專利名稱：焊接區(qū)的耐蝕性優(yōu)良的低鉻不銹鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種焊接區(qū)的耐蝕性優(yōu)良的低鉻不銹鋼，該低鉻不銹鋼可在腐蝕環(huán)境嚴(yán)酷的用途中使用，可提高多次焊接(多道焊接)時的焊接熱影響區(qū)中的耐晶間腐蝕性，而且能夠回避焊接熱影響區(qū)的在與接合部(bond portion)鄰接的部位發(fā)生的優(yōu)先腐蝕,可作為結(jié)構(gòu)用鋼等長期使用。
背景技術(shù)：
鋼中的鉻含量低、且鎳含量低的含鉻不銹鋼與SUS304鋼這樣的奧氏體系不銹鋼相比較，在價格上非常有利，因此適合于如結(jié)構(gòu)用鋼那樣大量使用的用途。這樣的含鉻鋼根據(jù)其成分組成的不同有鐵素體組織或馬氏體組織，但一般鐵素體系或馬氏體系不銹鋼在焊接區(qū)的低溫韌性或耐蝕性方面較差。例如，在為以SUS410所代表的馬氏體系不銹鋼的情況 下，由于C含量高到O. lmass%左右，因此除了焊接區(qū)韌性及焊接區(qū)的加工性較差以外，在焊接時需要預(yù)熱，焊接作業(yè)性也較差，因而在用于要求焊接的部件時殘存問題。作為防止這樣的焊接區(qū)的特性劣化的手段，提出了如專利文獻(xiàn)I及專利文獻(xiàn)2中記載的、通過在焊接區(qū)形成馬氏體組織來防止降低耐蝕性及低溫韌性的方法。專利文獻(xiàn)I 提出的方法是含有 Cr :10 18mass%、Ni :0. I 3. 4mass%、Si :1. Omass% 以下及 Mn :4. Omass%以下，進(jìn)而將以下元素降低到C 0. 030mass%以下、N 0. 020mass%以下，在焊接熱影響區(qū)生成粗大馬氏體組織的方法，提出了由此提高焊接區(qū)性能的焊接結(jié)構(gòu)用馬氏體系不銹鋼。這樣的在焊接區(qū)采用馬氏體相變的低鉻不銹鋼實際上已作為海上集裝箱的骨架使用，但迄今為止沒有聽到焊接區(qū)中的耐蝕性或低溫韌性成為問題的例子。但是，可知在使用環(huán)境嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境(鋼材的潤濕時間長、氯化物濃度高、高溫、PH低等)下使用的情況下，出現(xiàn)焊接區(qū)的耐蝕性并不充分的情況。例如，報告了在運輸煤炭及鐵礦石的鐵路貨車的車箱等中使用的情況下，在焊接熱影響區(qū)發(fā)生晶間腐蝕。這是因為因Cr碳化物在多次焊接的熱影響區(qū)析出而產(chǎn)生的Cr缺乏層發(fā)生了腐蝕。作為改善低鉻不銹鋼的焊接熱影響區(qū)的耐蝕性及焊接區(qū)韌性的方法，上述的鋼的高純度化以及加入到其中以碳化物或氮化物的形式固定碳或氮的元素的添加是有效的，因此公開了用此方法制造的多種鋼。例如，專利文獻(xiàn)3中公開了通過適量添加碳及氮穩(wěn)定化元素即Nb或Ti，防止采用馬氏體相變的含鉻鋼的焊接區(qū)的耐晶間腐蝕性劣化，同時低溫韌性優(yōu)良的含鉻鋼。專利文獻(xiàn)4中也同樣公開了添加碳氮化物形成元素即Ti、Nb、Ta或Zr，提高焊接區(qū)的耐蝕性的Fe-Cr合金。但是，在該文獻(xiàn)中，含有Co、V及W是必須的，以提高耐初期生銹性為目的。在添加了 Ti或Nb等穩(wěn)定化元素的馬氏體系不銹鋼中，盡管焊接熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性得以提高，但存在的問題是在焊縫金屬和與其鄰接的具有粗大馬氏體組織的熱影響區(qū)的界面(接合部)附近發(fā)生優(yōu)先腐蝕。
該現(xiàn)象如非專利文獻(xiàn)I所公開的那樣，與在SUS321或SUS347的穩(wěn)定系奧氏體系不銹鋼的焊接區(qū)看到的被稱為刀狀腐蝕(knife line attack)的現(xiàn)象類似。焊縫金屬和熱影響區(qū)的界面(接合部)優(yōu)先發(fā)生腐蝕擴展，腐蝕區(qū)域擴大，因此是應(yīng)該改善的課題。刀狀腐蝕的原因在于，在對利用TiC或NbC固定了 C的不銹鋼進(jìn)行焊接時，當(dāng)在其熱過程升溫到大約1200°C以上的區(qū)域TiC或NbC固溶，并在其后的冷卻過程中通過敏化溫度區(qū)時，Cr碳化物在晶界析出，從而降低耐蝕性。因此，專利文獻(xiàn)5中公開了多次焊接后熱影響區(qū)的耐蝕性仍優(yōu)良，沒有產(chǎn)生刀狀腐蝕，可進(jìn)行多道焊接的低鉻不銹鋼；并提出將評價奧氏體穩(wěn)定度的指標(biāo)YP ( Y勢gamma potential)規(guī)定為80%以上,將以下元素規(guī)定在Cr :10 15%、Mn :大于 I. 5% 且小于等于 2. 5%、Ni :0. 2 I . 5%、Ti 4X (C% + N%)以上。