一种双相不锈钢及其制备方法
【专利摘要】本发明公开一种双相不锈钢及其制备方法，属于钢铁合金材料【技术领域】。所述双相不锈钢的成分及其重量百分比为：C：0.01～0.03%、Cr：18.5～19.5%、Mn：3.3～8.3%、Ni：1.35～1.65%、Si：0.1～0.2%、Mo：0.8～1.0%、Cu：0.14～0.2%、N：0.18～0.22、V：0.004～0.008%，S:≤0.006%，P:≤0.006%，其余为Fe和杂质；该合金经1040℃～1220℃温度范围固溶处理后，获得的奥氏体体积分数变化在40～61%，具有良好的两相比例，高温热加工组织稳定性好；所述双相不锈钢室温下的抗拉强度在720～950Mpa范围，屈服强度高于480MPa，延伸率在29%～51%范围，20℃冲击韧性在150～280J之间，点腐蚀电位高于290mV，综合性能优于304不锈钢。
【专利说明】一种双相不锈钢及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及到一种双相不锈钢及其制备方法，属于钢铁合金材料【技术领域】。
【背景技术】
[0002] 双相不锈钢指其固淬组织中奥氏体相和铁素体相各占一半，其中最少相的含量要 超过30%的钢种。在正确控制化学成分和热处理工艺条件下，双相不锈钢（DSS)兼有铁素 体和奥氏体不锈钢特点。它将奥氏体不锈钢所具有的优良韧性和焊接性与铁素体不锈钢所 具有的较高强度和耐氯化物应力腐蚀性结合在一起，具有良好的力学和耐腐蚀性能。
[0003] 双相不锈钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，塑性、韧性比铁素体更高，耐晶间 腐蚀性能和焊接性能均显著提高，无室温脆性，同时还保持有铁素体不锈钢的475°C脆性以 及导热系数高，具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间腐蚀和耐氯化物 应力腐蚀有明显提高。因此，双相不锈钢作为结构材料具有良好的力学和耐腐蚀性能得到 迅速发展。现在己广泛应用于各工业领域，诸如纸浆和造纸、陆上和海上的油气工业、化学 加工工业、运输业(化学品船和槽车)、制药和食品工业以及建筑业等。大多用来制造反应容 器，各种工业设备和输送管道等。在大多数应用中，双相不锈钢被认为是具有成本效益的材 料，填补了普通奥氏体不锈钢如316和高合金奥氏体不锈钢之间的空白。常用的奥氏体当 量公式为： Nieq=Ni+30 (C+N) +0. 5Mn+0. 25Cu (1) Ni属于稀缺资源，价格走势较高，为了降低成本，促进双相不锈钢的应用和推广，需使 用价格低廉的锰或氮含量来控制双相不锈钢的组织。Μη相对Ni的价格低5?10倍。由公 式（1)知，可采用C、N取代Ni来获得双相组织平衡的经济型双相不锈钢。因双相不锈钢生 产冶炼过程中增N十分困难，故在一定的N含量加入条件下，通过增加 Μη来获得性能良好 的双相不锈钢，以取代价格相对较高的奥氏体双相不锈钢。
[0004] 奥氏体不锈钢加工后需通过固溶处理使碳化物和各种合金元素充分溶解，减少晶 格缺陷，消除加工硬化，提高耐腐蚀性。而一定温度固溶处理对于提高双相不锈钢使用性能 尤为重要。合适的固溶处理温度可调节双相不锈钢两相平衡，加工硬化，减少晶格缺陷，充 分溶解各种合金元素，0相析出和碳化物。特别是锰、钥、镍、硅含量高的钢，只有提高固溶 温度，使其充分溶解，才能达到软化效果。锰稳定奥氏体的作用与镍相似。确切来说，锰的作 用不在于形成奥氏体，而是在于它降低钢的临界淬火速度，在冷却时增加奥氏体的稳定性， 抑制奥氏体的分解，使高温下形成的奥氏体得以保持到常温。因此，在Ni含量较低的条件 下，一定程度上需降低相应的铁素体稳定元素 Cr，对于以Μη代Ni的节镍型双相不锈钢，若 能在较宽的固溶温度范围获得性能良好的两相固淬组织，对于提高其实际应用的热加工性 能具有重要意义。
