CN107829043A - 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 - Google Patents

一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107829043A
CN107829043A CN201711079805.XA CN201711079805A CN107829043A CN 107829043 A CN107829043 A CN 107829043A CN 201711079805 A CN201711079805 A CN 201711079805A CN 107829043 A CN107829043 A CN 107829043A
Authority
CN
China
Prior art keywords
stainless steel
super
strip
duplex stainless
steel strip
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201711079805.XA
Other languages
English (en)
Inventor
刘振宇
赵岩
李健
李鑫
王源
李成刚
曹光明
王国栋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Northeastern University China
Original Assignee
Northeastern University China
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Northeastern University China filed Critical Northeastern University China
Priority to CN201711079805.XA priority Critical patent/CN107829043A/zh
Publication of CN107829043A publication Critical patent/CN107829043A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，成分按照质量百分比为：C：0～0.03％；Cr：24～32％；Mn:0.5～2.5％；N：0.3～0.5％；Mo：2～6％；Ni：4～8％；余量为铁和其他不可避免的杂质；制备方法包括以下步骤：(1)熔炼、薄带连铸获得薄带坯，所述熔炼温度为1530～1570℃；(2)在线热轧，所述热轧压下率20％～30％；(3)酸洗；(4)冷轧，所述冷轧总压下量60～85％(5)固溶处理；本发明所获得的薄带具有良好的力学性能和优异的耐蚀性，相比于常规工艺，其成材率大大提高，能源消耗大大降低。