yp = 420XC% + 470XN% + 23XNi% + 9XCu% + 7XMn% — 11. 5XCr% -11. 5XSi% — 12XMo% — 23XV% — 47XNb% — 49XTi% — 52XA1% + 189 彡 80%此外，專利文獻(xiàn)5提出了如下的方案為防止熱軋時的邊緣裂紋(邊部裂紋)，將熱軋工序中的加熱溫度控制在奧氏體單相區(qū)或S鐵素體量達(dá)到超過50%的溫度，為防止TiN結(jié)晶造成的表面缺陷，使Ti XN在0. 004以下。另一方面，低鉻不銹鋼的焊接熱影響區(qū)表面與SUS304或SUS430等相比較，為人所知的問題是由于加厚生成氧化皮，因而在氧化皮正下方形成Cr缺乏層，產(chǎn)生形態(tài)與刀狀腐蝕類似的腐蝕，在專利文獻(xiàn)5中，不僅為了防止多道焊接熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性，而且為了防止發(fā)生焊接區(qū)熔接線附近的優(yōu)先腐蝕，優(yōu)選將Mn規(guī)定為I. 5 2. 5%，將Cr量規(guī)定為11. 4%以上。但是，本發(fā)明人的研究已經(jīng)判明在Mn量為1.5%以上時，如果不將Cr量控制在13%以上，則不能防止焊接接合部附近的優(yōu)先腐蝕。此外還發(fā)現(xiàn)該鋼中的焊接熱影響區(qū)的接合部附近的優(yōu)先腐蝕在奧氏體系不銹鋼中，很少是由一般為人所知的Ti (CN)的固溶和繼續(xù)產(chǎn)生的敏化所引起的，大部分起因于上述的氧化。為了抑制起因于焊接時的氧化的Cr缺乏層的腐蝕，將母材中的Cr量提高到13%以上是有效的，在馬氏體系不銹鋼的通常的Cr量即10 13%的范圍內(nèi)，不能充分防止與刀狀腐蝕類似的腐蝕。另一方面，將Cr量提高到13%以上由于使奧氏體單相溫度區(qū)變得狹窄，由S鐵素體導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)的韌性下降，或損害熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性，因而是困難的。因此，期待著在13%以下的Cr量中，抑制焊接熱影響區(qū)的氧化皮生成、且提高耐蝕性的技術(shù)?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特公昭51-13463號公報專利文獻(xiàn)2 :日本特公昭61-23259號公報專利文獻(xiàn)3 :日本特開2002-327251號公報專利文獻(xiàn)4 :日本專利第3491625號公報專利文獻(xiàn)5 :日本特開2009-13431號公報非專利文獻(xiàn)非專利文獻(xiàn)I :溶接學(xué)會誌(日本焊接學(xué)會志)，第44卷，1975，第8號，679頁

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題本發(fā)明的課題在于，提供一種最合適的低鉻不銹鋼，其可以防止對利用馬氏體相變的低鉻不銹鋼進(jìn)行多次焊接(多道焊接)時的焊接區(qū)的耐蝕性劣化，即使在用于運輸煤炭及鐵礦石的鐵路貨車這樣的嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境中，多道焊接區(qū)的耐晶間腐蝕性也優(yōu)良，同時不會產(chǎn)生在接合部附近發(fā)生的優(yōu)先腐蝕，而且制造性也優(yōu)良。用于解決課題的手段發(fā)明人為解決上述的課題而進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果獲得了如下的見解要防止多次焊接(多道焊接)時的焊接接頭晶間腐蝕(we I d decay )的發(fā)生，可通過添加使成為晶間腐蝕的發(fā)生原因的碳及氮穩(wěn)定化的Ti及Nb來完成，但另一方面，在添加Ti及Nb時，對于防止與接合部鄰接的熱影響區(qū)的優(yōu)先腐蝕(刀狀腐蝕)的發(fā)生沒有效果。 于是，為防止與接合部相接的熱影響區(qū)的優(yōu)先腐蝕而進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)由于與接合部鄰接的熱影響區(qū)暴露在非常高的高溫下，因此根據(jù)鋼材成分的不同，只在該部位加厚形成氧化皮，氧化皮正下方的Cr濃度降低，形成所謂的Cr缺乏層，其結(jié)果是，產(chǎn)生現(xiàn)象上與刀狀腐蝕類似的優(yōu)先腐蝕，對于控制氧化皮，有效的方法是使Cr在13%以上，或降低Mn、Ti 量。也就是說，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)通過使Mn在I. 5%以下，同時使Ti在0. 