(xiàn)出高的可成形性的鐵素體(111)面的工藝。在這種技術中，向熔融金屬中添加Ca之后，加入Zr來去除殘余的氧含量，從而形成粗糙的氧化物夾雜物或者辟u化物。這種粗糙的夾雜物降低了鋼的表面質量，并且引起與夾雜物和基材之間的界面的表面面積增加有關的耐蝕性下降。此外，由于添加大量的Zr，所以這種技術導致制造成本增加。這樣，仍然需要可以確保焊接區(qū)的可成形性和鋼的耐蝕性的鐵素體不銹鋼。
發(fā)明內容技術問題本發(fā)明意在解決現(xiàn)有技術中的上述問題，因此，本發(fā)明的一方面在于提供一種焊接區(qū)具有優(yōu)良的可成形性并且鋼的耐蝕性優(yōu)良的鐵素體不銹鋼及其制造方法。技術方案根據(jù)本發(fā)明的一方面，本發(fā)明提供了一種鐵素體不銹鋼，所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01。/。或更少的C、0.01。/?；蚋俚腘、1.0%或更少的Si、1.0%或更少的Mn、10.0%20.0%的Cr、0.15%或更少的Al、0.0005%0.002%的Ca、0.0018%~0.01%的Zr、0.004%~0.008%的O、以及余量的Fe和其它不可避免的雜質。這里，所述鐵素體不銹鋼還可以包含0.01%0.5%的Nb和0.01%0.5%的Ti中的一種。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，本發(fā)明提供了一種制造熱軋或冷軋鐵素體不銹鋼的方法，所述方法包括以下步驟在電爐中制備不銹熔融金屬；精煉制備的不銹熔融金屬；連鑄精煉的熔融金屬來提供鋼錠；軋制鑄錠；對軋制的鋼進行退火，從而提供鐵素體不銹鋼，所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01。/o或更少的C、0.01%或更少的化L()o/o或更少的Si、1.0Q/o或更少的Mn、10.0%20.0%的Cr、0.15。/o或更少的八1、0.0005%~0.002%的Ca、0.0018%0.01%的Zr、0.004%~0.008%的O、0.01%~0.5%的Ti、以及余量的Fe和其它不可避免的雜質，其中，精煉步驟包括按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序添加Zr和Ca。這里，所述鐵素體不銹鋼還可以包含0.01%~0.5%的Nb和0.01%~0.5%的Ti中的一種。所述精煉步驟還可以包括在向熔融金屬中添加Zr之前將氧的量控制在0.01%或更少。在下文中將詳細描述本發(fā)明的實施例。'通過使焊接區(qū)中的凝固晶粒細微化，并且通過形成充足的碳氮化物來降低殘余的C和N的量，確保根據(jù)本發(fā)明的鐵素體不銹鋼具有改進的焊接區(qū)的低溫可成形性和改進的耐蝕性。現(xiàn)在，將結合鐵素體不銹鋼的各種組分來描述本發(fā)明。C和N:C和N是劣化基材和焊接區(qū)的可成形性的元素。因此，盡管期望盡可能地抑制C和N的含量，但是考慮到制造成本的增加，本發(fā)明的鐵素體不4秀鋼含有0.01%或更少的C以及0.01%或更少的N。Si、Mn、Al、P和S:盡管在鋼中總是存在這些元素，但是這些元素的含量過多導致可成形性和作為不銹鋼的主要特性之一的耐蝕性的劣化。因此，提出了鐵素體不4秀鋼包含1.0%或更少的Si、1.0%或更少的Mn、0.15%或更少的Al、0.040%或更少的P以及0.010%或更少的S。Cr:由于Cr的含量少于10%引起作為不銹鋼的基本特性之一的耐蝕性缺乏，所以Cr的含量被設定為10%或更多。另一方面，由于Cr的含量過多經(jīng)常導致焊接區(qū)的韌性劣化，所以Cr的含量具有20%或更低的上限。Ca:本發(fā)明的主要目標之一是改進可焊性，Ca是改進可焊性所必需的元素。