CN102605284B - 一种双相不锈钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种双相不锈钢，其化学成分的重量百分比为：C：0.01-0.08％，Si：0.2-1.0％，Mn：1.5-3.5％，Cr：19.0-21.0％，Ni：1.2-2.8％，N：0.08-0.18％，Mo≤0.5％，W≤1.0％，Cu≤1.0％，且耐点蚀当量PREN为20-24，应变诱发形成马氏体的温度M_d为60-130℃，其余为Fe和不可避免的杂质。其制造方法，包括：选择真空感应冶炼、电炉→氩氧脱碳AOD或电炉→氩氧脱碳AOD→炉外精炼LF炉冶炼；将钢液进行模铸或连铸，模铸时控制过热度为20-50℃，并配合快速冷却，避免氮的选出，连铸时控制过热度为20-50℃，板坯拉速为0.8-2m/min；将模铸坯或连铸板坯放入加热炉中加热到1100-1250℃并保温0.5-1.5小时后，在锻造生产线或热轧机组上加工至所需厚度，然后在1030-1150℃，进行0.5-2.5分钟/mm的退火。得到的双相不锈钢具有优异耐腐蚀性能和TRIP效应。

Description

一种双相不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种双相不锈钢及其制造方法，特别是涉及具有优异耐蚀性和TRIP(相变诱导塑性)效应的经济型双相不锈钢及其制造方法。

背景技术

双相不锈钢室温下由铁素体与奥氏体双相组成，而且其中每相比例不少于30％。由于两相组织的存在使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的特性，是一类高强度和高耐蚀性匹配最佳的不锈钢。与铁素体不锈钢比，其韧性高、脆性转变温度低、耐晶间腐蚀和焊接性显著改善，同时保留了铁素体钢导热系数高、膨胀系数小的优点。与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的强度，特别是屈服强度显著提高，耐晶间腐蚀、耐应力腐蚀、耐腐蚀疲劳和耐磨性能显著改善，且具有磁性。

双相不锈钢的发展经历了三个重要阶段。1971年以前所开发的牌号为第一代双相不锈钢，由于含N量处于电弧炉冶炼的常规水平，其焊接后性能急剧下降。1971-1989年开发的牌号属于第二代双相不锈钢。借助于1968年不锈钢精炼工艺-氩氧脱碳(AOD)的发明和应用，可以使双相不锈钢中氮含量显著提高，从而显著改善焊缝、热影响区的韧性和耐腐蚀性能，同时氮还降低了有害金属间相的形成速率。2205是第二代双相钢的代表钢种并广泛应用于海上石油平台、化工、造纸等多个领域。1990年以后出现的牌号为第三代双相不锈钢，进入2000年以后双相不锈钢的发展呈现两种趋势。一方面进一步提高钢中合金元素含量以获得更高强度和更加优良的耐腐蚀性能，如瑞典SANDVIK开发的SAF2906和SAF3207。另一方面开发低镍含量且不含Mo或仅含少量Mo的经济型双相不锈钢，以降低成本，改善热加工性和焊接性，如AL 2003，LDX 2101等。

经济型双相不锈钢特指一类且含镍量低，同时不含钼或钨或仅含少量的钼或钨的双相不锈钢。常用的奥氏体当量计算公式如式(1)所示：

Ni_eq＝Ni+30(C+N)+0.5Mn+0.25Cu    ...(1)

根据公式(1)，可以采用Mn、N、Cu取代Ni，从而降低成本，取代传统的高镍含量的奥氏体不锈钢。但是在Mn、N代Ni也会有负面影响。锰会降低双相不锈钢的耐腐蚀性能。评价双相不锈钢耐点腐蚀性能的经验公式如公式(2)所示：

PREN(耐点蚀当量)＝Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％    ...(2)

每添加1％的锰，将使合金PREN值降低1，相当于抵消了添加0.3％的Mo对耐点蚀性能的提高。Mn影响耐点蚀性的原因在于锰和硫形成MnS，或随着钢中锰量增加，MnS中的含铬量降低，所引起的MnS夹杂在腐蚀介质中的溶解，常常成为点蚀、缝隙腐蚀的起始点。N是很强的奥氏体形成元素，有利于提高双相钢的强度、耐蚀性和焊接性，但是N含量的提高会造成冶炼难度增加，热加工性下降。

