CN112899444B - 一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺 - Google Patents

一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺 Download PDF

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Abstract

本发明的一种高强高韧铁素体‑奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，属于材料热处理技术领域。步骤如下：(1)铁素体单相区固溶处理，使双相不锈钢完全铁素体化，通过盐水淬火，快速冷却至室温；(2)双相区固溶处理，盐水淬火快速冷却至室温；(3)室温轧制变形；(4)短时临界退火，盐水淬火快冷至室温，制得高强高韧铁素体‑奥氏体双相不锈钢。采用该工艺对铁素体‑奥氏体双相不锈钢进行处理后，可以得到细小条带状奥氏体的显微组织，材料的抗拉强度可提高20％以上，断裂延伸率可提高50％以上，强塑积可提高90％以上。

Description

一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺
技术领域：
本发明属于材料热处理技术领域，具体涉及一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺。
背景技术：
铁素体-奥氏体双相不锈钢，简称双相不锈钢，显微组织中铁素体与奥氏体的体积比接近1:1，因同时具备铁素体不锈钢的高强度、优良的抗氯化物应力腐蚀性能和奥氏体不锈钢优良的韧性、焊接性能，已被广泛使用于天然气运输、化学品运输船、核电装置等。
双相不锈钢的显微组织形貌对其性能有决定性的影响。传统的固溶处理工艺，仅仅集中研究双相区温度对调控铁素体与奥氏体的体积比以及有害相的析出和溶解的影响。但传统处理后的奥氏体相晶粒尺寸粗大，强度和塑性不能达到平衡。
最近，异构材料强化理论的提出，对设计材料显微组织创造了新的方向，并且有望打破高强度和高塑性不兼容的问题。双相不锈钢本身就属于异构材料范畴，异构强化理论指出当软相与硬相界面的表面积与体积比越大，强度和塑性越高。因此，提出一种能够细化奥氏体晶粒尺寸的热处理工艺，使铁素体与奥氏体界面的表面积与体积比最大化，以进一步提升双相不锈钢的强度和塑性，具有十分重要的理论意义和应用价值。
发明内容：
本发明的目的是克服上述现有技术存在的不足，提供一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺。采用本发明的工艺对双相不锈钢进行处理后，奥氏体晶粒被细化，呈等条带状，径向尺寸为1.5-2.6μm，材料的抗拉强度可提高20％以上，断裂延伸率可提高50％以上，强塑积可提高90％以上。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，按照以下步骤进行：
步骤1：将铁素体-奥氏体双相不锈钢板置于箱式电阻炉内，在铁素体单相区温度保温5～60min，温度为1300～1400℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000-1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200-300℃/s，该过程称为单相区处理；
步骤2：将经过单相区处理的双相不锈钢置于箱式电阻炉内，在铁素体-奥氏体双相区保温5～30min，温度为850～1100℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000～1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200～300℃/s，该过程称为双相区处理；
步骤3：将经过双相区处理的双相不锈钢，在室温下，进行轧制变形处理，变形量为30％～70％；
步骤4：将经过轧制变形处理后的双相不锈钢置于箱式电阻炉内，临界退火2～20min，临界退火温度为950～1050℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000～1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200～300℃/s，制得高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢。
所述的步骤1中，铁素体-奥氏体双相不锈钢板为热轧态S3 2205双相不锈钢板材，包括组分及质量百分含量为Cr 21～23％，Ni 4.5～6.5％，Mn≤2％，Mo 2.5～3.5％、Si≤1％、N 0.08～0.2％，余量为铁和杂质。
所述的步骤1、2和4中，淬火处理的冷却介质均为盐水，盐水质量浓度为10％～30％。
所述的步骤1中，高温段为单相区保温温度～550℃，低温段为550℃～室温。
所述的步骤2中，高温段为双相区保温温度～550℃，低温段为550℃～室温。
所述的步骤4中，高温段为临界退火温度～550℃，低温段为550℃～室温。
所述的步骤4中，制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢组织为奥氏体在铁素体基体上均匀分布的组织，所述的奥氏体为细小条带状奥氏体，奥氏体晶粒径向尺寸为1.5～2.6μm，所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢中的奥氏体与铁素体呈现具有一定偏离度的K-S取向关系，K-S取向关系偏离度为4～8°。
所述的步骤4中，制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢抗拉强度843.04～950.90MPa，断裂延伸率43.89～46.40％，强塑积37001.3～44121.76MPa·％。