為了改進可焊性，期望向鋼中添加0.0005%或更多的Ca。當向鋼中添加0.002。/?；蚋嗟腃a時，氧化物夾雜物的尺寸增加，并且不利地影響耐蝕性。因此，Ca的含量具有0.002%的上限。Zr:與Ca類似，本發(fā)明的主要目標之一是改進可焊性，Zr也是改進可焊性所必需的元素。另外，Zr通過將氧化物顆粒的尺寸最小化來改進鋼的耐蝕性。此外，Zr通常形成氮化物或碳化物，氮化物或碳化物隨后與氧化物一起形成復合夾雜物。為了改進可焊性和耐蝕性，期望包含0.002%或更多的Zr。然而，當向鋼中添加0.01。/o或更多的Zr時，存在由于添加量增多引起的成本增加的問題以及在制造工藝過程中的水口阻塞的問題。因此，Zr的含量具有0.01%的上限。0:O是形成Zr和Ca基氧化物的元素。O的含量少于或等于0.004%導致難以形成氧化物，而O的含量等于或大于0.008%導致質量改進的效果差。在焊接區(qū)必須具有極好的可成形性的情況下，存在鐵素體不銹鋼優(yōu)選地包含0.005%的或更少的O。Ti:Ti作為改進可成形性的元素添加。當Ti以0.01%或更多的量添加時，可以展現(xiàn)出Ti的作用。然而，當Ti的含量超過0.5%時，存在由于鋼中溶解的Ti的量增加導致可成形性劣化的問題。還可以根據(jù)鋼的期望的特性向具有上述組成的鋼中添加其它合金元素。例如，當試圖改進耐蝕性時，還可以以0.1%2.0%的量添加Mo、Ni和Cu中的至少一種。當Mo、Ni和Cu中的至少一種的含量大于或等于0.1%時，可以改進耐蝕性。然而，上述含量超過2.0%導致可成形性劣化并且成本增加。另外，Nb可以增加到0.5。/。。當Nb的含量超過0.5%時，存在由于鋼中溶解的Nb的量增加而導致的可成形性劣化的問題。為了通過添加Nb來形成NbN、NbC等從而改進可成形性，Nb的含量優(yōu)選地在0.01%~0.5%的范圍內。當滿足才艮據(jù)本發(fā)明的組成時，鋼包含Ca-Zr或者Ca-Zr-Ti基氧化物。這些氧化物的尺寸為1(im3[xm，并且以5個顆粒/mn^至10個顆粒/mn^的密度分布。在這種情況下，鋼可以具有Ti或Nb基沉淀，所述沉淀具有l(wèi))im或更小的尺寸并且以39000個沉淀/mi^或更大的密度分布。接著，將描述根據(jù)本發(fā)明的制造鐵素體不銹鋼的方法。本發(fā)明的鐵素體不銹鋼通過以下工藝來制造。首先，在電爐中制備不銹熔融金屬。接著，熔融金屬經(jīng)過精煉和連鑄來提供鋼錠，然后，鋼錠被軋制來提供軋制的鋼產(chǎn)品。最后，對軋制的鋼產(chǎn)品進行退火。根據(jù)本發(fā)明的示例性實施例，在精煉操作中按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序添加Zr和Ca,從而得到Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物。在這種情況下，可以通過將氧的含量控制到0.01%或更少來更加有效地調節(jié)氧化物的量。傳統(tǒng)上，殘余的氧可以按照向熔融金屬中順序添加Ca和Zr的方式來去除。然而，在這種情況下，形成粗糙的CaO或CaS,從而劣化鋼的表面質量和耐蝕性，并且大量添加Zr增加制造成本。在Ca與氧單獨反應形成CaO的情況下，由于氧化物的過大的尺寸會導致發(fā)生以上問題。另外，ZrO由于它的尺寸小而不能作為凝固核。因此，本發(fā)明的目標在于通過形成Ca和Zr的復合氧化物來調節(jié)氧化物的尺寸，從而使氧化物適于作為凝固核。這里，由于Ca的氧反應性比Zr的氧反應性高，所以Zr應該在添加Ca之后添加到熔融金屬中，或者在同時添加Ca和Zr時向熔融金屬中添加大量的Zr，從而得到本發(fā)明的期望的效果。然而，大量添加Zr結果通過產(chǎn)生大量的ZrO和ZrN而導致脆性裂紋，并且增加制造成本。根據(jù)本發(fā)明，在Ca之前將Zr添加到熔融金屬中。