CN112654727A - 焊接部的低温韧性优异的添加ti和nb的铁素体不锈钢 - Google Patents

焊接部的低温韧性优异的添加ti和nb的铁素体不锈钢 Download PDF

Info

Publication number
CN112654727A
CN112654727A CN201880097237.2A CN201880097237A CN112654727A CN 112654727 A CN112654727 A CN 112654727A CN 201880097237 A CN201880097237 A CN 201880097237A CN 112654727 A CN112654727 A CN 112654727A
Authority
CN
China
Prior art keywords
stainless steel
ferritic stainless
weld zone
cao
present disclosure
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201880097237.2A
Other languages
English (en)
Inventor
金锺哲
金完伊
郑壹酂
金镇锡
安德灿
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to KR10-2018-0090874 priority Critical
Priority to KR1020180090874A priority patent/KR20200015265A/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority to PCT/KR2018/013229 priority patent/WO2020027380A1/ko
Publication of CN112654727A publication Critical patent/CN112654727A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21CPROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/005Manufacture of stainless steel
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005Ferrite

Abstract

根据本发明的一个实施方案的焊接部的低温韧性优异的添加Ti和NB的铁素体不锈钢以重量计包含:0.004%至0.015%的C、0.004%至0.015%的N、0.01%至0.7%的Si、0.01%至0.7%的Mn、0.0001%至0.04%的P、0.0001%至0.005%的S、10%至30%的Cr、0.005%至0.04%的Al、0.1%至0.5%的Ti、0.1%至0.6%的Nb、0.0001%至0.003%的Ca,以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质,铁素体不锈钢满足下式(1),其中基于Al‑Ca‑Ti‑Mg‑O的氧化物和包含该氧化物的Ti‑Nb‑C‑N碳氮化物具有3μm至10μm的平均直径为和4/mm2或更大的分布密度。(1){(Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/Al>0.25。