本发明的有益效果：
(1)将双相不锈钢置于1300～1400℃范围内保温5～60min后，立即进行盐水淬火，冷却至室温，可以有效抑制魏氏奥氏体的析出，得到最佳理想的铁素体单相基体。快速冷却也为奥氏体形核提供更多形核核心。
(2)对经过单相区处理的双相不锈钢随后置于850～1100℃双相区温度范围内保温5～30min，盐水淬火到室温，得到在铁素体基体上均匀分布的细小近似等轴的奥氏体。并且，盐水快速淬火能够避免双相不锈钢常见有害相的析出，例如σ相等。
(3)将经过双相区处理的双相不锈钢在室温下进行冷轧变形，冷轧变形量在30％～70％时效果最佳，能够实现4～8°的K-S取向偏离；并且奥氏体形貌呈条带状，使奥氏体-铁素体相界的表面积与体积比增大时，性能得到明显优化，可同时提高材料的强度和塑性。
(4)冷轧变形后的双相不锈钢进行临界短时退火，即在950～1050℃保温2～20min，可以得到细小的奥氏体。
(5)本发明的热处理工艺方法，采用了单相区固溶处理+双相区固溶处理+冷轧变形+短时临界退火处理，获得了细小奥氏体在铁素体基体上均匀分布的显微组织，大幅提高了双相不锈钢的强度和塑性。与传统固溶处理工艺(例：1050℃保温30min，水冷)相比，采用本发明的热处理工艺，奥氏体晶粒径向尺寸为1.5～2.6μm，材料的抗拉强度可提高20％以上，断裂延伸率可提高50％以上，强塑积可提高90％以上。
附图说明：
图1为本发明实施例1-3使用的奥氏体-铁素体双相不锈钢板的原始SEM图；
图2为采用本发明实施例1制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的SEM图；
图3为采用本发明实施例2制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的SEM图；
图4为采用本发明实施例3制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的SEM图；
图5为采用本发明实施例1-3热处理和传统工艺热处理后，测得的双相不锈钢工程应力应变曲线；
图6为本发明实施例3制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的奥氏体极图；
图7为本发明实施例3制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的铁素体极图；
图8为对比例制备的奥氏体-铁素体双相不锈钢的SEM图。
具体实施方式：
下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。
以下实施例1-3中步骤1、2和4中涉及的盐水淬火，高温段淬火冷却速率为1000～1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200～300℃/s，步骤1中，高温段为单相区保温温度～550℃，低温段为550℃～室温，步骤2中，高温段为双相区保温温度～550℃，低温段为550℃～室温，步骤4中，高温段为临界退火温度～550℃，低温段为550℃～室温。
表1
热处理工艺 传统固溶 实例1 实例2 实例3 对比例
抗拉强度/MPa 750.50 843.04 881.40 950.90 908.93
断裂延伸率/％ 30.65 43.89 44.81 46.40 33.35
强塑积/MPa·％ 23002.83 37001.03 39495.53 44121.76 30221.92
实施例1
一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，按照以下步骤进行：
步骤1：选用热轧态S3 2205双相不锈钢板材，其主要合金元素Cr、Ni、Mn、Mo、Si、N的含量(wt.％)为：22.35、5.3、1.2、3.2、0.55、0.15。将热轧态S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，电阻炉的额定功率为8KW，最高使用温度1400℃。在大气条件下升温加热至1350℃，保温20min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为单相区固溶处理。
步骤2：将单相区固溶处理的S3 2205双相不锈钢置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至1000℃保温10min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为双相区固溶处理。
步骤3：在室温下，对经过双相区固溶处理后的S3 2205双相不锈钢板材进行压下量为30％的冷轧变形处理。
步骤4：将经过冷轧变形处理后的S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至950℃保温10min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为短时临界退火。
本实例使用的S3 2205双相不锈钢的初始显微组织如图1所示，奥氏体的晶粒尺寸为20～30μm；经本发明方法热处理后，获得的S3 2205双相不锈钢，即高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢，显微组织如图2所示，获得了细小的条带状奥氏体在铁素体基体上均匀分布的显微组织，奥氏体晶粒径向尺寸为2.5μm，本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢性能数据如表1所示。与传统固溶处理(1050℃×30min，淬火)相比，如图5和表1，采用本工艺处理后，材料的抗拉强度可提高12.33％，断裂延伸率可提高43.20％，强塑积可提高60.85％。本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢中奥氏体与铁素体的K-S取向关系偏离度为4～5°。
