專利名稱：一種雙相不銹鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種雙相不銹鋼及其制造方法，特別是涉及具有優(yōu)異耐蝕性和 TRIP (相變誘導(dǎo)塑性)效應(yīng)的經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
雙相不銹鋼室溫下由鐵素體與奧氏體雙相組成，而且其中每相比例不少于30%。 由于兩相組織的存在使雙相不銹鋼兼有鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼的特性，是一類高強(qiáng)度和高耐蝕性匹配最佳的不銹鋼。與鐵素體不銹鋼比，其韌性高、脆性轉(zhuǎn)變溫度低、耐晶間腐蝕和焊接性顯著改善，同時(shí)保留了鐵素體鋼導(dǎo)熱系數(shù)高、膨脹系數(shù)小的優(yōu)點(diǎn)。與奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼的強(qiáng)度，特別是屈服強(qiáng)度顯著提高，耐晶間腐蝕、耐應(yīng)力腐蝕、耐腐蝕疲勞和耐磨性能顯著改善，且具有磁性。雙相不銹鋼的發(fā)展經(jīng)歷了三個(gè)重要階段。1971年以前所開(kāi)發(fā)的牌號(hào)為第一代雙相不銹鋼，由于含N量處于電弧爐冶煉的常規(guī)水平，其焊接后性能急劇下降。1971-1989年開(kāi)發(fā)的牌號(hào)屬于第二代雙相不銹鋼。借助于1968年不銹鋼精煉工藝-氬氧脫碳(AOD)的發(fā)明和應(yīng)用，可以使雙相不銹鋼中氮含量顯著提高，從而顯著改善焊縫、熱影響區(qū)的韌性和耐腐蝕性能，同時(shí)氮還降低了有害金屬間相的形成速率。2205是第二代雙相鋼的代表鋼種并廣泛應(yīng)用于海上石油平臺(tái)、化工、造紙等多個(gè)領(lǐng)域。1990年以后出現(xiàn)的牌號(hào)為第三代雙相不銹鋼，進(jìn)入2000年以后雙相不銹鋼的發(fā)展呈現(xiàn)兩種趨勢(shì)。一方面進(jìn)一步提高鋼中合金元素含量以獲得更高強(qiáng)度和更加優(yōu)良的耐腐蝕性能，如瑞典SANDVIK開(kāi)發(fā)的SAF2906和SAF3207。 另一方面開(kāi)發(fā)低鎳含量且不含Mo或僅含少量Mo的經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼，以降低成本，改善熱加工性和焊接性，如AL 2003，LDX 2101等。經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼特指一類且含鎳量低，同時(shí)不含鑰或鎢或僅含少量的鑰或鎢的雙相不銹鋼。常用的奧氏體當(dāng)量計(jì)算公式如式(I)所示Nieq = Ni+30 (C+N) +0. 5Mn+0. 25Cu ... (I)根據(jù)公式(I)，可以采用Mn、N、Cu取代Ni，從而降低成本，取代傳統(tǒng)的高鎳含量的奧氏體不銹鋼。但是在Mn、N代Ni也會(huì)有負(fù)面影響。錳會(huì)降低雙相不銹鋼的耐腐蝕性能。 評(píng)價(jià)雙相不銹鋼耐點(diǎn)腐蝕性能的經(jīng)驗(yàn)公式如公式(2)所示PREN(耐點(diǎn)蝕當(dāng)量)=Cr% +3. 3Mo% +30N% -Mn% …(2)每添加I %的猛，將使合金PREN值降低I，相當(dāng)于抵消了添加O. 3 %的Mo對(duì)耐點(diǎn)蝕性能的提高。Mn影響耐點(diǎn)蝕性的原因在于錳和硫形成MnS，或隨著鋼中錳量增加，MnS中的含鉻量降低，所引起的MnS夾雜在腐蝕介質(zhì)中的溶解，常常成為點(diǎn)蝕、縫隙腐蝕的起始點(diǎn)。N 是很強(qiáng)的奧氏體形成元素，有利于提高雙相鋼的強(qiáng)度、耐蝕性和焊接性，但是N含量的提高會(huì)造成冶煉難度增加，熱加工性下降。從第一代到第三代雙相不銹鋼，包括現(xiàn)有的經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼，都是高合金成分體系。Ms的經(jīng)典經(jīng)驗(yàn)公式，即冷卻過(guò)程中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度點(diǎn)計(jì)算公式如式3所示