[0005] 综合以上分析可知，为提高双相不锈钢不锈钢的高温两相组织稳定性，适合于高 温条件下的加工应用，开发具有良好固溶温度调节范围的节镍型双相不锈钢具有重要应用 价值。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的在于提供一种所述双相不锈钢，所述双相不锈钢所含化学成分及其 质量百分比包括：C :0· 01 ?0· 03 %、Cr :18· 5 ?19. 5%、Mn :3· 3 ?8. 3%、Ni :1· 35 ?1. 65%、 Si :0. 1 ?0. 2%、Mo :0. 8 ?1. 0%、Cu :0. 14 ?0. 2%、N :0. 18 ?0. 22、V :0. 004 ?0. 008%, 其余为Fe和杂质。
[0007] 本发明所述杂质为S、P、Ca，其中，在双相不锈钢中S的质量百分比含量小于等于 0. 006%，P的质量百分比含量小于等于0. 006%，Ca的质量百分比含量小于等于0. 01%。
[0008] 本发明所述的双相不锈钢的制备方法，具体包括以下步骤： (1) 将纯Fe在真空熔炼炉中熔融； (2) 待步骤（1)中的钢水熔化后，按照本发明的化学成分质量百分比依次加入铬铁合金 (Cr质量百分比为63%)、金属镍、金属Μη、金属钥、钥;铁合金(f凡质量百分比为40%)、金属铜 和氮化铬铁（Cr和Ν质量百分比分别为66%和4%)，控制温度为1490?1560°C，最后加入 Si-Ca (Si质量百分比为65%)脱氧，维持温度为1490?1560°C开始浇铸得到铸锭； (4) 将铸锭在120(Tl250°C下保温0. 4?0. 6h，然后锻造成126?130mm、宽25?28mm厚的 长方块合金； (5) 将锻造好的长方块合金热轧成ll~13mm厚的板，水冷处理后，将轧制后的板材在 1040°C?1220°C固溶处理0. 5~0. 7h后得到双相不锈钢，测试双相不锈钢固溶处理后的力 学和耐腐蚀性能。
[0009] 本发明步骤（4)中所述的始锻温度为110(ni5(TC，终锻温度为彡950°C。
[0010] 本发明步骤（5)中所述热轧的轧制温度110(Γ1160?，终轧温度彡950°C。
[0011] 在本发明的节Ni经济型双相不锈钢设计中： C是强奥氏体形成元素，在一定程度上可以取代Ni，能抑制奥氏体相比，但碳含量较高 时易在晶界与铬结合形成铬碳化物，提高晶间腐蚀敏感性，碳含量过低则造成冶炼难度和 成本增加，本发明钢中碳含量控制在〇. 01?〇. 05 %。
[0012] 少量的Ca可以改善氧化物夹杂的分布从而改善机械加工性能，过多的Ca容易和 硫形成钙硫化物，不利于耐腐蚀性能。
[0013] 少量的V可以和Fe形成固溶体，在一定程度奥氏体相区，V易和C、N、0结合，形成 相应的碳化物、氮化物和氧化物，减少焊接过程和时效过程中氮化铬的析出，提高热影响区 的力学性能。
[0014] Μη是具有低成本且能有效稳定奥氏体的元素，Μη稳定奥氏体的能力约为Ni的一 半，因此是代替Ni的理想元素，Μη影响点蚀性能的原因在与MnS夹杂的形成，须在炼钢中 控制S的含量，以获得良好耐蚀性的两相组织。
[0015] Cr既是铁素体形成元素，又是不锈钢中获得耐蚀性最重要的元素，对双相不锈钢 而言，铬含量过低时易形成马氏体相，对力学和耐腐蚀性能不利，而过高时易在高温时效时 析出σ脆性相，故本发明铬含量控制在18. 2?19. 5%。
[0016] Mo能有效提高钢的耐点蚀性能，其耐点蚀当量是铬的3倍，为保证双相不锈钢良 好的耐蚀性，本发明中将Mo含量控制在6%以上；而Mo含量过高可参与高温时效中〇脆性 相的析出，故本发明中Mo含量的上限控制在1. 2%。
[0017] N是双相双相不锈钢中非常有效的奥氏体形成元素，在奥氏体当量计算公式（1) 中，氮的奥氏体形成能力是镍的30倍，但氮含量过高增大了高温热加工时氮化物形成的风 险，会降低材料的韧性和耐蚀性，同时氮含量提高也将增加熔炼和热加工难度，故本发明中 的氮含量控制在〇. 18?0. 22%。
