CN102575311B - 矿渣层下再熔后的马氏体不锈钢的热处理 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种制造马氏体不锈钢的方法，其包括所述钢锭在矿渣层下再熔的步骤，然后冷却所述钢锭的步骤，再然后进行至少一个在它的奥氏体温度之上加热所述钢锭的奥氏体热循环。在所述每一个冷却过程中：如果在冷却步骤后不进行奥氏体热循环，将所述钢锭在保温温度下保温，所述保温温度包括在铁素体-珠光体转化鼻形区内，而保温时间则长于在该保温温度下将奥氏体结构尽可能完全地转化为铁素体-珠光体结构所必需的充足的时间，当所述钢锭的最低温度达到所述保温温度，将所述钢锭在保温温度下保温。此外，在每一个冷却步骤过程中，如果在所述冷却步骤后在钢锭的最低温度降低到低于所述马氏体转化起始温度Ms之前进行奥氏体热循环，所述钢锭或在所述两个奥氏体热循环之间的整个时期内保温，保温温度高于奥氏体转化完成的温度Ac3，或是在如上所述的包括在所述铁素体-珠光体转化鼻形区内的温度下保温。

Description

矿渣层下再熔后的马氏体不锈钢的热处理
本发明涉及制造马氏体不锈钢的方法，其包括将所述钢锭进行电渣再熔步骤，然后冷却所述钢锭的步骤，而后进行至少一个在高于它的奥氏体温度下加热所述钢锭的奥氏体热循环。
在本发明中，除非另作说明，所述组分百分比为重量百分比。
马氏体不锈钢为铬含量大于10.5％且结构基本上为马氏体结构的钢。
重要的是像这样的钢的疲劳性能要尽可能的好，以使得由这样的钢所生产的部件的使用寿命最大化。
为此目的，应该改进钢的夹杂物特征，也就是减少存在于钢中的不合乎需要的夹杂物(某些合金、氧化物、碳化物以及金属间化合物的相)的量。这样的夹杂物在循环载荷的作用下成为导致钢体过早破损的启裂点。
实验性地，在对钢的测试样本上进行疲劳测试所得到的结果中，观察到很大的离差(dispersion)，也就是，对于每一级加载于加强变形下的疲劳，所述使用寿命(相对应于在钢中导致疲劳样本破损的循环的个数)在一个很宽的范围内变化。在统计学意义上，夹杂物则对所述钢的疲劳使用寿命的最小值(所述范围的下限)负责。
为了减少疲劳行为的离差，也就是为了提高那些下限，也为了提高平均疲劳特性值，改进所述钢的夹杂物的特性是必需的。所述电渣再熔技术，ESR，为公知的。在该技术中，所述钢锭被放置在坩埚中，矿渣(矿石的混合物，例如石灰、氟化物、氧化镁、氧化铝、方解石)倾倒于所述坩埚中，以使得所述钢锭的下端浸没于所述矿渣中。其次，电流从所述充当电极的钢锭中穿过。该电流足够地强以加热并使所述矿渣(slag)溶解，并且对所述钢电极的下端进行加热。该电极的下端与矿渣相接触，所以其融化并且以细小液滴的形式穿过所述矿渣，然后在漂浮的所述矿渣层的下方凝固，以形成新的逐渐生成的新的钢锭。其中，所述矿渣充当过渡器，用以从钢液滴中提取出夹杂物，以至于与原始钢锭(电极)相比较，位于所述矿渣层下方的新得到的钢锭中包含更少的夹杂物。该操作是大气压下并在空气中进行的。
尽管所述电渣再熔ESR技术能够通过去除夹杂物来降低马氏体不锈钢的疲劳特性的离差(dispersion)，但是就所述部件使用寿命而言，这样的离差依然太高。
本发明的发明者所进行的使用超声波进行无损检测表明，所述钢实际上包括未知的氢缺陷(裂片)。
因此，疲劳特性结果的离差，特别是结果的范围下限值，是由于所述钢中的裂纹过早开裂的另一种的不合需要机理，该机理导致了过早疲劳断裂。
本发明的目的是提供一种可提高这些下限值，并且由此减少马氏体不锈钢疲劳特性离差(dispersion)，并增加平均疲劳特性的制造方法。
此目的可能在每一个冷却步骤中实现：