Ms = 1305-61. 6Ni% -41. 7Cr% -33. 3Mn% -27. 8Si% -1667 (C+N) % . . . (3)現(xiàn)有的雙相不銹鋼的Ms點(diǎn)都很低。若考慮到合金元素C、N在奧氏體內(nèi)的偏聚，Ms 點(diǎn)更低。正因?yàn)殡p相不銹鋼正Ms點(diǎn)很低，雙相不銹鋼中的奧氏體不會(huì)在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。然而在應(yīng)變過(guò)程中，奧氏體也會(huì)向馬氏體轉(zhuǎn)變。應(yīng)變過(guò)程中奧氏體的穩(wěn)定性通常由Md點(diǎn)來(lái)衡量，即應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度。經(jīng)典的計(jì)算公式如公式4示Md = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -IOMo%…(4)當(dāng)雙相不銹鋼中的合金含量降低時(shí)，MJf上升。適當(dāng)?shù)腗d溫度下，形變過(guò)程中奧氏體會(huì)向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而提高材料的塑性，即產(chǎn)生TRIP (Transformation Induced Plasticity)效應(yīng)。具有TRIP效應(yīng)的材料具有高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，延展性強(qiáng)，沖壓成形能力高，因此在碳鋼領(lǐng)域、尤其在汽車鋼板領(lǐng)域受到廣泛的關(guān)注。利用該效應(yīng)開(kāi)發(fā)的汽車用TRIP 鋼板可減輕車身自重，降低油耗，同時(shí)還具有較強(qiáng)的能量吸收能力，能夠抵御撞擊時(shí)的塑性變形，顯著提升了汽車的安全等級(jí)，具有明顯的優(yōu)越性。在汽車用鋼中，常規(guī)的高強(qiáng)度鋼板， 如碳錳鋼、高強(qiáng)度低合金鋼、高強(qiáng)度IF鋼，強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度X延伸率)一般在15000以下，而TRIP鋼具有更高的強(qiáng)度和塑性的結(jié)合，其強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度X延伸率)一般在20000 以上。TRIP效應(yīng)雖然是一種受到關(guān)注的提高合金強(qiáng)度和塑性的機(jī)理，但在現(xiàn)有的經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼專利文獻(xiàn)中均未涉及。一個(gè)很重要的原因就是現(xiàn)有的合金體系的Md點(diǎn)比較低， 奧氏體較為穩(wěn)定，無(wú)法產(chǎn)生足夠的形變馬氏體來(lái)提高材料的塑性。CN101215674A公開(kāi)一種奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼，其成分范圍(重量％) C 0-0. 04%,Mn 5. 0-7. 0%,Cr :18. 0-20. 0%,Si :0-1. 0%,N :0. 15-0. 25%,B :0. 001-0. 1%, 稀土 Ce或Y :0. 005-0. 20%。由于高M(jìn)n、無(wú)Mo、低Cr，材料的PREN值較低，耐蝕性較差。EP1327008A公開(kāi)了一種奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼，其成分范圍(重量％): C 0. 02-0. 07 Mn 3. 0-8. O Cr 19. 0-23. O %、Ni :I. 1-1. 7 Si 0. 1-2. O %、 N :0. 15-0. 3%、可能包含的合金元素有Mo或W不大于1.0%、Cu不大于1.0%、B:
