CN102124134A

CN102124134A - 焊接部加工性出色的铁素体不锈钢、使用该不锈钢的焊制钢管和该钢管的制备方法

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Publication number: CN102124134A
Application number: CN2009801320841A
Authority: CN
Inventors: 禹仁秀; 金正吉; 严祥镐; 李元培
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2008-07-01
Filing date: 2009-06-26
Publication date: 2011-07-13
Also published as: KR101008180B1; WO2010002150A3; WO2010002150A2; JP2011526654A; KR20100003529A; JP5362825B2

Abstract

本发明涉及一种在焊接部具有出色的可加工性的铁素体不锈钢、一种使用所述不锈钢制备的焊制钢管和一种制备所述焊制钢管的方法。本发明提供一种以下特征的在焊接部具有出色的可加工性的铁素体不锈钢：以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。另外，本发明提供用所述不锈钢制造焊制钢管时钢管的硬度比(HAZ/基底金属)在0.98-1.05的焊接部具有出色的可加工性的不锈钢焊制钢管，及制造该钢管的方法。

Description

焊接部加工性出色的铁素体不锈钢、使用该不锈钢的焊制钢管和该钢管的制备方法

[技术领域]

本发明涉及一种在焊接部具有出色的可加工性的铁素体不锈钢、一种使用所述不锈钢制备的焊制钢管和一种制备所述焊制钢管的方法，更具体而言，涉及一种通过适当控制钢材组成和焊接时的热量输入量以防止造管后焊接部软化来制备的具有出色可加工性的铁素体不锈钢焊制管。

[背景技术]

近来在汽车工业中，由于对废气排放的严格规定及轻型汽车的发展，提高车辆的燃料经济已成为头等大事。另外，汽车制作公司已在排气系统零件中使用具有出色的耐腐蚀性和耐热性的铁素体不锈钢来代替常规铸铁或镀铝钢板。

车辆排气系统零件大体上分为压模板和模制管，并且通常通过焊接制作和组装。因此，可以说确保焊接部的质量成为左右排气系统零件性能的重要因素。

由于排气系统的形状相当复杂，因此在形成时，钢板或钢管有时会被严酷地加工。那么，当对铁素体不锈钢焊制管(通过诸如高频焊接、TIG焊接或激光焊接的方法制备)的焊接部进行二次加工如弯曲或管扩张时，在焊接金属或热影响区(Heat Affected Zone，HAZ)可能会出现焊接裂缝。因此，在很多情况下，即使基底金属的可加工性出色，由于在焊接部的可加工性低，因此基底金属也不能表现出出色的可加工性。在加工温度低的冬季或加工速度快的条件下模制焊制管时，所述现象更加明显。

同时，由于上述严格的环境规定，随着废气温度升高，一般使用高合金铁素体不锈钢以满足排气系统中需要的高温特性。但存在这样一个问题，焊接部的可加工性随着合金量的升高而进一步降低。

本发明中研究表明，当对基于耐热用14Cr的铁素体不锈钢进行高频焊接、TIG焊接或激光焊接时，难以确保高频焊制钢管和TIG焊制钢管具有足够的加工特性。高频焊制钢管的一个问题在于，基于Ti或Nb的粗大沉淀物在接缝边界堆积，因此它们在加工过程中成为裂缝点，并且在高温压焊过程中通过塑性变形在焊接部附近引起功致硬化。用TIG焊接时，焊接效率降低，因此焊接部的宽度大于其他焊制管，并且晶粒也会变粗大，从而使焊制管的可加工性降低。

同时，与高频焊接和TIG焊接不同，在激光焊接下，低热量输入焊接是可能的，因此，焊接部具有较窄宽度且没有焊接缺陷，这表明具有良好的质量特性。但当使高合金铁素体不锈钢进行激光焊接时，刚焊接后一段时间内发生软化现象。推测发生这种软化现象是因为在焊接过程中对材料的功致硬化导致材料的钢硬度过度增加和因为焊接过程中钢部分退火。这样的焊接部软化现象经过一段时间后由于时效作用，其硬度恢复，几天后，当加工焊制钢管时，其表现出良好的质量特性。但问题是造管后等待数日因此生产被延迟，并且在造管焊接后难以检查钢管质量。