实施例2
一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，按照以下步骤进行：
步骤1：选用热轧态S3 2205双相不锈钢板材，其主要合金元素Cr、Ni、Mn、Mo、Si、N的含量(wt.％)为：22.35、5.3、1.2、3.2、0.55、0.15。将热轧态S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，电阻炉的额定功率为8KW，最高使用温度1400℃。在大气条件下升温加热至1350℃，保温40min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为单相区固溶处理。
步骤2：将单相区固溶处理的S3 2205双相不锈钢置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至1000℃保温15min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为双相区固溶处理。
步骤3：在室温下，对经过双相区固溶处理后的S3 2205双相不锈钢板材进行压下量为50％的冷轧变形处理。
步骤4：将经过冷轧变形处理后的S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至950℃保温5min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为短时临界退火。
本实例使用的S3 2205双相不锈钢的初始显微组织如图1所示，奥氏体的晶粒尺寸为20～30μm；经本发明方法热处理后，S3 2205双相不锈钢的显微组织如图3所示，获得了细小条带状的奥氏体在铁素体基体上均匀分布的显微组织，奥氏体晶粒径向尺寸为2μm，这样的形貌增加了奥氏体-铁素体相界的表面积与体积比，促进了异变诱导强化和异变诱导加工硬化，本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢性能数据如表1所示。与传统固溶处理(1050℃×30min，淬火)相比，如图5和表1，采用本工艺处理后，材料的抗拉强度可提高17.44％，断裂延伸率可提高46.20％，强塑积可提高71.70％。本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢中奥氏体与铁素体的K-S取向关系偏离度为5～6°。
实施例3
一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，按照以下步骤进行：
步骤1：选用热轧态S3 2205双相不锈钢板材，其主要合金元素Cr、Ni、Mn、Mo、Si、N的含量(wt.％)为：22.35、5.3、1.2、3.2、0.55、0.15。将热轧态S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，电阻炉的额定功率为8KW，最高使用温度1400℃。在大气条件下升温加热至1350℃，保温20min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为单相区固溶处理。
步骤2：将单相区固溶处理的S3 2205双相不锈钢置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至1000℃保温20min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为双相区固溶处理。
步骤3：在室温下，对经过双相区固溶处理后的S3 2205双相不锈钢板材进行压下量为70％的冷轧变形处理。
步骤4：将经过冷轧变形处理后的S3 2205双相不锈钢板材置于箱式电阻炉内，大气条件下加热升温至1000℃保温10min，随后进行盐水淬火处理至室温，该过程为短时临界退火。
本实例使用的S3 2205双相不锈钢的初始显微组织如图1所示，奥氏体的晶粒尺寸为20～30μm；经本发明方法热处理后，S3 2205双相不锈钢的显微组织如图4所示，获得了细小的条带状奥氏体在铁素体基体上均匀分布的显微组织，奥氏体晶粒径向尺寸为1.5μm，这样的形貌增加了奥氏体-铁素体相界的表面积与体积比，促进了异变诱导强化和异变诱导加工硬化，本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢性能数据如表1所示。与传统固溶处理(1050℃×30min，淬火)相比，如图5和表1，采用本工艺处理后，材料的抗拉强度可提高26.70％，断裂延伸率可提高51.39％，强塑积可提高91.81％。本实施例制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢中奥氏体与铁素体的K-S取向关系偏离度为7～8°，该双相不锈钢奥氏体极图如图6所示，铁素体极图如图7所示。
对比例
同实施例3，区别在于，经步骤1中的单相区固溶处理后，进行室温下的70％的冷轧变形处理；将冷轧后板材置于箱式电阻炉内，进行实施例1步骤2相同的大气条件下加热保温，冷却至室温操作。经检测，板材组织为细小等轴的奥氏体在铁素体基体上均匀分布的显微组织，奥氏体晶粒径向尺寸为1.5μm，制备的奥氏体-铁素体双相不锈钢的SEM图如图8所示；组织中奥氏体与铁素体为K-S取向关系，且几乎无偏离度。板材性能：抗拉强度为908.93MPa，断裂延伸率为33.25％，强塑积为30221.92MPa·％，申请人经该对比例的处理方式，进行了室温30-70％的室温轧制，经检测，获得的双相不锈钢组织中奥氏体与铁素体为K-S取向关系，且几乎无偏离度。