[0018] Si起到脱氧和稳定铁素体相的作用，当Si含量过多时会降低双相不锈钢的冲击 韧性，因此，Si的含量控制在0. 1?0. 3%。
[0019] Cu在双相不锈钢中添加一定量的铜能提高耐大气腐蚀的能力，同时能增加钢的 强度和提高钢的冷加工成形性，但铜过高会降低奥氏体不锈钢的热塑性，从而影响钢的热 加工性能，故铜的含量可控制在〇. 1?〇. 2%。
[0020] 本发明的有益效果为： (1) 本发明得到的双相不锈钢合金Ni、Mo含量低，铬含量较低，具有比较好的经济性； (2) 经1040°C?1220°C范围固溶处理后，能够保持较好的两相比例，奥氏体含量在 40?61%变化，不同Μη含量材料20°C冲击韧性大于150?280J之间，具有良好的加工性 能、力学性能和耐腐蚀性能； (3) 室温下的抗拉强度大于720Mpa，屈服强度高于485MPa，延伸率大于29% ; (4) 本发明所述双相不锈钢的力学性能明显高于304奥氏体不锈钢，耐腐蚀性能与304 不锈钢相当，适合于高温条件下的加工应用，可作为广泛使用的304和316L等奥氏体不锈 钢的替代材料。
【专利附图】
【附图说明】
[0021] 图1是实施例1中不同固溶温度金相组织； 图2是实施例2中不同固溶温度金相组织； 图3是实施例3中不同固溶温度金相组织； 图4是本发明不同Μη含量不同固溶温度条件下冲击韧性。
【具体实施方式】
[0022] 下面结合附图和【具体实施方式】对本发明所述内容进行详细说明，但本发明的保护 范围并不限于所述内容。
[0023] 实施例1 本实施例所述双相不锈钢成分如表1所不。表中对比例为一种商业用304不锈钢，在 1040°C固溶30分钟，淬火后进行拉伸力学性能和耐点腐蚀性能测试。
[0024] 本实施例所述双相不锈钢的制备方法，具体包括以下步骤： (1)将纯Fe在真空熔炼炉中熔融； (2 )待步骤（1)中的钢水熔化后，按照本实施例的化学成分质量百分比依次加入铬铁合 金（Cr质量百分比为63%)6. 42kg、金属镍0. 38kg、金属Μη 0. 9kg、金属钥0. 24kg、f凡铁合金 (钒质量百分比为40%)0. 002kg、金属铜0. 035kg和氮化铬铁（Cr和N质量百分比分别为66% 和4%)1. 39kg，控制温度为1525°C，最后加入Si-Ca (Si质量百分比为65%)0. 058kg脱氧， 维持温度为1490°C开始浇铸得到铸锭； (4)将铸锭在1225°C下保温0. 5h，然后锻造成126mm宽、25mm厚的长方块合金； (5)将锻造好的长方块合金热轧成12mm厚的板，水冷处理后，将轧制后的板材分别在 1040°C、1130°C和1220°C固溶处理0. 5h后得到双相不锈钢，测试双相不锈钢固溶处理后的 力学和耐腐蚀性能。
[0025] 本实施例步骤（4)中所述的始锻温度为1KKTC，终锻温度为950°C。
[0026] 本实施例步骤（5)中所述热轧的轧制温度1110°C，终轧温度950°C。
[0027] 本实施例制备得到双相不锈钢金相图如图1中的（a广（c)所示，所对应的固溶处 理温度分别为1040°C、1130°C和1220°C，成分中Μη含量为3. 6%Mn，白色组织为奥氏体，较黑 组织为铁素体，由图可以看出得到了奥氏体铁素体两相均匀分布的组织，奥氏体体积分数 随固溶温度升高而有所减少，其含量由54. 1%降到40. 1%，两相比例良好。
[0028] 本实施例制备得到的双相不锈钢的力学性能和耐腐蚀性能见表2 (表中Rpa2表示 规定非比例延伸强度，Rm表示抗拉强度，A表示断后延伸率)，冲击韧性见图4,由表2和图 4可以看出固溶处理后试样抗拉强度高于750MPa，较轧制态降低，屈服强度高于530MPa，明 显高于304不锈钢，延伸率较轧制态提高，高于38%，在3. 5% NaCl溶液中所测点蚀电位高于 315mV，优于304不锈钢，耐腐蚀性能好。20°C冲击韧性在150?260J范围，冲击韧性良好。