Description

一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法
技术领域
本发明涉及一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，属于钢铁合金材料技术领域。
背景技术
双相不锈钢是指显微组织由铁素体(α)和奥氏体(γ)组成的不锈钢种，其性能兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的特点，具有良好的强塑性和耐蚀性，在化工、海洋等很多领域应用广泛。超级双相不锈钢是经过改良的新一代双相不锈钢，具有更高的耐腐蚀性及更优的机械性能，特别是屈服强度高，特别适合于一些严苛的腐蚀环境中。
然而，超级双相不锈钢仍具有以下问题：
1、合金元素含量多，脆性相析出快，故而实际生产难度较大。
由于超级双相不锈钢含有较高的Cr和Mo，在制造及使用过程中如果工艺设计不当，常会析出各种金属间相及化合物，对钢的成形性能及耐腐蚀性能产生恶劣影响，如σ相、χ相等金属间相硬而脆，会显著降低钢的塑韧性，并且严重降低钢的耐蚀性适当提高N元素含量可以减缓σ相等脆性相的析出进程，但是同时由于N元素凝固过程中易导致气孔缺陷，加大了制备难度。同时，在常规工艺热轧时，总压下量一般在85％以上，压下量增大，会提高脆性相的析出温度，加快脆性相的析出，也会恶化热加工性，还会影响最终的性能。
2、在高温轧制或锻造过程中容易出现边裂和表裂等缺陷。
双相不锈钢中铁素体和奥氏体相间的强度差异大，热轧温度降到1100℃以下，若压缩比大，则容易形成裂纹，如果压缩比降到15％以下，则生产效率大大降低。而超级双相不锈钢又具有高的合金含量，其热加工塑性更要低于铬、钼含量较低的普通双相不锈钢。此外，超级双相不锈钢中通常含有0.2％以上的氮元素，由于氮的加入也使得合金热加工性能明显下降。随着热变形的进行，热加工温度降低，变形抗力急剧增大，容易导致开裂，热加工性差。因此，合理的控制热加工温度以及合理分配热轧压下量也是超级双相不锈钢生产中的一大挑战。
3、合金含量高，元素偏析。
双相不锈钢钢锭存在不同程度的偏析，钢锭越大偏析程度越大。而由于超级双相不锈钢合金含量高，在常规钢锭的生产过程中，由于冷速较慢，更容易出现元素的偏析。实际生产时常延长铸锭高温保温的时间，以减少这种偏析，避免锭坯锻裂或轧裂。这样会大大增加能源的消耗，同时不利于生产效率的提高。因此，在常规工艺下制备超级双相不锈钢难度大，能耗高，成材率低，尤其是由于其变形抗力大，制备薄规格产品更是困难。
经检索，美国专利5582656涉及到一种双相铁素体奥氏体不锈钢，其成分为C≤0.05％，Si≤0.8％，Mn：0.3～4％，Cr：28～35％，Ni：3～10％，Mo：1～4％，N:0.2～0.6％，Cu≤1.0％，W≤2.0％，S≤0.01％，Co：0～0.2％，余量为铁，该发明所涉及钢种为超级双相不锈钢范畴，耐蚀性好，适合于腐蚀性较强的环境，但是该种超级双相不锈钢合金含量高，采用常规铸坯-热轧-冷轧，加工制备困难，成材率和生产效率得不到保证。
发明内容
针对超级双相不锈钢铸坯易出现元素偏析，热加工制备困难，难以制备薄规格产品等问题，本发明提供一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，该方法是一种利用“薄带连铸+在线热轧+冷轧”技术制备高合金含量的超级双相不锈钢薄规格产品的方法。成分按照质量百分比为：C：0～0.03％；Cr：24～32％；Mn:0.5～2.5％；N：0.3～0.5％；Mo：2～6％；Ni：4～8％；余量为铁和其他不可避免的杂质；制备方法包括以下步骤：
(1)熔炼、薄带连铸获得薄带坯，所述熔炼温度为1530～1570℃；
(2)在线热轧，所述热轧压下率20％～30％；
(3)酸洗；
(4)冷轧，所述冷轧总压下量60～85％
(5)固溶处理；
优选地，所述步骤(5)是将不锈钢薄带在1000～1100℃保温100s～300s，水冷至室温。
优选地，经所述步骤(2)在线热轧后迅速水冷至250℃以下。
优选地，所述步骤(3)酸洗是采用硝酸、氢氟酸混酸酸洗，优选氢氟酸与硝酸的比例为1:4，浓度为本领域通用范围即可。
上述方法得到的超级双相不锈钢薄带，所述超级双相不锈钢薄带的屈服强度600～800MPa，抗拉强度900～1100MPa，延伸率25％～35％，点蚀电位0.95～1.5V。
与现有技术相比，本发明有益效果为：
(1)本发明制得的超级双相不锈钢薄带，Cr、Mo和N元素含量较高，耐蚀性能得到增强；本发明对超级双相不锈钢的成分进一步优化，控制贵金属元素Ni的含量，适当提高N元素含量，利用N代替部分Ni，提高耐蚀性和强度，同时还能抑制σ相的析出。但是出于后续热加工和冷加工制备的考虑，N元素含量不宜过高，限定在0.3～0.5％。需要加入适当的Mn元素以保证最终的力学性能，但由于Mn元素在一定程度会降低耐蚀性，将Mn元素限定在0.5～2.5％。高的Cr、Mo元素可以保证耐蚀性及铁素体含量。适当的Ni、Mn、N元素可以保证最终的奥氏体含量及强度。
(2)抑制元素偏析和细化晶粒。由于超级双相不锈钢合金含量极高，在常规的铸坯及铸锭生产中，由于冷却速度较慢，Cr、Mo等元素极易在枝晶间偏聚，需要通过延长铸坯的高温保温时间使元素分布趋于均匀，增加了能源消耗，而且长时间的高温保温会使晶粒快速长大，不利于后续加工生产。采用薄带连铸技术，由于其冷却速度快，可以有效地抑制合金元素的偏析，同时可以细化晶粒。
(3)改善边裂缺陷问题。由于超级双相不锈钢合金元素含量高，热加工过程中变形抗力大，不易加工，同时，由于高温铁素体和奥氏体的强度差异，变形协调性差，极易造成边裂缺陷。采用薄带连铸技术可以用液态金属直接生产得到薄带坯，同时，只需要经过一道次的在线热轧，在热成形过程中避开了合金热塑性差的材料缺陷，有效改善了热轧边裂及表裂缺陷，提高了成材率，同时采用在线一道次热轧，省略二次加热，降低能耗，大大简化了热轧工序，缩短了工艺流程。
(4)有效抑制脆性相的析出。由于超级双相不锈钢中Cr、Mo元素含量高，缩短了σ相等脆性相形成的孕育期，而且提高了脆性相形成的温度，在常规的热轧过程中，由于要经历多道次热轧，随着热轧温度逐渐下降，当热轧温度达到1050℃以下时，σ相开始析出，可能导致脆化，恶化超级双相不锈钢的热塑性，引起边裂。同时常规热轧过程中压下量大，变形剧烈，会加速脆性相的析出。在后续的热处理过程中要通过提高温度或延长保温时间来消除脆性相，如果热处理工艺不当，可能会影响后续的力学性能及耐蚀性。而采用“薄带连铸+在线热轧”技术，减小热轧变形，热轧后迅速水冷，有效抑制了脆性相的析出。