●如果冷却步骤后不进行奥氏体热循环，则将所述钢锭在保温温度下保温，所述保温温度包括在铁素体-珠光体转化鼻形区内，而保温时间则长于在该保温温度下将奥氏体结构尽可能完全地转化为铁素体-珠光体结构所必需的充足的时间，当所述钢锭的最冷点的温度达到所述保温温度，将所述钢锭在保温温度下保温；
●如果在钢锭的最低温度降低到低于所述马氏体转化起始温度Ms之前，所述冷却步骤后进行奥氏体热循环，所述钢锭或通过加热在所述两个奥氏体热循环之间的整个时期保温，保温温度高于奥氏体完全转化温度Ac3，或是在如上所述的包括在所述铁素体-珠光体转化鼻形区内的温度下保温。
这些方式减少了微观尺寸的气相的形成(使用工业非破坏性检测设备无法检测到)，所述微观尺寸的气相由钢中的轻元素构成，因此也避免了来自于所述微观气相的裂缝的过早开裂，其在疲劳状态下会引起钢的过早破裂。
有益地，通过冷却，在所述钢锭的外皮的温度下降到低于所述铁素体-珠光体完全转化温度的末端(Ar1)之前，将所述钢锭置于炉中，所述温度Ar1高于所述马氏体转化起始温度Ms。
下面通过详细描述以非限定性示例给出的实施方式，可以更好地理解本发明和其优点。所述详细描述是参考说明书附图进行的，其中：
图1为本发明所述钢和现有技术钢的疲劳寿命曲线的对比图；
图2示出了疲劳载荷曲线；
图3为树枝状晶体和枝晶间区示意图；
图4为使用电子显微镜摄取的疲劳后断裂面的图像，示出了引发断裂的气相。
图5为冷却曲线的温度-时间图，在该图所对应的区域中，富含α源元素，而γ源元素较为缺乏。
图6为冷却曲线的温度-时间图，在该图所对应的区域中，富含γ源元素，而α源元素较为缺乏，
在电渣再熔(ESR)过程中，经炉渣过滤的钢冷却并逐渐地凝固形成钢锭。该凝固发生在冷却期间并会引起树枝状结晶10的生长，如图3所示。按照马氏体不锈钢相位图，对应于第一固化颗粒(solidified grains)的树枝状结晶10明显富含α源元素，而树枝晶间区20则明显富含γ源元素(对于相图的已知杠杆定则的应用)。α源元素是一种有利于铁素体类型结构的元素(在低温时更加稳定的结构：贝氏体、铁素体-珠光体、马氏体)。而γ源元素则是一种有利于奥氏体结构的成分(在高温时稳定的结构)。因此，在树枝状结晶10和枝晶间区20之间会发生偏析。
而后，这种化学成分上的局部偏析将贯穿整个制造过程，甚至在随后的热成形操作过程中还会保留。因此，这种偏析存在于处于固化的钢锭和随后变形的钢锭中。
本发明的发明人已经能够证明该结果取决于钢锭的直径，所述钢锭是直接从ESR坩埚或发生高温变形后的钢锭中取得。这样的结论可以通过冷却速度随着直径的增加而减慢的事实来得以解释。图5、6示出了可能发生的不同情况。
图5为已知的温度(T)-时间(t)曲线图，在该曲线图所对应的区域中，富含α源元素，而γ源元素较为缺乏，诸如树枝状晶体10。曲线D和F标明了从奥氏体结构(区域A)到铁素体-珠光体结构(区域FP)的转化的起始和结束位置。当所述钢锭所遵循的冷却曲线分别地进入所述曲线D和F之间的区域或者也进入所述区域FP，所述转化部分地或完全地发生。而当所述冷却曲线完全地落在所述区域A里时，不发生这样的转化。
图6为等效图，在该曲线图所对应的区域中，缺乏α源元素，而富含γ源元素，诸如枝晶间区20。相比较于图5，需要注意的是：曲线D和F向右侧发生偏移，也就是说为了获得铁素体-珠光体结构，所述钢锭必须更缓慢地被冷却。
图5和6中的每一个示出了从一奥氏体的温度的三条冷却曲线，分别对应三个冷却速度：快速(曲线C1)、中速(曲线C2)以及慢速(曲线C3)。
在冷却过程中，所述温度从一个奥氏体的温度开始下降。在空气中，对于被研究的直径来说，所述钢锭的表面以及中心部分的冷却速度非常的接近。仅有的不同在于其表面温度低于所述中心部分的温度，这是由于表面冷却先于中心部分的冷却。
比所述快速冷却(曲线C1)(图5、6)更迅速的冷却不会产生铁素体-珠光体转化。
根据曲线C1，当进行快速冷却时，所述转化仅发生树枝状晶体内，且为局部的(图5)。