當預先向熔融金屬中添加少量的Zr時，由于形成ZrO而降低了氧的濃度。此后，加入Ca,并且Ca與Zr—起形成復合氧化物，從而通過優(yōu)化氧化物的尺寸來改進可成形性和耐蝕性。Ti與N反應形成TiN,降低了氮的濃度，從而改進了可成形性。盡管在精煉操作之前，即，在將Zr和Ca添加到熔融金屬之前向熔融金屬中添加Ti,但是由于TiN的熔點低于Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物的熔點，所以在Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物之后形成TiN，并且TiN按照TiN圍繞一部分Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物的方式與Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物一起形成復合夾雜物。與Ti的情況類似，Nb也形成氮化物，氮化物隨后與Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物一起形成另一種復合夾雜物。Nb可以選擇性地或者組合性地與Ti一起添加到熔融金屬中。由于氧化物和復合夾雜物具有高熔點，所以即使在對在熔融金屬操作中形成有氧化物和復合夾雜物的鋼進行悍接的情況下，氧化物和復合夾雜物保留并且作為鋼的新凝固組織的凝固核，所以氧化物和復合夾雜物在改進鋼的焊接區(qū)的可成形性和耐蝕性方面是有效的。構成Ti或Nb基沉淀的Ti或Nb與熔融金屬中的碳反應形成TiC或NbC形式的沉淀，從而改進可成形性。盡管由碳化物構成沉淀的主要組成，但是氮化物也可以部分地構成沉淀。根據(jù)本發(fā)明的精煉工藝的一個示例在表1中示出。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>在表l中，當在向熔融金屬中添加Zr之前添加Ca時，由于Ca的氧反應性高于Zr的氧反應性，所以形成例如CaO或ZrO的單個氧化物。另一方面，當在向熔融金屬中添加Ca之前添加Zr時，形成例如Ca-Zr基氧化物的復合氧化物。在這種情況下，提高了Zr的回收率。根據(jù)本發(fā)明，只要經(jīng)過熔化和凝固工藝進行焊接，任何焊接工藝例如GTA焊接、激光焊接和等離子體焊接都改進了可焊性。焊接條件可以對應于各種條件例如鋼的組成、鋼板的厚度、目標等進行選"^。有益效果如上所述，本發(fā)明的鐵素體不銹鋼通過組合添加Ca和Zr使焊接區(qū)中的凝固晶粒細微化，改進了焊接區(qū)的可成形性和鋼的優(yōu)良的耐蝕性。具體實施例方式下面，將結合示例來描述本發(fā)明，通過示出的方式給出這些示例，這些示例不限制本發(fā)明的范圍。試驗示例1將表2中示出的具有不同組成的IO種鐵素體不銹鋼產(chǎn)品熔化，接著進行熱軋、退火、酸洗、冷軋、二次酸洗等，來制備厚度為1.5mm的鋼板。然后，每個鋼板經(jīng)歷GTA焊接。在表2中，示例1具有STS409L的基礎合金組成，示例2和示例3包含單獨添加到其中的Ca。示例4至示例9包含在改變C+N的含量的情況下組合添加到其中的Ca和Zr。示例IO是沒有調節(jié)氧含量的對比示例。對于Nb，示例4包含0.14%，示例9包含0.012%,其它示例包含0.031%。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>本發(fā)明的方法包括在電爐中制備具有表l中示出的組成的不銹熔融金屬，精煉制備的不銹熔融金屬，連鑄精煉的熔融金屬來提供鋼錠，軋制鑄錠，將軋制的鋼進行退火，其中，精煉操作包括將氧的量控制到0.004%0.008%，并且剛好在連鑄操作之前按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序地加入Zr和Ca。