(5)采用“薄带连铸+在线一道次热轧”技术，代替“板坯连铸+离线热轧”，利用钢带的余温，避免因二次加热带来的能源消耗，简化工艺，降低成本，同时采用新技术后，可有效抑制超级双相不锈钢薄带脆性相析出，在最终固溶处理时，加热温度和保温时间可以相应的降低和缩短，降低能耗。
(6)常规工艺制备超级双相不锈钢时，工艺复杂，能耗高，加工道次多，冷轧制备薄规格产品时，会由于严重的加工硬化而加大制备难度，甚至需要重新进行中间退火软化。而采用新技术后，直接由钢水获得薄带，后续轧制过程中压下量小，变形容易，更有利于薄规格产品的制备。
附图说明
本发明附图5幅，
图1为本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备工艺流程示意图；
图2-a为常规工艺制备产品的照片，图中箭头表示易出现的边裂及表裂缺陷；
图2-b为本发明实施例1制备所得产品的照片；
图3-a为本发明实施例1中所设计的成分经常规超级双相不锈钢工艺制备所得的产品经光学显微镜放大500倍所得的显微组织图；
图3-b为本发明实施例1制备所得的产品经光学显微镜放大500倍的显微组织图；
图4为产品力学性能对比图，图中，a曲线显示了采用本发明实施例1中所设计成分经常规超级双相不锈钢工艺制备所得产品的力学性能；b曲线显示了本发明实施例1制备所得产品的的力学性能；
图5为产品耐蚀性能对比图，图中，a曲线显示了采用本发明实施例1中所设计成分经常规超级双相不锈钢工艺制备所得产品的的耐蚀性能；b曲线显示了本发明实施例1制备所得产品的耐蚀性能。
具体实施方式
本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C：0～0.03％；Cr：24～32％；Mn:0.5～2.5％；N：0.3～0.5％；Mo：2～6％；Ni：4～8％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的制备方法，采用双辊薄带连铸技术获得无边裂、板型良好的1.5～3.5mm的薄带，再经过一道次在线热轧，酸洗，多道次冷轧过程，最终得到板厚约为0.3～1.0mm的表面质量良好、无边裂的冷轧薄带，通过适当的固溶处理，可以使奥氏体与铁素体的比例接近1:1，所获得的薄带具有良好的力学性能和优异的耐蚀性，产品性能可以达到甚至超过采用常规工艺制备的同级别产品，同时，相比于常规工艺，本发明所涉及的制备方法，其成材率大大提高，能源消耗大大降低。具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为20～40m/min；得到宽度为100～220mm，厚度为1.5～3.5mm的铸带，控制铸带余温≥1100℃；其中，熔炼温度为1530～1570℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)在线一道次热轧。铸带出辊后余温在1100℃以上，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在20～30％，终轧温度控制在1050～1100℃，热轧后水冷至250℃以下，得到厚度为1.2～2.5mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量60～85％，得到厚度为0.3～1.0mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1000～1100℃保温100s～300s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。
以下实施例中，采用的双辊薄带连铸机为中国发明专利申请公开说明书CN103551532A记载的薄带连铸机；
采用Leica多功能光学显微镜进行金相组织观察；
按GB/T228-2002制成矩形截面标准拉伸试样，在CMT5105-SANS微机控制电子万能实验机上进行拉伸实验；
采用CS2350双单元电化学工作站测试发明钢及对比钢种在3.5％氯化钠溶液中的极化曲线，表征其耐蚀性能。
实施例1
超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C＝0.012％；Cr＝25.1％；Ni＝7.10％；Mn＝1.40％；Mo＝3.02％；N＝0.32％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为20m/min；得到宽度为100mm，厚度为3.0mm的铸带，控制铸带余温1100℃；其中，熔炼温度为1550℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)在线一道次热轧。铸带出辊后余温为1100℃，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在30％，终轧温度控制在1070℃，热轧后水冷至200℃，得到厚度为2.1mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量85％，得到厚度为0.3mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1050℃保温150s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
本实施例的工艺流程如图1所示；本实施例所获得的铸带如图2-a所示；本实施例所设计成分的超级双相不锈钢近终成形制备得到的显微组织如图3-b所示，可以看出本发明工艺下得到的显微组织与常规工艺类似，铁素体与奥氏体相比例相似，晶粒更加细小；本实施例所设计成分的超级双相不锈钢近终成形制备得到的力学性能如图4所示，可以看出新工艺下得到的力学性能与常规工艺基本相同；本实施例所设计成分的超级双相不锈钢近终成形制备得到的耐蚀性能如图5所示，可以看出新工艺下得到的耐蚀性能与常规工艺基本相同。
本实施例制备的超级双相不锈钢薄带，其屈服强度660MPa，抗拉强度930MPa，延伸率28％，点蚀电位1.04V左右，而且所有性能指标均达到常规工艺水平，通过采用新工艺抑制了元素偏析，改善了热轧边裂缺陷，提高了成材率，简化了工艺流程，能耗大大降低。
实施例2