根据曲线C2，当进行中速冷却时，所述转化在枝晶间区20内仅为局部的(图6)，而在树枝状晶体10内则为准完全的(图5)。
根据曲线C3，当进行慢速冷却时，甚至更慢的速度冷却时，所述转化在树枝状晶体10和枝晶间区20内几乎都是完全的。
当进行快速(C1)或中速冷却(C2)时，或多或少出现铁素体区域与奥氏体区域的共存(cohabitation)。
一旦材料固化，所述树枝状晶体10在冷却过程中首先转化为铁素体结构(通过穿过图5中的曲线D和曲线F)。而所述枝晶间区20或者不发生转化(根据曲线C1所表示的发生快速冷却时)或者随后发生局部地或完全地转化(根据曲线C2所表示的发生中速冷却时或根据曲线C3所表示的发生慢冷却时)，在较低的温度下(如图6所示)。
因此，所述枝晶间区20能够更长久地保持奥氏体结构。
在所述固态冷却过程中，由于奥氏体和铁素体型显微结构共存导致局部结构的异质性。在这些环境下，在奥氏体结构中比在铁素体组织中更容易溶解的轻元素(H，N，O)在枝晶间区20内具有趋于浓缩的趋势。这种浓缩由于枝晶间区20内的γ源元素数量较大而增加。在温度低于300℃时，所述轻元素只会以极低的速度扩散并被截留在其自身的区域内。在一定的浓缩条件下，在枝晶间区20完全或局部地转化为铁素体结构后，这些气相的溶解度会达到最低极限，而且，这些气相将形成气囊(或者一种呈具有高延展性和不可压缩性的物理状态的物质)。
在冷却阶段，当电渣再熔(ESR)结束时，钢锭(或随后发生变形的钢锭)的直径越大(或者更普遍地，所述钢锭的最大尺寸越大)，或者所述钢锭的冷却速度越低，所述轻元素从具有铁素体结构的树枝状晶体10向全部或部分地具有奥氏体的结构的枝晶间区20扩散的趋势就更大，这些轻元素在铁素体和奥氏体结构共存阶段浓缩。这些轻元素在枝晶间区中的溶解度局部突出的问题被强化。当轻元素的浓度超过了溶解度时，那么，在所述钢内会出现含有所述轻元素的微观气囊。
另外，在冷却结束时，当钢的温度下降到略高于环境温度的马氏体转化温度Ms以下时，枝晶间区的奥氏体结构趋于局部地转化为马氏体结构(图5、6)。然而，马氏体结构中轻元素的溶解度临界值低于其它冶金结构中的轻元素溶解度临界值，也低于奥氏体结构中的轻元素溶解度临界值。于是，在该马氏体结构转化过程中，所述钢内会出现更多的微观气相。
在所述钢在热成型(例如锻造)过程中所经历的随后的变形中，这些相会整平为薄板形式。
在疲劳载荷情况下，这些薄片充当应力集中位置，所述应力集中位置由于减小了裂纹开裂所必需能量而对裂纹的过早开裂负责。进而导致了所述钢的过早损坏，其引起了疲劳特性结果的低值。
本发明的发明人的观察证实这些结论，正如图4的电子显微照片所示。
在这张马氏体不锈钢的裂纹表面照片上，可以从裂纹F辐射中看到大体上呈球状的区域P。该区域P为由轻元素所构成的气相的覆盖区，所述由轻元素所构成的气相位于形成这些裂纹F的起点，而这些裂纹F则通过传递和聚结而形成宏观裂纹区。
本发明的发明人在马氏体不锈钢上进行了试验，发现在所述钢锭从ESR坩埚中移出之后以及在随后对ESR再熔实施的在奥氏体性质温度下的每一个奥氏体热循环(可以包括热成型)之后，在钢锭冷却过程中在这些钢上立即实施本发明所述的预防加热处理，所述疲劳结果将得以改善。相对应于本发明的第一实施方式，这样的预防加热处理在下文中得以描述。
根据本发明的第一实施方式，当其在奥氏体热循环末端冷却时或在其从所述ESR坩埚中被移出之后并且所述钢锭的表皮温度下降到马氏体转化开起始温度Ms以下之前，当所述钢锭的最冷点的温度达到该保温温度时，所述钢锭被放置在具有保温温度的炉内，该保温温度，介于冷却时所述铁素体-珠光体的开始温度和完成温度之间，Ar1以及Ar3(“铁素体-珠光体鼻形区”，图5和6中曲线F右侧的区域)，维持至少一个保温时间t。所述保温时间长于(例如至少两倍于)在该保持温度下将奥氏体结构尽可能完全地转化为铁素体-珠光体结构所必需的时间。