在AOD或者VOD操作中，利用Si或Al脫氧劑來進行氧含量控制。另一方面，當在電爐操作或者AOD或VOD操作中向熔融金屬中添加Ca和Zr時，由于Ca和Zr的揮發(fā)性，因此Ca和Zr的剩余含量會被降低。因此，剛好在連鑄操作之前向熔融金屬中加入Ca和Zr。Fe-Ca基的板用作Ca,純金屬板用作Zr。利用DC型焊接機(最大焊接電流為350A)來進行GTA堆焊(bead-on-platewelding)。包含的焊接條件為焊接電流為IIOA，焊接速度為0.32m/min、鴒電才及直徑為2.5mm、電才及頂角為100度、弧長為1.5mm、氬保護氣體(15//min)。利用光學顯微鏡來測量焊接區(qū)的晶粒大小。在用砂紙和研磨劑研磨焊接區(qū)的橫截面之后，焊接區(qū)的研磨后的橫截面經(jīng)過硝酸化乙醇腐蝕溶液的電蝕刻，并且進行觀察。利用微型維氏硬度計以0.2mm的間隔在200g的重量下測量焊接區(qū)的硬度分布，保持時間段為10秒。為了測量氧化物和沉淀顆粒的分布，通過利用電子探針顯微分析儀(EPMA)按照將每個拋光樣品放置在EPMA中，映射構成氧化物和沉淀的元素，接著計算氧化物和沉淀顆粒的占有率的方式在10個視野中以5000的量級來測量大小為l)im或更大的氧化物和沉淀顆粒的數(shù)量和尺寸，接著。另外，對于小于lpm的氧化物和沉淀，用篩網(wǎng)獲得復制品，并在透射型電子顯微鏡的IO個視野中以10000100000的量級進行分析。通過在-60。C100。C的測試溫度下對1/4小尺寸試樣(1.5mm厚度xl0mm寬度x55mm長度)進行卻貝沖輝驗測試，來測試焊接區(qū)的DBTT特性。對于13點蝕測試(pittingtest)，用#600粒度的砂紙研磨cp5盤試樣，在空氣中放置5小時或更長時間，從而在試樣上形成鈍化膜。對于這種測試，使用800mL3.5%的NaCl溶液。表3示出了針對以上所述的IO種測試樣品的焊接區(qū)的沖擊特性和鋼的耐蝕性的測試結果。與沒有添加Ca或Zr以及單獨添加Ca的示例1至示例3相比，組合添加Ca和Zr的本發(fā)明示例的示例4至示例9減小了焊接區(qū)的晶粒尺寸和硬度，并且顯示出改進的DBTT特性和沖擊能偏差。另外，可以認識到添加Ca和Zr兩者的示例增加了點蝕電位，/人而同時改進了耐蝕性。具體地講，可以認識到當按照組合方式添加Ca和Zr時，即^f吏添加的C和N的水平在180ppm，也可以確保焊接區(qū)的低溫沖擊特性和鋼的耐蝕性，或許縮短精煉工藝的時間。另外，與沒有調節(jié)氧濃度的示例IO相比，本發(fā)明的氧濃度被調節(jié)到0.01%或更低的示例改進了可焊性和優(yōu)良的耐蝕性。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>試馬全示例2將表4中示出的具有不同組成的5種鐵素體不銹鋼產(chǎn)品熔化，接著進行熱軋、退火、冷軋等，來制備厚度為1.5mm的鋼板。然后，每個鋼板經(jīng)歷GTA焊接。在表4中，示例11具有STS409L的基礎合金組成，示例12包含單獨添加到其中的Ca。示例13至示例15包含在改變C+N的含量的情況下組合添加到其中的Ca和Zr。對于Nb,示例11、12、14和15包含0.013%,示例13包含0.014%。表4鐵素體不銹鋼的熔融金屬的組成(wt%)<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>本發(fā)明的方法包括在電爐中制備具有表4中示出的組成的不銹熔融金屬，精煉制備的不銹熔融金屬，連鑄精煉的熔融金屬來提供鋼錠，軋制鑄錠，將軋制的鋼進行退火，其中，精煉操作包括剛好在連鑄操作之前按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序地加入Zr和Ca。