超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C＝0.015％；Cr＝27.3％；Ni＝7.86％；Mn＝1.80％；Mo＝2.53％；N＝0.35％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为25m/min；得到宽度为100mm，厚度为2.5mm的铸带，控制铸带余温1120℃；其中，熔炼温度为1560℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)在线一道次热轧。铸带出辊后余温为1120℃，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在30％，终轧温度控制在1080℃，热轧后水冷至240℃，得到厚度为1.8mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量75％，得到厚度为0.4mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1050℃保温200s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
本实施例制备的超级双相不锈钢薄带，其屈服强度700MPa，抗拉强度980MPa，延伸率25％，点蚀电位1.15V左右，而且所有性能指标均达到常规工艺水平，通过采用新工艺抑制了元素偏析，改善了热轧边裂缺陷，提高了成材率，简化了工艺流程，能耗大大降低。
实施例3
超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C＝0.02％；Cr＝29.8％；Ni＝8.75％；Mn＝2.85％；Mo＝4.65％；N＝0.46％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为35m/min；得到宽度为200mm，厚度为1.6mm的铸带，控制铸带余温1100℃；其中，熔炼温度为1530℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)在线一道次热轧。铸带出辊后余温为1100℃，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在25％，终轧温度控制在1070℃，热轧后水冷至180℃，得到厚度为1.2mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量75％，得到厚度为0.3mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1050℃保温300s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
本实施例制备的超级双相不锈钢薄带，其屈服强度740MPa，抗拉强度1030MPa，延伸率26％，点蚀电位1.34V左右，而且所有性能指标均达到常规工艺水平，通过采用新工艺抑制了元素偏析，改善了热轧边裂缺陷，提高了成材率，简化了工艺流程，能耗大大降低。
实施例4
超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C＝0.015％；Cr＝25.3％；Ni＝5.15％；Mn＝0.8％；Mo＝2.02％；N＝0.36％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为20m/min；得到宽度为200mm，厚度为3.0mm的铸带，控制铸带余温1130℃；其中，熔炼温度为1550℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)在线一道次热轧。铸带出辊后余温为1130℃，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在20％，终轧温度控制在1070℃，热轧后水冷至200℃，得到厚度为2.4mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量60％，得到厚度为1.0mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1100℃保温150s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
本实施例制备的超级双相不锈钢薄带，其屈服强度600MPa，抗拉强度900MPa，延伸率35％，点蚀电位0.95V左右，而且所有性能指标均达到常规工艺水平，通过采用新工艺抑制了元素偏析，改善了热轧边裂缺陷，提高了成材率，简化了工艺流程，能耗大大降低。
实施例5
超级双相不锈钢薄带，成分按照质量百分比为：C＝0.015％；Cr＝27.3％；Ni＝7.86％；Mn＝1.80％；Mo＝2.53％；N＝0.35％；余量为铁和其他不可避免的杂质。
本发明超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，具体包括以下步骤：
(1)薄带连铸获得薄带坯。按本发明所涉及的超级双相不锈钢薄带的成分配比，在熔炼炉中，加入电解铬、钼、镍和纯铁，在氩气保护气氛下加热，待熔化后，通入高纯氮气进行保护，再加入电解锰和Fe(CrN)合金，全部熔化得到钢水浇注到中间包，钢水经中间包流入到两个反向旋转的结晶辊和侧封板之间的空腔，形成稳定的熔池，钢水随着结晶辊的转动导出形成铸带，控制结晶辊的转速为20m/min；得到宽度为100mm，厚度为3.5mm的铸带，控制铸带余温1130℃；其中，熔炼温度为1560℃，加入电解锰和Fe(CrN)合金前，采用氩气保护，可以有效控制成本，但是待加入电解锰和Fe(CrN)合金后，为保证N元素的收得率，采用高纯氮气进行保护，并在此气氛保护下完成浇注。
(2)热轧。在线一道次热轧。铸带出辊后余温为1130℃，直接将铸带进行一道次热轧，热轧压下量在28％，终轧温度控制在1070℃，热轧后水冷至200℃，得到厚度为2.5mm的热轧不锈钢薄带。
(3)酸洗。将热轧不锈钢薄带经硝酸、氢氟酸混酸酸洗，清除表面氧化层，为冷轧提供合格的原料。
(4)冷轧。将酸洗后的热轧不锈钢薄带，进行多道次冷轧，冷轧总压下量70％，得到厚度为0.8mm的冷轧不锈钢薄带；
(5)固溶处理。将冷轧不锈钢薄带在1050℃保温300s，水冷至室温，得到性能合格的最终产品。
本实施例制备的超级双相不锈钢薄带，其屈服强度680MPa，抗拉强度965MPa，延伸率28％，点蚀电位1.10V左右，而且所有性能指标均达到常规工艺水平，通过采用新工艺抑制了元素偏析，改善了热轧边裂缺陷，提高了成材率，简化了工艺流程，能耗大大降低。