所述机理通过已在上文中讨论过的图5、6中的曲线图得以说明，特别地通过冷却曲线C1、C2以及C3得以说明。这些冷却曲线示出了所述钢锭的平均温度变化(表面和中心)，对于不同的增加的厚度。温度开始从奥氏体温度下降。在所述奥氏体区域被转变为马氏体区域之前，也就是在所述钢锭的表皮温度下降到Ms以下之前，所述钢锭被放置于炉中，并且在其中保温。因此，所述冷却曲线变为水平的(图5中的曲线4，对应于本发明所述的处理)。
当铁素体-珠光体转变完成时(曲线4穿入区域FP到达曲线F的右侧)，所述钢锭被允许冷却至环境温度。
一旦处于环境温度，就使得在任何表面沉积所述钢锭成为可能，例如在底面(theground)。事实上，所述钢锭可以在制造过程中的任何时间得以沉积，在这一方式方法，制造场地的适应性显著地得以增加，从而改善了物流以及成本。
在从奥氏体温度进行冷却的过程中，大部分的时间里，所述钢锭的温度高于300℃，这促进了所述轻元素在所述钢锭中的扩散。一旦所述钢锭的表面温度高于其中心部分的温度，所述钢锭中将会发生脱气，这能够有益地减少其气态元素含量。
本发明的发明人已经用实验方法确定：在每一个随后进行奥氏体热循环的冷却阶段中，以及在将其从ESR坩埚中移出后进行冷却的过程中，当预防加热处理如上文所述的那样在所述钢锭上得以实施时，所述钢锭中轻元素气相的形成就会减少。
实际上，从所述钢锭的一个区域到加一个区域，在所述轻元素(H，N，O)的浓度上并不存在更多的变化，并且在所述钢锭给定的区域中超出所述气相的溶解度的风险也较低。因此，所述轻元素优选的浓度在任何的区域中都没有被建立。
根据本发明的第一实施方式，在预防加热处理之后，对于所述钢锭而言，让其经历一个或多个奥氏体循环是有可能的。
另一个预防加热处理在下文中得以说明，相对应于本发明的第二实施方式。
根据本发明的第二实施方式，在从奥氏体温度(通过加热，高于所述奥氏体转化完成的温度的温度，Ac3)进行冷却的过程中，在其最低温度(通常为表皮温度)下降到马氏体转化开起始温度Ms以下之前，所述钢锭被放置在具有一定温度的炉内，该温度高于温度Ac3。当仅在跟随在前的奥氏体循环(或跟随所述ESR方法)的冷却之后，在高于Ac3的温度上进行随后的奥氏体热循环的时候这样做。因此，所述钢锭在所述炉中保温，而保温时间至少需要使所述钢锭的最冷点被加热到Ac3以上，然后所述钢锭立即进行随后的奥氏体热循环。图5中的曲线5对应于本发明的这一处理。
在这次随后的奥氏体热循环之后，如果有一个或多个其它的奥氏体热循环得以实施，如上文中所述的，所述钢锭在所述炉中保温，所述保温在两个连贯的奥氏体热循环之间实施。
本发明的发明人已经用实验方法确定：当处于两个奥氏体热循环之间的钢锭最低温度没有下降到马氏体转化的起始温度Ms以下时，所述钢锭中的轻元素气相的形成就会减少。
事实上，所述钢锭中的奥氏体结构总是同种的；所述轻元素的浓度也多是相同的，因此，在所述钢锭的给定区域内超出气相的溶解度的风险也是恒定不变且为较低的。
另外，在从奥氏体温度进行冷却的过程中，大部分的时间里，所述钢锭的温度高于300℃，这促进了所述轻元素在所述钢锭中的扩散。当所述钢锭的表面温度再次超过或等于其中心部分的温度，所述钢锭中将会发生脱气，这能够有益地减少钢锭中气态元素的含量。
另外，在奥氏体温度下，合金元素从高浓度区域向低浓度区域的扩散使得在树枝状晶体10中偏析α源元素(的强度下降，也使得在树枝晶间区20内偏析γ源元素的强度下降。偏析为这些γ源元素的强度的下降导致树枝状晶体10与树枝晶间区20之间的轻元素(H，N，O)的溶解性的差别缩小，导致了就结构(奥氏体结构与铁素体结构较小的共存)以及化学成分(包括轻元素)而言更好的相同性。