0.003-0. 005%,Ti ( O. 004%, Nb ( O. 002%,O. 04%、Ce 或 Ca 彡 O. 03%，余量為 Fe 或不可避免的雜質(zhì)。經(jīng)1050°C退火處理后，該雙相鋼具有較高的強(qiáng)度、優(yōu)良的耐腐蝕性能和焊接性能，同時(shí)鋼中的Ni元素含量被降低至I. 1-1.7%，其目標(biāo)是在一些應(yīng)用環(huán)境取代304， 目前已在橋梁、儲(chǔ)罐、核電等領(lǐng)域已取得成功應(yīng)用，成為經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼的代表鋼種。但是，為了實(shí)現(xiàn)在降低Ni的同時(shí)實(shí)現(xiàn)鋼中的奧氏體與鐵素體平衡，固溶了較高含量的N和5% 左右的Mn。同時(shí)由于合金中Ni含量在I. 7%以下，因此在低溫時(shí)其沖擊值顯著降低，難以滿足在低溫條件下的應(yīng)用；由于鋼中的N含量在O. 2%左右，因此熱塑性較差，生產(chǎn)難度較大。為進(jìn)一步提高材料的耐腐蝕能力，POSCO公司在EP1327008A的基礎(chǔ)上降低了 Mn含量，提高了 Mo含量，使得PREN值進(jìn)一步提高，并在中國(guó)申請(qǐng)了 CN101090988A。其Ni含量為
1.0-3. 0%,Mo提高至O. 5-2. 5%, Mn含量為I. 5-4. 5%。其專利申請(qǐng)的合金組分的組成范圍確保合金CPT高于20°C，其耐蝕性能優(yōu)于SUS304鋼和316L鋼。但是Ni、Mo含量的提高將顯著提高合金的成本，因此該成分合金取代的目標(biāo)主要為316L鋼。
為進(jìn)一步提高材料的低溫韌性，CN101613839A公開(kāi)了一種低溫韌性優(yōu)良的奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼。為提高低溫韌性，提高至Ni含量至I. 8-4.0% ;同時(shí)為保持合適的耐點(diǎn)蝕性能，降低Mn含量至I. 5%以下。為在提高材料的低溫韌性的同時(shí)具有較好的熱加工性能，CN1718833A公開(kāi)了一種奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼，其成分范圍(重量％) :C :0.09-0. 14%,Mn^ O. 80%, Cr 20. 0-22. 0%,Ni 4. 80-5. 80%,Si ( O. 80%,N ( O. 035%,Al ( O. 08%,Ti :0. 25-0. 5%, Nb 0. 1-0. 2%,V 0. 1-0. 2%。該專利文獻(xiàn)中降低了 Mn、N的含量，使得材料具有較高的PREN 值；為控制碳化物的析出添加了穩(wěn)定化兀素Nb、Ti、V。該合金一方面成本較高,另一方面固溶的Nb、Ti、V的加入使得固溶的C、N較少，以及高C含量導(dǎo)致的碳化物析出，會(huì)降低材料的焊接性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的一個(gè)目的在于提供一種具有TRIP效應(yīng)、熱加工性優(yōu)良及耐腐蝕的經(jīng)濟(jì)型雙相不銹鋼。為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的雙相不銹鋼，其化學(xué)成分重量百分比為C: O. 01-0. 08 %, Si 0. 2-1. O %, Mn 1. 5-3. 5 %, Cr 19. 0-21. O %，Ni :1.2-2.8 %, N O. 08-0. 18%,Mo ^ O. 5%,ff ^ I. 0%,Cu ^ I. 0%，且耐點(diǎn)蝕當(dāng)量 PREN 為 20-24，應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度Md為60-130°C，其中，PREN = % Cr+3. 3% Mo+30% N-% Mn,Md = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -IOMo%,其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。為獲得較低的成本，并保證合金在_40°C的低溫下仍保持沖擊韌性，將Ni含量控制在I. 2-2.8%，Mo含量控制在O. 5%以下；為獲得優(yōu)異的耐點(diǎn)蝕性能，將Cr含量控制在
