CN113088652A - 一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法 - Google Patents

一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，属于医用奥氏体不锈钢的制备领域。该方法先对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理；将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在180‑200℃下进行温轧制，获得形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板；利用热处理工艺，对形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板进行退火热处理，获得弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。由于该制备方法得到的不锈钢具有良好的力学性能和稳定性，可以制成板材，可广泛应用于交通运输以及工业部门中的设备和部件，特别是在卫生设备和医疗中的潜在应用前景巨大。

Description

一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备 方法
技术领域
本发明属于医用奥氏体不锈钢的制备领域，具体涉及一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法。
背景技术
医用不锈钢由于具有良好的生物相容性、力学性能、耐体液腐蚀性能以及优良加工成型性能和低廉的成本，已经成为临床广泛应用的医用植入材料和医疗工具材料。在骨科方面，医用不锈钢被广泛用来制作各种人工关节和骨折内固定器械；在齿科方面，医用不锈钢被广泛应用于镶牙、齿科矫形、牙根种植及辅助器件；在心脏内科，使用医用不锈钢制作心血管支架等。此外，医用不锈钢还用于加工各种各样的手术器械及工具。
医用不锈钢材料适用于修复和置换人体硬组织，其具有良好的腐蚀性能和综合力学性能，已经广泛应用于临床医学(如AISI304，AISI316不锈钢等)。医用不锈钢主要涉及到不锈钢植入生物体后，由于腐蚀或磨损造成镍等金属离子溶出引起的组织反应等。因此，研制无镍、高力学性能、高稳定性的新型弥撒强化高氮无镍奥氏体不锈钢被广泛关注。与传统的医用奥氏体不锈钢相比，弥撒强化的高氮无镍奥氏体不锈钢具有优异的力学性能和稳定性。用氮替代不锈钢中镍可以节约材料成本，并且氮对人体没有危害。制备一种高力学性能、高稳定性的高氮无镍奥氏体不锈钢成为其在医学广泛应用的基础，对国民经济的发展具有重大意义。
研究开发低镍和无镍医用不锈钢成为国际上一个主要发展与应用趋势。美国已制定高氮无镍不锈钢标准，开发欧美医疗市场，但弥撒强化医用高氮无镍奥氏体不锈钢的研究和应用较少。国内对医用弥撒强化医用高氮无镍奥氏体不锈钢的研究和生产报道很少。医用奥氏体不锈钢要求具有高的力学性能和稳定性，限制了高氮无镍奥氏体不锈钢在医用领域的应用。因此，制备一种新型的高氮无镍奥氏体不锈钢，使其具有高的力学性能、高的稳定性，显得尤为重要。通过温轧变形与热处理工艺相结合，可以制备不同尺度、弥散分布的高氮无镍奥氏体不锈钢的第二相，使其具有更好的力学性能，满足医学使用环境的需求，为其医学合理应用提供理论基础和医疗推广使用提供数据依据。
发明内容
本发明的目的是提供一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，通过该方法能获得高强度、高塑性、高稳定性的第二相弥撒分布的高氮无镍奥氏体不锈钢。
本发明提供一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，该方法包括以下步骤：
步骤一：对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理；
步骤二：将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在180-200℃下进行温轧制，获得形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板；
步骤三：利用热处理工艺，对形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板进行退火热处理，获得弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。
优选的是，所述步骤一中，采用氮气保护，对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理。
优选的是，所述的高氮无镍奥氏体不锈钢的成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9。
优选的是，所述步骤一中，固溶处理温度1130-1160℃，固溶处理时间7-9小时。
优选的是，所述步骤二中，温轧制下压量的范围2-10％。
优选的是，所述步骤二中，温轧制变形量为30-70％。
优选的是，所述步骤三中，退火热处理的温度是1000-1150℃，保温时间为0.2-10分钟。
本发明的有益效果
本发明提供一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，该方法利用高温轧制再退火热处理的方法，诱发转变析出分布均匀的弥撒强化相，使高氮无镍奥氏体不锈钢中第二相弥散分布，通过改变保温时间参数，可控制析出第二相的形状大小，随着时间的延长第二相的含量先增加后减少，先长大后变小，同时，得到奥氏体晶粒尺寸细化，其中晶粒尺寸从1.1到8.28μm细化效果良好；另外，该方法提高了材料的力学性能和稳定性，其硬度比固溶后的提高了15-30％，本发明的加工工艺方法简单、方便，具有良好的通用性。由于该制备方法得到的不锈钢具有良好的力学性能和稳定性，可以制成板材，可广泛应用于交通运输以及工业部门中的设备和部件，特别是在卫生设备和医疗中的潜在应用前景巨大。
