屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢及其制造方法与流程

本发明涉及超级双相不锈钢及其制造方法，更详细而言，涉及屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢，其通过调节压下率和热处理温度来提高机械特性。

背景技术：

通常，含有24～26％的铬(cr)、6.0～8.0％的镍(ni)、3.0～5.0％的钼(mo)以及0.24～0.32％的氮(n)的超级双相不锈钢(unss32750)是由奥氏体和铁素体双相组织构成的双相不锈钢，其具有非常优异的耐蚀性和机械特性，因此用作脱硫装置以及海水管道等的材料。

这种超级双相不锈钢的基体组织具有铁素体相和奥氏体相以相同的比率构成的组织特性。并且，超级双相不锈钢具有如下优点：其强度比奥氏体系不锈钢的强度高，对氯离子的抗点腐蚀(pittingcorrosion)性能以及抗应力腐蚀龟裂性能优异。

但是，由于超级双相不锈钢含大量铬(cr)和钼(mo)以确保耐蚀性，因此当维持在750℃至850℃的区间时，具有容易生成σ相而增强脆性且显著降低耐蚀性等降低品质的问题。

这种σ相在特定的温度区间(750℃至850℃)内非常快速地生成，因此，当超级双相不锈钢进行退火时，需要通过控制升温速度来避免停留在容易生成σ相的特定的温度区间。

为了解决这种现有问题，“冲击韧性和钢卷形状优异的超级双相不锈钢的连续退火方法(公开专利10-2013-0034350)”等中具体公开了如下方法，以10℃/秒以上的升温速度从600℃升温至退火温度，并维持在1060～1080℃，从而避开容易生成σ相的温度区间。

这种热处理方法不仅可适用于8mm以下的热轧钢卷，而且还可适用于10mm以上的厚板。

所述退火方法通常适用于厚度为8mm以下的热轧钢卷，但是对于厚度为10mm以上的厚板也可以适用相同的热处理方法，然而，对于厚度为5mm至50mm的多种厚度的板材，频繁出现无法满足550mpa以上的0.2％偏移(off-set)屈服强度的现象。

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明是为了解决如上所述的现有问题而提出的，提供一种屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢及其制造方法，其在制造厚超级双相不锈钢时，通过控制压下率和退火条件来提高机械特性。

技术方案

本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢的特征为，其具有30mm以上的厚度的厚超级双相不锈钢，其以重量％计，包含：cr：24～26％、ni：6.0～8.0％、mo：3.5～5.0％、n：0.24～0.32％、余量fe以及不可避免的杂质，微细组织由铁素体相、奥氏体相以及二次奥氏体相构成，晶粒大小为25μm以下。

所述超级双相不锈钢的特征为，屈服强度为550mpa以上。

所述超级双相不锈钢的特征为，屈服强度和冲击韧性之合为750以上。

本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢制造方法，其包括：铸造步骤，制造板坯，以重量％计，所述板坯包含：cr：24～26％、ni：6.0～8.0％、mo：3.5～5.0％、n：0.24～0.32％、余量fe以及不可避免的杂质；热轧步骤，对所述板坯进行热轧，从而生产具有30mm以上厚度的厚板材；升温步骤，将所述厚板材升温至退火温度，从而在铁素体相内部形成crn相，并且在所述crn相周围析出σ相和二次奥氏体相；以及退火步骤，将所述σ相固溶于所述铁素体相，同时使所述二次奥氏体相残留在所述铁素体相内部。

所述超级双相不锈钢制造方法的特征为，在所述升温步骤中，以0.11～0.17℃/秒的速度从700℃升温至所述退火温度。

所述超级双相不锈钢制造方法的特征为，在所述退火步骤中，以1020～1060℃的温度退火20～60分钟。

所述超级双相不锈钢制造方法的特征为，在所述热轧步骤中，以80％以上的压下率进行轧制，以使微细组织的晶粒大小为25μm以下。

有益效果

根据本发明的实施方案，通过诱导crn相的析出，并促进在铁素体相内部形成二次奥氏体相，从而获得能够提高厚超级双相不锈钢的屈服强度和冲击韧性等机械特性的效果。

附图说明

图1是表示退火时根据升温速度的σ相和crn相的生成行为的图表。

图2是表示根据升温速度的在800℃，1000℃和1040℃温度下的微细组织的照片。

图3是表示根据退火温度和退火时间的析出物的行为及其微细组织的图。

图4是表示根据退火条件的屈服强度和冲击韧性的图表。

图5是表示厚板厚度(压下率)与晶粒大小的关系的图表。

图6是表示将根据本发明的一实施方案制造的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢与比较材料的微细组织进行比较的照片。

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的优选实施方案进行详细的说明，但本发明并不限制或限定于实施方案。作为参考，在对本发明进行说明的过程中，判断为对于相关公知技术的具体说明会不必要地导致本发明的主旨不清楚的内容，或者判断为对于本领域技术人员是显而易见的内容，则可以省略。