Description

焊接部的低温韧性优异的添加TI和NB的铁素体不锈钢
技术领域
本公开涉及铁素体不锈钢,并且更具体地涉及具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢。
背景技术
铁素体不锈钢的主要用途是用于汽车排气系统的零件。主要地,最终产品通过经由压制加工成形并将这些经加工的产品焊接,或者通过扩展焊接管并使焊接管成形来制造。因此,作为用于汽车排气系统的铁素体不锈钢的重要要求,提及了焊接区的加工特性。
铁素体不锈钢的焊接过程通常使用电弧热使基础金属熔化,并使熔化的金属迅速冷却以形成凝固组织,并且凝固组织的晶粒尺寸和形状对焊接区的可加工性具有重要影响。
特别地,用于汽车排气系统的焊接方法具有大的热输入和宽的范围,这增加了由于焊接区中的晶粒粗化而在随后加工期间开裂的可能性。此外,焊接区晶粒的粗化具有损害低温韧性特性的特性,并且特别地,存在在冬季加工产品期间焊接区裂纹的发生率快速增加的问题。
因此,发现有必要使熔化部的凝固组织细化以满足汽车排气系统零件的焊接区特性。
作为凝固组织细化技术,使用低温铸造法和电磁搅拌,而这些技术可以使基础材料的凝固组织细化,但对焊接期间熔化部的凝固组织的细化没有效果。
特别地,焊接区的凝固条件具有由于冷却速率比正常凝固条件的冷却速率更快而使得凝固组织变得粗化的特征,因此生长为柱状结晶是有利的。因此,可以通过促进非均匀成核以使焊接区的凝固组织细化。当在焊接期间再溶解的熔化部再凝固时,由于残留的氧化物而发生非均匀成核,这促进了等轴晶体的成核和生长,并且有望使凝固组织细化。
作为使用铁素体不锈钢的氧化物的非均匀成核的实例,现有文献1公开了使用基于Al-Mg的夹杂物使基础材料组织细化的技术。现有文献2公开了主要使用包含Ti和Ca的复合氧化物制造不锈钢的技术。此外,现有文献3公开了可以生产MgO和MgO-Al2O3以确保基础材料组织。
然而,以上现有文献1至3集中于基础材料的凝固组织的细化,而没有考虑用于焊接区的凝固组织的氧化物的组成或氧化物的尺寸的数目。特别地,在焊接区的情况下,与通常的铸造组织不同,熔化温度高,使得由于氧化物的再溶解可能失去效果,并且冷却速率快,使得需要对用于细化的氧化物的尺寸控制。因此,在现有文献的情况下,其不能被说是用于使焊接区的凝固组织细化的优选方法。
(现有文献1)韩国专利申请公开第10-2011-0074217号(于2011年6月30日公开)
(现有文献2)日本专利申请公开第2000-001715号(于2000年1月7日公开)
(现有文献3)日本专利申请公开第2001-254153号(于2001年9月18日公开)
发明内容
技术问题
本公开的实施方案旨在提供能够通过不锈钢的基础材料组织和焊接区的凝固组织的细化来改善焊接区的低温韧性的铁素体不锈钢。
技术方案
根据本公开的一个方面,具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢以全部组成的重量百分比(%)计包含:C:0.004%至0.015%、N:0.004%至0.015%、Si:0.01%至0.7%、Mn:0.01%至0.7%、P:0.0001%至0.04%、S:0.0001%至0.005%、Cr:10%至30%、Al:0.005%至0.04%、Ti:0.1%至0.5%、Nb:0.1%至0.6%、Ca:0.0001%至0.003%,剩余部分中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质,满足以下式(1),以及基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含该氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物具有3μm至10μm的平均直径和4/mm2或更大的分布密度。
(1){(Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/Al>0.25
在此,Ti、Nb、C、N和Al意指各元素的含量(重量%)。
分布密度可以为4/mm2或更大且15/mm2或更小。
铁素体不锈钢还可以包含选自以下中的任一者或更多者:Mo:0.1%至2.0%、Ni:0.1%至2.0%和Cu:0.1%至2.0%。
基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物可以满足以下式(2)至(4)。
(2)%(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)≥80
(3){%(TiO2)+%(CaO)}/{%(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)}≥0.3
(4)0.3≤%(CaO)/%(TiO2)≤0.8
Ti-Nb-C-N碳氮化物可以具有基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物作为核并且可以形成为包围基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物。
焊接区的凝固组织的平均晶粒尺寸可以小于150μm。
焊接区的冲击能量在-30℃下可以为90J/cm2或更大。
焊接区的DBTT可以为-25℃或更低。
有益效果
本公开的实例可以通过控制添加Ti、Nb的铁素体不锈钢的组成来控制不锈钢的基础金属中有效成核产物的尺寸和分布密度,因此,可以使焊接区的凝固组织细化,并且可以改善焊接区的低温韧性。