术语元素的“偏析的强度”的意思是元素浓度最低的区域中的该元素的浓度与元素浓度最高的区域中的该元素的浓度之间的偏移量。
在最后的奥氏体热循环之后，所述钢锭被保持在铁素体-珠光体转化鼻形区一段时间，以便足以获得准完成的铁素体-珠光体转化，也就意味着所述钢锭能够在环境温度下得以沉积，这与本发明的第一实施方式一致。
举例来说，对于为发明人在测试中使用的Z12CNDV12型马氏体不锈钢(AFNOR标准)，所述铁素体-珠光体转化鼻形区位于550℃到770℃之间的温度T带中，650℃到750℃之间的温度T为最理想的，而所述钢锭必须在10到100小时的时间t的范围内得以保温。对于位于550℃到650℃或750℃到770℃范围内的温度，所述包温围时间的范围在100小时到10000小时之间。
对于这样的钢，所述温度Ms为200℃到300℃数量级。
发明人观察到：在出现以下情况时尤其需要一种如上文中所描述的对气相加以处理的预防加热处理：
●冷却前，所述钢锭的最大尺寸小于大约910mm(毫米)，或该钢锭的最小尺寸大于1500mm；而电渣再熔之前，该钢锭中的氢含量大于10ppm；以及
●冷却前，所述钢锭的最大尺寸小于大约910mm(毫米)，而该钢锭的最小尺寸小于约1500mm；而电渣再熔之前，该钢锭中的氢含量大于3ppm。
所述钢锭的最大尺寸为其最大部分的测量结果的尺寸，而所述钢锭的最小尺寸则为其最小部分的测量结果的尺寸：
a.当所述钢锭在它随后的冷却之前没有经历热成型时，在电渣再熔之后立即地进行；
b.当所述钢锭在电渣再熔之后经历热成型时，只在其随后的冷却之前进行。
优选地，所述矿渣在被用于所述ESR坩埚之前被进行了脱水。事实上，经过电渣再熔(ESR)的钢锭中的氢含量可能高于进行电渣再熔之前的所述钢锭中的氢含量。所述氢能够在所述ESR方法的过程中穿过矿渣进入到所述钢锭中。通过预先对所述矿渣进行脱水，使存在所述矿渣中的氢的数量最小化，从而使得在所述ESR方法的过程中穿过矿渣进入到所述钢锭中氢的数量最小化。
发明人在Z12CNDV12型钢上进行测试，并使用如下参数：
测试1
●冷却从ESR坩埚中移出的钢锭(氢含量为8.5ppm)，当表皮温度为250℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温(一旦所述钢锭的最低温度达到均质化温度)12小时，冷却到环境温度；
●在直径镦粗操作(910mm到1500mm之间)之后冷却，当所述表皮温度为300℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温15小时，冷却到环境温度；
●在900℃下进行接近更小的直径操作之后冷却到环境温度。
测试2
●冷却从ESR坩埚中移出的钢锭(氢含量为7ppm)，当表皮温度为270℃时，放置于700℃的炉中并且冶金保温(一旦所述钢锭的最低温度达到均质化温度)24小时，冷却到环境温度；
●在直径镦粗操作(910mm到1500mm之间)之后冷却，当所述表皮温度为400℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温10小时，冷却到环境温度；
●在900℃下进行接近更小的直径操作之后冷却到环境温度。
测试3
●冷却从ESR坩埚中移出的钢锭(氢含量为8.5ppm)，当表皮温度为450℃时，放置于1150℃的炉中镦粗。在直径镦粗操作(910mm到1500mm之间)之后冷却，当所述表皮温度为350℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温15小时，冷却到环境温度；
●在900℃下进行接近更小的直径操作之后冷却到环境温度。
测试4