[0029] 实施例2 本实施例所述双相不锈钢成分如表1所不。表中对比例为一种商业用304不锈钢，在 1040°C固溶30分钟，淬火后进行拉伸力学性能和耐点腐蚀性能测试。
[0030] 本实施例所述双相不锈钢的制备方法，具体包括以下步骤： (1)将纯Fe在真空熔炼炉中熔融； (2 )待步骤（1)中的钢水熔化后，按照本实施例的化学成分质量百分比依次加入铬铁合 金（Cr质量百分比为63%) 5. 75kg、金属镍0. 42kg、金属Μη 1. 39kg、金属钥0. 23kg、钒铁合 金(钒质量百分比为40%) 0. 0037kg、金属铜0. 043kg和氮化铬铁（Cr和N质量百分比分别 为66%和4%)1. 25kg，控制温度为1560°C，最后加入Si-Ca (Si质量百分比为65%)0. 039kg 脱氧，维持温度为1525°C开始浇铸得到铸锭； (4) 将铸锭在1200°C下保温0. 4h，然后锻造成130mm宽、26. 5mm厚的长方块合金； (5) 将锻造好的长方块合金热轧成11mm厚的板，水冷处理后，将轧制后的板材分别在 1040°C、1130°C和1220°C固溶处理0. 6h后得到双相不锈钢，测试双相不锈钢固溶处理后的 力学和耐腐蚀性能。
[0031] 本实施例步骤（4)中所述的始锻温度为1150°C，终锻温度为1000°C。
[0032] 本实施例步骤（5)中所述热轧的轧制温度1130°C，终轧温度1000°C。
[0033] 本实施例制备得到双相不锈钢金相图如图2中的（d广（f)所示，所对应的固溶处 理温度分别为1040°C、1130°C和1220°C，成分中Μη含量为5. 5%Mn，白色组织为奥氏体，较黑 组织为铁素体。由图可以看出得到了奥氏体铁素体两相均匀分布的组织，奥氏体体积分数 随固溶温度升高而有所减少，其含量由58. 9%降到42. 3%，两相比例良好。
[0034] 本实施例制备得到的双相不锈钢的力学性能和耐腐蚀性能见表2 (表中Rpa2表示 规定非比例延伸强度，Rm表示抗拉强度，A表示断后延伸率)，冲击韧性见图4,由表2和图 4可以看出固溶处理后试样抗拉强度高于715MPa，接近于轧制态，屈服强度高于485MPa，明 显高于304不锈钢，延伸率均较好，高于40%，在3. 5% NaCl溶液中所测点蚀电位高于305mV， 优于304不锈钢，耐腐蚀性能较好。20°C冲击韧性在180?260J范围，冲击韧性良好。
[0035] 实施例3 本实施例所述双相不锈钢成分如表1所不。表中对比例为一种商业用304不锈钢，在 1040°C固溶30分钟，淬火后进行拉伸力学性能和耐点腐蚀性能测试。
[0036] 本实施例所述双相不锈钢的制备方法，具体包括以下步骤： (1)将纯Fe在真空熔炼炉中熔融； (2 )待步骤（1)中的钢水熔化后，按照本实施例的化学成分质量百分比依次加入铬铁合 金（Cr质量百分比为63%)6. 38kg、金属镍0. 34kg、金属Mn 2. 02kg、金属钥0. 2kg、f凡铁合金 (钒质量百分比为40%)0. 005kg、金属铜0. 051kg和氮化铬铁（Cr和N质量百分比分别为66% 和4%)1. 13kg，控制温度为1525°C，最后加入Si-Ca (Si质量百分比为65%)0. 077kg脱氧， 维持温度为1500°C开始浇铸得到铸锭； (4) 将铸锭在1250°C下保温0.6h，然后锻造成128mm宽、28mm厚的长方块合金； (5) 将锻造好的长方块合金热轧成13mm厚的板，水冷处理后，将轧制后的板材分别在 1040°C、1130°C和1220°C固溶处理0. 7h后得到双相不锈钢，测试双相不锈钢固溶处理后的 力学和耐腐蚀性能。
[0037] 本实施例步骤（4)中所述的始锻温度为1125°C，终锻温度为1050°C。