附图说明
图1是示出根据本公开的一个实施方案的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢焊接区的凝固组织的照片。
图2是示出根据比较例的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢焊接区的凝固组织的照片。
图3是示出根据本公开的一个实施方案的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢的焊接区凝固组织的晶粒的中心中的成核夹杂物的分析结果的图。
图4是示出根据本公开的实施例和比较例的有效成核产物的数目根据尺寸的分布的图。
图5是示出在根据本公开的实施例和比较例中尺寸为3μm至10μm的有效成核产物每单位面积的数目的图。
图6是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区凝固组织的平均晶粒尺寸的结果的图。
图7是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区的冲击能量的结果的图。
图8是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区DBTT的结果的图。
图9是示出根据本公开的实施例和比较例的式(1)的值与焊接区的平均晶粒尺寸之间的相关性的图。
具体实施方式
根据本公开的一个实施方案的具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢以全部组成的重量百分比(%)计包含:C:0.004%至0.015%、N:0.004%至0.015%、Si:0.01%至0.7%、Mn:0.01%至0.7%、P:0.0001%至0.04%、S:0.0001%至0.005%、Cr:10%至30%、Al:0.005%至0.04%、Ti:0.1%至0.5%、Nb:0.1%至0.6%、Ca:0.0001%至0.003%,剩余部分中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质,满足以下式(1),以及基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含该氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物具有3μm至10μm的平均直径和4/mm2或更大的分布密度。
(1)((Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/Al>0.25
在此,Ti、Nb、C、N和Al意指各元素的含量(重量%)。
发明实施方式
在下文中,将参照附图详细地描述本公开的实施方案。提供以下实施方案以向本领域普通技术人员传递本公开的技术观念。然而,本公开不限于这些实施方案,并且可以以另外的形式来呈现。在附图中,为了阐明本公开,可能未示出与描述无关的部分,并且为了易于理解,或多或少夸大地示出了组件的尺寸。
本公开的发明人必须控制促进δ铁素体成核的包含氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物的尺寸和数目以用作有效成核产物。因此,可以得到有效成核产物形成条件。
在本公开中,有效成核产物意指基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含其的Ti-Nb-C-N碳氮化物。
根据本公开的一个实施方案的具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢以全部组成的重量百分比(%)计包含:C:0.004%至0.015%、N:0.004%至0.015%、Si:0.01%至0.7%、Mn:0.01%至0.7%,P:0.0001%至0.04%、S:0.0001%至0.005%、Cr:10%至30%、Al:0.005%至0.04%、Ti:0.1%至0.5%、Nb:0.1%至0.6%、Ca:0.0001%至0.003%,剩余部分中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
在下文中,将描述对于本公开的实施方案中的合金组分元素的含量的数值限制的原因。在下文中,除非另有说明,否则单位为重量%。
C和N的含量分别为0.004%至0.015%。
确定C和N在添加Ti-Nb复合材料的钢中的作用对焊接区组织的细化有重要影响。即,在形成氧化物之后,形成Ti-Nb复合碳氮化物,并且基于碳氮化物产生了δ铁素体成核。在此,C和N的含量与Ti-Nb-C-N碳氮化物的结晶温度相关,并且必须具有最小值以对δ铁素体的成核具有有效的影响。因此,将各含量限制为至少0.004%或更大,并且含量值的影响将在稍后设定Ti和Nb含量时详细地描述。此外,在C和N的情况下,两种元素均为间隙元素(interstitial elements),并且当添加量增加时,由于较低的延伸率导致成型期间的可加工性降低,并且由于因晶界Cr碳氮化物的形成而导致较低的耐腐蚀性,因此将各最大值限制为0.015%。
Si和Mn的含量分别为0.01%至0.7%。
对于Si和Mn,必须同时考虑耐腐蚀性和可成形性,并且就耐腐蚀性而言,将其限制为0.01%或更大,以及就可加工性而言将其限制为0.7%或更小。