确保用于高温部分的代表性钢种高Cr铁素体不锈钢的可加工性的已知技术如下：

日本专利公开文本No.1997-125209公开了一种方法，包括通过电阻焊接(ERW)使包含Nb等的耐热性铁素体不锈钢进行造管焊接，在850-1000℃的高温下进行后热处理，并以1℃/秒以上的速率使加热的钢急速冷却。日本专利公开文本No.2006-193770公开了一种方法，包括以如下方式形成和焊接(ERW、GTAW)包含0.1-0.5重量％的Ti和Nb中的一种或多种的铁素体单相不锈钢焊制管，然后以0.5-2.0％的应变在长度方向上校正所述钢，并在700-850℃的温度下进行后热处理，所述方式为焊接部的维克斯硬度Hv_W和基底金属的维克斯硬度Hv_M之差ΔHv(＝Hv_W-Hv_M)在10-40范围内，且焊接部的焊道宽度(bead width)T_W与基底金属厚度T_M的比例RT(＝T_W/T_M)为1.05-1.3。在这些方法中，在造管焊接后进行退火热处理以减小焊制钢管的功致硬化，这些方法对提高焊制钢管的可加工性有效，但问题在于由于进行退火热处理，生产成本增加并且发生焊制管表面氧化等问题。

日本专利公开文本No.2000-326079公开了一种方法，将包含总量不超过1重量％的Ti和Nb中的一种或多种的铁素体不锈钢以开管形式形成，当激光焊接其相对面时，控制焊制管通过校正辊时的温度在以下范围内，即：使所述钢在150℃以下的强度为室温强度的80％以上的范围，从而使焊接部的维克斯硬度Hvw和基底金属的维克斯硬度Hvb之差ΔHv(Hvw-Hvb)在10-80范围内。这种方法作为一种激光造管焊接技术和一种校正方法，其中将焊制管控制在以下温度范围内——焊接后使所述材料在150℃的强度为室温强度的80％以上——以维持焊接金属部分和基底金属之间的硬度差在一定水平上。但由于与其他焊接技术相比，激光造管焊接具有极长的焊接热循环，因此焊接后焊制管在校正线上达到室温水平，使得难以独立控制焊制管。另外，认为该方法对焊接热影响区的软化现象不产生任何影响。

日本专利公开文本No.1996-155665公开了一种使铁素体不锈钢焊接金属部的晶粒微小化的方法，即：通过第一激光束熔透焊接(penetration weld)所述钢，在焊接部温度达到400℃以下后，通过用低热量输入的第二激光束照射使其部分被焊接。这种方法是一种使用两个激光束使焊接金属部的晶粒微小化的方法，但由于另外安装激光焊接机，生产成本提高。另外，认为该方法与热影响区的软化问题的改进无关。

日本专利公开文本No.1993-277769公开了一种如下的方法，即：将铁素体不锈钢预热至250℃以上，然后激光造管焊接，焊接所述钢以使内部焊道的突出高度为0.15mm以上，并沿厚度方向向焊接部施压，从而提高焊接部的可加工性。这种方法虽然是通过将铁素体不锈钢预热至250℃以上，然后激光造管焊接，焊接所述钢以使内部焊道的突出高度为0.15mm以上，并沿厚度方向向焊接部施压，从而提高焊接部的可加工性的方法，但这种方法的问题在于需要安装预热处理机器并且激光焊接方法使得难以使用低热量输入焊接技术确保内部焊道的突出高度在0.15mm以上。

确保耐热铁素体不锈钢焊接部的可加工性的已知技术如下。

日本专利公开文本No.1999-256286公开了一种非退火焊制钢管，其包含不超过0.02％的C、0.7-1.0％的Si、1.0-1.5％的Mn、13.5-15.5％的Cr、不超过0.02％的N、0.3-0.6％的Nb、0.02-0.24％的Cu和0-0.03％的Al，并且满足关系1.45≥Nb+Si和1.35≤Nb+1.2Si，以使耐热性铁素体不锈钢的ERW钢管省略其后热处理。但在本发明中，难以对深冲压应用如弯曲部分扩张确保足够的可加工性。

日本专利公开文本No.1995-266072公开了一种如下方法，即：将激光造管焊接过程中焊接线附近的环境氮气浓度控制在[％N]_at，log([％N]_at)≤2log([％N]_WM)-2×(518/T+1.068)-2×(0.046[％Cr]-0.00028[％Cr]²)，其通过不锈钢的Cr浓度[％Cr]、熔化金属的温度T(℃)和熔化金属中可接受氮气量[％N]_WM确定，以防止不锈钢焊接部吸收氮气，从而改善不锈钢激光焊接部的可加工性。但难以实时控制实际管成形过程中的每个工艺参数。