附图说明
图1为现有技术电渣重熔的高氮无镍奥氏体不锈钢金相组织；
图2为实施例1固溶后的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM金相组织；
图3为实施例1轧制变形后的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；
图4为实施例1退火热处理的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；
图5为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；
图6为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织(高倍放大)；
图7为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；
图8为实施例3制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；
图9为实施例3制备的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；
图10为实施例4热处理保温1分钟，不同温度下，高氮无镍奥氏体不锈钢的显微组织照片；
图11为实施例5热处理1000度，不同保温时间，高氮无镍奥氏体不锈钢的显微组织照片；
图12为实施例2中图6的第二相尺寸大小分布图；
图13为实施例4热处理保温1分钟，不同温度下，高氮无镍奥氏体不锈钢的硬度变化图；
图14为实施例4热处理保温3分钟，不同温度下，高氮无镍奥氏体不锈钢的硬度变化图。
具体实施方式
本发明提供一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，该方法包括以下步骤：
步骤一：对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理；所述的高氮无镍奥氏体不锈钢的成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购，所述的固溶处理优选是在氮气保护下进行，所述的固溶处理的温度优选为1130-1160℃，更优选为1150℃，固溶处理时间7-9小时，更优选为8小时；
步骤二：将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在180-200℃下进行温轧制，获得形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板；所述的温轧制每道次下压量的范围优选为2-10％，温轧制变形量优选为30-70％，更优选为70％；最后一次轧制后，快速水冷；
步骤三：利用热处理工艺，对形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板进行退火热处理，获得弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。
所述的退火热处理的温度优选是1000-1150℃，更优选为1000-1100℃；保温时间优选为0.2-10分钟，更优选为1-5min，本发明通过控制退火的温度和保温时间来控制弥撒分布的第二相数量，当退火温度低于1000℃时，会由于温度过低，奥氏体基体无法快速发生回复再结晶，高氮钢的延展性能过低，稳定性能差，会发生自然时效，影响后续的使用；当退火温度高于1150℃时，会由于温度过高，奥氏体晶粒长大过快，不易控制，第二相析出少，强度过低，失去前面的形变强化的意义；同样的，当保温时间低于0.2min时，会由于时间太短，不易实际生产操作；当保温时间大于10min时，会由于时间太长，第二相强化作用消失。
本发明采用温轧制和退火热处理相结合的工艺，制备一种第二相弥散分布、尺寸可控，具有高力学性能、高稳定性的高氮无镍奥氏体不锈钢板，制备工艺简单、实用，易实现工业、医用推广和生产。温轧制变形可以将部分晶体缺陷引入材料内部并存储；后续通过热处理，高氮无镍奥氏体不锈钢将发生退火孪晶转变，产生大量的退火孪晶，增加孪晶密度，晶粒细化；同时，在形变和热处理的共同作用下，诱发转变析出分布均匀的弥撒强化相，提高材料的力学性能和稳定性。本发明用以制备一种第二相弥散分布、尺寸可控，具有高强度、高塑性、高稳定性的高氮无镍奥氏体不锈钢，可控其奥氏体晶粒尺寸在1.11-8.28微米范围变化，第二相弥撒强化，具有好的力学性能和成型性，可以制成板材。
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明，实施例中涉及到的原料均为商购。
实施例1
(1)对高氮无镍奥氏体不锈钢(成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购)进行固溶处理，氮气氛围保护、1150℃保温8h、水冷却；
(2)将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在200℃下进行高温轧制，第一次设定轧制下压量为10％，第二次10％，第三次10％，第四次5％，之后为2％的下压量直到变形70％；
(3)对形变70％的高氮无镍奥氏体不锈钢进行退火热处理，工艺参数为：氮气保护，温度1050℃保温3分钟，水冷却，得到弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。
图1为现有技术电渣重熔的高氮无镍奥氏体不锈钢金相组织；图1说明现有技术的铸造组织，晶粒粗大，平均500um；成分不均匀，工业不可使用。