Si是就耐腐蚀性而言添加的元素,并且如果其少于0.01%,则难以获得足够的耐腐蚀性。当Si超过0.7%时,材料中的杂质增加,延伸率和加工硬化指数(n值)降低,并且基于硅的夹杂物增加,导致差的可加工性。因此,其含量范围优选为0.01%至0.7%。
Mn是就耐腐蚀性而言添加的元素,并且如果其少于0.01%,则难以获得足够的耐腐蚀性,但是如果超过0.7%,则存在由于材料中增加的杂质而导致延伸率和耐腐蚀性降低的问题。因此,其含量范围优选为0.01%至0.7%。
优选P和S两者均为低的,但是考虑到制造成本,将P限制为0.0001%至0.04%以及将S限制为0.0001%至0.005%。
就耐腐蚀性而言,P的含量优选为低的。优选地,考虑到炼钢过程中的成本,含量的下限为0.0001%。因此,优选其含量范围为0.0001%至0.04%。
就耐腐蚀性而言,S的含量优选为低的。优选地,考虑到炼钢过程中的成本,含量的下限为0.0001%。因此,优选含量范围为0.0001%至0.005%。
Cr的含量为10%至30%。
当Cr的含量小于10%时,作为不锈钢的耐腐蚀性是不足的,而当Cr的含量大于30%时,可成形性降低,并且其含量范围优选为10%至30%。
Al的含量为0.005%至0.04%。
在Al的情况下,其作为脱氧元素是绝对必要的,但是当大量添加时,因为由于无效氧化物的形成而不能抑制焊接区晶粒的粗化,因此难以改善低温韧性。因此,考虑到脱氧效果而包含至少0.005%的同时,对于焊接区的晶粒细化,将最大值限制为0.04%。
Ti的含量为0.1%至0.5%。
Ti是确定本公开的有效成核产物的最重要元素,并且通过一系列实验,将Ti的下限限制为0.1%以满足本公开中提出的有效成核产物的组成、尺寸和分布。此外,当以超过0.5%大量添加时,由于因高熔点氮化物(例如TiN)导致的最终产物中的夹杂物引起的线性缺陷频繁发生,因此将上限限制为0.5%。
Nb的含量为0.1%至0.6%。
Nb是用于确保高温排气系统组件的高温强度的必要元素,并且同时对有效成核产物的形成具有影响。特别地,为了确保作为660℃或更高的高温排气系统组件的特性,其必须包含至少0.1%,而如果超过0.6%过量添加,则原材料的成本高于高温强度的增加,因此将上限限制为0.6%。
Ca的含量为0.0001%至0.003%。
在Ca的情况下,作为脱氧元素,其是形成本公开中的有效氧化物中的重要元素。然而,当大量包含时,有效氧化物的形成受到抑制并且耐腐蚀性也受到不利影响,因此将最大值限制为0.003%,并且最小值为作为用于有效氧化物形成的最小值的0.0001%。
此外,根据本公开的一个实施方案的具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢还可以以重量百分比(%)计包含选自以下中的任一者或更多者:Mo:0.1%至2.0%、Ni:0.1%至2.0%和Cu:0.1%至2.0%。
Mo的量为0.1%至2.0%。可以另外地添加Mo作为用以提高不锈钢的耐腐蚀性的组成,并且如果过量添加,则冲击特性劣化,从而增加加工期间破裂的风险并且增加材料的成本。因此,在本公开中考虑到这一点,优选将Mo的含量限制为0.1%至2.0%。
Ni的量为0.1%至2.0%。Ni是改善耐腐蚀性的元素,并且如果大量添加,则不仅硬化,而且还可能发生应力腐蚀开裂,因此其优选为2.0%或更小。
Cu的量为0.1%至2.0%。优选Cu包含了0.1%至1.0%以改善耐腐蚀性。然而,当其超过1.0%时,存在可加工性劣化的问题。
除前述合金元素之外,铁素体不锈钢的剩余部分由铁和其他不可避免的杂质组成。
在添加有Ti-Nb复合材料的高Cr铁素体不锈钢的情况下,根据温度变化的冲击能量不快速变化。因此,将具有相比于室温下的冲击能量降低了50%的冲击能量值(90J/cm2)的温度定义为延性脆性转变温度(DBTT),并示于表8中。基于DBTT温度,断裂行为从延性断裂变为脆性断裂,这是在低温条件下在焊接区加工期间开裂的主要原因。因此,期望DBTT为低的。
基于即使在相同钢种和相似组分条件下焊接区凝固组织中的明显差异以及DBTT值也变化,确定了凝固组织细化机理,并基于此,提出了可以改善焊接区的低温韧性的本公开。
除了限制上述钢水组分的范围之外,作为研究钢水组成与焊接区凝固组织的细化的相互影响的结果,可以得到以下式(1)。
(1)((Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/Al>0.25
当在以上组成的Ti、Nb、C、N和Al的含量范围的情况下((Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/Al的计算值超过0.25时,容易形成基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含其的Ti-Nb-C-N碳氮化物。通过形成这样的有效成核产物,使焊接区凝固组织细化,并且可以获得优异的DBTT特性。另一方面,如果不满足式(1),则基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物的组成不满足稍后描述的式(2)至(4),因此,基于该氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物数目极低。因此,焊接区凝固组织的晶粒粗化,平均为150μm或更大,并且DBTT值也升高至-20℃或更大,这降低了低温加工特性。
图1是示出根据本公开的一个实施方案的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢焊接区的凝固组织的照片。图2是示出根据比较例的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢焊接区的凝固组织的照片。