本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢，其以重量％计，包含：cr：24～26％、ni：6.0～8.0％、mo：3.5～5.0％、n：0.24～0.32％、余量fe以及不可避免的杂质。

以下，对本发明的实施方案的成分含量数值的限定理由进行说明。

cr：24～26重量％

铬(cr)是铁素体稳定化元素，其不仅对确保铁素体起主要作用，而且是确保耐蚀性的必要元素，当铬(cr)含量增加时，增加耐蚀性，但是，当超过26％而过量添加时，随着增加高价镍(ni)等奥氏体形成元素的含量以保持相分率，导致制造成本上升。

因此，优选将铬(cr)含量限定为24～26重量％范围。

ni：6.0～8.0重量％

镍(ni)与锰(mn)，铜(cu)和氮(n)一起用作奥氏体稳定化元素，并且在增大奥氏体相的稳定性中起主要作用。因此，为了保持铁素体相和奥氏体相的相分率，将其含量限制在6.0～8.0重量％。

mo：3.5～5.0重量％

钼(mo)是与铬(cr)一起在稳定铁素体的同时对改善耐蚀性的非常有效的元素，但是存在价格非常昂贵的缺点。因此，优选将钼(mo)含量限定为3.5～5.0重量％。

n：0.24～0.32重量％

氮(n)是与碳(c)、镍(ni)一起对奥氏体相稳定化贡献大的元素，并且进行退火热处理时作为导致奥氏体相发生浓缩的元素之一，当增加氮(n)含量时，可伴随耐蚀性增加和实现高强度化，但是，当氮(n)含量过多时，由于超出氮(n)固溶度，在进行铸造时可能会引起由于产生氮气孔(pore)而导致的表面缺陷，因此，优选将氮(n)含量限定为0.24～0.32重量％范围。

优选地，本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢，以25μm以下的晶粒大小形成由铁素体相、奥氏体相以及二次奥氏体相构成的微细组织。

并且，屈服强度为550mpa以上，屈服强度和冲击韧性之合为750以上。

另外，本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢制造方法，其包括：铸造步骤，对具有所述组成的钢水进行连铸，由此制造板坯；轧制步骤，对板坯进行热轧，由此生产厚板材；升温步骤，对厚板材进行加热；以及退火步骤。

在本发明中，对同时具有奥氏体相和铁素体相的超级双相不锈钢进行退火热处理时，控制升温速度、退火温度和时间、压下率，以便控制微细组织，更具体而言，在升温步骤中控制升温速度，从而在升温过程中诱导crn相的析出，然后在crn相周围诱导σ相和二次奥氏体相析出，在退火步骤中控制退火温度和时间，从而将在升温步骤中所析出的σ相固溶于铁素体相内部，同时使二次奥氏体相残留在铁素体相内部。

图1是表示退火时根据升温速度的σ相和crn相的生成行为的图表，图2是表示根据升温速度的在800℃，1000℃和1040℃温度下的微细组织的照片。

如图1至图2所示，本发明的一实施方案的升温步骤，优选以0.11～0.17℃/秒的速度从700℃升温至1030～1050℃的温度范围。

这是由于在铁素体相内部微细地析出crn相的同时可以在crn相周围形成σ相。

即，当升温速度超过0.17℃/秒时，在800℃左右的温度下，在铁素体内部未形成crn相，即使温度上升至900～1000℃，稳定的σ相和二次奥氏体相形成在铁素体相和奥氏体相的界面，从而无法获得微细化组织的效果。

另一方面，当升温速度为0.17℃/秒以下时，在800℃左右的温度下，在铁素体相内部微细地形成crn相，此时形成的crn相起到成核位点的作用，从而在奥氏体/铁素体相界面及crn相周围形成σ相和二次奥氏体相，从而能够微细化组织。

图3是表示根据退火温度和退火时间的析出物的行为及其微细组织的图，图4是表示根据退火条件的屈服强度和冲击韧性的图表。

如图3和图4所示，在本发明的一实施方案的退火步骤中，在1020～1060℃温度下实施20～40分钟，更优选地，在本发明的退火步骤中，根据退火温度，适用不同的退火时间。

当退火温度为1030～1050℃时，退火时间实施20～40分钟，当退火温度为1020～1030℃时，退火时间实施40～60分钟，当退火温度为1050～1060℃时，退火时间为5～20分钟。

由此，即使温度低通过增加退火时间来将σ相固溶于铁素体相内部，同时使二次奥氏体相残留在铁素体相内部，由此能够微细化组织，并且，随着退火温度的升高，σ相和二次奥氏体相固溶的倾向强，但通过缩短退火时间，使二次奥氏体相残留在铁素体相内部，从而具有能够微细化组织的效果。

图5是表示通过对150mm板坯进行轧制而生产厚板时的厚板厚度(压下率)与晶粒大小关系的图表，图6是表示将根据本发明的一实施方案制造的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢与比较材料的微细组织进行比较的照片。