19-21%，同時(shí)添加一定的Mo，重點(diǎn)將Mn含量控制1.5-3. 5%，以保證按公式(2)定義的 PREN值在20-24 ;為提高材料的塑性，尤其是薄板的塑性，保證按公式(4)定義的Md控制在 60-130°C ;將氮含量控制在O. 08-0. 18以確保屈服強(qiáng)度在400Mpa以上，同時(shí)降低冶煉和熱加工難度。本發(fā)明不銹鋼將Mn含量控制在I. 5-3. 5%，同時(shí)調(diào)整Cr、Ni、N等元素的含量，使鋼在不含或僅含少量貴元素Mo的條件下，具有低成本、高強(qiáng)度、高塑性、優(yōu)異的耐腐蝕性能以及在室溫和低溫下優(yōu)良的沖擊韌性，同時(shí)降低冶煉、熱加工、冷加工的難度，具有很好的焊接性，可大量應(yīng)用于海洋、石化、家電、建筑等對(duì)耐蝕性要求較高的環(huán)境，從而在室溫及低溫條件下取代含鎳量高達(dá)8%以上的304奧氏體不銹鋼。進(jìn)一步地，本發(fā)明的另一個(gè)目的是提供一種耐蝕性更優(yōu)異且沖擊韌性和焊接性優(yōu)異的雙相不銹鋼。為此，本發(fā)明的雙相不銹鋼，其化學(xué)成分重量百分比為C :0. 01-0. 08%， Si 0. 2-1. O %, Mn 1. 5-3. 5 %, Cr 19. 0-21. O %, Ni 1. 2-2. 8 %, N 0. 08-0. 18 %, Mo 0. l-o. 5%, 1.0%, Cu^ 1.0%，且耐點(diǎn)蝕當(dāng)量PREN為20-24，應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度Md為60-130°C，其中，PREN = % Cr+3. 3 % Mo+30 % N-% Mn,Md = 580-520C% ~2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -IOMo%,
其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。優(yōu)選地，Mo0. 2-0. 5%o更進(jìn)一步地，本發(fā)明的又一個(gè)目的是提供一種進(jìn)一步提高TRIP效應(yīng)的雙相不銹鋼。為此，本發(fā)明的雙相不銹鋼，其化學(xué)成分重量百分比為C :0. 01-0. 08%，Si O. 2-1. O %, Mn 1. 5-3. 5 %, Cr 19. 0-21. O %，Ni :1.2-2.8 %, N 0. 08-0. 18 %, Mo O. 1-0. 5%，W和/或Cu為O. 2-0. 5 %，且耐點(diǎn)蝕當(dāng)量PREN為20-24，應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度Md為60-130°C，其中，PREN = % Cr+3. 3 % Mo+30 % N-% Mn,Md = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -IOMo%,其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。優(yōu)選地，本發(fā)明的上述雙相不銹鋼，應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度Md為65_95°C時(shí)更有利。本發(fā)明的上述雙相不銹鋼的制造方法，包括以下步驟(I)按如上所述重量百分比成分進(jìn)行冶煉。冶煉方法可選擇真空感應(yīng)冶煉，電爐一氬氧脫碳AOD或電爐一氬氧脫碳AOD —爐外精煉LF爐冶煉。