●冷却从ESR坩埚中移出的钢锭(氢含量为12ppm)，当表皮温度为230℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温(一旦所述钢锭的最低温度达到均质化温度)24小时，冷却到环境温度；
●在直径镦粗操作(910mm到1500mm之间)之后冷却，当所述表皮温度为270℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温24小时，冷却到环境温度；
●在低于900℃的温度下进行直径操作之后冷却，当所述表皮温度为650℃时，放置于1150℃的炉进行第二次直径镦粗操作；以及
●冷却，当所述表皮温度为320℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温15小时，冷却到环境温度。在这一阶段，氢含量为1.9ppm。
测试5
●冷却从ESR坩埚中移出的钢锭(氢含量为8.5ppm)，当表皮温度为450℃时，放置于1150℃的炉中进行镦粗；
●在直径镦粗操作(910mm到1500mm之间)之后冷却，当所述表皮温度为350℃时，放置于690℃的炉中并且冶金保温15小时，冷却到环境温度；
●在低于900℃的温度下进行直径操作之后，冷却到环境温度。
这些测式的结果如下文中所示：
Z12CNDV12钢的成分如下(DMD0242-20标准，指数E)：
C(0.10％到0.17％)-Si(小于0.30％)-Mn(0.5％到0.9％)-Cr(11％到12.5％)-Ni(2％到3％)-Mo(1.50％到2.00％)-V(0.25％到0.40％)-N2(0.010％到0.050％)-Cu(小于0.5％)-S(＜0.015％)-P(＜0.025％)，并满足如下标准：
4.5≤(Cr-40.C-2.Mn-4.Ni+6.Si+4.Mo+11.V-30.N)＜9
测量的马氏体转化温度Ms为220℃。
电渣再熔之前所述钢锭所测量的氢含量在3.5ppm到8.5ppm的范围内变化。
图1从质量方面给出了由本发明所述方法所带来的改进。在实验上，获得了断裂循环周期数N，N表示使得承受循环拉伸载荷的钢样本发生断裂所需要的周期数，所述周期数随伪交变应力C的变化而变化(根据这些试验所采用的Snecma标准DMC0401，在强制变形下作用于所述样本上的载荷)。
在图2中以图解的方式示出了这样的周期性载荷。周期T表示一个循环。应力在最大值Cmax和最小值Cmin之间变化。
通过对统计学上足够数量的样本进行疲劳试验，发明者获得了点N＝f(C)，从中，他们得出了平均统计学C-N曲线(应力C随疲劳周期数N变化而变化)。而后，计算出给定数值的循环周期的载荷标准偏差。
在图1中，示意性地，第一曲线15(细线)是基于根据现有技术生产的钢所获得的平均曲线。该第一平均C-N曲线在两条曲线16和14之间，如细虚线所示。这两条曲线16和14与第一曲线15分别相距+3σ1和-3σ1，σ1是在这些疲劳试验过程中获得的实验点分布的标准偏差；±3σ1在统计学上对应于置信区间的99.7％。因此，这两根虚线14和16之间的距离是试验结果离差的测量结果。曲线14是部件尺寸的限定因子。
在图1中，第二曲线25(粗线)是(示意性地)在根据图2所示的载荷条件下，在根据本发明所生产的钢上进行的疲劳试验，而从结果中获得的平均曲线。该第二平均C-N曲线位于两个曲线26和24之间，如粗虚线所示，与第二曲线25分别相距+3(2和-3(2，(2为在这些疲劳试验的过程中所获得的实验点的标准偏差。曲线24是部件尺寸的限定因子。
应该指出的是，第二曲线25位于第一曲线15的上方，这表示在载荷水平C的疲劳载荷情况下，平均来讲，根据本发明生产的钢样本断裂的周期数N高于现有技术钢样品断裂的周期数。
此外，粗虚线所示的两个曲线26和24之间的距离小于细虚线所示的两个曲线16和14之间的距离，这表示根据本发明所生产的钢的疲劳特性离差小于现有技术中的钢的疲劳特性离差。