Claims (6)

1.一种高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，按照以下步骤进行：
步骤1：将铁素体-奥氏体双相不锈钢板置于箱式电阻炉内，在铁素体单相区温度保温5~60min，温度为1300~1400℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000-1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200-300℃/s，该过程称为单相区处理；
步骤2：将经过单相区处理的双相不锈钢置于箱式电阻炉内，在铁素体-奥氏体双相区保温5~30 min，温度为850~1100℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000~1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200~300℃/s，该过程称为双相区处理；
步骤3：将经过双相区处理的双相不锈钢，在室温下，进行轧制变形处理，变形量为30%~70%；
步骤4：将经过轧制变形处理后的双相不锈钢置于箱式电阻炉内，临界退火2 ~ 20min，临界退火温度为950~1050℃，随后进行淬火冷却至室温，高温段淬火冷却速率为1000~1100℃/s，低温段淬火冷却速率为200~300℃/s，制得高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢，所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢组织为奥氏体在铁素体基体上均匀分布的组织，所述的奥氏体为细小条带状奥氏体，奥氏体晶粒径向尺寸为1.5~2.6μm，所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢中的奥氏体与铁素体呈现具有偏离度的K-S取向关系，K-S取向关系偏离度为4~8°；制备的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢抗拉强度843.04~950.90MPa，断裂延伸率43.89~46.40%，强塑积37001.3~44121.76 MPa·%。
2.根据权利要求1所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤1中，铁素体-奥氏体双相不锈钢板为热轧态S3 2205双相不锈钢板材，包括组分及质量百分含量为 Cr 21~23%，Ni 4.5~6.5%，Mn≤2%，Mo 2.5~3.5%、Si≤1%、N 0.08~0.2%，余量为铁和杂质。
3.根据权利要求1所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤1、2或4中，淬火处理的冷却介质均为盐水，盐水质量浓度为10%~30%。
4.根据权利要求1所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤1中，高温段为单相区保温温度~550℃，低温段为550℃~室温。
5.根据权利要求1所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤2中，高温段为双相区保温温度~550℃，低温段为550℃~室温。
6.根据权利要求1所述的高强高韧铁素体-奥氏体双相不锈钢的热处理工艺，其特征在于，所述的步骤4中，高温段为临界退火温度~550℃，低温段为550℃~室温。
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