优选地，在本发明的一实施方案的热轧步骤中，板坯的压下率为80％以上。

如图5和图6所示，可知将具有150mm厚度的板坯轧制成具有10～35mm厚度的厚板时，随着厚板的厚度增加，晶粒大小增加。

由此，就具有30mm以上厚度的厚板材而言，由于其屈服强度降低至550mpa以下，从而不满足美国材料与试验协会(astm)规格。这可以通过控制微细组织的方法来改善，适用82.5％的压下率，从而能够使微细组织的晶粒大小形成为25μm以下，同时提高屈服强度。

本发明一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢的厚度可以是30mm以上。即，本发明可有效适用于厚板材。对厚度的上限值不作特别限制，例如可以是100mm、70mm或50mm。

以下，利用实施例对本发明的一实施方案的屈服强度和冲击韧性优异的超级双相钢的组织控制方法进行详细的说明。

本发明人为了使超级双相钢具有优异的各种性质，同时确保580mpa以上的屈服强度和优异的冲击韧性，退火时将升温速度控制在0.11～0.17℃/秒以下，从而在热处理过程中形成crn相，然后在铁素体相内部微细地析出σ相和二次奥氏体相。

并且，在1020～1060℃的温度范围下退火20～60分钟，由此使二次奥氏体相残留在铁素体相内部，同时使σ相全部固溶于铁素体相内部，从而同时改善了具有30mm以上的厚度的厚板的屈服强度和冲击特性。

[表1]

表1示出对于多种实施例和比较例的板坯厚度(压下率)、升温速度、退火温度以及退火时间。

将作为实施例和比较例的a～y钢，以5℃/秒的速度加热至700℃，并以1.3℃/秒、0.66℃/秒、0.33℃/秒、0.17℃/秒的升温速度从700℃加热至退火温度，退火温度为1000℃、1020℃、1040℃、1060℃、1080℃，分别以20分钟、40分钟、60分钟的退货时间，进行热处理后实施了水冷。

[表2]

表2示出当以表1中记载的条件实施热轧和热处理时，在升温过程中发生的微细组织的变化。

如表2所示，能够确认升温速度为0.66～1.3℃/秒的a～j钢，在升温过程中没有形成crn相，且二次奥氏体相也没有形成在铁素体相内部，因此导致晶粒粗化而超出本发明的范围。

另外，能够确认k～n钢随着升温速度变慢至0.33℃/秒，升温过程中在700～800℃的温度范围下，在铁素体内部微细地形成crn相，且在1020～1060℃的温度范围下，二次奥氏体相残留在铁素体相内部。

o钢类似于k～n钢，虽然形成了crn相，但随着退火温度超过1080℃，二次奥氏体相被固溶而没有被析出。

p～u钢的升温速度为0.17℃/秒，表现出与k～o钢类似的倾向，但随着crn相的析出量的增加，表现出所残留的二次奥氏体相也增加的倾向。

并且，可知a～u钢的压下率为77％，导致最终微细组织的晶粒粗大，其大小超过25μm，因此超出本发明的范围。

另外，可知满足本发明的实施例的v～x钢，其压下率为82.5％、升温速度为0.17℃/秒、退火温度为1020～1060℃，所述v～x钢随着退火时间，在升温过程中将crn相适当地析出在部分v钢、x钢(v3、x1)以及整个w钢中，同时在1020～1060℃的温度区域内使二次奥氏体相残留在铁素体相内部，从而确保最微微细的组织。

另一方面，可知y钢的退火温度为1080℃，与t钢相同地，二次奥氏体相被固溶而超出本发明的范围。

[表3]

表3示出表2的代表性钢种(t、r、w)的特性。

此时，就屈服强度而言，沿轧制方向的90°方向选取jis5号拉伸试片，并在常温下以20mm/分钟的变形速度(十字头速度(crossheadspeed))实施拉伸试验。

可知，r钢的压下率为77％，导致晶粒粗大，其大小超过标准值25μm，尤其，就r钢而言，其的屈服强度为536mpa而未达到标准值550mpa，屈服强度和冲击韧性之合为708mpa，也未达到标准值750mpa，因此屈服强度和冲击韧性特性没有得到提高。

并且，t钢的屈服强度和屈服强度与冲击韧性之合满足标准值，但压下率为77％，因此晶粒大小超过标准值25μm。

另一方面，能够确认w钢的压下率为82.5％，退火温度、退火时间以及升温速度满足本发明的范围，因此晶粒大小为25μm以下而比较微细，屈服强度为585mpa，屈服强度和冲击韧性之合为778mpa，屈服强度和冲击韧性得到提高，与比较材料相比，机械特性得到提高。

如上所述，参照本发明的优选实施例进行了说明，然而本领域技术人员可以理解，在不脱离权利要求中所记载的本发明的思想和领域的范围内，可对本发明进行多种修改和变更。