从第一代到第三代双相不锈钢，包括现有的经济型双相不锈钢，都是高合金成分体系。M_s的经典经验公式，即冷却过程中奥氏体向马氏体转变的温度点计算公式如式3所示：

M_s＝1305-61.6Ni％-41.7Cr％-33.3Mn％-27.8Si％-1667(C+N)％...(3)

现有的双相不锈钢的M_s点都很低。若考虑到合金元素C、N在奥氏体内的偏聚，M_s点更低。正因为双相不锈钢正M_s点很低，双相不锈钢中的奥氏体不会在冷却过程中转变为马氏体。然而在应变过程中，奥氏体也会向马氏体转变。应变过程中奥氏体的稳定性通常由M_d点来衡量，即应变诱发形成马氏体的温度。经典的计算公式如公式4示：

M_d＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％

                                                        ...(4)

当双相不锈钢中的合金含量降低时，M_d将上升。适当的M_d温度下，形变过程中奥氏体会向马氏体转变，从而提高材料的塑性，即产生TRIP(Transformation Induced Plasticity)效应。

具有TRIP效应的材料具有高的屈服强度和抗拉强度，延展性强，冲压成形能力高，因此在碳钢领域、尤其在汽车钢板领域受到广泛的关注。利用该效应开发的汽车用TRIP钢板可减轻车身自重，降低油耗，同时还具有较强的能量吸收能力，能够抵御撞击时的塑性变形，显著提升了汽车的安全等级，具有明显的优越性。在汽车用钢中，常规的高强度钢板，如碳锰钢、高强度低合金钢、高强度IF钢，强塑积(抗拉强度×延伸率)一般在15000以下，而TRIP钢具有更高的强度和塑性的结合，其强塑积(抗拉强度×延伸率)一般在20000以上。

TRIP效应虽然是一种受到关注的提高合金强度和塑性的机理，但在现有的经济型双相不锈钢专利文献中均未涉及。一个很重要的原因就是现有的合金体系的M_d点比较低，奥氏体较为稳定，无法产生足够的形变马氏体来提高材料的塑性。

CN101215674A公开一种奥氏体-铁素体双相不锈钢，其成分范围(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Mn、无Mo、低Cr，材料的PREN值较低，耐蚀性较差。

EP1327008A公开了一种奥氏体-铁素体双相不锈钢，其成分范围(重量％)：C：0.02-0.07％、Mn：3.0-8.0％、Cr：19.0-23.0％、Ni：1.1-1.7％、Si：0.1-2.0％、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≤0.004％、Nb≤0.002％、V≤0.04％、Ce或Ca≤0.03％，余量为Fe或不可避免的杂质。经1050℃退火处理后，该双相钢具有较高的强度、优良的耐腐蚀性能和焊接性能，同时钢中的Ni元素含量被降低至1.1-1.7％，其目标是在一些应用环境取代304，目前已在桥梁、储罐、核电等领域已取得成功应用，成为经济型双相不锈钢的代表钢种。但是，为了实现在降低Ni的同时实现钢中的奥氏体与铁素体平衡，固溶了较高含量的N和5％左右的Mn。同时由于合金中Ni含量在1.7％以下，因此在低温时其冲击值显著降低，难以满足在低温条件下的应用；由于钢中的N含量在0.2％左右，因此热塑性较差，生产难度较大。

为进一步提高材料的耐腐蚀能力，POSCO公司在EP1327008A的基础上降低了Mn含量，提高了Mo含量，使得PREN值进一步提高，并在中国申请了CN101090988A。其Ni含量为1.0-3.0％，Mo提高至0.5-2.5％，Mn含量为1.5-4.5％。其专利申请的合金组分的组成范围确保合金CPT高于20℃，其耐蚀性能优于SUS304钢和316L钢。但是Ni、Mo含量的提高将显著提高合金的成本，因此该成分合金取代的目标主要为316L钢。

为进一步提高材料的低温韧性，CN101613839A公开了一种低温韧性优良的奥氏体-铁素体双相不锈钢。为提高低温韧性，提高至Ni含量至1.8-4.0％；同时为保持合适的耐点蚀性能，降低Mn含量至1.5％以下。