[0038] 本实施例步骤（5)中所述热轧的轧制温度1160°C，终轧温度1050°C。
[0039] 本实施例制备得到双相不锈钢金相图如图3中的（g广（i)所示，所对应的固溶处 理温度分别为1040°C、1130°C和1220°C，成分中Μη含量为8. 1%Μη，白色组织为奥氏体，较黑 组织为铁素体。由图可以看出得到了奥氏体铁素体两相均匀分布的组织，奥氏体体积分数 随固溶温度升高而有所减少，其含量由60. 9%降到45. 8%，两相比例良好。
[0040] 本实施例制备得到的双相不锈钢的力学性能和耐腐蚀性能见表2 (表中Rpa2表示 规定非比例延伸强度，Rm表示抗拉强度，A表示断后延伸率)，冲击韧性见图4,由表2和图 4可以看出固溶处理后试样抗拉强度高于745MPa，接近于轧制态，屈服强度高于525MPa，明 显高于304不锈钢，延伸率高于29%，在3. 5% NaCl溶液中所测点蚀电位高于295mV，优于 304不锈钢，耐腐蚀性能较好，20°C冲击韧性在180?280J范围，冲击韧性良好。
[0041] 表1实施例1~3中所述双相不锈钢的化学成(质量百分比，％)
【权利要求】
1. 一种双相不锈钢，其特征在于，所述双相不锈钢所含化学成分及其质量百分比包括： C :0· 01 ?0· 03 %、Cr :18· 5 ?19. 5%、Mn :3· 3 ?8. 3%、Ni :1· 35 ?1. 65%、Si :0· 1 ?0· 2%、 Mo :0· 8 ?1. 0%、Cu :0· 14 ?0· 2%、N :0· 18 ?0· 22、V :0· 004 ?0· 008%，其余为 Fe 和杂质。
2. 根据权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于：所述杂质为S、P、Ca，其中，在双相 不锈钢中S的质量百分比含量小于等于0. 006%，P的质量百分比含量小于等于0. 006%，Ca 的质量百分比含量小于等于〇. 01%。
3. 权利要求1所述的双相不锈钢的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤： (1) 将纯Fe在真空熔炼炉中熔融； (2) 待步骤（1)中的钢水熔化后，按照本发明的化学成分质量百分比依次加入铬铁合 金、金属镍、金属Μη、金属钥、钥;铁合金、金属铜和氮化铬铁，控制温度为1490?1560°C，最 后加入Si-Ca脱氧，维持温度为1490?1560°C开始浇铸得到铸锭； (4) 将铸锭在120(Tl250°C下保温0. 4?0. 6h，然后锻造成126?130mm、宽25?28mm厚的 长方块合金； (5) 将锻造好的长方块合金热轧成ll~13mm厚的板，水冷处理后，将轧制后的板材在 1040°C?1220°C固溶处理0. 5~0. 7h后得到双相不锈钢，测试双相不锈钢固溶处理后的力 学和耐腐蚀性能。
4. 根据权利要求1所述的双相不锈钢的制备方法，其特征在于：所述铬铁合金中Cr质 量百分比为63%，钒铁合金中钒质量百分比为40%，氮化铬铁中Cr和N质量百分比分别为 66%和4%，Si-Ca中Si质量百分比为65%。
5. 根据权利要求1所述的双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤（4)中所述的始锻 温度为110(Tll5(TC，终锻温度为彡950°C。
6. 根据权利要求1所述的双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤（5)中所述热轧的 轧制温度110(Tll6(rC，终轧温度彡950°C。
【文档编号】C21D8/02GK104152818SQ201410394781
【公开日】2014年11月19日 申请日期:2014年8月12日 优先权日:2014年8月12日
【发明者】杨银辉, 曹建春, 李绍宏, 顾洋 申请人:昆明理工大学