25%以下，即使Cr量為13%以下也能夠降低氧化皮生長，能夠抑制起因于氧化皮正下方的Cr缺乏層的腐蝕。此外，還獲得了如下的見解雖是罕見的現(xiàn)象，但對于在與接合部相接的熱影響區(qū)，Ti等穩(wěn)定化元素不能固定C、N而產(chǎn)生敏化作用，從而產(chǎn)生刀狀腐蝕狀的腐蝕的問題，SP便是馬氏體系不銹鋼也需要通過降低C、N以抑制敏化作用，但是，如果過分降低C、N量，則擴大S單相溫度范圍，與接合部相接的HAZ部的晶粒粗大化而損害韌性，因此，重要的是將C控制在0. 015 0. 025%、將N控制在0. 080 0. 014%。此外還判明如果Ti或N的含量增加，則因TiN的結(jié)晶而成為表面缺陷的原因，所以需要將Ti和N之積控制在0. 003以下。另外還發(fā)現(xiàn)除了提高焊接熱影響區(qū)的耐蝕性以外，為了防止焊接區(qū)韌性的降低，同時還需要設(shè)計滿足記述奧氏體穩(wěn)定度的下式(A)的成分，使相穩(wěn)定性優(yōu)化。也就是說，在YP低、于焊接熱影響區(qū)形成S鐵素體這樣的條件下，除了因晶粒粗大化而損害韌性以外，還因在冷卻過程中碳化物于鐵素體晶界析出而使熱影響區(qū)的耐蝕性降低。yp = 420XC% + 470XN% + 23XNi% + 9XCu% + 7XMn% — 11. 5XCr% -11. 5XSi% — 12XMo% — 23XV% — 47XNb% — 49XTi% — 52XA1% + 189 彡 80% (A)yp ( Y勢)是評價奧氏體的穩(wěn)定度的指標(biāo)，同時是表示馬氏體形成的容易程度的指標(biāo)。本發(fā)明是基于上述的見解而完成的，作為其要旨的部分如下。(I) 一種低鉻不銹鋼，其特征在于以質(zhì)量％計，含有C :0. 015 0. 025%、N 0. 008 0. 014%、Si :0. 2 I. 0%、Mn :1. 0 I. 5%、P :0. 04% 以下、S :0. 03% 以下、Cr 10 13%,Ni :0. 2 I. 5%、A1 0. 005 0. 1% 以下；進(jìn)一步含有 Ti 6X (C% + N%)以上且 0. 25%以下，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)；且各元素的含量滿足下式(A)及下式(B)。
yp (%) = 420XC% + 470XN% + 23XNi% + 9XCu% + 7XMn% — 11. 5XCr% —11. 5XSi% — 12XMo% — 23XV% — 47XNb% — 49XTi% — 52XA1% + 189 彡 80% (A)Ti%XN% < 0. 003 (B)(2)根據(jù)上述(I)所述的低鉻不銹鋼，其特征在于以質(zhì)量％計，進(jìn)一步含有Mo 0. 05 2%、Cu :0. 05 2%之中的I種或2種。(3 )根據(jù)上述(I)或(2 )所述的低鉻不銹鋼，其 特征在于以質(zhì)量％計，進(jìn)一步含有Nb :0. 01 0. 5%、V 0. 01 0. 5% 之中的 I 種或 2 種。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，可提供一種低鉻不銹鋼，其在沒有含有所需以上的高價元素的情況下，即使在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下也能夠作為結(jié)構(gòu)用鋼使用，在焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部不發(fā)生優(yōu)先腐蝕，而且多道焊接熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性優(yōu)良，是在產(chǎn)業(yè)上具有非常高的價值的發(fā)明。


圖I (a)是表示改良斯特勞斯抗晶間腐蝕試驗后的焊接熱影響區(qū)的斷面金屬組織的圖示，是發(fā)明鋼No. Al的MIG焊接熱影響區(qū)的斷面組織。圖I (b)是表示改良斯特勞斯抗晶間腐蝕試驗后的焊接熱影響區(qū)的斷面金屬組織的圖示，是比較鋼No. a28的MIG焊接熱影響區(qū)的斷面組織。
具體實施例方式以下對本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)的說明。首先，對成分的限定理由進(jìn)行說明。C成為降低焊接區(qū)的馬氏體組織的韌性，同時使耐晶間腐蝕性下降的原因，因而將其含量規(guī)定在0.025質(zhì)量％以下。但是，C對于確保母材強度是有用的元素，作為結(jié)構(gòu)材，過度的降低得不到所希望的材質(zhì)，因此將含量的下限規(guī)定為0. 015%。N除了作為氮化物析出，因生成Cr缺乏相而使耐晶間腐蝕性劣化以外，有時在鑄造時生成粗大的TiN而產(chǎn)生表面缺陷，因而將其含量的上限規(guī)定為0. 014質(zhì)量％以下。但是，在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，N的過度降低不僅使精煉負(fù)擔(dān)增大，而且因軟質(zhì)化而得不到作為結(jié)構(gòu)材的所希望的材質(zhì)，因此將含量的下限規(guī)定為0. 008質(zhì)量％。Si是通常作為脫氧材使用的元素，但在含量為0. 2質(zhì)量％以下時得不到充分的脫氧效果，此外有時也以提高耐氧化性的目的而積極添加，但如果其含量超過I質(zhì)量％，則使材料的制造性劣化，因此將其含量限定在0. 2 I質(zhì)量％。Mn是奧氏體相(Y相)穩(wěn)定化元素，通過使焊接熱影響區(qū)組織成為馬氏體組織，有助于有效地改善韌性。此外，Mn與Si同樣，作為脫氧劑也是有用的，因而規(guī)定使其在I. 0質(zhì)量％以上的范圍含有。但是，如果過剩地添加，則促進(jìn)焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部的氧化皮生成，產(chǎn)生Cr缺乏層，因而產(chǎn)生焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部的優(yōu)先腐蝕，從而使耐蝕性劣化，因此將其含量限定在I. 5質(zhì)量％以下。P是容易晶界偏析的元素，不僅使熱加工性或成形性、韌性降低，而且即使對于母材的一般的耐蝕性(全面腐蝕、點蝕)也是有害的元素，特別是如果含量超過0. 04質(zhì)量％，則其影響變得顯著，因此規(guī)定將P的含量抑制在0. 04質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0. 025%以下。
S是形成硫化物系夾雜物，使母材的一般的耐蝕性(全面腐蝕或點蝕)劣化的元素，需要使其含量的上限為0. 03質(zhì)量％。S的含量越小耐蝕性越好，但使低S化所需的脫硫負(fù)擔(dān)增大，因此優(yōu)選將下限規(guī)定為0. 003質(zhì)量％。Cr對于母材的一般的耐蝕性(全面腐蝕、點蝕)的改善是有效的元素，但在低于10質(zhì)量％時難以確保充分的耐蝕性。如果使Cr在13%以上，則還可得到防止焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部的優(yōu)先腐蝕的效果，但Cr是鐵素體相(a相)穩(wěn)定化元素，超過13質(zhì)量％的添加使奧氏體相(Y相)的穩(wěn)定性降低，焊接時不能確保充分量的馬氏體相，導(dǎo)致焊接區(qū)的強度及韌性的降低。另外，在熱影響區(qū)產(chǎn)生的鐵素體也將損害熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性。所以在本發(fā)明中，規(guī)定在10質(zhì)量％ 13質(zhì)量％的范圍含有Cr。再有，在確保母材的一般的耐蝕性、且兼?zhèn)浜附訁^(qū)的一般的耐蝕性和韌性方面，特別優(yōu)選的范圍是11. 0 12. 0質(zhì)量％。Ni對于提高母材的一般的耐蝕性是有效的，具有抑制點蝕生長的效果。此外，在促進(jìn)焊接區(qū)的馬氏體形成、提高焊接區(qū)韌性方面，Ni是不可缺少的元素，因此其含量需要至在0. 2質(zhì)量％以上。但是，如果其含量超過I. 5質(zhì)量％，則抗回火軟化性能提高，為了使熱軋退火板極端地形成高強度低延性，規(guī)定含有0. 2 I. 5質(zhì)量％。
Al作為脫氧劑是有效的添加成分，但如果大量含有則鋼材的表面品質(zhì)劣化，焊接性也變差，因此將其含量規(guī)定為0. 005 0. I質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0. 005 0. 03質(zhì)量％。Ti對于防止焊接熱影響區(qū)的晶間腐蝕性是不可缺少的元素。Ti的含量相對于C和N的含量的合計，需要至少6倍的含量，但另一方面，即使添加超過0. 25質(zhì)量％，改善耐晶間腐蝕性的效果也達(dá)到飽和，相反，助長焊接熱影響區(qū)的氧化皮的生成，因此也成為產(chǎn)生熱影響區(qū)的接合面鄰接部的優(yōu)先腐蝕的原因。另外，在鑄造時生成粗大的TiN，產(chǎn)生氣泡系缺陷等，成為熱軋時的表面缺陷的發(fā)生或加工性的下降等使其它特性劣化的原因。所以，從改善焊接熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性的方面出發(fā)，將Ti含量的下限規(guī)定為6X (C質(zhì)量％ + N質(zhì)量％)，從防止焊接熱影響區(qū)的接合面近接部的優(yōu)先腐蝕，同時防止表面缺陷的觀點出發(fā)，將上限規(guī)定為0. 25質(zhì)量％。另外，除了以上的成分濃度范圍，還以滿足式(A)的方式規(guī)定成分濃度。根據(jù)有關(guān)的規(guī)定能夠得到焊接區(qū)的韌性、晶間腐蝕都優(yōu)良的含鉻鋼。以質(zhì)量 ％ 計，Yp = 420XC% + 470XN% + 23XNi% + 9XCu% + 7XMn% —11. 5XCr% — 11. 5XSi% — 12XMo% — 23XV% — 47XNb% — 49XTi% — 52XA1% +189 彡 80% (A)式(A)的YP是表示不銹鋼中的奧氏體的穩(wěn)定度的指標(biāo)，同時也是表示馬氏體形成的容易程度的指標(biāo)。在YP為80%以上時，焊接熱影響區(qū)在冷卻時經(jīng)由高溫的奧氏體單相區(qū)完全相變，在焊接熱影響區(qū)形成充分的馬氏體組織。另一方面，在低于80%時，奧氏體變得不穩(wěn)定，馬氏體相的形成不充分。同時，為了在熱軋中經(jīng)由Y單相使其完全相變，從而在熱軋板退火后得到細(xì)粒組織，也需要滿足式(A)。鐵素體的晶體粒徑微細(xì)者，在因晶界面積的增加所引起的耐晶間腐蝕性的提高以及低溫韌性的提升方面也是有利的。所以，鐵素體平均粒徑以基于JIS G 0522的鐵素體粒度號碼計，優(yōu)選規(guī)定為6號以上。再有，該鐵素體粒度號碼指的是最終制品中的號碼，但由于本發(fā)明的含鉻鋼作為結(jié)構(gòu)材料要求是低成本的，所以最終制品專為熱軋退火材。如YP達(dá)到80以上一樣，通過使奧氏體穩(wěn)定化，熱軋時的S鐵素體和奧氏體的相分?jǐn)?shù)為同等程度，能夠防止熱軋板的邊部裂紋。此外，焊接時熱影響區(qū)成為馬氏體組織，通過防止組織的粗大化，使焊接熱影響區(qū)呈現(xiàn)高的韌性。另外，除了以上的成分濃度范圍及式(A)，還以滿足式(B)的方式規(guī)定成分濃度。通過這樣的規(guī)定能夠防止熱軋板發(fā)生表面缺陷。如果沒有滿足式(B)，Ti和N的含量較高，則在鋼水凝固時，在液相線溫度下，粗大的TiN大量結(jié)晶，由于因通過TiN的附著而使上浮遲緩的氣泡引起的缺陷，熱軋時成為發(fā)生表面缺陷的原因。如前所述，最終制品為熱軋退火材，大多通過除去氧化皮而作為酸洗表面使用，因此從防止表面缺陷的觀點出發(fā)，限制成分也是必要的。Ti%XN% < 0. 003 (B)在以上說明的本發(fā)明的低鉻不銹鋼中，焊接區(qū)的韌性及耐晶間腐蝕性優(yōu)良，但要 更加提高低PH的溶液中的耐蝕性，向鋼中添加Mo或Cu可有效發(fā)揮作用。特別是對于裝載煤炭時的煤炭浸出液造成的低PH的稀硫酸環(huán)境，添加Cu是有效的。要使Mo、Cu都提高耐蝕性，需要至少分別添加0. 05質(zhì)量％以上，但如果Mo添加超過2質(zhì)量％、Cu添加超過2質(zhì)量％，則提高耐蝕性的效果達(dá)到飽和，而且成為使加工性等劣化的原因，因此Mo將2質(zhì)量％作為其上限，Cu將2質(zhì)量％作為其上限。優(yōu)選Mo、Cu都為0. I I. 5質(zhì)量％。此外，Cu是繼C、N、Ni之后的奧氏體穩(wěn)定元素，因此對于控制從式(A)的Yp算出的相穩(wěn)定性也是有效的元素。此外，Cu、Mo還是固溶強化元素，因此在進(jìn)行高強度化時是有用的元素。Nb和V能夠有選擇性地添加其中的I種或2種。兩者都是碳氮化物形成元素，在C和N的固定化中，Nb需要0. 01質(zhì)量％的含量，但即使添加超過0. 5質(zhì)量％，耐晶間腐蝕性的改善效果也達(dá)到飽和，還成為使加工性等其它特性劣化的原因。所以，規(guī)定為0. 01 0. 5質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為0. 03 0. 3質(zhì)量％。V也基于同樣的理由，規(guī)定為0.01 0.5質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為0.03 0.3質(zhì)量％。此外，Nb具有提高熱軋板的馬氏體組織的抗回火軟化性能的作用，因此在制造強度延性平衡優(yōu)良的高強度材的情況下，能夠擴大熱軋板的回火退火時的適用范圍。接著，對本發(fā)明的低鉻不銹鋼優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說明。首先，對于調(diào)整到上述優(yōu)選成分組成的鋼水，在采用轉(zhuǎn)爐或電爐等通常公知的熔煉爐熔煉后，用真空脫氣(RH法)、V0D法、AOD法等公知的精煉方法進(jìn)行精煉，接著用連續(xù)鑄造法或鑄錠-開坯法鑄造成板坯等，作為鋼原材料。接著對鋼原材料進(jìn)行加熱，通過熱軋工序形成熱軋鋼板。此時，熱軋工序中的加熱溫度從避免熱軋板的邊緣裂紋的觀點出發(fā)是非常重要的。