CN102899587B

CN102899587B - 一种双相不锈钢及其制造方法

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Publication number: CN102899587B
Application number: CN201110208410.1A
Authority: CN
Inventors: 叶晓宁; 郑准北; 江来珠
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2011-07-25
Filing date: 2011-07-25
Publication date: 2015-01-21
Anticipated expiration: 2031-07-25
Also published as: CN102899587A

Abstract

本发明涉及一种双相不锈钢，其按重量百分比计的化学成分为：C≤0.02％，N≤0.02％，P≤0.03％，S≤0.015％，Si≤0.35％，Mn：1.0-3.0％，Cr：10.5-13.5％，Ni：0.5-1.5％，Ti：8(C+N)-0.35％，Nb+Mo：0.10-0.30％，余量为Fe及不可避免的杂质，其中，铁素体因子KFF在6.0-11.5。该双相不锈钢的制造包括：冶炼和连铸成连铸坯；在900-1050℃温度区间进行热轧；热轧后层流冷却到500-680℃卷取；热轧板，加热到600-750℃保温4-8h，空冷至室温；对于厚度规格为10-20mm的所述双相不锈钢在600-750℃保温4-8h。所述高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的显微组织为形状不规则的铁素体和回火马氏体的混合组织，且回火马氏体含量为55-85％，具有优良的塑性和韧性。

Description

一种双相不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及双相不锈钢，特别是涉及一种高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢及其制造方法。

背景技术

随着人类环保意识的不断提高，近年来，人们提出了低碳经济和循环经济的概念。为减少对大气中CO₂的排放量和对大气的污染，人们对材料的使用寿命提出了更高的要求。在很多领域，传统的碳钢、耐候钢或涂镀板都已不能满足人们的使用要求，而被经济型不锈钢所替代。如：在铁路车辆领域，我国要求新一代铁路货车的使用寿命达到25年以上，此时，传统的耐大气腐蚀钢和涂镀板均难以满足这种要求。新一代高速、重载和长使用寿命的系列铁路货车车厢均使用经济型铁素体不锈钢：T4003、TCS345。各国在铁路客车领域，广泛应用301系列不锈钢制造客车车厢。使用不锈钢时，虽然初始制造成本较高，但由于其优良的耐腐蚀性能，使用寿命很长，且不用经常维护，因此，从长远来看，使用不锈钢相比碳钢还要经济，符合低碳环保的需求，并可以循环利用。不锈钢主要分为铁素体不锈钢、马氏体不锈钢、奥氏体不锈钢和铁素体奥氏体双相不锈钢几大类。铁素体不锈钢一般强度较低、冲击韧性特别是低温韧性较差，限制了其在对力学性能特别是韧性要求较高领域的应用。马氏体不锈钢由于马氏体的淬硬性，使得在焊接时易产生冷裂纹，也限制了其应用的广泛性。奥氏体不锈钢和铁素体奥氏体双相不锈钢一般含有很高的铬和镍，因此价格昂贵，也不易大量替代碳钢应用于工程机械、建筑结构、车辆制造等领域。

双相钢是在铁素体基体上分布不同种类和体积分数的硬相，从而使其具有良好的强度和塑性组合，从而极大地促进了其应用的广泛性。在碳钢领域，冶金科研工作者通过合理的成分设计、控制轧制及控制冷却路径，成功开发出各级别的热轧(铁素体马氏体)双相钢和冷轧(铁素体马氏体)双相钢。这类双相钢具有优良的强度和塑性组合，并广泛应用于汽车工业领域。而在不锈钢领域中，双相钢主要指的是铁素体奥氏体双相不锈钢，这类不锈钢具有优良的力学性能和耐腐蚀性能，尤其是耐应力腐蚀性能。但是这类不锈钢含有很高的铬和镍，其价格极为昂贵，因此，仅应用于服役条件极为苛刻的场合。另一方面铁素体奥氏体双相不锈钢的热加工在铁素体奥氏体两相区进行，极易产生边裂、表裂等缺陷，热加工性能较差，因此，生产制造极为困难，进一步限制了其应用及推广。当不锈钢中奥氏体稳定化元素较少时，在铁素体奥氏体两相区退火后，奥氏体在随后的冷却中转变为马氏体。科研工作者根据这一原理，开发了铁素体马氏体双相不锈钢。根据铁素体马氏体的比例不同，可以得到不同级别高强度的双相不锈钢。但由于这类不锈钢中马氏体为未退火的马氏体，因此，其塑性较差，延伸率低于30％，一般在20％左右；其低温冲击韧性也不理想，仅能应用于对塑性和韧性要求不高的场合。这种(铁素体马氏体)双相不锈钢在塑性和韧性上的不足，限制了其应用和推广。

