CN112063919B - 一种双相不锈钢 - Google Patents

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Abstract

本发明属于不锈钢领域，尤其涉及一种双相不锈钢。其以质量百分比计，包括：Cr 19.0～21.0wt％、Ni 9.8～11.0wt％、Si 0.05～1.00wt％、N 0.05～0.30wt％、Mn 7.0～8.5wt％、C 0.02～0.03wt％和Ca 0.85～1.10wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；所述双相不锈钢具有铁素体和奥氏体双相组织，晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm。本发明双相不锈钢的剩余磁感强度Br降低至1mT以下，符合弱磁性的要求；具有良好的耐腐蚀性能；具有良好的机械性能。

Description

一种双相不锈钢
技术领域
本发明属于不锈钢领域，尤其涉及一种双相不锈钢。
背景技术
不锈钢(Stainless Steel)是不锈耐酸钢的简称，均具有耐空气、蒸汽和水等弱腐蚀介质或具有不锈性的钢种称为不锈钢，而部分不锈钢进一步处理后还可具备耐化学腐蚀介质(如酸、碱、盐等化学浸蚀)腐蚀。
因此，不锈钢的应用范围极广，既可以用于硝酸及食品工厂设备、制作在高温下工作的零件、耐蚀容器及设备衬里、输送管道、耐硝酸的设备零件、制药机械等等，而在电力设施中也有着广泛的应用。
而双相不锈钢是一种非常常见且实用的不锈钢材料，全称为奥氏体-铁素体双相不锈钢(Duplex Stainless Steel，简称DSS)，该类的不锈钢兼具奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的特点，与铁素体不锈钢相比，塑性、韧性更高，无室温脆性，耐晶间腐蚀性能和焊接性能均显著提高，同时还保持有铁素体不锈钢的475℃脆性以及导热系数高，具有超塑性等特点，而与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间腐蚀和耐氯化物应力腐蚀有明显提高。
但是，现有的双相不锈钢却不适用于电力设施的使用，其主要原因即在于其磁特性。现有技术制备得到的双相不锈钢中大量的铁素体相，因而产生了大量具有规律性的磁畴，形成了不锈钢的铁磁性，而铁磁性材料是电力设施需要尽力避免使用的，以避免材料的铁磁性带来电力设施的安全隐患。
如CN01138314.3一种加稀土的铁素体不锈钢、CN200410013194.5一种中铬铁素体不锈钢及其制造的换热器、空冷器等发明专利，均实现了不锈钢的优化，但仍无法消除不锈钢中铁素体所带来的磁特性影响。
发明内容
为解决现有的双相不锈钢基于铁素体的磁特性，导致其自身具备铁磁性，无法良好地普遍适用电力设备使用等问题，本发明提供了一种双相不锈钢。
本发明的目的在于：
一、降低双相不锈钢的剩余磁感强度Br；
二、确保双相不锈钢保持有较为良好的机械性能。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案。
一种双相不锈钢，
以质量百分比计，包括：
Cr 19.0～21.0wt％、Ni 9.8～11.0wt％、Si 0.05～1.00wt％、N 0.05～0.30wt％、Mn7.0～8.5wt％、C 0.02～0.03wt％和Ca 0.85～1.10wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述双相不锈钢具有铁素体和奥氏体双相组织，晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm。
在本发明技术方案中，首先通过对不锈钢的配方进行改进，使得双相不锈钢的铁磁性减弱。
以下上述双相不锈钢的组成进行更详细的说明。
首先Cr是不锈钢中最重要的合金元素，只有当Cr含量达到一定的值后，钢材才能够变成具备耐腐蚀性的不锈钢。因此在不锈钢中，通常Cr含量要确保达到10.5wt％以上，并且当Cr的总原子数含量不低于12.5％时，还能够使得不锈钢进一步具备耐电化学腐蚀的能力。而本发明技术方案中将Cr限定于19.0～21.0wt％的一个窄范围内，主要是为了与Ni、Mn和C元素形成配合，以确保不锈钢可以尽可能地降低铁磁性。C是不锈钢的必要元素，其能够对不锈钢的机械性能、耐氯化物性能产生强化，但是在双相不锈钢中，通常会控制C含量较低，如本发明将碳含量控制在≤0.03wt％，因为C含量的提高会导致焊缝处产生严重的碳迁移，通常会产生由母材至焊缝的碳迁移，即碳原子自发地由熔合线母材一侧向焊缝一侧迁移洗出，导致焊缝的强度下降，且母材中出现局部铬的析出富集，同时高碳含量也容易与钢中的铬形成Cr23C6型碳化物导致局部的铬贫化，同时发生富集和贫化会导致不锈钢整体的力学性能极不均衡，同时还会大幅度影响不锈钢的耐晶间腐蚀性能。而Mn的加入首先降低了C在双相不锈钢中的活度系数，产生抑制双相不锈钢中C向焊缝迁移析出的问题，另一方面，Mn的加入会提高双相不锈钢的矫顽力同时降低剩余磁感强度，即在一定程度上降低不锈钢的顺磁性、提高磁化难度，同时即便被磁化，其磁场消失后剩余磁感强度也保持较低。实现了多重效果，因此本发明技术方案中采用了较高的Mn含量。
镍是本发明的一个关键点，本发明中镍含量较高，通常情况下镍的加入会导致双相不锈钢的硬度和抗拉强度下降，但韧性和耐应力腐蚀性能得到提升，并提高双相不锈钢中奥氏体相的稳定性。但本发明研究人员通过研究发现，Ni与本发明技术方案中的Cr、Mn和C三种元素形成协同效果，能够大幅度降低双相不锈钢的铁磁性，是实现无磁/低磁化的一大关键。