在奧氏體系不銹鋼的情況下，在熱加工的階段，在S鐵素體低于50%、特別是含有10 30%的相狀態(tài)時，因變形能小而使應(yīng)變集中于S鐵素體，容易發(fā)生表面裂紋，特別是邊緣裂紋等缺陷，因此出現(xiàn)工序、成品率、品質(zhì)上的多種問題。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)提高了焊接區(qū)的韌性和耐蝕性的本發(fā)明鋼在1200 1260°C的加熱溫度下，可防止表面裂紋及邊緣裂紋。優(yōu)選的范圍是1230 1250°C。此外，只要通過熱軋工序能夠形成所希望板厚的熱軋鋼板即可，熱軋條件沒有特別的限定，但從確保強度、加工性及延性的觀點出發(fā)，優(yōu)選將熱軋的精軋溫度規(guī)定為800°C 1000°C。此外，卷取溫度在通過下一工序進(jìn)行退火的情況下，為800°C以下，優(yōu)選為650 750 °C。對于熱軋結(jié)束后組織為馬氏體相且硬質(zhì)的鋼材，為了通過回火使馬氏體相軟質(zhì)化，優(yōu)選實施熱軋板退火?；鼗饻囟葍?yōu)選為在鐵素體溫度區(qū)盡量高的溫度。鐵素體單相的上限溫度即A1相變點因Ni等的添加量的不同而不同，但在實用鋼中多調(diào)整到大約650 700°C，優(yōu)選在該溫度以下進(jìn)行退火。所以，該熱軋板退火不僅從軟質(zhì)化出發(fā)，而且從改善加工性、確保延性的觀點出發(fā)，優(yōu)選規(guī)定為退火溫度650 750°C、保持時間'2 20h。再有，在熱軋板退火后，將600 750°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻速度規(guī)定為50°C / h以下的緩冷，在軟質(zhì)化方面是更為優(yōu)選的。此外，熱軋后或熱軋退火后的鋼板也可以根據(jù)需要以通過噴丸清理、酸洗等除去氧化皮的狀態(tài)作為制品板，也可以進(jìn)一步通過研磨、表皮光軋等調(diào)整到所希望的表面性狀后作為制品板。此外，基于本發(fā)明的成分鋼在厚鋼板或通過熱軋制造的型鋼以及棒鋼的領(lǐng)域，可適用于能夠用作結(jié)構(gòu)用鋼的多種鋼材。 實施例以下，通過實施例對本發(fā)明進(jìn)行具體的說明。表I及表2中示出了有關(guān)課題的發(fā)明例和比較例。表I以質(zhì)量％示出了本發(fā)明鋼及比較鋼的鋼中成分。鋼材No.Al A20S本發(fā)明鋼，鋼材No. a21 a30為比較鋼。采用真空熔煉法，將表I所示成分的鑄坯熔制成40kg或35kg的偏平鋼錠。在取得這些鋼的表面后，在1200°C 1260°C下將鋼錠加熱I小時，實施包括多道次的熱粗軋及接著的熱精軋。熱軋結(jié)束溫度為800°C 950°C。熱軋板在空冷后，在700°C的卷取溫度下保持I小時，然后進(jìn)行空冷，實施卷取模擬熱處理，從而形成板厚為4_的熱軋板。接著，為了確定熱軋板的退火溫度，將各成分值的熱軋板在675°C保溫5小時，然后實施爐內(nèi)冷卻的熱處理。最后通過噴丸及酸洗實施氧化皮去除，從而制造出熱軋退火板。以下，對各種特性的評價試驗方法進(jìn)行說明?！椿瘜W(xué)成分〉關(guān)于成分，從鋼板上采集試驗片，以進(jìn)行成分分析。對于C、S、N，用氣體分析法(對于N，采用不活潑氣體熔融-熱傳導(dǎo)測定法，對于C、S，采用氧氣流中燃燒-紅外線吸收法)實施，對于其它元素，采用熒光X射線分析裝置(SHIMADZU、MXF-2100)實施。<制造性>關(guān)于熱軋板的邊部裂紋發(fā)生有無的判斷，根據(jù)外觀觀察判斷熱軋板的邊緣部的裂紋有無。將無裂紋的情況表示為〇(良好)，將有裂紋但裂紋沒有貫通表面 背面的情況表示為A(—般)，將有裂紋且裂紋貫通表面 背面的情況表示為X (不良)。關(guān)于熱軋板的表面缺陷之一即鱗狀折疊缺陷的發(fā)生有無的判斷，根據(jù)外觀觀察判斷熱軋板表面缺陷的有無。將無表面缺陷的情況表示為〇，將有表面缺陷的情況表示為X。<機械特性>關(guān)于0. 2%屈服強度及延伸率，從熱軋退火板制作JIS Z 2201的13B號試驗片，按JIS Z 2241的試驗方法采用英斯特朗型(萬能型)拉伸試驗機進(jìn)行了試驗。按n = 2測定了 L方向(與軋制方向平行)的數(shù)據(jù)。關(guān)于表中的O、X，用〇(良好)表示0. 2%屈服強度為320MPa以上，用X (不良)表示低于320MPa。此外，用〇(良好)表示延伸率為20%以上，用X (不良)表示低于20%。沖擊特性采用夏氏沖擊試驗實施。由MIG焊接區(qū)采集基于JIS標(biāo)準(zhǔn)的JIS4號2mm V型缺口小尺寸(厚度4mm)試驗片，在20°C下進(jìn)行沖擊試驗。將V型缺口裝入焊縫金屬和母材部分別為I / 2的接合部。