发明内容

本发明的目的是提供一种高强度且韧性优良的(铁素体马氏体)双相不锈钢，以满足人们对力学性能和耐蚀性能优良的经济型不锈钢的需求。

为实现上述目的，本发明的(铁素体马氏体)双相不锈钢，其按重量百分比计的化学成分为：C≤0.02％，N≤0.02％，P≤0.03％，S≤0.015％，Si≤0.35％，Mn：1.0-3.0％，Cr：10.5-13.5％，Ni：0.5-1.5％，Ti：8(C+N)-0.35％，Nb+Mo：0.10-0.30％，余量为Fe及不可避免的杂质，铁素体因子KFF在6.0-11.5。

优选地，C≤0.015％，更优选为0.001-0.015％，最优选为0.003-0.015％。

优选地，N≤0.015％，更优选为0.005-0.015％，最优选为0.006-0.013％。

优选地，P≤0.02％和S≤0.013％，更优选地P≤0.016％和S≤0.011％。

优选地，Si：0.15-0.35％，更优选为0.16-0.35％。

优选地，Mn：1.0-2.0％，更优选为1.01-1.95％。

优选地，Cr：10.7-13.5％。

优选地，Ni：0.5-1.45％。

优选地，Ti：0.1-0.35％，更优选为0.15-0.35％。

除非另有指明，本发明中含量均为重量百分比含量。

本发明的另一个目的是提供上述高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的制造方法。该方法，包括：

冶炼和连铸成连铸坯；

在900-1050℃温度区间进行热轧；

热轧后层流冷却到500-680℃卷取；

热轧板，加热到600-750℃保温4-8h，空冷至室温；

对于厚度规格为10-20mm的所述双相不锈钢在600-750℃保温4-8h。

有益效果

本发明所提供的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的显微组织为形状不规则的铁素体和回火马氏体的混合组织，且回火马氏体含量为55-85％。这种双相组织，具有优良的塑性和韧性；同时，不规则的交错的晶界大大提高了断裂时的裂纹扩展功，从而提高了所述不锈钢的冲击韧性。本发明钢与传统的(铁素体马氏体)双相不锈钢相比，在具有高强度的同时，塑性和韧性依然非常优良。

本发明所述高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的制造方法，避免了条带状铁素体及未退火马氏体的产生，保证了所制造(铁素体马氏体)双相不锈钢板具有优良的塑性和冲击韧性。

附图说明

图1为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的金相照片(100×)。

图2为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的金相照片(500×)。

图3为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢室温冲击断口宏观照片。

图4为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢0℃冲击断口宏观照片。

图5为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢-20℃冲击断口宏观照片。

图6为本发明实施例1的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢-40℃冲击断口宏观照片。

具体实施方式

以下对本发明的特点和有益效果进行较为详细的说明。

本发明为了提供高强度且韧性优良的(铁素体马氏体)双相不锈钢，以满足人们对力学性能和耐蚀性能优良的经济型不锈钢的需求，按照如下所述控制化学成分：

C：碳元素显著降低铁素体及马氏体的冲击韧性及(铁素体马氏体)不锈钢的耐晶间腐蚀性能，因此，为保证所述高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的韧性及耐蚀性能，本发明将其含量控制在0.02％以内，优选地，C≤0.015％，更优选为0.001-0.015％，最优选为0.003-0.015％。