当对图1的实施例和图2的比较例的焊接区凝固组织进行比较时,在比较例的情况下,可以看到大多数是柱状晶体,并且在某些中心中形成等轴晶体。然而,在实施例的情况下,存在柱状晶体,但是可以看到广泛形成一部分精细的等轴晶体。
图3是示出根据本公开的一个实施方案的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢的焊接区凝固组织的晶粒的中心中的成核夹杂物的分析结果的图。
为了确定图1和2的实施例和比较例的焊接区区域中的凝固组织差异的原因,图3示出用电子显微镜仔细观察等轴晶体的中心中的成核夹杂物的结果。在实施例的情况下,观察到球形氧化物和包围其的Ti-Nb-C-N的碳氮化物,并且大多数3μm或更大的Ti-Nb-C-N碳氮化物在其中包含球形氧化物。当通过电子透射显微镜仔细观察球形氧化物时,可以看出结晶的CaO-TiO2相和Al2O3-MgO相同时存在。另一方面,在比较例的情况下,Ti-Nb-C-N碳氮化物的尺寸小并且数目少,确定Ti-Nb-C-N碳氮化物中的氧化物组成为单一Al2O3-MgO相、Al2O3-MgO和MgO复合相、或Al2O3-MgO和Al2O3复合相。因此,从以上结果中,通过由包含CaO-TiO2相的多种氧化物晶体相构成的氧化物和通过使用这些氧化物作为核形成的Ti-Nb-C-N碳氮化物可以确定焊接区凝固组织的细化。
特别地,确定与常规的单独添加Ti的钢中发现的TiN氮化物相比,Ti-Nb-C-N碳氮化物具有高的结晶温度。即,在Ti-Nb复合钢的情况下,通过实验和热力学分析发现,在相同的Ti组分条件下,Ti-Nb-C-N碳氮化物在比单独添加Ti的钢的温度更高的温度下结晶。因此,Ti-Nb-C-N碳氮化物容易在本公开中形成的有效氧化物的周围形成,因此,容易在液相线温度以下发生δ铁素体成核,从而提高了焊接区的等轴晶体比率。
如上所述,为了确定Ti-Nb-C-N碳氮化物在焊接区区域的凝固组织中引起差异,对实施例和比较例的基础材料中存在的Ti-Nb-C-N碳氮化物的尺寸和数目分布进行比较并分析,并且示于图4中。
图4是示出根据本公开的实施例和比较例的有效成核产物的数目根据尺寸的分布的图。图5是示出在根据本公开的实施例和比较例中尺寸为3μm至10μm的有效成核产物每单位面积的数目的图。
参照图4,在比较例的情况下,分布有大量的小于3μm的Ti-Nb-C-N碳氮化物,然而3μm或更大的Ti-Nb-C-N碳氮化物的数目快速减少。在实施例的情况下,可以看出分布有大量尺寸为3μm或更大的Ti-Nb-C-N碳氮化物。基于这些结果,可以确定,焊接区的凝固组织的细化为3μm或更大的Ti-Nb-C-N碳氮化物。另一方面,当Ti-Nb-C-N碳氮化物的尺寸超过10μm时,容易地在熔化部分的表面上进行浮起分离(float separation),因此不能起到δ铁素体成核的作用。
此外,如图5所示,作为对每单位面积的数目进行比较的结果,确定分布密度应为4/mm2或更大。然而,当Ti-Nb-C-N碳氮化物的数目超过15/mm2时,其形成聚集体,并且这成为表面缺陷的主要因素,因此期望分布密度为15/mm2或更小。
根据本公开的实施方案,作为用于焊接区凝固组织的细化的方法,其应该包含即使在高的焊接热下也不会再溶解在钢水中并保持固态的基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物。其在焊接区中的熔化金属凝固时提供了Ti-Nb-C-N碳氮化物的成核位点,因此,等轴晶体形成的量增加。
通常,在Al脱氧条件下观察到的氧化物为Al-Ca-Ti-Mg-O。基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物包含TiO2、CaO、Al2O3、MgO等,并且可以由Al2O3-TiO2-CaO三元相图预测用于同时形成作为用于铁素体成核的有利氧化物的CaO-TiO2相和Al2O3-MgO相的条件。作为实施例和比较例的基础材料中存在的氧化物的精确分析和统计的结果,具有焊接区的改善的低温韧性的基础金属的平均氧化物组成应满足以下式(2)至(4)。
根据本公开的一个实施方案,基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物可以满足以下式(2)至(4)。
(2)%(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)≥80
(3){%(TiO2)+%(CaO)}/{%(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)}≥0.3
(4)0.3≤%(CaO)/%(TiO2)≤0.8
根据式(2),Al脱氧期间的夹杂物为Al-Ca-Ti-Mg-O,并且%(TiO2)、%(CaO)和%(Al2O3)的总比率应为80%或更大。当%(TiO2)、%(CaO)和%(Al2O3)的总比率小于80%时,由于其在富含MgO的氧化物或Al2O3-MgO氧化物的情况下稳定,因此难以形成对成核有效的CaO-TiO2相。由于高的结晶温度,因为其在冷却过程期间容易粗化而难以保留在液相中。
根据式(3),设定相对于作为CaO-TiO2的来源的%(CaO)和%(TiO2)的总比率的%(TiO2)、%(CaO)和%(Al2O3)的总比率,这是为了确保大量CaO-TiO2相,其作为焊接区的凝固组织的等轴晶体成核位点是有利的。如果该比率小于0.3,则CaO-TiO2相的比率降低,使得焊接区凝固组织的平均晶粒直径的充分细化变得困难。
