专利名称：：焊接区的可成形性优良并且耐蚀性优良的铁素体不锈钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及焊接区可成形性优良并且钢耐蚀性优良的钢。更具体地讲，本发明涉及这样一种铁素体不锈钢，其中，通过调节钢中的氧化物的組成和大小改进了该铁素体不锈钢的耐蚀性，并且基于氧化物的凝固成核通过使焊接区的凝固晶粒细微化改进了该铁素体不锈钢的焊接区的可成形性。
背景技术：
：近年来，车辆制造商通常采用具有耐热性和耐蚀性的铁素体不锈钢来代替传统的铸件或者涂铝钢板用于排气系统的组件，从而通过减小车辆重量来满足强化的车辆排放标准和提高的燃料效率。排气系统的组件通常具有壳形和管形，并且通过焊接来生产和组装。因此，考虑到排气系统组件的性能，确保焊接区的质量特性是非常重要的。例如，当生产排气系统的组件时，钢板或者焊接的管(通过高频焊接、TIG焊接、激光焊接等制造)被加工成期望的形状，并且被再次焊接，从而生产所述组件。由于排气系统组件具有非常复杂的形状，所以钢板或管的某些部分在加工过程中不可避免地经受严重的应力。在铁素体不锈钢管的情况下，当焊接区经历二次加工例如弯曲或者扩展时，不管基材的可成形性多么优良，在被焊接的金属或者受热区域上都会产生焊接裂紋，从而劣化焊接区的可成形性，这使得基材难以展现出它固有的可成形性。由于当在高加工速率下或者在冬天的低加工温度下加工钢材时出现脆性裂紋，所以这种现象在管的焊接区变得明显。根据本领域已知的技术，使焊接区的可成形性劣化的原因通常可以被总结为四种，这四种原因包括管铣磨(milling)期间的残余应力、淬火、杂质元素例如C和N、以及凝固晶粒的粗化。作为释放残余应力的方法，最有效的是通过使整管退火来去除焊接区周围的变形。在第1997-125209号日本专利特开公布公开的方法中，通过焊接生产的管在850。C1000。C下进行退火，然后以rc/秒或更快的冷却速率冷却。该^^开纟艮道了这种方法在退火之后可以将管的可成形性和韧性改进到冷轧钢板的水平。然而，管的退火不可避免地增加了制造成本，并且对于为了确保高耐热性和耐氧化性而进行了高度合金化的管来说不能充分地确保质量特性。焊接区的淬火与合金元素例如Si、Mn、Ti、Nb等以及杂质元素例如C、N等的量密切相关。合金元素被添加到钢中作为改进制造工艺和产品特性的基础元素，并且经常难以控制合金元素的含量。因此，已经积极研究和开发了降低杂质元素例如C和N的量的方法。作为本领域的已知技术，与对炼钢工艺的改进例如真空吹氧脱碳(VOD)精炼技术一起，通过添加稳定化元素例如Ti、Nb、Zr等来形成氮化物或者石友化物，从而降#^杂质元素例如C和N的量。然而，已经指出存在以下问题，即，VOD工艺会将C+N的量降低到最多100ppm,并且导致生产率下降，以及由于增加工艺导致的成本增加。另外，为了通过添加稳定化元素例如Ti、Nb、Zr等形成氮化物或碳化物来降低钢中溶解的c和N的量，需要添加的稳定化元素的量应该为C+N的量的8倍，在焊接金属的情况下，稳定化元素的量会被增加到C+N的量的20倍。然而，在炼钢过程中，大量添加Ti易于形成粗糙的氧化物夹杂物或者沉淀，这导致连铸坯的表面裂紋或者轧制过程中的表面缺陷，Zr导致例如水口堵塞等问题。另外，如在焊接区，当钢的一部分经历快速加热或者快速冷却时，由于产生沉淀的时间段不充足，所以仅是增加Ti、Nb、Zr等的添加量导致钢中的Ti、Nb、Zr、C和N的固溶体的量增加，而不是充分形成沉淀。近来，本领域已经提出了对钢的凝固组织和焊接的金属区进行细微化来改进可成形性的工艺。调节凝固组织的工艺通常可以分为与设备改进有关的技术，例如，熔融金属的电磁感应搅拌(见Iron&Steel(钢铁)，第六版，66巻，1980年，38页)；与添加合金元素来促进夹杂物的铁素体成核有关的技术。采用基于电磁感应搅拌的技术，已知的是，通过在凝固过程中获得熔融金属的合适的搅拌位置，可以确保钢具有大约40%60%的等轴晶率。尽管这种技术可以改进钢的可成形性，但是当钢在如焊接的情况下被再次熔化时，不能确保这种效果。