N：氮元素显著降低所述(铁素体马氏体)双相不锈钢的韧性及耐晶间腐蚀性能，因此，本发明将其含量控制在0.02％以内，优选地，N≤0.015％，更优选为0.005-0.015％，最优选为0.006-0.013％。

P、S：磷和硫为钢中不可避免的杂质元素，高的磷含量和硫含量均对钢的韧性不利，因此，本发明分别控制P≤0.03％和S≤0.015％，优选地，P≤0.02％和S≤0.013％，更优选地P≤0.016％和S≤0.011％。

Si：硅为强铁素体形成元素，是作为脱氧剂加入的，为使所述(铁素体马氏体)双相不锈钢的热加工在奥氏体单相区进行，因此，硅的含量不宜过高，本发明控制Si在0.35％以下，优选地，Si：0.15-0.35％，更优选为0.16-0.35％。

Mn：锰扩大钢的奥氏体相区，但加入量过多会降低钢的韧性和耐蚀性，因此，本发明将其含量控制在1.0-3.0％，优选为1.0-2.0％，更优选为1.01-1.95％。

Cr：铬为提高钢耐蚀性的重要元素，其含量低于10.5％时，钢的耐蚀性较差，同时铬也是铁素体形成元素，因此，本发明所述(铁素体马氏体)双相不锈钢中铬含量控制在10.5-13.5％，优选为10.7-13.5％。

Ni：镍为强奥氏体化元素，并改善钢的冲击韧性，特别是低温韧性。但是镍的添加显著降低所述(铁素体马氏体)双相不锈钢的AC1温度，因此，本发明将其控制在0.5-1.5％，优选为0.5-1.45％。

Ti：钛为强碳氮化物形成元素，适量的添加可以改善所述(铁素体马氏体)双相不锈钢的耐晶间腐蚀性能，钛含量过高时，会形成大量粗大的TiN粒子，降低所述双相不锈钢的冲击韧性。因此，本发明将其含量控制在8(C+N)-0.35％，优选为0.1-0.35％，更优选为0.15-0.35％。

Nb、Mo：铌和钼显著延迟铁素体再结晶和阻碍再结晶后的晶粒长大。本发明为控制退火中铁素体晶粒的再结晶和晶粒长大，获得铁素体加回火马氏体的混合组织，拓宽退火时间的工艺范围，添加铌和钼的量在0.10-0.30％。

根据本发明的优选方式，(铁素体马氏体)双相不锈钢的化学成分还应满足以下要求：铁素体因子KFF在6.0-11.5。

其中KFF＝Cr+6Si+8Ti+4Mo+2Al+4Nb-2Mn-4Ni-40(C+N))

铁素体因子KFF反映了化学成分对奥氏体相区的影响，当铁素体形成元素增加(如：Cr、Si、Ti、Mo、Al、Nb等)奥氏体形成元素(如C、N、Mn、Ni等)减少时，铁素体因子KFF增加，奥氏体相区缩小，为保证热轧所述(铁素体马氏体)双相不锈钢时在单相奥氏体区完成，没有条带状高温铁素体产生，因此，铁素体因子KFF不应高于11.5。当奥氏体区间过大时，热轧板在较低的温度退火时就进入奥氏体和铁素体双相区，退火后产生未退火马氏体，大大降低钢板的塑性、韧性和耐腐蚀性能，因此，为保证所述(铁素体马氏体)双相不锈钢在750℃以内时，未进入双相区，控制化学成分满足铁素体因子KFF在6.0以上。

如上所述控制得到的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的显微组织为形状不规则的铁素体和回火马氏体的混合组织，且回火马氏体含量为55-85％。这种双相组织，具有优良的塑性和韧性；同时，不规则的交错的晶界大大提高了断裂时的裂纹扩展功，因此，提高了所述不锈钢的冲击韧性。