(2)將鋼液進(jìn)行模鑄或連鑄，模鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20_50°C左右，并配合快速冷卻，優(yōu)選冷卻速度為10-50°C /秒，或采用冷速較快的連鑄方法，以避免氮的逸出，連鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20_50°C,板還拉速為O. 8_2m/min。(3)將模鑄坯或連鑄板坯放入加熱爐中加熱到1100_1250°C并保溫1-1. 5小時(shí)后， 在鍛造生產(chǎn)線或熱軋機(jī)組上加工至所需厚度，然后進(jìn)行退火或退火酸洗，其退火溫度控制在1030-1150°C，退火時(shí)間為O. 5-2. 5分鐘/mm。(4)可進(jìn)一步將熱軋退火后卷、板在冷軋機(jī)組加工至較薄厚度，然后進(jìn)行退火酸洗或光亮退火，退火溫度控制在1030-1150°C，退火時(shí)間O. 5-2. 5分鐘/mm，即按照每毫米厚度
O.5-2. 5分鐘的時(shí)間進(jìn)行退火。本發(fā)明中各化學(xué)成分的控制理由如下碳碳是強(qiáng)奧氏體形成元素，促進(jìn)奧氏體形成，并穩(wěn)定奧氏體組織。根據(jù)奧氏體當(dāng)量計(jì)算公式(I)，Nieq = Ni+30 (C+N) +0. 5Mn+0. 25Cu，可見(jiàn)碳的奧氏體形成作用可以達(dá)到Ni 的30倍，因此碳可以部分取代Ni。從公式(3)可知，碳是很強(qiáng)的奧氏體穩(wěn)定元素。但是當(dāng)碳含量過(guò)高時(shí)，碳與鉻結(jié)合后在晶界形成富鉻碳化物，使基體的鉻含量下降，導(dǎo)致晶間腐蝕，同時(shí)降低鋼的塑性和沖擊韌性。過(guò)低的碳含量則將增加制備過(guò)程中的難度和成本，同時(shí)降低奧氏體的穩(wěn)定性、破壞奧氏體與鐵素體的相平衡。因此，本發(fā)明鋼中設(shè)計(jì)碳含量為
O.01-0. 08%。硅硅是鋼鐵熔煉中通常含有的元素。在雙相不銹鋼中，硅是鐵素體形成和穩(wěn)定元素。硅在熔煉過(guò)程中用于脫氧，同時(shí)硅可以提高鐵素體相的高溫強(qiáng)度，因此一般雙相鋼中含有O. 2%以上的硅。但是硅含量過(guò)高時(shí)將加速金屬間相的析出，因此，本發(fā)明鋼中設(shè)計(jì)硅含量為 O. 2-1. 0%。錳錳是一種奧氏體形成和穩(wěn)定元素，可以利用錳一定程度上取代鎳，但其奧氏體形成作用較弱，尤其在高溫下。錳的添加可以顯著提高氮的溶解度。但是錳對(duì)不銹鋼的耐腐蝕性的影響基本上都是負(fù)面的。根據(jù)不銹鋼耐點(diǎn)腐蝕性能的經(jīng)驗(yàn)公式(2)，PREN(耐點(diǎn)蝕當(dāng)量)=% Cr+3. 3% Mo+30% N-% Mn，每添加I %的錳，將使合金PREN值降低I，相當(dāng)于抵消了添加O. 3%的Mo對(duì)耐點(diǎn)蝕性能的提高。Mn影響耐點(diǎn)蝕性的主要原因在于錳和硫形成 MnS，引起MnS夾雜在腐蝕介質(zhì)中發(fā)生溶解，常常成為點(diǎn)蝕、縫隙腐蝕的起始點(diǎn)，因此本發(fā)明鋼中重點(diǎn)控制Mn含量為I. 5-3. 5%。鉻鉻是鋼獲得耐腐蝕性能的最重要元素，是一種鐵素體形成元素。同時(shí)可降低合金的Ms點(diǎn)和Md點(diǎn)，從而穩(wěn)定奧氏體。一般情況下為獲得耐腐蝕性的最低鉻含量是12%。對(duì)雙相不銹鋼而言，當(dāng)鉻含量較低時(shí)，一方面耐蝕性將下降，另一方面因?yàn)殂t含量的下降將導(dǎo)致與其匹配的其他合金元素如Ni、N的下降，從而顯著地提高M(jìn)s和Md溫度，對(duì)力學(xué)與耐腐蝕性能均不利；而當(dāng)鉻含量過(guò)高時(shí)，不但會(huì)增加金屬間相、碳化物和氮化物的析出傾向，而且需要相應(yīng)高含量的Ni元素相匹配，以保證獲得雙相組織，從而增加成本。因此本發(fā)明鋼中 Cr含量控制在19. 0-21.0%。氮氮元素是一種形成和穩(wěn)定奧氏體相的重要元素。在奧氏體當(dāng)量計(jì)算公式(I) 中，氮的奧氏體形成能力是鎳的30倍。根據(jù)公式(3)和公式(4)，氮也是一種很強(qiáng)的奧氏體穩(wěn)定元素。