为了利用夹杂物来使凝固组织细微化，现有技术中已知的是利用TiN沉淀的方法(文献1和2)和利用氧化物的方法(文献3到10)。在下面的描述中，％表示wt%(重量百分比)。1.Iron&Steel(钢铁)(66巻，1980年,110页):AprocessofgeneratingTiNbyregulationofasuperheatingdegreeDTofmoltenmetalcontaining0.4%Tiand0.016%Ntobe40°Corless(通过将包含0.4%的Ti和0.016%的N的熔融金属的过热度DT调节为40。C或更低来产生TiN的工艺)。2.JP2000-160299:Atechniqueforensuringanequiaxedcrystalratioof60%atanoperationofpreparingaslabcontaining0.01%ormoreofseparateTiNinclusions(在制备包含0.01%或更多的分离的TiN夹杂物的坯的操作中，确保60%的等轴晶率的技术)。3.JP1997-217151、JP1997-271900:AprocessofrefiningsolidificationstructureofaweldedzonethroughformationofMg-Albasedcompositeoxidesbyadding0.001~0.02%Mgand0.001~0.2%Altosteel(通过向钢中添加0.0010.02%的Mg和0.001~0.2%的Al来形成Mg-Al基复合氧化物，从而使焊接区的凝固组织细樣史化的工艺)。4.JP1998-324956:Aprocessofdistributing0.01-5mmMg-basedoxidesatadensityof3/mm2insteelbyinitiatingsolidificationofmoltenmetalwithin180secondsafteradding0.0005-0.01%Mgtothemoltenmetaldeoxidizedtohave0.01%orlessoxygen(通过向脱氧为具有0.01%或更少的氧的熔融金属中添加0.0005%-0.01%的Mg之后，在180秒内启动熔融金属的凝固，以3/mm2的密度在钢中分布0.01-5mm的Mg基氧化物的工艺)。5.JP2001-020046:AprocessofformingcompositeinclusionsofMg-AlbasedoxidesandTi-basednitridesinsteelwithacontentratiobetweenMgandAlrangingfrom0.3to0.5(以Mg和Al之间的含量比为0.3至0.5的范围，在钢中形成Mg-Al基氧化物和Ti基氮化物的复合夹杂物的工艺)。6.JP2001-181808:AtechniqueforimprovingformabilityofsteelwithoutcoldrollingbyrefiningsolidificationstructureusingMginclusionsformedbyadditionof0.0005-0.01%Mgtothesteel,whilecontrollingsuitablehotrollingconditions(利用向钢中添加0.0005%至0.01%的Mg形成的Mg夹杂物，通过使凝固组织细微化，同时控制合适的热轧条件，不采用冷轧来改进钢的可成形性的技术)。7.JP2001-288543:Atechniqueforimprovingformability,surfaceproperties,andcorrosionresistanceofsteelbyrefiningsolidifiedgrainsthroughadditionofMgandCaatanamountof0.006%orlesstothesteel(通过向钢中添加0.006%6或更少的量的Mg和Ca,来通过使凝固晶粒细微化从而改进钢的可成形性、表面特性和耐蚀性的技术)。