Claims (5)

1.一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法，成分按照质量百分比为：C：0～0.03％；Cr：24～32％；Mn:0.5～2.5％；N：0.3～0.5％；Mo：2～6％；Ni：4～8％；余量为铁和其他不可避免的杂质；制备方法包括以下步骤：
(1)熔炼、薄带连铸获得薄带坯，所述熔炼温度为1530～1570℃；
(2)在线热轧，所述热轧压下率20％～30％；
(3)酸洗；
(4)冷轧，所述冷轧总压下量60～85％
(5)固溶处理。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)是将不锈钢薄带在1000～1100℃保温100s～300s，水冷至室温。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，经所述步骤(2)在线热轧后迅速水冷至250℃以下。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)酸洗是采用硝酸、氢氟酸混酸酸洗。
5.权利要求1-4任意一项所述方法得到的超级双相不锈钢薄带，所述超级双相不锈钢薄带的屈服强度600～800MPa，抗拉强度900～1100MPa，延伸率25％～35％，点蚀电位0.95～1.5V。
CN201711079805.XA 2017-11-06 2017-11-06 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法 Pending CN107829043A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201711079805.XA CN107829043A (zh) 2017-11-06 2017-11-06 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201711079805.XA CN107829043A (zh) 2017-11-06 2017-11-06 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN107829043A true CN107829043A (zh) 2018-03-23

Family

ID=61654545

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201711079805.XA Pending CN107829043A (zh) 2017-11-06 2017-11-06 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN107829043A (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019238787A1 (en) * 2018-06-15 2019-12-19 Ab Sandvik Materials Technology A duplex stainless steel strip and method for producing thereof
CN112522591A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸生产高强高耐蚀钢的方法
CN112893790A (zh) * 2021-01-18 2021-06-04 燕山大学 一种基于铸轧短流程的匀细双相不锈钢薄带及其制备方法
CN115011772A (zh) * 2022-04-18 2022-09-06 钢铁研究总院有限公司 细化双相不锈钢中铁素体晶粒尺寸的方法及双相不锈钢