氮固溶在不銹鋼中時(shí)以間隙原子的形式存在，可以顯著提高材料的強(qiáng)度。此外，氮可以提高奧氏體相的耐腐蝕性能，尤其是耐點(diǎn)腐蝕性能和耐縫隙腐蝕性能，在PREN 值的計(jì)算公式(2)，其耐點(diǎn)蝕當(dāng)量是鉻的30倍。但是氮含量過(guò)高時(shí)，將增大氮化物形成的風(fēng)險(xiǎn)，降低材料的韌性和耐蝕性。同時(shí)高的氮含量會(huì)提高熔煉和熱加工的難度，尤其是導(dǎo)致嚴(yán)重的熱軋邊裂率，導(dǎo)致難以在現(xiàn)有產(chǎn)線上進(jìn)行生產(chǎn)。因此，本發(fā)明鋼中氮含量控制在
O.08-0. 18%。鑰鑰非常有利于提高鋼的耐腐蝕性能。根據(jù)PREN值計(jì)算公式(2)，其耐點(diǎn)蝕當(dāng)量是鉻的3. 3倍。其機(jī)理是穩(wěn)定鈍化膜及促進(jìn)鉻元素在鈍化膜中的富集，添加鑰的主要作用是提高耐腐蝕性。但是鑰含量過(guò)高將導(dǎo)致脆性金屬間相的加速析出，同時(shí)增加合金成本， 因此本發(fā)明鋼中的鑰含量控制在O. 5%以下。當(dāng)需要進(jìn)一步提高耐蝕性和-40°C的沖擊韌性時(shí)，優(yōu)選添加Mo :0. 1-0. 5%，更優(yōu)選為O. 2-0. 5%0鎢鎢是本發(fā)明中可選元素之一。鎢在雙相鋼中的作用與鑰相似，可以提高鋼的耐腐蝕性能。鎢還可以降低奧氏體/鐵素體相界面的活性，抑制金屬間相的形成。幾乎所有元素都降低奧氏體的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，鎢也不例外。但是鎢含量過(guò)高時(shí)反而促進(jìn)金屬間相生成。因此本發(fā)明鋼中鶴含量控制在I. 0%以下。銅銅也是本發(fā)明中可選元素之一。銅是一種奧氏體形成元素，銅的加入可以提高雙相鋼在還原性酸中的耐腐蝕性，同時(shí)有利于提高耐縫隙腐蝕性能。此外，Cu可以顯著降低材料Md溫度，提高材料的塑性。但是銅含量過(guò)高時(shí)不利于熱加工性能。因此本發(fā)明鋼中銅含量控制在1.0%以下。當(dāng)需要進(jìn)一步提高TRIP效應(yīng)時(shí)，優(yōu)選添加W和/或Cu :O. 2-0. 5%。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的上述技術(shù)方案具有以下優(yōu)點(diǎn)和積極效果將Ni含量控制在I. 2-2. 8 %，將Mo含量控制在O. 5 %以下，既保證合金在-40 V的低溫下的沖擊韌性，又顯著降低合金的原材料成本；將Mn含量控制到I. 5_3. 5 %，有效地降低錳對(duì)耐腐蝕性能的不利影響；將Cr含量控制在19-21%，添加少量的Mo，將氮含量控制在O. 08-0. 18%，保證由公式(2)定義的 PREN值在20-24之間，從而確保材料具有優(yōu)異的耐腐蝕性能，尤其是耐點(diǎn)蝕和應(yīng)力腐蝕性
將氮含量控制在O. 08-0. 18%以確保屈服強(qiáng)度在400MPa以上，同時(shí)提高材料的熱加工性能；合理調(diào)節(jié)各合金元素的總含量及比例，使得按公式(4)定義的吣在60_1301，既可獲得高強(qiáng)度，又可產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，獲得高的塑性；優(yōu)選地，Md為65-95°C時(shí)更有利。該雙相不銹鋼可利用現(xiàn)有的不銹鋼產(chǎn)線批量生產(chǎn)，具體制備方法為經(jīng)真空感應(yīng)爐、電爐-AOD爐冶煉或電爐-AOD-LF爐冶煉后澆鑄，在模鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20_50°C左右，并配合快速冷卻，或采用冷速較快的連鑄方法，避免氮的逸出，連鑄時(shí)控制過(guò)熱度為