根据本发明，所述高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的制造方法包括以下步骤：

冶炼及连铸：该(铁素体马氏体)双相不锈钢的化学成分控制在以下范围(重量百分比)：C≤0.02％，N≤0.02％，P≤0.03％，S≤0.015％，Si≤0.35％，Mn：1.0-2.0％，Cr：10.5-13.5％，Ni：0.5-1.5％，Ti：8(C+N)-0.35％，Nb+Mo：0.10-0.30％，余量为Fe及不可避免的杂质，而且还应满足铁素体因子KFF在6.0-11.5区间。冶炼符合该化学成分要求的不锈钢并浇注成200mm厚的连铸坯。较厚规格的连铸坯可以保证足够的压缩比，使得热轧板的组织细小、均匀。

热轧：将连铸坯均热温度控制在高温铁素体(δ)转变为奥氏体(γ)的温度A₄点以下，以保证均热后得到单一的奥氏体相；在900-1050℃温度区间进行热轧，以保证热轧过程在所述不锈钢的奥氏体单相区间进行。因此，获得的热轧态组织为全马氏体相，避免了条带状铁素体的形成，条带状铁素体严重恶化钢板的冲击韧性，并很难在随后的退火中消除。热轧后层流冷却到500-680℃卷取。

退火：将热轧板，加热到600-750℃保温4-8h，空冷至室温。未退火马氏体降低不锈钢的塑性和韧性，因此，为避免其产生退火，应在A_C1以下温度进行。退火时，随着保温时间的延长，马氏体转变为高温回火马氏体，这种马氏体具有优良的塑性和韧性。随着保温时间的进一步延长，部分回火马氏体转变为铁素体。铁素体和马氏体两相组织同时存在时，新转变的铁素体长大极为缓慢。此时，退火钢板强度进一步降低，塑性和韧性增加。当退火保温时间太长时，退火板全部转变为铁素体晶粒，并进一步长大，退火板冲击韧性将降低。因此，为得到合适的铁素体和高温回火马氏体的混合组织，合理控制退火保温时间是关键。对于厚度规格为10-20mm的所述双相不锈钢在600-750℃保温4-8h。

实施例

表1为本发明实施例1-6的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的化学成分。表2为实施例1-6中实例钢的主要制造工艺条件。

表1实施例1-6中高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的化学成分(质量％，余量：Fe)

序号	C	N	P	S	Si	Mn	Cr	Ni	Ti	Nb	Mo	KFF
													实施例1	0.013	0.009	0.016	0.005	0.34	1.56	10.5	1.10	0.35	0.06	0.04	7.34
实施例2	0.005	0.006	0.013	0.006	0.16	2.96	11.5	0.61	0.15	0.12	0.18	6.06
													实施例3	0.003	0.008	0.015	0.005	0.26	1.56	13.5	0.50	0.09	0.25	0.05	11.42
实施例4	0.015	0.013	0.013	0.011	0.35	1.02	13.2	1.45	0.27	0.03	0.14	9.18
													实施例5	0.012	0.008	0.014	0.006	0.33	2.10	12.1	0.70	0.25	0.08	0.11	9.04
实施例6	0.006	0.007	0.016	0.007	0.27	2.30	12.5	0.80	0.21	0.03	0.10	8.00

表2实施例1-6中高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的制造工艺

序号

均热制度

开轧温度

终轧温度

卷取温度

退火工艺

板厚

实施例1

1080℃1.5小时

1050℃

920℃

680℃

750℃4小时

12mm

实施例2

1080℃1.0小时

1030℃

900℃

540℃

680℃6小时

10mm

实施例3

1070℃1.5小时

1030℃

917℃

500℃

720℃5小时

12mm

实施例4

1090℃2.0小时

1050℃

916℃

620℃

600℃8小时

15mm

实施例5

1080℃1.5小时

1050℃

903℃

650℃

650℃6小时

18mm

实施例6

1080℃1.5小时

1050℃

911℃

580℃

620℃7小时

20mm

试验例1：力学性能

按照GB/T 2975-1998《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备纵向拉伸试样和横向冲击试样，分别按照GB/T 228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》和GB/T 229-1994《金属夏比缺口冲击试验方法》测量实施例中双相不锈钢的拉伸性能和冲击韧性。表3为实施例1-6中高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的力学性能。