8.JP2001-294991:Aprocessofdistributing0.01-5mmcompositeinclusionsofMg-basedoxidesandTiNprecipitatesatadensityof3/mm2ormoreinsteel(以3/mm2或更高的密度在钢中分布Mg基氧化物和TiN沉淀的0.01-5mm复合夹杂物的工艺)。9.JP2002-285292:Atechniqueofpreventingbrittlecracksduringsteelplateandsteelpipemanufacturingprocessesbyadding0.001~0.05%Y，arare-earthelement,toforminclusionssuchasAl-Y,Mg-Y，Al-Mg-Ywhilerefiningsolidifiedgrains(通过添加0.001~0.05%的Y、稀土元素来形成例如Al-Y、Mg-Y、Al-Mg-Y的夹杂物，同时使凝固晶粒细微化，从而防止钢板和钢管制造工艺期间的脆性裂紋的技术)。10.JP2002-336990:Aprocessofdistributing0.3mmormoreTiandAl-basednitridesatadensityof1.5><104/mm2ormoreinweldedmetalbyadding0.01~0.3%Tiand0.010.2%AltosteelwhileusingAr，02，C02,He,andthelikeasaprotectivegas(通过向钢中添力口0.010.3%的Ti禾口0.01~0.2%的Al,同曰于使用Ar、02、C02、He等作为保护气体，以1.5xl0"mm2或更高的密度在焊接金属中分布0.3mm或更大的Ti和Al基氮化物的工艺)。11.JP2003-221652:Aprocessofactivatingferrite(111)planesasnucleationsitesduringhotrolling,withCaSorCaOdispersedinsteelbycontrollingthecontentsofOandStobeintherangeofS/l.25+0/5^0.003inthesteelcomprising0.00030.003%Caand0.01%orlessOwhileoptionallyadding0.0010.3%Zrtothesteel(通过控制包含0.00030.003%的Ca和0.01%或更低的O的钢中的O和S的含量在S/1.25+O/520.003的范围内，使CaS或CaO分散在钢中，同时可选地向该钢中添加0.0010.3%的Zr，在热轧过程中将作为成核位置的铁素体(111)面活化的工艺)。文献1和文献2的才支术可以通过^i容融金属中的TiN结晶来^_钢4^的凝固组织细微化。然而，这些技术难以应用到熔融金属的温度控制困难的情况，例如焊接的情况。另外，由于大量的Ti和TiN降低钢的韧性，所以TiN会导致在铁素体不锈钢上形成明显的脆性裂紋。文献3至文献10的技术是用氧化物促进凝固成核的工艺，通过向熔融金属中单独或者组合添加Mg、Y等在熔融金属中形成所述氧化物。然而，当向熔融金属中添加Mg和Y时，这些元素的高氧化反应性使得难以期望回收率(recoveryrate)，导致钢产品之间频繁的质量偏差，并且这些元素的易爆特性使得难以管理。因此，这些技术不能应用到工业领域。文献11的技术是在热成形过程中在熔融金属中形成CaS和CaO来促使产生表现出高的可成形性的铁素体(111)面的工艺。在这种技术中，向熔融金属中添加Ca之后，加入Zr来去除残余的氧含量，从而形成粗糙的氧化物夹杂物或者辟u化物。这种粗糙的夹杂物降低了钢的表面质量，并且引起与夹杂物和基材之间的界面的表面面积增加有关的耐蚀性下降。此外，由于添加大量的Zr，所以这种技术导致制造成本增加。这样，仍然需要可以确保焊接区的可成形性和钢的耐蚀性的铁素体不锈钢。