20-500C，板坯拉速為O. 8-2m/min。因材料具有較好的熱塑性和冷加工性能，可進(jìn)行熱軋、冷軋卷及板的生產(chǎn)。熱軋與冷軋的退火溫度控制在1030-1150度之間。合金具有優(yōu)良的耐點(diǎn)腐蝕性能和塑性，冷軋薄板的屈服強(qiáng)度Rp為400_600MPa，延伸率 δ % 30-50% ;點(diǎn)腐蝕電位(GB/T17899-1999)為 300_400mv。現(xiàn)有的理論認(rèn)為，如果雙相不銹鋼在形變過(guò)程中形成馬氏體，會(huì)對(duì)材料的力學(xué)等性能產(chǎn)生不利的影響。因此，現(xiàn)有經(jīng)濟(jì)型雙相鋼成分體系盡管特點(diǎn)各有不同，但合金含量都比較高，無(wú)論是Ms溫度還是Md溫度都較低，形變過(guò)程中通常不會(huì)產(chǎn)生馬氏體(或僅產(chǎn)生微量的馬氏體)，更沒(méi)有考慮如何有效利用形變馬氏體。然而，本發(fā)明突破傳統(tǒng)的合金設(shè)計(jì)理念，創(chuàng)新性地通過(guò)合金設(shè)計(jì)將Md溫度控制在合理的范圍內(nèi)，在獲得優(yōu)異耐腐蝕性能的同時(shí)， 反而利用形變馬氏體的TRIP效應(yīng)顯著提高材料的塑性。


圖I為本發(fā)明的實(shí)施例I合金金相組織。圖2為本發(fā)明的實(shí)施例2合金進(jìn)行拉伸后不同部位奧氏體含量的X射線衍射分析結(jié)果。圖3為本發(fā)明的實(shí)施例3合金在拉伸過(guò)程中加工硬化指數(shù)隨應(yīng)變的變化。圖4為本發(fā)明的實(shí)施例4合金在10%的冷軋壓下變形后對(duì)其組織進(jìn)行EBSD，即電子背散射分析的結(jié)果。圖5為本發(fā)明的實(shí)施例5合金在不同的冷軋壓下變形后力學(xué)性能的變化。
具體實(shí)施例方式以下通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行較為詳細(xì)的說(shuō)明。這些實(shí)施例以電爐-AOD冶煉的生產(chǎn)流程為例將鉻鐵、鎳鐵以及廢鋼等加入電爐進(jìn)行融化，熔清后將鋼液倒入AOD爐，在AOD爐內(nèi)進(jìn)行脫C、脫S和增N、控N的吹煉，當(dāng)冶煉成分達(dá)到要求時(shí)，將鋼液倒入中間包，并在立彎式連鑄機(jī)上進(jìn)行澆鑄。連鑄的過(guò)熱度為20-50°C，板坯拉速為O. 8-2m/min。將連鑄板坯放入加熱爐加熱到1100-1250°C，在熱連軋機(jī)組上軋制到所需厚度(3-10_)后卷取。然后進(jìn)行連續(xù)退火酸洗，獲得鐵素體-奧氏體雙相結(jié)構(gòu)的組織。通常鐵素體與奧氏體比例接近I : 1，從而獲得良好的耐蝕性及力學(xué)性能。最后將熱軋退火后的鋼卷冷軋至O. 5-1. 5mm厚，再進(jìn)行退火及酸洗，退火溫度為 1030-1150°C，退火時(shí)間 O. 5-2. 5 分鐘 /mm。表I所示為依發(fā)明實(shí)施例合金的化學(xué)成分，表I同時(shí)給出了作為對(duì)比例的目前已開(kāi)發(fā)的低鎳型雙相不銹鋼，即EP1327008A，以及希望用本發(fā)明鋼種在部分領(lǐng)域進(jìn)行替代的 304奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分。表I本發(fā)明實(shí)施例和對(duì)比例的成分(wt % )
權(quán)利要求
1.一種雙相不銹鋼，其化學(xué)成分的重量百分比為C :0.01-0. 08%, Si 0. 2-1.0%,Mn I. 5-3. 5%, Cr 19. 0-21. O %, Ni 1. 2-2. 8%, N 0. 08-0. 18%, Mo ^ O. 5 %, W ^ I. O %, Cu彡I. 0%，且耐點(diǎn)蝕當(dāng)量PREN為20-24，應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的溫度Md為60_130°C，其中，PREN = % Cr+3. 3% Mo+30% N-% Mn,Md = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -IOMo%,其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求I所述的雙相不銹鋼，其特征在于，Mo:0. 1-0. 5%。