为在提高材料的低温韧性的同时具有较好的热加工性能，CN1718833A公开了一种奥氏体-铁素体双相不锈钢，其成分范围(重量％)：C：0.09-0.14％、Mn≤0.80％、Cr：20.0-22.0％、Ni：4.80-5.80％、Si≤0.80％、N≤0.035％、Al≤0.08％、Ti：0.25-0.5％、Nb：0.1-0.2％、V：0.1-0.2％。该专利文献中降低了Mn、N的含量，使得材料具有较高的PREN值；为控制碳化物的析出添加了稳定化元素Nb、Ti、V。该合金一方面成本较高，另一方面固溶的Nb、Ti、V的加入使得固溶的C、N较少，以及高C含量导致的碳化物析出，会降低材料的焊接性。

发明内容

本发明的一个目的在于提供一种具有TRIP效应、热加工性优良及耐腐蚀的经济型双相不锈钢。

为实现上述目的，本发明的双相不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.01-0.08％，Si：0.2-1.0％，Mn：1.5-3.5％，Cr：19.0-21.0％，Ni：1.2-2.8％，N：0.08-0.18％，Mo≤0.5％，W≤1.0％，Cu≤1.0％，且耐点蚀当量PREN为20-24，应变诱发形成马氏体的温度M_d为60-130℃，其中，

PREN＝％Cr+3.3％Mo+30％N-％Mn，

M_d＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％，

其余为Fe和不可避免的杂质。

为获得较低的成本，并保证合金在-40℃的低温下仍保持冲击韧性，将Ni含量控制在1.2-2.8％，Mo含量控制在0.5％以下；为获得优异的耐点蚀性能，将Cr含量控制在19-21％，同时添加一定的Mo，重点将Mn含量控制1.5-3.5％，以保证按公式(2)定义的PREN值在20-24；为提高材料的塑性，尤其是薄板的塑性，保证按公式(4)定义的M_d控制在60-130℃；将氮含量控制在0.08-0.18以确保屈服强度在400Mpa以上，同时降低冶炼和热加工难度。

本发明不锈钢将Mn含量控制在1.5-3.5％，同时调整Cr、Ni、N等元素的含量，使钢在不含或仅含少量贵元素Mo的条件下，具有低成本、高强度、高塑性、优异的耐腐蚀性能以及在室温和低温下优良的冲击韧性，同时降低冶炼、热加工、冷加工的难度，具有很好的焊接性，可大量应用于海洋、石化、家电、建筑等对耐蚀性要求较高的环境，从而在室温及低温条件下取代含镍量高达8％以上的304奥氏体不锈钢。

进一步地，本发明的另一个目的是提供一种耐蚀性更优异且冲击韧性和焊接性优异的双相不锈钢。为此，本发明的双相不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.01-0.08％，Si：0.2-1.0％，Mn：1.5-3.5％，Cr：19.0-21.0％，Ni：1.2-2.8％，N：0.08-0.18％，Mo：0.1-0.5％，W≤1.0％，Cu≤1.0％，且耐点蚀当量PREN为20-24，应变诱发形成马氏体的温度M_d为60-130℃，其中，

PREN＝％Cr+3.3％Mo+30％N-％Mn，

M_d＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％，

其余为Fe和不可避免的杂质。

优选地，Mo：0.2-0.5％。

更进一步地，本发明的又一个目的是提供一种进一步提高TRIP效应的双相不锈钢。为此，本发明的双相不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.01-0.08％，Si：0.2-1.0％，Mn：1.5-3.5％，Cr：19.0-21.0％，Ni：1.2-2.8％，N：0.08-0.18％，Mo：0.1-0.5％，W和/或Cu为0.2-0.5％，且耐点蚀当量PREN为20-24，应变诱发形成马氏体的温度M_d为60-130℃，其中，

PREN＝％Cr+3.3％Mo+30％N-％Mn，

M_d＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％，

其余为Fe和不可避免的杂质。

优选地，本发明的上述双相不锈钢，应变诱发形成马氏体的温度M_d为65-95℃时更有利。

本发明的上述双相不锈钢的制造方法，包括以下步骤：

(1)按如上所述重量百分比成分进行冶炼。冶炼方法可选择真空感应冶炼，电炉→氩氧脱碳AOD或电炉→氩氧脱碳AOD→炉外精炼LF炉冶炼。

(2)将钢液进行模铸或连铸，模铸时控制过热度为20-50℃左右，并配合快速冷却，优选冷却速度为10-50℃/秒，或采用冷速较快的连铸方法，以避免氮的逸出，连铸时控制过热度为20-50℃，板坯拉速为0.8-2m/min。