发明内容技术问题本发明意在解决现有技术中的上述问题，因此，本发明的一方面在于提供一种焊接区具有优良的可成形性并且钢的耐蚀性优良的铁素体不锈钢及其制造方法。技术方案根据本发明的一方面，本发明提供了一种铁素体不锈钢，所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含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和其它不可避免的杂质。这里，所述铁素体不锈钢还可以包含0.01%0.5%的Nb和0.01%0.5%的Ti中的一种。根据本发明的另一方面，本发明提供了一种制造热轧或冷轧铁素体不锈钢的方法，所述方法包括以下步骤在电炉中制备不锈熔融金属；精炼制备的不锈熔融金属；连铸精炼的熔融金属来提供钢锭；轧制铸锭；对轧制的钢进行退火，从而提供铁素体不锈钢，所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含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和其它不可避免的杂质，其中，精炼步骤包括按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序添加Zr和Ca。这里，所述铁素体不锈钢还可以包含0.01%~0.5%的Nb和0.01%~0.5%的Ti中的一种。所述精炼步骤还可以包括在向熔融金属中添加Zr之前将氧的量控制在0.01%或更少。在下文中将详细描述本发明的实施例。'通过使焊接区中的凝固晶粒细微化，并且通过形成充足的碳氮化物来降低残余的C和N的量，确保根据本发明的铁素体不锈钢具有改进的焊接区的低温可成形性和改进的耐蚀性。现在，将结合铁素体不锈钢的各种组分来描述本发明。C和N:C和N是劣化基材和焊接区的可成形性的元素。因此，尽管期望尽可能地抑制C和N的含量，但是考虑到制造成本的增加，本发明的铁素体不4秀钢含有0.01%或更少的C以及0.01%或更少的N。Si、Mn、Al、P和S:尽管在钢中总是存在这些元素，但是这些元素的含量过多导致可成形性和作为不锈钢的主要特性之一的耐蚀性的劣化。因此，提出了铁素体不4秀钢包含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%引起作为不锈钢的基本特性之一的耐蚀性缺乏，所以Cr的含量被设定为10%或更多。另一方面，由于Cr的含量过多经常导致焊接区的韧性劣化，所以Cr的含量具有20%或更低的上限。Ca:本发明的主要目标之一是改进可焊性，Ca是改进可焊性所必需的元素。为了改进可焊性，期望向钢中添加0.0005%或更多的Ca。当向钢中添加0.002。/。或更多的Ca时，氧化物夹杂物的尺寸增加，并且不利地影响耐蚀性。因此，Ca的含量具有0.002%的上限。Zr:与Ca类似，本发明的主要目标之一是改进可焊性，Zr也是改进可焊性所必需的元素。另外，Zr通过将氧化物颗粒的尺寸最小化来改进钢的耐蚀性。此外，Zr通常形成氮化物或碳化物，氮化物或碳化物随后与氧化物一起形成复合夹杂物。为了改进可焊性和耐蚀性，期望包含0.002%或更多的Zr。然而，当向钢中添加0.01。/o或更多的Zr时，存在由于添加量增多引起的成本增加的问题以及在制造工艺过程中的水口阻塞的问题。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%导致难以形成氧化物，而O的含量等于或大于0.008%导致质量改进的效果差。在焊接区必须具有极好的可成形性的情况下，存在铁素体不锈钢优选地包含0.005%的或更少的O。Ti:Ti作为改进可成形性的元素添加。当Ti以0.01%或更多的量添加时，可以展现出Ti的作用。然而，当Ti的含量超过0.5%时，存在由于钢中溶解的Ti的量增加导致可成形性劣化的问题。还可以根据钢的期望的特性向具有上述组成的钢中添加其它合金元素。例如，当试图改进耐蚀性时，还可以以0.1%2.0%的量添加Mo、Ni和Cu中的至少一种。当Mo、Ni和Cu中的至少一种的含量大于或等于0.1%时，可以改进耐蚀性。然而，上述含量超过2.0%导致可成形性劣化并且成本增加。另外，Nb可以增加到0.5。/。。当Nb的含量超过0.5%时，存在由于钢中溶解的Nb的量增加而导致的可成形性劣化的问题。为了通过添加Nb来形成NbN、NbC等从而改进可成形性，Nb的含量优选地在0.01%~0.5%的范围内。当满足才艮据本发明的组成时，钢包含Ca-Zr或者Ca-Zr-Ti基氧化物。这些氧化物的尺寸为1(im3[xm，并且以5个颗粒/mn^至10个颗粒/mn^的密度分布。在这种情况下，钢可以具有Ti或Nb基沉淀，所述沉淀具有l)im或更小的尺寸并且以39000个沉淀/mi^或更大的密度分布。接着，将描述根据本发明的制造铁素体不锈钢的方法。本发明的铁素体不锈钢通过以下工艺来制造。首先，在电炉中制备不锈熔融金属。接着，熔融金属经过精炼和连铸来提供钢锭，然后，钢锭被轧制来提供轧制的钢产品。最后，对轧制的钢产品进行退火。根据本发明的示例性实施例，在精炼操作中按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序添加Zr和Ca,从而得到Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物。在这种情况下，可以通过将氧的含量控制到0.01%或更少来更加有效地调节氧化物的量。传统上，残余的氧可以按照向熔融金属中顺序添加Ca和Zr的方式来去除。然而，在这种情况下，形成粗糙的CaO或CaS,从而劣化钢的表面质量和耐蚀性，并且大量添加Zr增加制造成本。在Ca与氧单独反应形成CaO的情况下，由于氧化物的过大的尺寸会导致发生以上问题。另外，ZrO由于它的尺寸小而不能作为凝固核。因此，本发明的目标在于通过形成Ca和Zr的复合氧化物来调节氧化物的尺寸，从而使氧化物适于作为凝固核。这里，由于Ca的氧反应性比Zr的氧反应性高，所以Zr应该在添加Ca之后添加到熔融金属中，或者在同时添加Ca和Zr时向熔融金属中添加大量的Zr，从而得到本发明的期望的效果。然而，大量添加Zr结果通过产生大量的ZrO和ZrN而导致脆性裂紋，并且增加制造成本。根据本发明，在Ca之前将Zr添加到熔融金属中。当预先向熔融金属中添加少量的Zr时，由于形成ZrO而降低了氧的浓度。此后，加入Ca,并且Ca与Zr—起形成复合氧化物，从而通过优化氧化物的尺寸来改进可成形性和耐蚀性。Ti与N反应形成TiN,降低了氮的浓度，从而改进了可成形性。尽管在精炼操作之前，即，在将Zr和Ca添加到熔融金属之前向熔融金属中添加Ti,但是由于TiN的熔点低于Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物的熔点，所以在Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物之后形成TiN，并且TiN按照TiN围绕一部分Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物的方式与Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物一起形成复合夹杂物。与Ti的情况类似，Nb也形成氮化物，氮化物随后与Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物一起形成另一种复合夹杂物。Nb可以选择性地或者组合性地与Ti一起添加到熔融金属中。由于氧化物和复合夹杂物具有高熔点，所以即使在对在熔融金属操作中形成有氧化物和复合夹杂物的钢进行悍接的情况下，氧化物和复合夹杂物保留并且作为钢的新凝固组织的凝固核，所以氧化物和复合夹杂物在改进钢的焊接区的可成形性和耐蚀性方面是有效的。构成Ti或Nb基沉淀的Ti或Nb与熔融金属中的碳反应形成TiC或NbC形式的沉淀，从而改进可成形性。尽管由碳化物构成沉淀的主要组成，但是氮化物也可以部分地构成沉淀。根据本发明的精炼工艺的一个示例在表1中示出。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>在表l中，当在向熔融金属中添加Zr之前添加Ca时，由于Ca的氧反应性高于Zr的氧反应性，所以形成例如CaO或ZrO的单个氧化物。