日本专利公开文本No.2002-80943公开了一种通过向包含11-20％的Cr和0.2-0.8％的Nb的铁素体不锈钢中添加0.01-0.3％的Co、0.01-0.3％的V和0.0002-0.005％的B确保焊接部二次加工脆化抗性和高温疲劳特性的方法。这种方法是一种通过添加Co、V和B确保焊接部二次加工脆化抗性和高温疲劳特性的方法，但该方法难以用于深冲压应用，如弯曲后对其附近进行钢管扩张。

[发明内容]

[技术问题]

本发明的一个方面提供在焊接部具有出色可加工性的基于14Cr的耐热性铁素体不锈钢。

本发明的另一个方面提供一种焊制钢管及其制备方法，其中防止激光造管焊接后焊接部的软化现象，由此改善钢管的生产率，而且在严酷的加工条件下也能够保证其质量。

[技术方案]

根据本发明的一个方面，提供一种在焊接部具有出色可加工性的不锈钢，所述不锈钢包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。

根据本发明的另一个方面，提供一种在焊接部具有出色可加工性的不锈钢焊制管，所述不锈钢焊制管包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质，在造管焊接过程中，所述焊制钢管的硬度比(HAZ/基底金属)为0.98-1.05。

根据本发明的另一个方面，提供一种制备在焊接部具有出色可加工性的不锈钢焊制管的方法，所述方法包括在保护气中焊接热量输入量(输出功率/速度，kW/m/min)在0.86-1.28kW·min/m范围下激光焊接下述不锈钢的步骤，所述不锈钢包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。

[有益效果]

本发明的铁素体不锈钢激光焊制管，由于将钢中的Cu含量和(Ti+Nb)/(C+N)比降低至合适的水平，并控制激光焊接的热量输入量，借此可省略一般用于高合金铁素体不锈钢焊制管的后热处理，并可防止焊接部软化，从而可大幅促进质量特性和生产率的提高。本发明不仅可用于本发明中使用的基于14Cr的钢管，还可以用本发明描述的相同方式改善高Cr钢管和高合金焊制钢管，因此从使用的角度考虑极其有用。

[附图说明]

图1是一幅示出激光焊制钢管压扁试验的示意图；

图2示出根据激光焊接过程中工艺参数变化的焊接部中缺陷发生的检测结果；

图3示出对钢材1、3和8进行Erichsen的结果。

[具体实施方式]

下文将详细描述本发明的不锈钢。

本发明的不锈钢具有以下成分和含量(下文以重量％表示)。

碳(C)和氮(N)每种含量为0.01％以下。由于C和N是降低基底金属和焊接部可加工性的元素，因此这些元素的含量优选尽可能小，但鉴于所述钢制备成本升高，每种的含量限于0.01％以下。

所述钢中的硅(Si)含量限于0.8-1.0％。Si是一种对提高钢在暴露于高温下时的抗氧化性有效的元素。确保抗氧化性的最低Si含量为0.8％，如果过量添加Si，钢的可加工性将降低，并且管成形过程中钢的功致硬化严重，从而促进热影响区软化。为此原因，Si含量的上限为1.0％。

所述钢中的铜(Cu)含量为0.1-0.3％。Cu是一种提高钢材的可加工性的元素，但如果添加过量，将提高焊接前的管成形过程中的n值(应变硬化指数)，从而过度提高钢管材料部的应变硬化并促进焊接热影响区软化。因此，Cu含量限于0.1-0.3％。

所述钢中的铬(Cr)含量为13.7-14.3％。需要Cr含量为13.7％以上以保证钢的耐腐蚀性和抗氧化性，但Cr含量提高导致其生产成本提高。因此，Cr含量的上限为14.3％。

所述钢中的钛(Ti)含量为0.1-0.2％，铌(Nb)含量为0.3-0.4％。Ti和Nb是改善钢的可加工性、高温强度和高温热疲劳特性的元素。如果Ti和Nb的添加量高于上述含量范围的上限，随着固溶Nb和Ti的量的增加，降低钢的可加工性。因此，Ti的含量限于0.1-0.2％，Nb的含量限于0.3-0.4％。