(3)将模铸坯或连铸板坯放入加热炉中加热到1100-1250℃并保温1-1.5小时后，在锻造生产线或热轧机组上加工至所需厚度，然后进行退火或退火酸洗，其退火温度控制在1030-1150℃，退火时间为0.5-2.5分钟/mm。

(4)可进一步将热轧退火后卷、板在冷轧机组加工至较薄厚度，然后进行退火酸洗或光亮退火，退火温度控制在1030-1150℃，退火时间0.5-2.5分钟/mm，即按照每毫米厚度0.5-2.5分钟的时间进行退火。

本发明中各化学成分的控制理由如下：

碳：碳是强奥氏体形成元素，促进奥氏体形成，并稳定奥氏体组织。根据奥氏体当量计算公式(1)，Ni_eq＝Ni+30(C+N)+0.5Mn+0.25Cu，可见碳的奥氏体形成作用可以达到Ni的30倍，因此碳可以部分取代Ni。从公式(3)可知，碳是很强的奥氏体稳定元素。但是当碳含量过高时，碳与铬结合后在晶界形成富铬碳化物，使基体的铬含量下降，导致晶间腐蚀，同时降低钢的塑性和冲击韧性。过低的碳含量则将增加制备过程中的难度和成本，同时降低奥氏体的稳定性、破坏奥氏体与铁素体的相平衡。因此，本发明钢中设计碳含量为0.01-0.08％。

硅：硅是钢铁熔炼中通常含有的元素。在双相不锈钢中，硅是铁素体形成和稳定元素。硅在熔炼过程中用于脱氧，同时硅可以提高铁素体相的高温强度，因此一般双相钢中含有0.2％以上的硅。但是硅含量过高时将加速金属间相的析出，因此，本发明钢中设计硅含量为0.2-1.0％。

锰：锰是一种奥氏体形成和稳定元素，可以利用锰一定程度上取代镍，但其奥氏体形成作用较弱，尤其在高温下。锰的添加可以显著提高氮的溶解度。但是锰对不锈钢的耐腐蚀性的影响基本上都是负面的。根据不锈钢耐点腐蚀性能的经验公式(2)，PREN(耐点蚀当量)＝％Cr+3.3％Mo+30％N-％Mn，每添加1％的锰，将使合金PREN值降低1，相当于抵消了添加0.3％的Mo对耐点蚀性能的提高。Mn影响耐点蚀性的主要原因在于锰和硫形成MnS，引起MnS夹杂在腐蚀介质中发生溶解，常常成为点蚀、缝隙腐蚀的起始点，因此本发明钢中重点控制Mn含量为1.5-3.5％。

铬：铬是钢获得耐腐蚀性能的最重要元素，是一种铁素体形成元素。同时可降低合金的M_s点和M_d点，从而稳定奥氏体。一般情况下为获得耐腐蚀性的最低铬含量是12％。对双相不锈钢而言，当铬含量较低时，一方面耐蚀性将下降，另一方面因为铬含量的下降将导致与其匹配的其他合金元素如Ni、N的下降，从而显著地提高M_s和M_d温度，对力学与耐腐蚀性能均不利；而当铬含量过高时，不但会增加金属间相、碳化物和氮化物的析出倾向，而且需要相应高含量的Ni元素相匹配，以保证获得双相组织，从而增加成本。因此本发明钢中Cr含量控制在19.0-21.0％。

氮：氮元素是一种形成和稳定奥氏体相的重要元素。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。根据公式(3)和公式(4)，氮也是一种很强的奥氏体稳定元素。氮固溶在不锈钢中时以间隙原子的形式存在，可以显著提高材料的强度。此外，氮可以提高奥氏体相的耐腐蚀性能，尤其是耐点腐蚀性能和耐缝隙腐蚀性能，在PREN值的计算公式(2)，其耐点蚀当量是铬的30倍。但是氮含量过高时，将增大氮化物形成的风险，降低材料的韧性和耐蚀性。同时高的氮含量会提高熔炼和热加工的难度，尤其是导致严重的热轧边裂率，导致难以在现有产线上进行生产。因此，本发明钢中氮含量控制在0.08-0.18％。