當在電爐:操作或者在AOD或VOD操作中向熔融金屬中添加Ca和Zr時，由于Ca和Zr的揮發(fā)性，因此Ca和Zr的剩余含量會被降低。因此，剛好在連鑄操作之前向熔融金屬中加入Ca和Zr。Fe-Ca基的板用作Ca，純金屬板用作Zr。利用DC型焊接機(最大焊接電流為350A)來進行GTA堆焊。包含的焊接條件為焊接電流為IIOA,焊接速度為0.32m/min、鴒電極直徑為2.5mm、電極頂角為100度、弧長為1.5mm、氬保護氣體(15〃min)。利用光學顯微鏡來測量焊接區(qū)的晶粒大小。在用砂紙和研磨劑研磨焊接區(qū)的橫截面之后，焊接區(qū)的研磨后的橫截面經(jīng)過硝酸化乙醇腐蝕溶液的電蝕刻，并且進行觀察。利用微型維氏硬度計以0.2mm的間隔在200g的重量下測量焊接區(qū)的硬度分布，保持時間段為10秒。為了測量氧化物和沉淀顆粒的分布，通過利用EPMA按照將每個拋光樣品放置在EPMA中，映射構成氧化物和沉淀的元素，接著計算氧化物和沉淀顆粒的占有率的方式在10個^L野中以5000的量級來測量大小為l)im或更大的氧化物和沉淀顆粒的數(shù)量和尺寸。另外，對于小于lpm的氧化物和沉淀，用篩網(wǎng)獲得復制品，并在透射型電子顯微鏡的IO個視野中以10000100000的量級進行分析。通過在-60。C100。C的測試溫度下對1/4小尺寸試樣(1.5mm厚度xl0mm寬度x55mm長度)進行卻貝沖輝驗測試，來測試焊接區(qū)的DBTT特性。對于點蝕測試(pittingtest),用將OO粒度的砂紙研磨cp5盤試樣，在空氣中放置5小時或更長時間，從而在試樣上形成鈍化膜。對于這種測試，使用800rnL3.5%的NaCl溶液。表5示出了針對以上所述的5種測試樣品的焊接區(qū)的沖擊特性的測試結果。與沒有添加Ca或Zr以及單獨添加Ca的示例11至示例12相比，組合添加Ca和Zr的本發(fā)明示例的示例13至示例15減小了焊接區(qū)的晶粒尺寸和硬度，并且顯示出改進的DBTT特性和沖擊能偏差。具體地講，可以認識到當按照組合的方式添加Ca和Zr時，即使添加的C和N的水平在180ppm，也可以確保焊接區(qū)的低溫沖擊特性和鋼的耐蝕性，或許縮短精煉工藝的時間。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>權利要求1、一種鐵素體不銹鋼，所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01％或更少的C、0.01％或更少的N、1.0％或更少的Si、1.0％或更少的Mn、10.0％～20.0％的Cr、0.15％或更少的Al、0.0005％～0.002％的Ca、0.0018％～0.01％的Zr、0.004％～0.008％的O、以及余量的Fe和其它不可避免的雜質。2、根據(jù)權利要求1所述的鐵素體不銹鋼，其中，所述不銹鋼包含Ca-Zr基氧化物和Ti基沉淀。3、根據(jù)權利要求2所述的鐵素體不銹鋼，其中，所述不銹鋼包含Ca-Zr-Ti基氧化物。4、根據(jù)權利要求2所述的鐵素體不銹鋼，其中，所述不銹鋼包含尺寸為l(im~3|im并且以5個顆粒/mm2至10個顆粒/mm2的密度分布的Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物，以及尺寸為l(im或更小并且以39000個沉淀/mir^或更大的密度分布的Ti基沉淀。5、根據(jù)權利要求1所述的鐵素體不銹鋼，其中，當焊接所述不銹鋼時，不銹鋼的焊接區(qū)具有300pm或更小的晶粒尺寸以及145Hv或更小的硬度。6、一種鐵素體不銹鋼，所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01%10.0%~20.0%的Cr、0.15。