另一方面，当在向熔融金属中添加Ca之前添加Zr时，形成例如Ca-Zr基氧化物的复合氧化物。在这种情况下，提高了Zr的回收率。根据本发明，只要经过熔化和凝固工艺进行焊接，任何焊接工艺例如GTA焊接、激光焊接和等离子体焊接都改进了可焊性。焊接条件可以对应于各种条件例如钢的组成、钢板的厚度、目标等进行选"^。有益效果如上所述，本发明的铁素体不锈钢通过组合添加Ca和Zr使焊接区中的凝固晶粒细微化，改进了焊接区的可成形性和钢的优良的耐蚀性。具体实施例方式下面，将结合示例来描述本发明，通过示出的方式给出这些示例，这些示例不限制本发明的范围。试验示例1将表2中示出的具有不同组成的IO种铁素体不锈钢产品熔化，接着进行热轧、退火、酸洗、冷轧、二次酸洗等，来制备厚度为1.5mm的钢板。然后，每个钢板经历GTA焊接。在表2中，示例1具有STS409L的基础合金组成，示例2和示例3包含单独添加到其中的Ca。示例4至示例9包含在改变C+N的含量的情况下组合添加到其中的Ca和Zr。示例IO是没有调节氧含量的对比示例。对于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>本发明的方法包括在电炉中制备具有表l中示出的组成的不锈熔融金属，精炼制备的不锈熔融金属，连铸精炼的熔融金属来提供钢锭，轧制铸锭，将轧制的钢进行退火，其中，精炼操作包括将氧的量控制到0.004%0.008%，并且刚好在连铸操作之前按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序地加入Zr和Ca。在AOD或者VOD操作中，利用Si或Al脱氧剂来进行氧含量控制。另一方面，当在电炉操作或者AOD或VOD操作中向熔融金属中添加Ca和Zr时，由于Ca和Zr的挥发性，因此Ca和Zr的剩余含量会被降低。因此，刚好在连铸操作之前向熔融金属中加入Ca和Zr。Fe-Ca基的板用作Ca,纯金属板用作Zr。利用DC型焊接机(最大焊接电流为350A)来进行GTA堆焊(bead-on-platewelding)。包含的焊接条件为焊接电流为IIOA，焊接速度为0.32m/min、鴒电才及直径为2.5mm、电才及顶角为100度、弧长为1.5mm、氩保护气体(15//min)。利用光学显微镜来测量焊接区的晶粒大小。在用砂纸和研磨剂研磨焊接区的横截面之后，焊接区的研磨后的横截面经过硝酸化乙醇腐蚀溶液的电蚀刻，并且进行观察。利用微型维氏硬度计以0.2mm的间隔在200g的重量下测量焊接区的硬度分布，保持时间段为10秒。为了测量氧化物和沉淀颗粒的分布，通过利用电子探针显微分析仪(EPMA)按照将每个抛光样品放置在EPMA中，映射构成氧化物和沉淀的元素，接着计算氧化物和沉淀颗粒的占有率的方式在10个视野中以5000的量级来测量大小为l)im或更大的氧化物和沉淀颗粒的数量和尺寸，接着。另外，对于小于lpm的氧化物和沉淀，用筛网获得复制品，并在透射型电子显微镜的IO个视野中以10000100000的量级进行分析。通过在-60。C100。C的测试温度下对1/4小尺寸试样(1.5mm厚度xl0mm宽度x55mm长度)进行却贝冲辉验测试，来测试焊接区的DBTT特性。对于13点蚀测试(pittingtest)，用#600粒度的砂纸研磨cp5盘试样，在空气中放置5小时或更长时间，从而在试样上形成钝化膜。对于这种测试，使用800mL3.5%的NaCl溶液。表3示出了针对以上所述的IO种测试样品的焊接区的冲击特性和钢的耐蚀性的测试结果。与没有添加Ca或Zr以及单独添加Ca的示例1至示例3相比，组合添加Ca和Zr的本发明示例的示例4至示例9减小了焊接区的晶粒尺寸和硬度，并且显示出改进的DBTT特性和冲击能偏差。另外，可以认识到添加Ca和Zr两者的示例增加了点蚀电位，/人而同时改进了耐蚀性。具体地讲，可以认识到当按照组合方式添加Ca和Zr时，即^f吏添加的C和N的水平在180ppm，也可以确保焊接区的低温冲击特性和钢的耐蚀性，或许缩短精炼工艺的时间。另外，与没有调节氧浓度的示例IO相比，本发明的氧浓度被调节到0.01%或更低的示例改进了可焊性和优良的耐蚀性。