根据式(4),即使满足式(2)和(3),但是当%(CaO)/%(TiO2)比率小于0.3时,氧化物组成也不能充分地确保对成核有利的CaO-TiO2相。当%(CaO)/%(TiO2)的比率超过0.8时,氧化物组成转变为CaO-Al2O3的粗的低熔点氧化物并转变成对成核无效的氧化物。
图6是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区凝固组织的平均晶粒尺寸的结果的图。作为对实施例和比较例的焊接区的等轴晶体的尺寸进行比较的结果,在实施例的情况下,可以看出等轴晶体的尺寸与比较例相比更精细约40%。具体地,根据实施例的铁素体不锈钢的焊接区凝固组织的平均晶粒直径为97.5μm,其为110μm或更小,但是根据比较例的铁素体不锈钢的焊接区凝固组织的平均晶粒直径为167.1μm,其为150μm或更大。
即,根据本公开的一个实施方案的具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢的焊接区凝固组织的平均晶粒尺寸可以小于150μm。
图7是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区的冲击能量的结果的图。图8是示出测量根据本公开的实施例和比较例的焊接区DBTT的结果的图。
参照图7和8,延性脆性转变温度(DBTT)可以从图6的焊接区冲击能量图获得,并且其在实施例中被评估为-35.8℃以及在比较例中被评估为-17.8℃。可以看出实施例的DBTT比比较例的DBTT低约20℃。
即,根据本公开的一个实施方案的具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢在-30℃下的焊接区冲击能量可以为90J/cm2或更大,以及焊接区DBTT可以为-25℃或更低。
上述焊接区的低温韧性的评估结果和焊接区显微组织结果总结如下。当焊接区具有精细的凝固组织时,其具有低DBTT特性。为此,焊接区凝固组织的细化证实了满足式(1)以及满足所有式(2)至(4)的基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物以及包含其的平均直径为3μm至10μm的Ti-Nb-C-N碳氮化物应当具有4/mm2或更大的分布密度。
另一方面,测试试样中存在的氧化物可能以多种类型混合出现,其中,在包含满足式(2)至(4)的氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物的分布不满足以上条件的试样的情况下,焊接区凝固组织也是粗化的并且DBTT值也高。
因此,在根据本公开的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢的情况下,其组成满足式(1)且满足所有式(2)至(4)的氧化物、以及包含其的平均直径为3μm至10μm的Ti-Nb-C-N碳氮化物应当具有4/mm2或更大的分布密度。
在下文中,将通过实施例更详细地描述本公开。
实施例1至8
在通过用于包含根据下表1的实施例1至8的基础材料的组成的不锈钢的电炉(EAF)-精炼炉(AOD)-组分调整(LT)-中间包-连铸工艺的工艺制造铸钢之后,通过热轧和退火以及冷轧和退火制造了最终厚度为2.0mm的冷轧卷材。
比较例1至7
在通过用于包含根据下表1的比较例1至7的基础材料的组成的不锈钢的电炉(EAF)-精炼炉(AOD)-组分调整(LT)-中间包-连铸工艺的工艺制造铸钢之后,通过热轧和退火以及冷轧和退火制造了最终厚度为2.0mm的冷轧卷材。
<表1>
此后,在通过GTA工艺焊接之后,为了评估根据实施例和比较例制造的钢板的焊接特性,对焊接区的晶粒尺寸、焊接区截面和表面分析、硬度分析、Ericsson测试和焊接区冲击能量进行研究。研究了作为主要影响因素的钢水组分以及根据其的内部氧化物的类型和尺寸分布,并示于下表2中。
<表2>
*有效成核产物意指平均直径为3μm至10μm的基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含该氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物。
参照表1和2,实施例1至6通过满足式(1)的条件而满足式(2)至(4)的Al-Ca-Ti-Mg-O氧化物组成。同时,包含其的Ti-Nb-C-N碳氮化物(有效成核产物)的分布密度也为4/mm2或更大。具体地,焊接区凝固组织的平均晶粒尺寸比比较例1至5小30μm至60μm,并且DBTT温度与比较例相比也降低约15℃。
此外,在实施例7和8的情况下,如果对于添加有Mo的高Cr铁素体不锈钢以相同的方式满足式(1)的条件,则确定与相同钢类型的比较例6和7相比,平均晶粒尺寸小并且DBTT温度也低。
图9是示出根据本公开的实施例和比较例的式(1)的值与焊接区的平均晶粒尺寸之间的相关性的图。
总之,如可以从表2和图9的实施例看出的,为了确保焊接区的低温韧性,即使组成在本公开的范围内,但是如果不满足式(1),则可以看出因为不能确保有效成核产物的3μm至10μm的分布密度,因此焊接区凝固组织的平均晶粒尺寸粗化。
在前述中,已经描述了本公开的示例性实施例,但本公开不限于此,并且相关技术领域中的普通技术人员不脱离以下权利要求的概念和范围。将理解的是各种改变和修改是可能的。
工业适用性
根据本公开的铁素体不锈钢可以使焊接区凝固组织的晶粒尺寸细化,从而确保优异的焊接区低温韧性。

Claims (8)

1.一种具有优异的焊接区低温韧性的添加Ti、Nb的铁素体不锈钢,以全部组成的重量百分比(%)计包含:C:0.004%至0.015%、N:0.004%至0.015%、Si:0.01%至0.7%、Mn:0.01%至0.7%、P:0.0001%至0.04%、S:0.0001%至0.005%、Cr:10%至30%、Al:0.005%至0.04%、Ti:0.1%至0.5%、Nb:0.1%至0.6%、Ca:0.0001%至0.003%,剩余部分中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质,以及
满足以下式(1),
基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物和包含所述氧化物的Ti-Nb-C-N碳氮化物具有3μm至10μm的平均直径和4/mm2或更大的分布密度,
(1) {(Ti+0.5*Nb)*(C+N)}/A1>0.25
在此,Ti、Nb、C、N和Al意指各元素的含量(重量%)。
2.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,其中所述分布密度为4/mm2以上且15/mm2以下。
3.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,还包含选自以下中的任一者或更多者:Mo:0.1%至2.0%、Ni:0.1%至2.0%和Cu:0.1%至2.0%。
4.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,其中所述基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物满足以下式(2)至(4),
(2) %(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)≥80
(3) {%(TiO2)+%(CaO)}/{%(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3)}≥0.3
(4) 0.3≤%(CaO)/%(TiO2)≤0.8。
5.根据权利要求1或权利要求4所述的铁素体不锈钢,其中所述Ti-Nb-C-N碳氮化物具有所述基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物作为核并且形成为包围所述基于Al-Ca-Ti-Mg-O的氧化物。
6.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,其中所述焊接区的凝固组织的平均晶粒尺寸小于150μm。
7.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,其中所述焊接区的冲击能量在-30℃下为90J/cm2或更大。
8.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢,其中所述焊接区的DBTT为-25℃或更低。
CN201880097237.2A 2018-08-03 2018-11-02 焊接部的低温韧性优异的添加ti和nb的铁素体不锈钢 Pending CN112654727A (zh)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2018-0090874 2018-08-03
KR1020180090874A KR20200015265A (ko) 2018-08-03 2018-08-03 용접부 저온인성이 우수한 Ti, Nb 첨가 페라이트계 스테인리스강
PCT/KR2018/013229 WO2020027380A1 (ko) 2018-08-03 2018-11-02 용접부 저온인성이 우수한 ti, nb 첨가 페라이트계 스테인리스강