另外，所述不锈钢包含余量的Fe和不可避免的杂质。

本发明的不锈钢满足关系0.982≤1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)≤1.05。在该方程式中，上限值和下限值表明焊制钢管的硬度比(HAZ/基底金属)。在本发明中，测量基于14Cr的铁素体不锈钢激光焊制管的硬度分布，并评价其可加工性。发现焊制钢管的硬度比和可加工性彼此密切相关。即，在0.982以下的硬度比出现软化现象，其中热影响区(HAZ)的硬度低于基底金属的硬度。另外，在1.05以上的硬度比，焊接部硬化，从而降低其可加工性。

另外，通过回归方程式检验所述钢中包含的元素和焊接钢板的硬度比之间的关系。结果，发现Cu和(Ti+Nb)/(C+N)为主要决定因素。特别地，发现Cu的影响显著。元素如Cu、Ti和Nb是铁素体中的固溶强化元素，并且在造管焊接过程中当钢形成管时促进钢的应变硬化。因此，需要将这些元素的含量限制在较低水平。

下文将详细描述本发明的焊制钢管。

如上所述，本发明的焊制钢管包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。

另外，本发明的焊制钢管满足以下关系：0.982≤1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)≤1.05。

本发明的焊制钢管的硬度比(HAZ/基底金属)为0.98-1.05。所述硬度比为在造管焊接1小时后测量的值。将防止焊接热影响区初期软化现象的硬度比下限设定为0.98，而上限值1.05是指与基底金属相比，焊接热影响区稍微硬化。如果焊制钢管的硬度比超过1.05，焊接部将过度硬化，因此在钢管成形过程中可能出现焊接部的脆化裂缝。

下文将详细描述制备本发明的激光焊制钢管的方法。

为制备本发明的焊制钢管，以0.86-1.28kW·min/m的热量输入量激光焊接不锈钢，该不锈钢包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。通过激光输出功率和焊接速度控制热量输入量。如果热量输入量较低，将难以熔透焊接，而如果热量输入过高，将会出现焊接部的焊道填充不足(underfill)，那么焊道上部会填充不足并且焊道下方焊道突出量增加，使得难以校正钢管的形状和确保其可成形性。在本发明中，所述钢的热量输入量限于0.86-1.28kW·min/m，以使钢管焊接部的填充不足长度和焊道下的突出长度相对于基底金属在-0.15至0.25mm内。

在本发明中，在所述激光焊接过程中于焊道上方和下方将惰性气体用作保护气。保护气对防止焊接过程中从外部空气中引入杂质有效。由于激光焊接过程中熔化金属的温度比其在一般电弧焊接中的温度高得多，空气中的氮和氧易于引入熔化金属中。因此，如果在焊道上方和下方均不提供保护气，由于引入氮和氧，焊接部的脆化将增加。因此，在本发明中，在焊道上方和下方使用保护气以防止焊接部脆化。

作为所述保护气，优选以15-20L/min的流速在焊道上方引入He气，并在焊道下方使用Ar气氛。如果保护气He的流速小于15L/min，对焊接部的表面保护不足，那么外部空气将易于引入焊接部，而如果流速大于20L/min，在焊接过程中熔化金属将扩散，从而使得难以确保满意的焊道形状。因此，将He的流速限于15-20L/min。在焊道下方，使用Ar气氛，不需要限制其流速。

[实施例]

下文将参照实施例详细描述本发明。

实施例

如下表1所示，将使用Fe-14Cr-0.9Si作为基本组成并分别在0.16-0.5％和18.6-41.8范围内改变Cu和(Ti+Nb)/(C+N)比获得的8种铁素体不锈钢熔化、热轧、退火、冷轧和退火，从而制备1.5mm厚度的卷材。在本发明的实施例中，钢材3的Cu含量为0.278％，(Ti+Nb)/(C+N)比为37，钢材8的Cu含量为0.164％，(Ti+Nb)/(C+N)比为41.8。

使用制备排气系统零件时一般使用的连续辊轧成形方法进行管成形过程，并通过成形、激光焊接、校正和切割过程制备外径为33mm的焊制钢管。使用12kW CO₂激光焊接机进行激光焊接过程。在焊接过程中，改变激光输出功率、焊接速度制造使焊接部中没有缺陷的最佳条件。保护气对防止外部空气中的杂质有效。由于激光焊接中熔化金属的温度比一般电弧焊接中的温度高得多，在激光焊接过程中，空气中的氮易于引入熔化金属中。使用流速为15-20L/min的He气作为上部保护气，使用Ar气氛作为下部保护气。