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>试马全示例2将表4中示出的具有不同组成的5种铁素体不锈钢产品熔化，接着进行热轧、退火、冷轧等，来制备厚度为1.5mm的钢板。然后，每个钢板经历GTA焊接。在表4中，示例11具有STS409L的基础合金组成，示例12包含单独添加到其中的Ca。示例13至示例15包含在改变C+N的含量的情况下组合添加到其中的Ca和Zr。对于Nb,示例11、12、14和15包含0.013%,示例13包含0.014%。表4铁素体不锈钢的熔融金属的组成(wt%)<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>本发明的方法包括在电炉中制备具有表4中示出的组成的不锈熔融金属，精炼制备的不锈熔融金属，连铸精炼的熔融金属来提供钢锭，轧制铸锭，将轧制的钢进行退火，其中，精炼操作包括刚好在连铸操作之前按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序地加入Zr和Ca。当在电炉:操作或者在AOD或VOD操作中向熔融金属中添加Ca和Zr时，由于Ca和Zr的挥发性，因此Ca和Zr的剩余含量会被降低。因此，刚好在连铸操作之前向熔融金属中加入Ca和Zr。Fe-Ca基的板用作Ca，纯金属板用作Zr。利用DC型焊接机(最大焊接电流为350A)来进行GTA堆焊。包含的焊接条件为焊接电流为IIOA,焊接速度为0.32m/min、鴒电极直径为2.5mm、电极顶角为100度、弧长为1.5mm、氩保护气体(15〃min)。利用光学显微镜来测量焊接区的晶粒大小。在用砂纸和研磨剂研磨焊接区的横截面之后，焊接区的研磨后的横截面经过硝酸化乙醇腐蚀溶液的电蚀刻，并且进行观察。利用微型维氏硬度计以0.2mm的间隔在200g的重量下测量焊接区的硬度分布，保持时间段为10秒。为了测量氧化物和沉淀颗粒的分布，通过利用EPMA按照将每个抛光样品放置在EPMA中，映射构成氧化物和沉淀的元素，接着计算氧化物和沉淀颗粒的占有率的方式在10个^L野中以5000的量级来测量大小为l)im或更大的氧化物和沉淀颗粒的数量和尺寸。另外，对于小于lpm的氧化物和沉淀，用筛网获得复制品，并在透射型电子显微镜的IO个视野中以10000100000的量级进行分析。通过在-60。C100。C的测试温度下对1/4小尺寸试样(1.5mm厚度xl0mm宽度x55mm长度)进行却贝冲辉验测试，来测试焊接区的DBTT特性。对于点蚀测试(pittingtest),用將OO粒度的砂纸研磨cp5盘试样，在空气中放置5小时或更长时间，从而在试样上形成钝化膜。对于这种测试，使用800rnL3.5%的NaCl溶液。表5示出了针对以上所述的5种测试样品的焊接区的沖击特性的测试结果。与没有添加Ca或Zr以及单独添加Ca的示例11至示例12相比，组合添加Ca和Zr的本发明示例的示例13至示例15减小了焊接区的晶粒尺寸和硬度，并且显示出改进的DBTT特性和沖击能偏差。具体地讲，可以认识到当按照组合的方式添加Ca和Zr时，即使添加的C和N的水平在180ppm，也可以确保焊接区的低温沖击特性和钢的耐蚀性，或许缩短精炼工艺的时间。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>权利要求1、一种铁素体不锈钢，所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含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和其它不可避免的杂质。2、根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，其中，所述不锈钢包含Ca-Zr基氧化物和Ti基沉淀。3、根据权利要求2所述的铁素体不锈钢，其中，所述不锈钢包含Ca-Zr-Ti基氧化物。