此外，硅的加入能够在一定程度上提高双相不锈钢的机械性能，但也会一定程度上提高C的活度系数，因此本发明采用少量加入的方式，而N也同样能够一定程度上提高不锈钢的机械性能，并增加时效敏感性，但大量加入也会产生杂相，因此加入量同样控制较小。钙是本发明的另一大关键点。通常双相不锈钢中并不会主动添加钙作为副合金元素，甚至在一些技术方案中会被当做杂质，而本发明的研究人员发现，在钙含量增大至0.85wt％后，能够减少双相不锈钢中磁性相M型铁素体的产生，同时转化部分M型铁素体形成非磁性相结构，以降低整体双相不锈钢的铁磁性，更佳符合本发明的目的。但钙含量过高，则会导致产生大量的杂相，导致整体双相不锈钢的机械性能受到不利影响，因此钙含量要较为精确地控制在0.85～1.10wt％内，更优需要控制在0.90～0.95wt％范围内。
作为优选，
所述双相不锈钢进行热处理，热处理包括：
在非氧化性气氛中，加热至1392～1492℃，并在该温度条件下保温≥10min。
在上述热处理温度范围内能够减少铁磁性相的产生。
作为优选，
所述加热至1392～1492℃后，在该温度条件下保温15～20min。
在上述保温时间内，能够产生较优的处理效果，同时能够避免过长时间的热处理产生安全隐患和能源浪费。
作为优选，
所述热处理还包括：
在非氧化性气氛中，降温至790～810℃保温30～60min。
上述温度范围略高于铁素体的居里温度点，在上述温度范围内处理能够实现铁素体的消磁，消除制备过程中所产生的磁性。
作为优选，
所述降温的降温速率为6～8℃/s。
采用高冷速进行降温，能够对磁性相结构进行破坏，但冷速过大也会产生过大的内应力，导致材料的机械性能下降。
作为优选，
所述热处理结束后，降温至≤200℃，在≤200℃的情况进行退火。
在该温度条件下进行退火，能够实现内应力的消除等有益效果，确保不锈钢的机械性能。
作为优选，
所述热处理结束后以3～8℃/s的降温速率降温至180～190℃进行退火，退火持续45～60min。
在上述条件下进行退火的效果更优。
作为优选，
进行所述退火时通入空气。
退火时通入空气能够在不锈钢表面形成致密的钝化膜，确保不锈钢的耐腐蚀性。
本发明的有益效果是：
1)本发明双相不锈钢的剩余磁感强度Br降低至1mT以下，符合弱磁性的要求；
2)具有良好的耐腐蚀性能；
3)具有良好的机械性能。
具体实施方式
以下结合具体实施例对本发明作出进一步清楚详细的描述说明。本领域普通技术人员在基于这些说明的情况下将能够实现本发明。此外，下述说明中涉及到的本发明的实施例通常仅是本发明一部分的实施例，而不是全部的实施例。因此，基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。
如无特殊说明，本发明实施例所用原料均为市售或本领域技术人员可获得的原料；如无特殊说明，本发明实施例所用方法均为本领域技术人员所掌握的方法。
实施例1
熔炼表1组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表1参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表1：实施例1成分及参数
Figure BDA0002613224870000051
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
实施例2
熔炼表2组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表2参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表2：实施例2成分及参数
Figure BDA0002613224870000052
Figure BDA0002613224870000061
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
实施例3
熔炼表3组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表3参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表3：实施例3成分及参数
Figure BDA0002613224870000062
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
实施例4
熔炼表4组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表4参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表4：实施例4成分及参数
Figure BDA0002613224870000071
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为15min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
实施例5
熔炼表5组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表5参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表5：实施例5成分及参数
Figure BDA0002613224870000072
Figure BDA0002613224870000081
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为10min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
对比例1
熔炼表6组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表6参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表6：对比例1成分及参数
Figure BDA0002613224870000082
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min。
对比例2