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN112654727A true CN112654727A (zh) 2021-04-13

Family

ID=69231991

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880097237.2A Pending CN112654727A (zh) 2018-08-03 2018-11-02 焊接部的低温韧性优异的添加ti和nb的铁素体不锈钢

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20210310105A1 (zh)
EP (1) EP3831978A4 (zh)
KR (1) KR20200015265A (zh)
CN (1) CN112654727A (zh)
WO (1) WO2020027380A1 (zh)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1136596A (zh) * 1994-12-28 1996-11-27 新日本制铁株式会社 用于形成波纹管的铁素体不锈钢
JP2004218013A (ja) * 2003-01-15 2004-08-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
KR20080053718A (ko) * 2006-12-11 2008-06-16 주식회사 포스코 용접부의 저온 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
JP2009091654A (ja) * 2007-09-18 2009-04-30 Jfe Steel Kk 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR20100077244A (ko) * 2008-12-29 2010-07-08 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그의 제조방법
JP2010261074A (ja) * 2009-05-08 2010-11-18 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高温耐久性に優れたボス材用フェライト系ステンレス鋼線
CN107541681A (zh) * 2016-06-23 2018-01-05 Posco公司 焊接接头的低温韧性优异的铁素体系不锈钢

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20000001715A (ko) 1998-06-12 2000-01-15 조현정 약품 재고 관리 시스템
JP4055252B2 (ja) 1998-06-18 2008-03-05 Jfeスチール株式会社 含クロム鋼の溶製方法
JP3448537B2 (ja) 2000-03-10 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
EP2341160B1 (en) * 2002-03-27 2013-03-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel and method for producing the same
JP3837083B2 (ja) * 2002-04-16 2006-10-25 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた1パス大入熱溶接方法
KR100718410B1 (ko) * 2005-12-09 2007-05-14 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 용접이음부의 저온 인성이 우수한 강판
KR20070068211A (ko) * 2005-12-26 2007-06-29 주식회사 포스코 대입열 용접에 적용되는 용접용 강재의 제조 방법 및대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물
KR101239555B1 (ko) 2009-12-24 2013-03-06 주식회사 포스코 티타늄 첨가 페라이트계 스테인리스강 주편 등축정율 향상방법
KR101612474B1 (ko) * 2013-03-29 2016-04-14 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 냉간 단조성 및 절삭성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강선

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1136596A (zh) * 1994-12-28 1996-11-27 新日本制铁株式会社 用于形成波纹管的铁素体不锈钢
JP2004218013A (ja) * 2003-01-15 2004-08-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
KR20080053718A (ko) * 2006-12-11 2008-06-16 주식회사 포스코 용접부의 저온 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
JP2009091654A (ja) * 2007-09-18 2009-04-30 Jfe Steel Kk 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR20100077244A (ko) * 2008-12-29 2010-07-08 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그의 제조방법
JP2010261074A (ja) * 2009-05-08 2010-11-18 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高温耐久性に優れたボス材用フェライト系ステンレス鋼線
CN107541681A (zh) * 2016-06-23 2018-01-05 Posco公司 焊接接头的低温韧性优异的铁素体系不锈钢

Also Published As

Publication number Publication date
EP3831978A1 (en) 2021-06-09
WO2020027380A1 (ko) 2020-02-06
KR20200015265A (ko) 2020-02-12
EP3831978A4 (en) 2021-09-08
US20210310105A1 (en) 2021-10-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101346486B9 (zh) 双相不锈钢
JP4311740B2 (ja) 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板
JP6032881B2 (ja) 熱間金型用鋼
WO2015162928A1 (ja) ばね鋼及びその製造方法
JP6366326B2 (ja) 高靱性熱間工具鋼およびその製造方法
JP2009102728A (ja) 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
TW201333223A (zh) 雙相不銹鋼、雙相不銹鋼鑄片、及雙相不銹鋼鋼材
JP6954475B2 (ja) 高Mn鋼およびその製造方法
JP2001020046A (ja) 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法
WO2002044436A1 (en) Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same
JP2005307242A (ja) ダイカスト金型用プリハードン鋼
CN111433381B (zh) 高Mn钢及其制造方法
AU2013243635B2 (en) Cost-effective ferritic stainless steel
JP5329632B2 (ja) 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
WO2021256145A1 (ja) 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板
JP4289756B2 (ja) 高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼線材
KR101851245B1 (ko) 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
JP2005307234A (ja) 耐リジング性,表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN112654727A (zh) 焊接部的低温韧性优异的添加ti和nb的铁素体不锈钢
JP2012172211A (ja) 低Niオーステナイト系ステンレス鋼板の製造法
JP6776469B1 (ja) 二相ステンレス鋼とその製造方法
WO2022138194A1 (ja) 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
CN110832102B (zh) 药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法
TWI732658B (zh) 鋼及其製造方法
JP6551633B1 (ja) 油井用低合金高強度継目無鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20210413