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05279736A (ja) * 1992-03-30 1993-10-26 Nisshin Steel Co Ltd 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法
WO2001064969A1 (en) * 2000-03-02 2001-09-07 Sandvik Ab; (Publ) Duplex stainless steel
CN103305770A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸550MPa级高强耐大气腐蚀钢带的制造方法
CN105543714A (zh) * 2015-12-25 2016-05-04 东北大学 一种双相不锈钢薄带及其近终成形制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05279736A (ja) * 1992-03-30 1993-10-26 Nisshin Steel Co Ltd 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法
WO2001064969A1 (en) * 2000-03-02 2001-09-07 Sandvik Ab; (Publ) Duplex stainless steel
CN103305770A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸550MPa级高强耐大气腐蚀钢带的制造方法
CN105543714A (zh) * 2015-12-25 2016-05-04 东北大学 一种双相不锈钢薄带及其近终成形制备方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019238787A1 (en) * 2018-06-15 2019-12-19 Ab Sandvik Materials Technology A duplex stainless steel strip and method for producing thereof
CN112292467A (zh) * 2018-06-15 2021-01-29 山特维克材料技术公司 双相不锈钢带及其制造方法
US11098387B2 (en) * 2018-06-15 2021-08-24 Ab Sandvik Materials Technology Duplex stainless steel strip and method for producing thereof
CN112522591A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸生产高强高耐蚀钢的方法
CN112522591B (zh) * 2019-09-19 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸生产高强高耐蚀钢的方法
CN112893790A (zh) * 2021-01-18 2021-06-04 燕山大学 一种基于铸轧短流程的匀细双相不锈钢薄带及其制备方法
CN115011772A (zh) * 2022-04-18 2022-09-06 钢铁研究总院有限公司 细化双相不锈钢中铁素体晶粒尺寸的方法及双相不锈钢
CN115011772B (zh) * 2022-04-18 2024-01-02 钢铁研究总院有限公司 细化双相不锈钢中铁素体晶粒尺寸的方法及双相不锈钢

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104532126B (zh) 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN104946969B (zh) 一种空调压缩机壳体用热轧酸洗钢板及其制造方法
CN102416404B (zh) 一种冷轧钢带的生产方法
CN107419180B (zh) 一种屈服强度≥250MPa的电镀锌用冷轧钢板及生产方法
CN102925791B (zh) 一种易酸洗钢及其生产方法
CN104264064B (zh) 一种特厚规格q690高强度结构钢板及其制造方法
CN105316579B (zh) 热水器搪瓷内胆用薄规格热轧酸洗钢板及其制造方法
CN110295320A (zh) 一种lf-rh精炼工艺生产的大壁厚x52ms抗酸管线钢板及其制造方法
CN109881091A (zh) 一种高强度耐候钢薄带及其生产方法
CN107829043A (zh) 一种超级双相不锈钢薄带的近终成形制备方法
CN106086638A (zh) 一种镀锌双相钢及其生产方法
CN101768698A (zh) 一种低成本屈服强度700mpa级非调质处理高强钢板及其制造方法
CN101748342B (zh) 高强度18Cr-8Ni不锈钢热轧中厚板及其制造方法
CN103866194A (zh) 一种反常偏析的含锡低间隙铁素体不锈钢及其制备方法
CN107475625B (zh) 一种屈服强度≥350MPa的电镀锌用冷轧钢板及生产方法
CN104846176B (zh) 一种消除马氏体时效不锈钢薄带中δ铁素体的铸轧方法
CN105886956A (zh) 一种节约型双相不锈钢薄板及其制备方法
CN110273108A (zh) 一种深冲级电镀锌用热轧酸洗钢板及其生产方法
CN106480368A (zh) 一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法
CN107829028A (zh) 一种450MPa级经济型高表面质量高扩孔钢及其制备方法
CN101818299A (zh) 基于薄板坯连铸连轧工艺的高强度薄规格直镀用钢及其制造方法
CN104451400B (zh) 一种热浸镀锌用的TRIP-added高强钢及其生产方法
CN104131238B (zh) 高成型高耐候极薄规格热轧钢板及其csp生产工艺
CN104419874A (zh) 抗鳞爆性能优异的热轧双面搪瓷钢及其制造方法
CN115181911B (zh) 特厚Q500qE桥梁钢板及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20180323

WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication