CN109777938B

CN109777938B - 一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法

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Publication number: CN109777938B
Application number: CN201910015424.8A
Authority: CN
Inventors: 宋志刚; 丰涵; 郑文杰; 朱玉亮; 苏诚; 王宝顺
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute; Zhejiang Jiuli Hi Tech Metals Co Ltd
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute; Zhejiang Jiuli Hi Tech Metals Co Ltd
Priority date: 2019-01-08
Filing date: 2019-01-08
Publication date: 2020-05-26
Anticipated expiration: 2039-01-08
Also published as: CN109777938A

Abstract

本发明涉及一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，属于不锈钢加工技术领域，解决了现有技术中的双相不锈钢低温时韧性差以及双相不锈钢韧性显著降低的临界温度高的技术问题。该方法包括以下工艺步骤：S1.将金属原材料熔炼成钢水；S2.采用连铸或模铸的方法将钢水冶炼成连铸坯或者钢锭；S3.将连铸坯或者钢锭在1150～1250℃下加热，进行锻造开坯，制成锻造状态坯料；S4.将锻坯在1050～1250℃下加热，最终产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体相长宽比为1.0～4.0；S5.将产品进行固溶处理，并控制奥氏体含量46～55％。本发明用以提高现有双相不锈钢的低温韧性以及降低双相不锈钢韧性显著下降的临界温度。

Description

一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法

技术领域

本发明涉及不锈钢加工技术领域，尤其涉及一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法。

背景技术

双相不锈钢的组织由一定比例的铁素体相和奥氏体相组成，兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的力学性能特征：既有较高的强度，又有良好的韧性，集良好的力学性能、在各种环境下的耐蚀性和焊接性于一体，双相不锈钢在纸浆和造纸、石油化工、化学品船、陆上和海上的油气工业、制药和食品工业、建筑业得以广泛应用。

随着双相不锈钢优良的力学及耐腐蚀性能得到更加充分的认识，其应用及潜在应用领域不断拓展，其应用范围的拓展进一步延伸至较低温度，甚至极地的低温环境，如深部海洋开采环境、低温存储和运输环境等。因此，在保证常规力学及耐腐蚀性能检验的基础上，如何确保双相钢在低温环境下具有较高的力学性能，特别是低温冲击韧性，也是用户所关注的一个方向。例如，在NORSAK的认证中就提出了针对S32750等超级双相不锈钢-46℃的低温冲击韧性要求。

双相不锈钢的强度在很大程度上取决于铁素体相，而韧性则取决于奥氏体相。由于双相不锈钢含有相当数量的铁素体相，而铁素体相具有体心立方(BCC)结构，其塑韧性低于具有面心立方(FCC)的奥氏体相，且具有相对较高的韧脆转变温度，通常会认为双相不锈钢中的铁素体相显著降低其冲击韧性特别是低温冲击韧性，在双相不锈钢使用温度范围内特别是较低温度下，奥氏体相的韧性要远高于铁素体相，对双相不锈钢冲击韧性带来不利影响的主要是铁素体相。通过工艺方法，发挥双相不锈钢中奥氏体相的优良韧性，改善铁素体相的韧性，提高双相不锈钢整体韧性特别是低温韧性，变得尤为重要。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，解决了现有技术中的双相不锈钢低温时韧性差以及双相不锈钢韧性显著降低的临界温度高的技术问题。

本发明的一种用于提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，包括以下工艺步骤：

S1.将金属原材料熔炼成钢水；

S2.采用连铸或模铸的方法将钢水冶炼成连铸坯或者钢锭；

S3.将连铸坯或者钢锭在1150～1250℃下加热，进行锻造开坯，制成锻造状态坯料；

S4.将锻坯在1050～1250℃下加热，最终产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体相长宽比为1.0～4.0；

S5.将产品进行固溶处理，并控制奥氏体含量46～55％。

进一步地，S3步骤中，将连铸坯或钢锭沿纵向进行变形比为1.5的压缩变形，然后沿纵向进行变形比为7.0的拔长变形，制成锻造状态坯料。

进一步地，S4步骤中，通过控制不同的锻造和/或轧制变形组合，最终产品总变形比控制≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体长宽比为1.0～4.0；

进一步地，S4步骤中，控制奥氏体相长宽比为1.0～2.48。

进一步地，S5步骤中，在1020～1100℃下进行固溶处理，控制奥氏体相含量在46～55％。

进一步地，S5步骤中，在1050～1100℃下进行固溶处理，控制奥氏体相含量在46～50％。

进一步地，S5步骤中，控制N_α/N_γ≤0.12，N_α为N在铁素体相中固溶量，N_γ为N在奥氏体相中固溶量。

进一步地，S1步骤中，采用钢包精炼炉以及电渣炉进行熔炼钢水。

进一步地，S1步骤中，采用电炉、氩氧精炼炉和钢包精炼炉将金属原材料熔炼成钢水。

本发明的一种采用上述用于提高双相不锈钢的工艺方法的双相不锈钢，该双相不锈钢的成分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质。

相对于现有技术，本发明的有益效果：

(1)本发明的双相不锈钢的铁素体中间隙原子N的固溶量N_α及N在铁素体相中固溶量与在奥氏体相中固溶量的比值N_α/N_γ≤0.12，铁素体相中较低的N固溶量消弱了间隙原子N对铁素体相韧性的有害影响，从而改善了双相不锈钢的整体韧性。

(2)本发明通过控制不同的锻造和/或轧制变形组合，最终该产品总变形比控制≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体长宽比在1.0～4.0之间，通过控制固溶温度1020～1100℃，从而保证将奥氏体含量控制在46～55％，当固溶温度为1050℃时，双相不锈钢的铁素体与奥氏体相比例接近于1:1，双相不锈钢中韧性较好的奥氏体相近似于接近50％，奥氏体相接近于形成网状或近似网状结构，对冲击过程中裂纹的形核和裂纹的扩展起到很好的阻碍作用，从而提高双相不锈钢的冲击韧性，而且其冲击韧性显著下降的温度相对较高。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书、权利要求书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1-1为实施例一中固溶温度为1050～1100℃与固溶温度为1150～1200℃不同奥氏体相含量时S32750冲击韧性的对比图；

图2-1为实施例二中不同奥氏体相长宽比试验坯的轧制示意图；

图2-2为实施例二中横轧与纵轧的S32750冲击韧性的对比示意图；

图3-1为实施例三中不同奥氏体相长宽比试验坯的锻造和轧制示意图；

图3-2为实施例三中“纵向压缩+轧制”和“纵向拔长+轧制”S32750经1050℃固溶处理后不同奥氏体相含量时冲击韧性的对比示意图。

附图标记：

X-横向轧制；Y-纵向轧制；E-纵向拔长；F-纵向压缩。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

本发明提供了一种用于提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，包括以下工艺步骤：

S1.将金属原材料熔炼成钢水；

S2.采用连铸或模铸的方法将钢水冶炼成连铸坯或钢锭；

S3.将连铸坯或钢锭在1150～1250℃下加热，加热后进行锻造开坯，制成锻造状态坯料；

S4.将锻坯在1050～1250℃下加热，最终产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.3，控制奥氏体相长宽比为1.0～4.0；

S5.将产品在1020～1100℃下固溶处理，控制奥氏体含量46～55％，N_α/N_γ≤0.12。

实施时，上述S1步骤中，通过采用电炉(EAF)+氩氧精炼炉(AOD)+钢包精炼炉(LF)的熔炼组合方式将金属原材料熔炼成钢水；或者采用钢包精炼炉(LF)+电渣炉(ESR)的组合方式将金属原材料熔炼成钢水；上述S2步骤中，采用连铸或模铸的方法冶炼连铸坯或钢锭；将连铸坯或者钢锭在1150～1250℃范围内进行加热，加热一定时间后进行锻造开坯；将锻造开坯形成的锻坯在1050～1250℃范围内加热，通过控制不同的锻造和/或轧制变形组合，最终控制该产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体长宽比在1.0～4.0之间；将该产品在1020～1100℃进行固溶处理，控制奥氏体含量为46～55％，Nα/Nγ≤0.12。

需要说明的是，本发明中的总变形比＝多次变形变形比的和；当进行锻造变形时，纵向压缩变形比＝纵向压缩后截面积/纵向压缩前截面积，纵向拔长变形比＝纵向拔长前截面积/纵向拔长后截面积；当进行轧制变形时，纵向轧制变形比＝纵向轧制前截面积/纵向轧制后截面积，横向轧制变形比＝横向轧制前截面积/横向轧制后截面积。横向变形比＝纵向压缩变形比或横向轧制变形比或者两者的和；纵向变形比＝纵向拔长变形比或纵向轧制变形比或者两者的和。

由于双相不锈钢中的奥氏体相和铁素体相的尺寸相当且相互缠绕间隔共存，其中某一相(铁素体相或者奥氏体相)的比例越高，则该相将越接近于形成网状或近似网状结构。当固溶温度为1050℃时，双相不锈钢的铁素体与奥氏体相比例接近于1:1，当固溶温度为1050～1100℃时，双相不锈钢的奥氏体相含量在46～50％之间，此时，双相不锈钢中韧性较好的奥氏体相近似于接近50％，奥氏体相接近于形成网状或近似网状结构，对冲击过程中裂纹的形核和裂纹的扩展起到很好的阻碍作用，从而提高双相不锈钢的冲击韧性，而且其冲击韧性显著下降的温度相对较高。另外，对于N合金化的双相不锈钢，在相对较低的固溶温度(1020～1100℃)下，双相不锈钢的铁素体中间隙原子N的固溶量N_α及N在铁素体相中固溶量与在奥氏体相中固溶量的比值N_α/N_γ较低，当固溶温度为1020～1100℃时，铁素体相中较低的N固溶量消弱了间隙原子N对铁素体相韧性的有害影响，从而改善双相不锈钢的整体韧性。

为了制成更均匀的锻造状态坯料，上述S3步骤中，将连铸坯或者钢锭沿纵向进行变形比为1.5的压缩变形，然后沿纵向进行变形比为7.0的拔长变形，制成更均匀的锻造状态坯料。当进行纵向拔长变形时，其变形比等于变形前的截面积/变形后的截面积。

为了提高双相不锈钢的冲击韧性，上述S4步骤中，通过控制不同的锻造和/或轧制变形组合，最终产品总变形比控制≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体长宽比在1.0～4.0之间。

为了进一步提高双相不锈钢的冲击韧性，上述S4步骤中，通过控制轧制变形，最终产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体相长宽比为1.0～2.48。

奥氏体长宽比是通过控制总变形比以及横向变形/纵向变形的比值来控制的。当奥氏体相的长宽比较小时，在冲击裂纹扩展过程中，其遇到的奥氏体相的面积增加，裂纹受到的阻碍增大，裂纹需要绕过奥氏体相的路径更长，裂纹扩展所需要克服的能量更多，导致了冲击韧性的提高。

考虑到奥氏体相和铁素体相的综合作用，上述S5步骤中，在1050～1100℃进行固溶处理，控制奥氏体相含量为46～50％。

具体地，当固溶温度为1050℃时，双相不锈钢的铁素体与奥氏体相比例接近于1:1，当固溶温度为1050～1100℃时，双相不锈钢的奥氏体相含量为46～50％，此时，双相不锈钢中韧性较好的奥氏体相近似于接近50％，奥氏体相接近于形成网状或近似网状结构，对冲击过程中裂纹的形核和裂纹的扩展起到很好的阻碍作用，从而提高双相不锈钢的冲击韧性，而且其冲击韧性显著下降的温度相对较高。

为了消弱了间隙原子N对铁素体相韧性的有害影响，改善双相不锈钢的整体韧性，上述S5步骤中，控制N_α/N_γ≤0.12；N_α为N在铁素体相中固溶量；N_γ为N在奥氏体相中固溶量。

具体地，在相对较低的固溶温度(1050～1100℃)下，双相不锈钢的铁素体中间隙原子N的固溶量N_α及N在铁素体相中固溶量与在奥氏体相中固溶量的比值N_α/N_γ较低，当固溶温度为1050～1100℃时，铁素体相中较低的固溶量消弱了间隙原子N对铁素体相韧性的有害影响，从而改善了双相不锈钢的整体韧性。

本发明提供的S32750双相不锈钢板状试验坯的化学组分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质)。

实施例一

该实施例在1050～1100℃进行固溶处理，并控制奥氏体含量在45～55％且N_α/N_γ≤0.12。

S32750双相不锈钢钢水采用EAF+AOD+LF熔炼，浇注成钢锭，沿纵向进行变形比为1.5的压缩变形，然后沿纵向进行7.0变形比的拔长变形，制成锻造状态坯料。

切取S32750双相不锈钢板状试验坯，其化学组分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质，进行不同温度(1050、1070、1100、1150、1200℃)的固溶处理，制备得到具有不同组织的双相不锈钢。测量了其在室温、0℃、-10℃、-40℃、-60℃、-100℃等温度的横向V型冲击韧性，并检验各自的铁素体相含量(奥氏体相含量)。

表1-1给出了经1050～1200℃固溶处理S32750双相不锈钢的奥氏体相含量测试结果，可见，当固溶温度为1050℃时，S32750的铁素体与奥氏体相比例接近于1:1，当固溶温度为1050～1100℃时，S32750的奥氏体相含量在46～50％之间。

表1-1不同固溶温度时S32750的奥氏体相含量(％)

表1-2给出了固溶温度为1050～1100℃时S32750的冲击韧性，表1-3给出了固溶温度为1150～1200℃时S32750的冲击韧性，图1-1给出了固溶温度为1050～1100℃(奥氏体相含量：46～50％)与固溶温度为1150～1200℃(奥氏体相含量：43～45％)时S32750冲击韧性的对比。可见，当固溶温度为1050～1100℃(奥氏体相含量：46～50％)时，S32750具有相对较高的冲击韧性特别是低温冲击韧性，而且其冲击韧性显著下降的温度相对较高。

表1-2固溶温度为1050～1100℃(奥氏体相含量在46～50％)时S32750的冲击韧性

表1-3固溶温度为1150～1200℃(奥氏体相含量在43～45％)时S32750的冲击韧性

双相不锈钢中的奥氏体和铁素体相的尺寸相当且相互缠绕间隔共存，某一相的比例越高，该相将越接近于形成网状或近似网状结构。表1-1中给出了经1050～1200℃固溶处理S32750双相不锈钢的奥氏体相含量测试结果，可见，当固溶温度为1050℃时，S32750的铁素体相与奥氏体相比例接近于1:1；当固溶温度为1050～1100℃时，S32750的奥氏体相含量在46～50％之间，此时，双相不锈钢中韧性较好的奥氏体相近似于接近50％，奥氏体相接近于形成网状或近似网状结构，对冲击过程中裂纹的形核和裂纹的扩展起到很好的阻碍作用，从而提高双相不锈钢的冲击韧性。

与此同时，对于N合金化的双相不锈钢，在相对较低的固溶温度(1050～1100℃)下，双相不锈钢的铁素体中间隙原子N的固溶量N_α及N在铁素体相中固溶量与在奥氏体相中固溶量的比值N_α/N_γ较低(表1-4给出了1050～1150℃的N_α、N_γ、N_α/N_γ)，当固溶温度为1050～1100℃时，铁素体相中N元素较低的固溶量消弱了间隙原子N对铁素体相韧性的有害影响，从而改善了双相不锈钢的整体韧性。

表1-4不同固溶温度时S32750的N_α、N_γ、N_α/N_γ

固溶温度(℃)	N<sub>α</sub>(％)	N<sub>γ</sub>(％)	N<sub>α</sub>/N<sub>γ</sub>
				1050	0.037	0.44	0.08
1100	0.048	0.47	0.10
				1150	0.063	0.51	0.12

实例二

本实施例通过控制轧制变形，从而控制奥氏体长宽比在1.0～4.0之间。

切取S32750双相不锈钢板状坯料，其化学组分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质)，并按照图2-1所示进行横向或纵向轧制，标记为“横向轧制”和“纵向轧制”，其变形比为1.5，制成具有不同奥氏体长宽比的试验坯，其横向变形比/纵向变形比分别为0.43和0.18。

对“横向轧制”和“纵向轧制”的试验坯进行1050℃固溶热处理，并测试其奥氏体相的长宽比(见表2-1)。需要说明的是，奥氏体相作为双相不锈钢中的韧性相，其对双相不锈钢冲击韧性有显著的影响。以奥氏体相的长宽比作为对双相不锈钢相形态的评判，在金相显微镜下，根据双相不锈钢奥氏体相的尺寸，选择合适的放大倍数，测量视场中所有奥氏体相的长度和宽度，并将该视场所有奥氏体相长宽比的平均值，作为该视场奥氏体相的长宽比测量值，测量足够视场的奥氏体长宽比，排除由于较少测量视场导致的测量误差，计算其平均值，作为该试样奥氏体长宽比的测量值。

表2-1横向轧制工艺和纵向轧制工艺制备的试验坯的奥氏体相长宽比

固溶温度(℃)	横向轧制	纵向轧制
			1050	2.48	8.66

由表2-1可见，“横向轧制”和“纵向轧制”试验坯经1050℃固溶处理条件下的奥氏体相长宽比具有明显的差异，“横向轧制”试验坯的奥氏体相长宽比为2.48，其奥氏体相趋向于等轴态；“纵向轧制”试验坯的奥氏体相长宽比为8.66，其奥氏体相呈岛状或条状。当固溶温度相同时，试样中的奥氏体相体积分数相当，当奥氏体相的长宽比较小时，在冲击裂纹扩展过程中，其遇到的奥氏体相的面积增加，裂纹受到的阻碍增大，裂纹需要绕过奥氏体相的路径更长，裂纹扩展所需要克服的能量更多，导致了冲击韧性的提高。

表2-2、图2-2给出了“横向轧制”和“纵向轧制”试样经1050℃固溶处理的冲击韧性及其对比，可见，“横向轧制”试样在各测试温度下，其冲击韧性均高于“纵向轧制”试样，特别是低温冲击韧性，例如，-60℃，“横向轧制”试样的冲击韧性为：229～250J，“纵向轧制”试样的冲击韧性为：156～226J，与此同时，相对于“纵向轧制”，“横向轧制”出现冲击韧性显著下降的温度有所降低，例如，“纵向轧制”试样冲击韧性显著下降温度为：-40～-60℃，“横向轧制”试样冲击韧性显著下降温度则降低至：-60～-100℃。

上述实验结果说明双相不锈钢中的韧性相-奥氏体相长宽比控制在较小值时，在冲击裂纹扩展过程中，其遇到的奥氏体相的面积增加，裂纹受到的阻碍增大，裂纹需要绕过奥氏体相的路径更长，裂纹扩展所需要克服的能量更多，导致了冲击韧性的提高且冲击韧性显著下降的温度降低。

可以提高S32750的冲击韧性，而且使得S32750冲击韧性显著下降的温度降低。

表2-2不同轧制工艺S32750试样经1050℃固溶处理的冲击韧性

实例三

本实施例通过控制控制锻造+轧制的变形比，从而控制奥氏体长宽比在1.0～4.0之间。

切取S32750双相不锈钢方形，其化学组分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质)，按照图3-1所示分别沿纵向进行锻造压缩(纵向压缩变形比3.0)和锻造拔长(纵向拔长变形比1.5)制成板坯，然后沿纵向进行轧制(纵向轧制变形比1.5)，制成具有不同奥氏体长宽比的试验坯，分别标记为“纵向压缩+轧制”和“纵向拔长+轧制”，“纵向压缩+轧制”的横向变形比/纵向变形比为0.53，“纵向拔长+轧制”的横向变形比/纵向变形比为0.15，分别测试其奥氏体相的长宽比，见表3-1。

表3-1不同锻造+轧制工艺试验坯的奥氏体相长宽比

固溶温度(℃)	纵向压缩+轧制	纵向拔长+轧制
			1050	3.5	9.85

由表3-1可见，不同锻造+轧制工艺制成的试验坯经1050℃固溶处理条件下的奥氏体相长宽比具有明显的差异，“纵向压缩+轧制”试验坯的奥氏体相长宽比为3.5，“纵向拔长+轧制”验坯的奥氏体相长宽比为9.85。

表3-2“纵向压缩+轧制”和“纵向拔长+轧制”S32750的冲击韧性对比

表3-2、图3-2给出了不同锻造+轧制工艺S32750试样经1050℃固溶处理的冲击韧性及其对比，可见，经1050℃固溶处理后，“纵向压缩+轧制”试样在各测试温度下，其冲击韧性均高于“纵向拔长+轧制”纵轧试样，特别是低温冲击韧性，例如，-40℃，“纵向压缩+轧制”试样的冲击韧性为：220～295J，“纵向拔长+轧制”试样的冲击韧性为：170～220J。

上述分析说明双相不锈钢中韧性相-奥氏体相长宽比控制在较小值时，可以提高S32750的冲击韧性。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种用于提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，其特征在于，包括以下工艺步骤：

S1.通过采用电炉+氩氧精炼炉+钢包精炼炉的熔炼组合方式将金属原材料熔炼成钢水；

S2.采用连铸或模铸的方法将钢水冶炼成连铸坯或者钢锭；

所述S3步骤中，将所述连铸坯或钢锭沿纵向进行变形比为1.5的压缩变形，然后沿纵向进行变形比为7.0的拔长变形，制成锻造状态坯料；

S4.将锻坯在1050～1250℃下加热，通过控制不同的锻造和/或轧制变形组合，最终产品总变形比≥5.0，横向变形比/纵向变形比≥0.30，控制奥氏体相长宽比为1.0～2.48；

S5.将产品在1020～1100℃下进行固溶处理，并控制奥氏体含量46～55％；

所述S5步骤中，控制N_α/N_γ≤0.12，所述N_α为N在铁素体相中固溶量，所述N_γ为N在奥氏体相中固溶量；

所述双相不锈钢的组分及含量(wt％)为：C：0.02；Cr：25.22；Ni：7.15；Mo：3.94；N：0.27；Mn：0.63；Si：0.48；Cu：0.22；其余为Fe和不可避免杂质。

2.根据权利要求1所述用于提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，其特征在于，所述S5步骤中，在1050～1100℃下进行固溶处理，控制奥氏体相含量在46～50％。

3.根据权利要求1所述用于提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法，其特征在于，所述S1步骤中，采用钢包精炼炉以及电渣炉进行熔炼钢水。

4.一种采用权利要求1至3任一项所述的工艺方法制备的双相不锈钢。