用〇(良好)表示沖擊值在30J / cm2以上的情況，用X (不良)表示低于30J / cm2的情況。<母材腐蝕特性>以下示出了硫酸浸潰試驗方法。從熱軋退火酸洗板上制作了 2mmX25mmX25mm的腐蝕試驗片。腐蝕液為硫酸溶液(pH = 2)。液量為每I片試驗片為500mL。試驗溫度為30°C。關(guān)于腐蝕速度，用〇(良好)表示3g / m2 / h以下的情況，其中特別用◎(優(yōu)良)表示2g / m2 / h以下的情況,用X (不良)表示超過3g / m2 / h的情況。<焊接方法> MIG焊接按以下的方法實施。作為耐蝕性評價試驗的試樣，采用通過MIG焊接進(jìn)行了十字焊的試樣。焊接材料采用 309LSi (C 0. 017%、Si :0. 74%、Mn :1. 55%、P :0. 024%、S 0. 001%,Ni 13. 68%,Cr :23. 22%)，在電壓25 30V、電流:230 250A、保護(hù)氣體98%Ar +2%02的條件下進(jìn)行。焊接機使用夕' ^ ^ ^ turbo-pulse。板厚為4mm,在對接焊后,在交叉方向進(jìn)行平板上珠焊焊縫焊接(bead on plate weld),以形成十字焊。在對接焊中，在熔透焊道出現(xiàn)充分的條件下實施。對焊接頭按90° V型坡口設(shè)定鈍邊為2mm (間隙為0)，線能量Q大約為12500J / cm，在交叉焊時縫焊部殘留Imm厚左右，在削除后進(jìn)行焊接，Q大約設(shè)定為 5600J / cm。<熱影響區(qū)腐蝕特性>作為晶間腐蝕試驗，基本上一般采用JIS標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的硫酸-硫酸銅試驗(G0575)(斯特勞斯抗晶間腐蝕試驗)，對于SUS304等含高鉻的不銹鋼是適當(dāng)?shù)脑囼?。但是，對于鋼中的鉻含量低的不銹鋼(含12%左右鉻的低鉻不銹鋼)，由于腐蝕性過于嚴(yán)酷，因而按適合低鉻不銹鋼的評價方法實施試驗。也就是說，在將硫酸濃度降低到0. 5%的溶液(沸騰)中進(jìn)行24小時的浸潰試驗(改良斯特勞斯抗晶間腐蝕試驗)。除了降低硫酸濃度以外，按照J(rèn)IS進(jìn)行試驗，通過觀察斷面的金屬組織判斷晶間腐蝕發(fā)生的有無。觀察母材及焊接熱影響區(qū)，用〇(良好)表示沒有發(fā)生晶間腐蝕的情況，用X (不良)表示發(fā)生了晶間腐蝕的情況。此外，用〇(良好)表示焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部完全沒有發(fā)生優(yōu)先腐蝕的情況，用X (不良)表示多個觀察部位中的一部分或全部可以確認(rèn)發(fā)生了優(yōu)先腐蝕的情況。再有，將觀察部位規(guī)定為8個。圖I (a)、圖I (b)是表示改良斯特勞斯抗晶間腐蝕試驗后的焊接熱影響區(qū)的斷面金屬組織的圖示，圖I (a) 圖I (b)中，圖I (a)示出了發(fā)明鋼鋼材No.Al的MIG焊接熱影響區(qū)的斷面組織、圖I (b)示出了比較鋼鋼材No. a28的MIG焊接熱影響區(qū)的斷面組織。焊接區(qū)除了凸起的焊縫金屬區(qū)以外，形成有2種不同的焊接熱影響區(qū)。即與接合部鄰接的焊接熱影響區(qū)及其相鄰的焊接熱影響區(qū)。與接合面鄰接的部位的特征在于與遠(yuǎn)離的部位相比較，馬氏體組織較為粗大。在照片圖I (a)中，沒有發(fā)現(xiàn)與接合面鄰接的焊接熱影響區(qū)中的腐蝕，而在照片圖I (b)中，在表面和接合部發(fā)現(xiàn)已腐蝕。表2中示出了本發(fā)明例及比較例的各種特性的評價結(jié)果。No. Al A20為本發(fā)明例，No. a21 a30為比較例。本發(fā)明鋼不僅具有未發(fā)生多個焊接區(qū)的熱影響區(qū)的晶間腐蝕或與焊接接合部相接的熱影響區(qū)的優(yōu)先腐蝕的優(yōu)良焊接區(qū)耐蝕性，而且焊接區(qū)的沖擊特性也優(yōu)良。另外，強度、延性的材質(zhì)也良好，通過有選擇性地添加的元素還可使耐硫酸性飛躍般提高。另外，通過在鋼材的成分設(shè)計及制造條件上下工夫，能夠形成無熱軋板邊緣裂紋及表面缺陷的制造性優(yōu)良的鋼材。比較例的No. a21由于Cr、Ni的含量偏離本發(fā)明范圍，所以母材的耐蝕性、焊接熱影響區(qū)的沖擊特性較差。比較例的No. a22由于C的含量偏離本發(fā)明范圍，所以形成低強度，材質(zhì)較差。比較例的No. a23由于Cu的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，Si的含量偏離本發(fā)明的下限，所以為高強度、低延性，材質(zhì)較差。除此以外，通過Si進(jìn)行的脫氧并不充分，Ti的成品率較低。