表3实施例1-6中高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的力学性能

从以上实施例结果可以看出，本发明所提供的高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢与传统的(铁素体马氏体)双相不锈钢相比，在具有高强度的同时，塑性和韧性依然非常优良。如：实施例1中高强韧性(铁素体马氏体)双相不锈钢的纵向拉伸试样的屈服强度为370MPa，抗拉强度为488MPa，延伸率A50高达39.5％；标准夏比V型缺口冲击试样(横向取样)在室温、0℃、-20℃和-40℃的平均冲击功分别为，260.0J、233.3J、217.0J 、142.0J。

图1为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢的金相照片(100×)。

从图1可见铁马双相不锈钢晶粒细小，铁素体、马氏体混合、交错分布。

实施例2-6的钢也能得到上述同样的结果。

图2为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢的金相照片(500×)。图2是图1的局部放大，铁素体、马氏体混合分布。

图3为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢室温冲击断口宏观照片。冲击断口为韧性断裂，表明钢的韧性良好。

图4为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢0℃冲击断口宏观照片。冲击断口为韧性断裂，表明钢在0℃时的韧性良好。

图5为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢-20℃冲击断口宏观照片。冲击断口为韧性断裂，表明钢在-20℃时的韧性良好。

图6为本发明实施例1的高强韧性(铁素体-马氏体)双相不锈钢-40℃冲击断口宏观照片。冲击断口为韧性断裂，表明钢在-40℃时的韧性良好。

实施例2-6的钢也能得到上述同样的结果。

由以上图示可知，铁马双相不锈钢金相组织为铁素体、马氏体混合均匀分布，具有双相不锈钢组织的特点。该不锈钢的晶粒细小，韧性良好，在室温至-40℃均具有良好韧性，可应用的温度范围广，有较大的实际应用价值。

Claims

1.一种双相不锈钢，其按重量百分比计的化学成分为：C≤0.02％，N≤0.02％，P≤0.03％，S≤0.015％，Si≤0.35％，Mn：1.0-3.0％，Cr：10.5-13.5％，Ni：0.5-1.5％，Ti：8(C+N)-0.35％，Nb+Mo：0.10-0.30％，余量为Fe及不可避免的杂质，其中，铁素体因子KFF在6.0-11.5；

所述双相不锈钢通过包含如下步骤的方法制造：

冶炼和连铸成连铸坯；

在900-1050℃温度区间进行热轧；

热轧后层流冷却到500-680℃卷取；

热轧板，加热到600-750℃保温4-8h，空冷至室温；

对于厚度规格为10-20mm的所述双相不锈钢在600-750℃保温4-8h；

所得到的双相不锈钢的显微组织为形状不规则的铁素体和回火马氏体的混合组织，且回火马氏体含量为55-85％。

2.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，C≤0.015％。

3.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，C：0.001-0.015％。

4.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，C：0.003-0.015％。

5.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，N≤0.015％。

6.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，N：0.005-0.015％。

7.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，N：0.006-0.013％。

8.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，P≤0.02％和S≤0.013％。

9.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，P≤0.016％和S≤0.011％。

10.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Si：0.15-0.35％。

11.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Si：0.16-0.35％。

12.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Mn：1.0-2.0％。

13.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Mn：1.01-1.95％。

14.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Cr：10.7-13.5％。

15.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Ni：0.5-1.45％。

16.如权利要求1所述的双相不锈钢，其特征在于，Ti：0.15-0.35％。