熔炼表7组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表7参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表7：对比例2成分及参数
Figure BDA0002613224870000091
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
对比例3
熔炼表8组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表8参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表8：对比例3成分及参数
Figure BDA0002613224870000101
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
对比例4
熔炼表9组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表9参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表9：对比例4成分及参数
Figure BDA0002613224870000102
Figure BDA0002613224870000111
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
对比例5
熔炼表10组分部分所示成分的钢，依照现有工艺的常规方法制得板厚2mm的冷轧退火酸洗钢板，随后将钢板置于非氧化性气氛(N2气氛)中进行热处理，并于空气中进行最终退火，热处理和退火等过程参数见表10参数部分，得到具有铁素体和奥氏体双相组织且晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm的双相不锈钢。
表10：对比例5成分及参数
Figure BDA0002613224870000112
表中：
最高温度指代热处理1392～1492℃温度区间的热处理，保温时间为20min；
中温度指代790～810℃温度区间的热处理，第一冷速为最高温度降温至中温度的冷速；
第二冷速指代由中温度冷却至退火温度的冷速。
测试
对实施例1～5和对比例1～5所制得的双相不锈钢进行检测。首先制成250mm×20mm×2mm的标准试验。通过直流磁测定装置进行磁测试，使用线圈为
Figure BDA0002613224870000121
线圈圈数为100匝，根据B-H曲线计算剩余磁感强度Br和矫顽力Hc。同时还进行抗拉强度、硬度值、点蚀电位和耐氯化物腐蚀的测试。测试结果如下表表11所示。
表11：测试结果
测试对象 剩余磁感强度 矫顽力(Oe) R<sub>m</sub>(MPa) HB Ep(mV) △m(mg/cm<sup>2</sup>)
实施例1 ＜1mT 8.614 1142 221 287 ＜1
实施例2 ＜1mT 8.426 1119 216 281 ＜1
实施例3 ＜1mT 8.364 1126 218 283 ＜1
实施例4 ＜1mT 8.510 1134 219 284 ＜1
实施例5 ＜1mT 8.496 1141 222 286 ＜1
对比例1 4.7mT 8.546 1032 218 281 ＜1
对比例2 4.5mT 8.573 1124 216 283 ＜1
对比例3 32.6mT 8.131 1184 217 236 6.8
对比例4 41.7mT 7.896 1093 214 281 ＜1
对比例5 22.4mT 5.314 1131 216 284 ＜1
表中：Rm和HB依次分别指代抗拉强度和硬度值，测试标准为GB-T228-2002，Ep为点蚀电位，测试标准为GB-T17899-1999，△m为将300×300mm尺寸的钢片试样置于20±1℃饱和NaCl水溶液中完全浸没，煮沸1h后的重量变化，以测定其耐高氯化物浓度性能。
从上表的测试结果可明显看出，中温度的热处理对于本发明技术方案双相不锈钢的剩余磁感强度性能存在较为显著的影响，但对于其余性能影响较小，研究人员认为主要在与不进行长时间的中温度热处理情况下，原始炼钢制备的过程中，会产生较多的细小磁畴，而在升至最高温度进行较短时间热处理且较快降温后，原材中的剩磁产生了较大的残留，而适当的中温度热处理能够实现几乎完全的消磁，随后即便再受到外界磁环境的影响，也不易形成较大的剩余磁感强度。而对于三种关键成分的调整，对于不锈钢的磁性能影响则非常显著。尤其是Ni和Ca的含量调整，对剩余磁感强度的影响非常显著，均产生了非常明显的提升，而Ca含量的降低，还一定程度上降低了不锈钢的矫顽力，Mn对于剩余磁感强度的影响相较较小，但对矫顽力的影响十分显著。

Claims (3)

1.一种双相不锈钢，其特征在于，
以质量百分比计其原料配比为：
Cr 19.0～21.0wt％、Ni 9.8～11.0wt％、Si 0.05～1.00wt％、N 0.05～0.30wt％、Mn7.0～8.5wt％、C 0.02～0.03wt％和Ca 0.85～1.10wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述双相不锈钢具有铁素体和奥氏体双相组织，晶粒的平均结晶粒径≤0.2mm；
所述双相不锈钢进行热处理，热处理依次包括：
在非氧化性气氛中，加热至1392～1492℃，并在该温度条件下保温≥10min；
在非氧化性气氛中，以6～8℃/s的降温速率降温至790～810℃保温30～60min；
所述热处理结束后，降温至≤200℃，在≤200℃的情况进行退火，进行所述退火时通入空气。
2.根据权利要求1所述的一种双相不锈钢，其特征在于，
所述加热至1392～1492℃后，在该温度条件下保温15～20min。
3.根据权利要求1所述的一种双相不锈钢，其特征在于，
所述热处理结束后以3～8℃/s的降温速率降温至180～190℃进行退火，退火持续45～60min。
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