[表1]

*出现的裂缝数：标准(共20次)：○零，：1-4，和●：5以上

如图1所示，在制备每个激光焊制钢管1小时后，将每个焊制钢管进行压扁试验，其中将焊接部置于与负载方向垂直的方向并完全粘着，以观察焊接部是否裂缝。另外，使用微型维氏硬度计测量钢管焊接部的硬度和基底金属的硬度，并计算硬度比(HAZ/基底金属)。在硬度测量中，在500g的负载下以10秒的维持时间和0.2mm的间隔对基底金属和包括焊接部的区域分别测量三次硬度。

进行Erichsen试验以检测激光焊接部的质量特性。为此目的，将冲床置于焊接部下侧，并推高焊接部以测量焊接部的裂缝高度，从而测量Erichsen值。Erichsen值越高，表明可成形性越出色。

图2示出根据激光焊接过程中工艺参数变化的焊接部中缺陷发生的结果。从中可以看出，随着激光输出功率降低和焊接速度增加，非熔透区域扩大。另外，当激光输出功率过度增加或焊接速度降低时，在焊接部焊道的填充不足变得严重，从而使得难以确保良好的焊道。由图2直线的斜率计算合适的热量输入量，其表明合适的焊接条件，为0.86-1.28kW·min/m。

上表1示出使八种钢材料在合适的焊接条件下，即6kW的激光输出功率和5m/min的焊接速度下进行造管焊接并评价焊接部硬度比和可加工性的结果。

为定量评价焊接部的软化现象，在造管焊接后1小时内进行焊接部的硬度测量和压扁试验。

由确定焊接部硬度的重要成分Cu含量较低的钢材3和8制备的钢管，在管成形1小时后没有出现裂缝，而在由其他钢制备的钢管中，在热影响区出现裂缝。钢材3的硬度比为下限值，可以看出，如果硬度比为约0.982或更高，可以防止裂缝。使用该结果进行回归分析，结果满足以下方程式。表明回归方程式的可靠性的R-Sq(调整后的R系数)为80.4％，其相对良好。

硬度比(HAZ/基底金属)＝1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)

从以上方程式得出结论，当Cu含量和(Ti+Nb)/(C+N)比降至合适的水平时，可确保足够的可加工性。

图3示出对通过以9kW的激光输出功率和5m/min的焊接速度将钢材1、3和8焊接至基底金属得到的接缝进行Erichsen试验的结果。在钢材1中，焊接热影响区中出现裂缝，在钢材3和8中，焊接金属部分中均出现裂缝。即，得出如下结论：与钢材1相比，钢材3和8的焊接热影响区的软化现象被降低。另外，当比较各钢材焊接部的Erichsen值时，可以看出与钢材1的焊接部相比，钢材3和9的焊接部具有良好的可成形性。

Claims

1.一种在焊接部具有出色可加工性的不锈钢，所述不锈钢包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。

2.权利要求1的不锈钢，其中所述不锈钢满足以下关系：

0.982≤1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)≤1.05。

3.一种在焊接部具有出色可加工性的不锈钢焊制管，所述不锈钢焊制管包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质，在造管焊接过程中，所述钢管的硬度比(HAZ/基底金属)为0.98-1.05。

4.权利要求3的不锈钢焊制管，其中所述钢管满足以下关系：

0.982≤1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)≤1.05。

5.一种制备在焊接部具有出色可加工性的不锈钢焊制管的方法，所述方法包括在保护气中焊接热量输入量(输出功率/速度，kW/m/min)在0.86-1.28kW·min/m的范围下激光焊接下述不锈钢的步骤，所述不锈钢包括以重量％计不超过0.01％的C、不超过0.01％的N、0.8-1.0％的Si、不超过0.5％的Mn、13.7-14.3％的Cr、0.1-0.3％的Cu、0.3-0.4％的Nb、0.1-0.2％的Ti和余量的Fe和不可避免的杂质。

6.权利要求5的方法，其中所述不锈钢满足以下关系：

0.982≤1.55-0.847Cu-0.00899(Ti+Nb)/(C+N)≤1.05。

7.权利要求5或6的方法，其中在焊道上方和下方均使用惰性气体作为保护气。

8.权利要求7的方法，其中作为保护气，以15-20L/min的流速在焊道上方引入He气，并在焊道下方使用Ar气氛。