钼：钼非常有利于提高钢的耐腐蚀性能。根据PREN值计算公式(2)，其耐点蚀当量是铬的3.3倍。其机理是稳定钝化膜及促进铬元素在钝化膜中的富集，添加钼的主要作用是提高耐腐蚀性。但是钼含量过高将导致脆性金属间相的加速析出，同时增加合金成本，因此本发明钢中的钼含量控制在0.5％以下。当需要进一步提高耐蚀性和-40℃的冲击韧性时，优选添加Mo：0.1-0.5％，更优选为0.2-0.5％。

钨：钨是本发明中可选元素之一。钨在双相钢中的作用与钼相似，可以提高钢的耐腐蚀性能。钨还可以降低奥氏体/铁素体相界面的活性，抑制金属间相的形成。几乎所有元素都降低奥氏体的马氏体转变温度，钨也不例外。但是钨含量过高时反而促进金属间相生成。因此本发明钢中钨含量控制在1.0％以下。

铜：铜也是本发明中可选元素之一。铜是一种奥氏体形成元素，铜的加入可以提高双相钢在还原性酸中的耐腐蚀性，同时有利于提高耐缝隙腐蚀性能。此外，Cu可以显著降低材料M_d温度，提高材料的塑性。但是铜含量过高时不利于热加工性能。因此本发明钢中铜含量控制在1.0％以下。

当需要进一步提高TRIP效应时，优选添加W和/或Cu：0.2-0.5％。

与现有技术相比，本发明的上述技术方案具有以下优点和积极效果：

将Ni含量控制在1.2-2.8％，将Mo含量控制在0.5％以下，既保证合金在-40℃的低温下的冲击韧性，又显著降低合金的原材料成本；

将Mn含量控制到1.5-3.5％，有效地降低锰对耐腐蚀性能的不利影响；将Cr含量控制在19-21％，添加少量的Mo，将氮含量控制在0.08-0.18％，保证由公式(2)定义的PREN值在20-24之间，从而确保材料具有优异的耐腐蚀性能，尤其是耐点蚀和应力腐蚀性能；

将氮含量控制在0.08-0.18％以确保屈服强度在400MPa以上，同时提高材料的热加工性能；

合理调节各合金元素的总含量及比例，使得按公式(4)定义的M_d在60-130℃，既可获得高强度，又可产生TRIP效应，获得高的塑性；优选地，M_d为65-95℃时更有利。

该双相不锈钢可利用现有的不锈钢产线批量生产，具体制备方法为经真空感应炉、电炉-AOD炉冶炼或电炉-AOD-LF炉冶炼后浇铸，在模铸时控制过热度为20-50℃左右，并配合快速冷却，或采用冷速较快的连铸方法，避免氮的逸出，连铸时控制过热度为20-50℃，板坯拉速为0.8-2m/min。因材料具有较好的热塑性和冷加工性能，可进行热轧、冷轧卷及板的生产。热轧与冷轧的退火温度控制在1030-1150度之间。

合金具有优良的耐点腐蚀性能和塑性，冷轧薄板的屈服强度Rp为400-600MPa，延伸率δ为30-50％；点腐蚀电位(GB/T17899-1999)为300-400mv。

现有的理论认为，如果双相不锈钢在形变过程中形成马氏体，会对材料的力学等性能产生不利的影响。因此，现有经济型双相钢成分体系尽管特点各有不同，但合金含量都比较高，无论是M_s温度还是M_d温度都较低，形变过程中通常不会产生马氏体(或仅产生微量的马氏体)，更没有考虑如何有效利用形变马氏体。然而，本发明突破传统的合金设计理念，创新性地通过合金设计将M_d温度控制在合理的范围内，在获得优异耐腐蚀性能的同时，反而利用形变马氏体的TRIP效应显著提高材料的塑性。