/?；蚋俚陌?、0.0005%0.002%的Ca、0.0018%~0.01%的Zr、0.004%0.008%的O、從由0.01%~0.5%的Nb和0.01%0.5%的Ti組成的組中選4奪的至少一種以及余量的Fe和其它不可避免的雜質。7、根據(jù)權利要求6所述的鐵素體不銹鋼，其中，所述不銹鋼包含Ca-Zr基氧化物和Ti基沉淀。8、根據(jù)權利要求7所述的鐵素體不銹鋼，其中，所述不銹鋼包含Ca-Zr-Ti基氧化物。9、根據(jù)權利要求6所述的鐵素體不銹鋼，其中，當焊接所述不銹鋼時，不銹鋼的焊接區(qū)具有300pm或更小的晶粒尺寸以及155Hv或更小的硬度。10、一種制造鐵素體不銹鋼的方法，所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01%或更少的C、0.01。/o或更少的N、1.0n/o或更少的Si、1.0%或更少的Mn、10.0%20.0%的Cr、0.15%或更少的Al、0.0005%~0.002%的Ca、0.0018%~0.01%的Zr、0.004%0.008%的O、以及余量的Fe和其它不可避免的雜質，所述方法包括以下步驟在電爐中制備不銹熔融金屬；精煉制備的不銹熔融金屬；連鑄精煉的熔融金屬來提供鋼錠；軋制鑄錠；對軋制的鋼進行退火；其中，精煉步驟包括將氧的量控制在0.01%或更少、接著按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序添加Zr和Ca。11、根據(jù)權利要求IO所述的方法，其中，當焊接不銹鋼時，不銹鋼的焊接區(qū)包括尺寸為1)im3fim并且以5個顆粒/mn^或更大的密度分布的Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物，以及尺寸為l)im或更小并且以39000個沉淀/mr^或更大的密度分布的Ti基沉淀。12、根據(jù)權利要求IO所述的方法，其中，當焊接所述不銹鋼時，不銹鋼的焊接區(qū)具有300pm或更小的晶粒尺寸以及145Hv或更小的硬度。13、一種制造鐵素體不銹鋼的方法，所述鐵素體不銹鋼按重量計包含0.0ly?；蚋俚腃、0.01。/o或更少的N、1.0。/o或更少的Si、1.0。/o或更少的Mn、10.0%20.0%的0%0.15%或更少的八1、0.0005%0.002%的Ca、0.0018%~0.01%的Zr、0.004%0.008%的0、從由0.01%~0.5%的Nb和0.01%~0.5%的Ti組成的組中選擇的至少一種以及余量的Fe和其它不可避免的雜質，所述方法包括以下步驟在電爐中制備不銹熔融金屬；精煉制備的不銹熔融金屬；連鑄精煉的熔融金屬來提供鋼錠；軋制鑄錠；對軋制的鋼進行退火；其中，精煉步驟包括按照Zr和Ca的順序向熔融金屬中順序添加Zr和Ca。14、根據(jù)權利要求13所述的方法，其中，當焊接不銹鋼時，不銹鋼的焊接區(qū)具有300pm或更小的晶粒尺寸以及155Hv或更小的硬度。全文摘要本申請公開了一種鐵素體不銹鋼及其制造方法。所述鐵素體不銹鋼按重量百分比計包含0.01％或更少的C、0.01％或更少的N、1.0％或更少的Si、1.0％或更少的Mn、10.0％～20.0％的Cr、0.15％或更少的Al、0.0005％～0.002％的Ca、0.0018％～0.01％的Zr、0.004％～0.008％的O、以及余量的Fe和其它不可避免的雜質。該鐵素體不銹鋼通過組合添加Ca和Zr對焊接區(qū)中的凝固晶粒進行細微化，改進了焊接區(qū)的可成形性和鋼的優(yōu)良的耐蝕性。文檔編號C22C38/00GK101528963SQ200780038749公開日2009年9月9日申請日期2007年10月16日優(yōu)先權日2006年10月20日發(fā)明者樸浚植,李元培,李鐘鳳,禹仁秀,金正吉申請人:Posco公司