4、根据权利要求2所述的铁素体不锈钢，其中，所述不锈钢包含尺寸为l(im~3|im并且以5个颗粒/mm2至10个颗粒/mm2的密度分布的Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物，以及尺寸为l(im或更小并且以39000个沉淀/mir^或更大的密度分布的Ti基沉淀。5、根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，其中，当焊接所述不锈钢时，不锈钢的焊接区具有300pm或更小的晶粒尺寸以及145Hv或更小的硬度。6、一种铁素体不锈钢，所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含0.01%10.0%~20.0%的Cr、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O、从由0.01%~0.5%的Nb和0.01%0.5%的Ti组成的组中选4奪的至少一种以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。7、根据权利要求6所述的铁素体不锈钢，其中，所述不锈钢包含Ca-Zr基氧化物和Ti基沉淀。8、根据权利要求7所述的铁素体不锈钢，其中，所述不锈钢包含Ca-Zr-Ti基氧化物。9、根据权利要求6所述的铁素体不锈钢，其中，当焊接所述不锈钢时，不锈钢的焊接区具有300pm或更小的晶粒尺寸以及155Hv或更小的硬度。10、一种制造铁素体不锈钢的方法，所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含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和其它不可避免的杂质，所述方法包括以下步骤在电炉中制备不锈熔融金属；精炼制备的不锈熔融金属；连铸精炼的熔融金属来提供钢锭；轧制铸锭；对轧制的钢进行退火；其中，精炼步骤包括将氧的量控制在0.01%或更少、接着按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序添加Zr和Ca。11、根据权利要求IO所述的方法，其中，当焊接不锈钢时，不锈钢的焊接区包括尺寸为1)im3fim并且以5个颗粒/mn^或更大的密度分布的Ca-Zr或Ca-Zr-Ti基氧化物，以及尺寸为l)im或更小并且以39000个沉淀/mr^或更大的密度分布的Ti基沉淀。12、根据权利要求IO所述的方法，其中，当焊接所述不锈钢时，不锈钢的焊接区具有300pm或更小的晶粒尺寸以及145Hv或更小的硬度。13、一种制造铁素体不锈钢的方法，所述铁素体不锈钢按重量计包含0.0ly。或更少的C、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、从由0.01%~0.5%的Nb和0.01%~0.5%的Ti组成的组中选择的至少一种以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述方法包括以下步骤在电炉中制备不锈熔融金属；精炼制备的不锈熔融金属；连铸精炼的熔融金属来提供钢锭；轧制铸锭；对轧制的钢进行退火；其中，精炼步骤包括按照Zr和Ca的顺序向熔融金属中顺序添加Zr和Ca。14、根据权利要求13所述的方法，其中，当焊接不锈钢时，不锈钢的焊接区具有300pm或更小的晶粒尺寸以及155Hv或更小的硬度。全文摘要本申请公开了一种铁素体不锈钢及其制造方法。所述铁素体不锈钢按重量百分比计包含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和其它不可避免的杂质。该铁素体不锈钢通过组合添加Ca和Zr对焊接区中的凝固晶粒进行细微化，改进了焊接区的可成形性和钢的优良的耐蚀性。文档编号C22C38/00GK101528963SQ200780038749公开日2009年9月9日申请日期2007年10月16日优先权日2006年10月20日发明者朴浚植,李元培,李钟凤,禹仁秀,金正吉申请人:Posco公司