附图说明

图1为本发明的实施例1合金金相组织。

图2为本发明的实施例2合金进行拉伸后不同部位奥氏体含量的X射线衍射分析结果。

图3为本发明的实施例3合金在拉伸过程中加工硬化指数随应变的变化。

图4为本发明的实施例4合金在10％的冷轧压下变形后对其组织进行EBSD，即电子背散射分析的结果。

图5为本发明的实施例5合金在不同的冷轧压下变形后力学性能的变化。

具体实施方式

以下通过实施例对本发明进行较为详细的说明。

这些实施例以电炉-AOD冶炼的生产流程为例：将铬铁、镍铁以及废钢等加入电炉进行融化，熔清后将钢液倒入AOD炉，在AOD炉内进行脱C、脱S和增N、控N的吹炼，当冶炼成分达到要求时，将钢液倒入中间包，并在立弯式连铸机上进行浇铸。连铸的过热度为20-50℃，板坯拉速为0.8-2m/min。将连铸板坯放入加热炉加热到1100-1250℃，在热连轧机组上轧制到所需厚度(3-10mm)后卷取。然后进行连续退火酸洗，获得铁素体-奥氏体双相结构的组织。通常铁素体与奥氏体比例接近1∶1，从而获得良好的耐蚀性及力学性能。最后将热轧退火后的钢卷冷轧至0.5-1.5mm厚，再进行退火及酸洗，退火温度为1030-1150℃，退火时间0.5-2.5分钟/mm。

表1所示为依发明实施例合金的化学成分，表1同时给出了作为对比例的目前已开发的低镍型双相不锈钢，即EP1327008A，以及希望用本发明钢种在部分领域进行替代的304奥氏体不锈钢的化学成分。

表1本发明实施例和对比例的成分(wt％)

表2工艺本发明实施例和对比例的工艺及性能

实验例1：合金的金相组织

将试样打磨并抛光后进行电解腐蚀，腐蚀剂为40gKOH+100mlH₂O，腐蚀电流为0.3-0.8A/cm²，最后在金相显微镜下通过定量金相法对奥氏体比例进行分析。实施例1合金的金相组织如图1所示，图中黑色组织为铁素体，白色组织为奥氏体，奥氏体相约占53％。

实验例2：X射线衍射分析

拉伸试样按JIS-13B标准制造，在MTS-810拉伸机上依照GB/T228-2002拉伸至断裂。1#为靠近断口位置取样，2#为夹持部位与断口的中间位置取样，3#为拉伸之前的样品。如图3所示为实施例3合金拉伸后材料不同部位的X射线衍射分析。由图可见，拉伸之前奥氏体峰较高，越靠近断口，则奥氏体峰减弱。这说明在拉伸变形的过程中，部分奥氏体发生相变，生成了形变马氏体，使得奥氏体量较少，奥氏体衍射峰减弱。

实验例3：EBSD(电子背散射衍射)分析

合金在冷变形10％后，对其进行打磨、抛光及EBSD(电子背散射衍射)分析。实施例2的结果如图2a和2b所示。其中图2a为成像质量(ImageQuality)图。因为成像的质量反映了组织中的应力分布和晶格畸变，因此成像质量差的位置，即颜色较深位置，晶格畸变与残余应力较大。2b为相组成(Phase Image)图，不同的颜色代表了不同的相。该图中蓝色为奥氏体相；而因为晶体结构与晶格常数较接近，难以区分铁素体与马氏体相，因此图中红色为铁素体或马氏体。考察图中A、B、C位置，一方面具有较大的晶格畸变和残余应力，一方面晶体结构为马氏体特征，此外考虑到其处于奥氏体的孪晶界的特殊位置，判断其为形变过程中产生的马氏体。

实验例4：加工硬化指数

n值即材料加工硬化指数，根据应力应变关系的经典理论，σ＝Kεn(其中σ、ε、K、n分别是应力、应变、强度系数和硬化指数)，n值越大，应力随应变增加越快，材料硬化越快。当材料发生TRIP效应时，n值也会显著提高，相应塑性也将提高。实施例4合金在拉伸过程中n值的变化如图4所示。横坐标表示不同的应变阶段，而纵坐标为不同应变阶段拟合得到的n值。该图说明实施例4在形变过程中发生了TRIP效应，部分奥氏体转变为了马氏体，同时延伸率相对于对比例2101提高了约20％。