3.如權(quán)利要求I或2所述的雙相不銹鋼，其特征在于，Mo:0. 2-0. 5%。
4.如權(quán)利要求1-3任一所述的雙相不銹鋼，其特征在于，W和/或Cu:0. 2-0. 5%。
5.如權(quán)利要求1-4任一所述的雙相不銹鋼，其特征在于，Md為65-95°C。
6.如權(quán)利要求1-5任一所述的雙相不銹鋼，其特征在于，其退火態(tài)組織為鐵素體與奧氏體兩相組成，其中任何一相的比例不低于45 %。
7.如權(quán)利要求1-6任一所述的雙相不銹鋼的制造方法，包括選擇真空感應(yīng)冶煉，或電爐一氬氧脫碳AOD，或電爐一氬氧脫碳AOD —爐外精煉LF爐冶煉；將鋼液進(jìn)行模鑄或連鑄，模鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20-50°C，并配合快速冷卻，以避免氮的逸出，連鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20-50°C，板坯拉速為O. 8-2m/min ；將模鑄坯或連鑄板坯放入加熱爐中加熱到1100-1250°C并保溫O. 5-1. 5小時(shí)后，在鍛造生產(chǎn)線或熱軋機(jī)組上加工至所需厚度，然后進(jìn)行退火，其退火溫度控制在1030-1150°C， 退火時(shí)間O. 5-2. 5分鐘/mm。
8.如權(quán)利要求7所述的雙相不銹鋼的制造方法，其特征在于，包括進(jìn)一步將熱軋退火后卷或板在冷軋機(jī)組加工至較薄厚度，然后進(jìn)行退火酸洗或光亮退火，退火溫度控制在1030-1150°C，退火時(shí)間O. 5-2. 5分鐘/mm。
9.如權(quán)利要求7或8所述的雙相不銹鋼的制造方法，其特征在于，模鑄后的快速冷卻中，冷卻速度為10-50°C /秒。
10.如權(quán)利要求7-9任一所述的方法制造的雙相不銹鋼，其退火態(tài)組織為鐵素體與奧氏體兩相組成，其中任何一相的比例不低于45%。
11.如權(quán)利要求10所述的雙相不銹鋼，其具有優(yōu)良的耐點(diǎn)腐蝕性能和塑性，冷軋薄板的屈服強(qiáng)度Rp為400-600MPa，延伸率δ為30-50% ;按照GB/T17899-1999的點(diǎn)腐蝕電位為 300_400mv。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種雙相不銹鋼，其化學(xué)成分的重量百分比為C0.01-0.08％，Si0.2-1.0％，Mn1.5-3.5％，Cr19.0-21.0％，Ni1.2-2.8％，N0.08-0.18％，Mo≤0.5％，W≤1.0％，Cu≤1.0％，且耐點(diǎn)蝕當(dāng)量PREN為20-24，應(yīng)變誘發(fā)形成馬氏體的溫度Md為60-130℃，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。其制造方法，包括選擇真空感應(yīng)冶煉、電爐→氬氧脫碳AOD或電爐→氬氧脫碳AOD→爐外精煉LF爐冶煉；將鋼液進(jìn)行模鑄或連鑄，模鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20-50℃，并配合快速冷卻，避免氮的選出，連鑄時(shí)控制過(guò)熱度為20-50℃，板坯拉速為0.8-2m/min；將模鑄坯或連鑄板坯放入加熱爐中加熱到1100-1250℃并保溫0.5-1.5小時(shí)后，在鍛造生產(chǎn)線或熱軋機(jī)組上加工至所需厚度，然后在1030-1150℃，進(jìn)行0.5-2.5分鐘/mm的退火。得到的雙相不銹鋼具有優(yōu)異耐腐蝕性能和TRIP效應(yīng)。
文檔編號(hào)C22C33/04GK102605284SQ201110027159
公開(kāi)日2012年7月25日 申請(qǐng)日期2011年1月25日 優(yōu)先權(quán)日2011年1月25日
發(fā)明者宋紅梅, 張偉, 江來(lái)珠, 王治宇, 胡錦程 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司