比較例的No. a24由于Ti的含量、Ti含量和N含量之積偏離本發(fā)明范圍的上限，所以熱軋時產(chǎn)生表面缺陷。此外，由于Mn的含量、YP偏離本發(fā)明范圍的下限，所以在熱軋時發(fā)生邊緣裂紋。比較例的No. a25由于Cr的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，所以Yp偏離本發(fā)明范圍，在邊緣發(fā)生邊部裂紋。此外，焊接熱影響區(qū)的沖擊特性也較差。比較例的No. a26由于Mn的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，所以焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部的耐蝕性較差。此外，由于N的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，所以材質(zhì)(0. 2%屈服強度)較差。比較例的No. a27由于C、Ni的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，所以達(dá)到高強度，延伸率較差，另外由于Ti / C+ N偏離本發(fā)明的下限，所以焊接熱影響區(qū)的晶間腐蝕性較差。比較例的No. a28由于Mn的含量偏離本發(fā)明范圍的上限，所以焊接熱影響區(qū)的接合面鄰接部的耐蝕性較差。比較例的No. a29由于Ti的含量偏離本發(fā)明的下限，所以Ti / C + N偏離本發(fā)明的下限，焊接熱影響區(qū)的耐晶間腐蝕性較差。比較例的No.a30由于YP、及Ti的含量與N的含量之積偏離本發(fā)明范圍，所以在邊緣發(fā)生邊部裂紋及表面缺陷。此外焊接熱 影響區(qū)的沖擊特性也較差。
權(quán)利要求
1.一種低鉻不銹鋼，其特征在干以質(zhì)量％計，含有 C :0. 015 0. 025%、N :0. 008 0. 014%、Si :0. 2 I. 0%、Mn :I. 0 I. 5%、P :0. 04% 以下、S :0. 03% 以下、Cr : 10 13%、Ni :0. 2 I. 5%、 Al :0. 005 0. 1% 以下， 進(jìn)ー步含有Ti 6X (C% + N%)以上且0. 25%以下， 剰余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)； 且各元素的含量滿足式(A)及式(B)； Yp (%) = 420 X C% + 470 X N% + 23XNi% + 9 X Cu% + 7XMn% — 11. 5 X Cr% —11. 5XSi% — 12XMo% — 23XV% — 47XNb% — 49XTi% — 52XA1% + 189 彡 80% (A)Ti%XN% < 0. 003 (B)。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的低鉻不銹鋼，其特征在于 以質(zhì)量％計，進(jìn)一歩含有以下元素之中的I種或2種Mo :0. 05 2%、Cu :0. 05 2%o
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的低鉻不銹鋼，其特征在于 以質(zhì)量％計，進(jìn)一歩含有以下元素之中的I種或2種Nb :0. 01 0. 5%、V :0. 01 0. 5%O
全文摘要
本發(fā)明提供一種最合適的低鉻不銹鋼，其可以防止對利用馬氏體相變的低鉻不銹鋼進(jìn)行多次焊接(多道焊接)時的焊接區(qū)的耐蝕性劣化，即使在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下焊接區(qū)的耐晶間腐蝕性也優(yōu)良，同時不會在熱影響區(qū)的與接合部鄰接的部位上產(chǎn)生優(yōu)先腐蝕，而且制造性也優(yōu)良。該低鉻不銹鋼以質(zhì)量%計含有C0.015～0.025%、N0.008～0.014%、Si0.2～1.0%、Mn1.0～1.5%、P0.04%以下、S0.03%以下、Cr10～13%、Ni0.2～1.5%、Al0.005～0.1%以下，進(jìn)一步含有Ti6×(C%＋N%)以上且0.25%以下，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)，且各元素的含量滿足規(guī)定的式子。
文檔編號C22C38/00GK102782170SQ20118000899
公開日2012年11月14日 申請日期2011年2月21日 優(yōu)先權(quán)日2010年2月24日
發(fā)明者坂本俊治, 寺岡慎一, 深谷益啟 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社