实验例5：变形后的力学性能

将成分如实施例5的合金热轧至4mm并固溶退火，退火温度为1050℃，时间4分钟，再进行不同的冷轧变形，测量变形后的力学性能。同时将相同厚度的对比例合金2101进行固溶退火处理，退火温度1050℃，退火时间4分钟，然后再进行冷轧变形，测量其冷变形后的力学性能，将二者的结果进行拟合与比较，如图5所示。拉伸试样按JIS-13B标准制造，在MTS-810拉伸机上依照GB/T 228-2002拉伸至断裂。横坐标为不同的冷轧压下量，纵坐标为屈服强度、抗拉强度及延伸率。由图5可知，随着冷轧压下量增大，因为TRIP效应的存在，导致实施例合金5的屈服强度、抗拉强度均随冷变形的增加同步快速增加，屈服强度和抗拉强度的比值始终不高于0.7。同时合金始终保持较高的塑性，在抗拉强度达到1110Mpa时，仍然保持近20％的延伸率。而对比例2101屈服强度增加快，抗拉强度增加慢，二者逐渐接近，在冷轧变形量为20％时，其抗拉强度达到最大值920Mpa，屈服强度与抗拉强度比值已高于0.9，合金塑性始终低于实施例合金。

综上所述，本发明的钢由于降低了Mn含量，且调整了Cr、Mo等合金元素含量，合金获得了优良的耐腐蚀性能，点蚀电位与304奥氏体不锈钢相比更高，与2101双相不锈钢相当；调整Ni、N、Mn、Cr等合金元素的含量，将材料的M_d点控制在60-130℃之间，从而使材料产生TRIP效应，有效提高材料的塑性，其薄板延伸率相对于含Ni1.1-1.7的2101型双相不锈钢相比，提高20％以上；由于将Ni含量控制在1.2-2.8，仅含少量Mo或不含Mo，故合金的成本有效降低，相比于含Ni达8％的304奥氏体不锈钢，更为经济；将氮含量控制在0.08-0.18％以确保屈服强度在400MPa以上，远高于304奥氏体不锈钢，同时降低冶炼和热加工难度，降低边裂发生的程度，可以实现大规模工业生产。

值得指出的是，以上给出的实施例不能理解为对本发明保护范围的限制，在不脱离本发明构思的前提下本领域普通技术人员根据上述内容进行的一些非本质的改进和调整仍应属于本发明的范围。

Claims (11)

1.一种双相不锈钢，其化学成分的重量百分比为：C：0.01-0.08％，Si：0.2-1.0％，Mn：1.5-3.5％，Cr：19.0-21.0％，Ni：1.2-2.8％，N：0.08-0.18％，Mo≤0.5％，W≤1.0％，Cu≤1.0％，且耐点蚀当量PREN为20-24，应变诱发马氏体的温度M_d为60-130℃，其中， 

PREN=％Cr+3.3％Mo+30％N-％Mn， 

M_d=580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％， 

其余为Fe和不可避免的杂质。 

2.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Mo：0.1-0.5％。 

3.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Mo：0.2-0.5％。 

4.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，W和／或Cu：0.2-0.5％。 

5.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，M_d为65—95℃。 

6.如权利要求1-5任一所述的双相不锈钢，其特征在于，其退火态组织为铁素体与奥氏体两相组成，其中任何一相的比例不低于45％。 

7.如权利要求1-6任一所述的双相不锈钢的制造方法，包括： 

选择真空感应冶炼，或电炉→氩氧脱碳AOD，或电炉→氩氧脱碳AOD→炉外精炼LF炉冶炼； 

将钢液进行模铸或连铸，模铸时控制过热度为20-50℃，并配合快速冷却，以避免氮的逸出，连铸时控制过热度为20-50℃，板坯拉速为0.8—2m／min： 

将模铸坯或连铸板坯放入加热炉中加热到1100-1250℃并保温0.5—1.5小时后，在锻造生产线或热轧机组上加工至所需厚度，然后进行退火，其退火温度控制在1030-1150℃，退火时间0.5—2.5分钟／mm。 

8.如权利要求7所述的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，包括： 

进一步将热轧退火后卷或板在冷轧机组加工至较薄厚度，然后进行退火酸洗或光亮退火，退火温度控制在1030-1150℃，退火时间0.5-2.5分钟／mm。 

9.如权利要求7或8所述的双相不锈钢的制造方法，其特征在于， 模铸后的快速冷却中，冷却速度为10-50℃／秒。 

10.如权利要求7-9任一所述的方法制造的双相不锈钢，其退火态组织为铁素体与奥氏体两相组成，其中任何一相的比例不低于45％。 

11.如权利要求10所述的双相不锈钢，其具有优良的耐点腐蚀性能和塑性，冷轧薄板的屈服强度Rp为400-600MPa，延伸率δ为30-50％；按照GB／T17899-1999的点腐蚀电位为300-400mV。 

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