图1示出了归纳在下表1中的实验结果。
表1给出了根据图2所示的寡循环(oligocyclic)疲劳载荷的结果，其中，零最小应力Cmin，温度为250℃，N为20000循环以及50000循环。“寡循环疲劳(Oligocyclicfatigue)”是指载荷频率大约为1Hz数量级(该频率定义为每秒的循环T的个数)。
表1
应该指出的是，对于给定循环数的值N来讲，本发明钢断裂所必需的最小疲劳载荷值高于现有技术钢断裂所必需的疲劳载荷的最小值M(固定在100％)。对于本发明的钢，在该循环数N时的结果的离差(＝6()小于现有技术钢的结果的离差(离差按最小值M的百分数表示)。
有利的是，马氏体不锈钢中的碳含量低于钢为亚共析时的碳含量，例如，含量为0.49％。实际上，低碳含量允许合金元素更好的扩散，并且带来初生碳化物或贵重碳化物的溶解温度的降低，这导致了较好的均匀性。
在电渣再熔之前，马氏体钢，例如，将已在空气中得以生产。
本发明的第一实施方式也可以应用于钢锭，当在将钢锭从所述ESR坩埚中移出时对其加以冷却；随后所述钢锭不再经历任何奥氏体热循环。

Claims (7)

1.一种制造马氏体不锈钢的方法，该方法包括将所述钢的钢锭进行电渣再熔的步骤，然后对所述钢锭进行冷却步骤，随后进行至少一个奥氏体热循环，该奥氏体热循环包括在所述钢锭的奥氏体温度之上加热所述钢锭，之后进行冷却步骤，其特征在于，在每一步所述冷却步骤中：
·如果所述冷却步骤后不进行奥氏体热循环，将所述钢锭在保温温度下保温，所述保温温度包括在铁素体-珠光体转化鼻形区内，而保温时间则长于在该保温温度下将奥氏体结构尽可能完全地转化为铁素体-珠光体结构所必需的充足的时间，一旦所述钢锭的最冷点的温度达到所述保温温度，将所述钢锭在保温温度下保温；
·如果在所述冷却步骤后在所述钢锭的最低温度降低到低于所述马氏体转化起始温度Ms之前进行奥氏体热循环，所述钢锭或在所述两个奥氏体热循环之间的整个时期内通过加热保温，保温温度高于奥氏体转化完成的温度Ac3，或是在如上所述的包括在所述铁素体-珠光体转化鼻形区内的温度下保温；
马氏体不锈钢的铬含量大于10.5重量％。
2.如权利要求1所述的制造马氏体不锈钢的方法，其特征在于，所述方法是在如下所述的一种环境下在所述钢上实施的：
·冷却前，所述钢锭的最大尺寸小于910mm，或者最小尺寸大于1500mm，而电渣再熔之前的氢含量大于10ppm；以及
·冷却前，所述钢锭的最大尺寸大于910mm，并且该钢锭的最小尺寸小于1500mm，而电渣再熔之前的氢含量大于3ppm。
3.如权利要求1所述的制造马氏体不锈钢的方法，其特征在于，对用于所述再熔步骤的矿渣预先进行脱水。
4.如权利要求1所述的制造马氏体不锈钢的方法，其特征在于，所述钢中的碳含量低于钢为亚共析时的碳含量。
5.如权利要求1到4中任一项权利要求所述的制造马氏体不锈钢的方法，其特征在于，通过将所述钢锭放置于炉中使其在保温温度下保温。
6.如权利要求5所述的制造马氏体不锈钢的方法，其特征在于，通过冷却将所述钢锭表皮的温度下降到低于铁素体-珠光体转化完成的温度Ar1之前，所述钢锭被置于炉。
7.一种制造马氏体不锈钢的方法，该方法包括将所述钢的钢锭进行电渣再熔的步骤，然后冷却所述钢锭的步骤，其特征在于，在所述冷却步骤中，所述钢锭在保温温度下保温，所述保温温度包括在铁素体-珠光体转化鼻形区内，而保温时间则长于在该保温温度下将奥氏体结构尽可能完全地转化为铁素体-珠光体结构所必需的充足的时间，一旦所述钢锭的最冷点的温度达到所述保温温度，将所述钢锭在保温温度下保温，在所述电渣再熔步骤后，所述钢锭不再经历奥氏体热循环；
马氏体不锈钢的铬含量大于10.5重量％。
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