图2为实施例1固溶后的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM金相组织；图2说明经过固溶处理后，晶粒尺寸变小，平均48um。
图3为实施例1轧制变形后的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；图3说明温轧制后的显微组织，晶粒明显变形、细化。
图4为实施例1退火热处理的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；图4说明，发现与固溶的高氮无镍奥氏体不锈钢相比，奥氏体晶粒内部孪晶密度增高，晶粒尺寸更加细小，平均4.4um，约为固溶后晶粒尺寸的十分之一，孪晶密度大大增加；显微硬度为379Hv，与固溶相比，提高了25％以上。
实施例2
(1)对高氮无镍奥氏体不锈钢(成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购)进行固溶处理，氮气氛围保护、1150℃保温8h、水冷却；
(2)将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在200℃下进行高温轧制，第一次设定轧制下压量为10％，第二次10％，第三次10％，第四次5％，之后为2％的下压量直到变形70％；
(3)对形变70％的高氮无镍奥氏体不锈钢进行退火热处理，工艺参数为：氮气保护，温度1000℃保温3分钟，水冷却，得到弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。
将所制备的高氮无镍奥氏体不锈钢进行力学性能测试和显微组织(SEM、EBSD)观察，图5为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；图5说明，在热处理温度1000℃，保温时间3min条件下，热处理的组织与固溶的组织相比，晶粒明显细化。
图6为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织(高倍放大)；图6说明，热处理的组织与固溶的组织相比，第二相弥撒且均匀分布。图12为实施例2的图6中第二相的尺寸分布图，平均尺寸为210nm。
图7为实施例2制备的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；图7说明，热处理的组织与固溶的组织相比，晶粒明显细化，平均尺寸为1.22um，孪晶密度明显增加，有大量亚微米晶粒存在。弥撒分布的细小第二相，大量存在晶粒内部；钢的硬度提高45％以上。
本实施例与其他实施例比较，本实验条件的晶粒尺寸最小。
实施例3
(1)对高氮无镍奥氏体不锈钢(成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购)进行固溶处理，氮气氛围保护、1150℃保温8h、水冷却；
(2)将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢进行200℃温轧制，第一次设定轧制下压量为10％，第二次10％，第三次5％，之后为2％的下压量直到变形为50％；
(3)对形变50％的高氮无镍奥氏体不锈钢进行退火热处理，工艺参数为：氮气保护，温度1150℃保温1分钟，水冷却。
将所制备的高氮无镍奥氏体不锈钢进行力学性能测试和显微组织(SEM)观察，图8为实施例3制备的高氮无镍奥氏体不锈钢SEM显微组织；图8说明，与固溶的相比，孪晶密度明显增加，没有明显的第二相形成。
图9为实施例3制备的高氮无镍奥氏体不锈钢EBSD显微组织；发现与固溶的高氮无镍奥氏体不锈钢相比，孪晶密度增高，晶粒尺寸细小(平均5.9um)，弥散分布的第二相消失，极限抗拉强度提高20％以上。
本实施例3与实施例1、2比较，高氮无镍奥氏体不锈钢的强度增加幅度值最低，主要由于温度高，晶粒长大速度过快且晶粒内部没有大量的弥撒强化相的存在。
实施例4
(1)对高氮无镍奥氏体不锈钢(成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购)进行固溶处理，氮气氛围保护、1150℃保温8h、水冷却；
(2)将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在200℃下进行高温轧制，第一次设定轧制下压量为10％，第二次10％，第三次10％，第四次5％，之后为2％的下压量直到变形70％；
(3)对形变70％的高氮无镍奥氏体不锈钢进行退火热处理，工艺参数为：氮气保护，不同温度1000℃、1050℃、1100℃、1150℃，保温1、3分钟，水冷却。
将所制备的高氮无镍奥氏体不锈钢进行显微组织(SEM)观察和力学性能测试，图10为实施例4热处理保温1分钟，在1000℃(图a)、1050℃(图b)、1100℃(图c)、1150℃(图d)，高氮无镍奥氏体不锈钢的显微组织照片；图10说明，奥氏体晶粒尺寸随着温度升高而变大，弥撒分布的第二相数量由多变少直至消失。
图13为实施例4热处理保温1分钟，不同温度下，高氮无镍奥氏体不锈钢的硬度变化图；
图14为实施例4热处理保温3分钟，不同温度下，高氮无镍奥氏体不锈钢的硬度变化图。
图13和14说明，从不同热处理温度条件发现，保温条件1min时，不锈钢的硬度先升高，后降低，硬度与固溶相比，提高30％以上。而在1050℃保温1min，高氮钢的硬度最高。此时，钢的硬度提高有两个方面的原因，一是晶粒细化且存在大量孪晶，二是晶粒内部存在细小弥散强化相。
实施例5
(1)对高氮无镍奥氏体不锈钢(成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9；余量为Fe，来源为商购)进行固溶处理，氮气氛围保护、1150℃保温8h、水冷却；
(2)将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在200℃下进行高温轧制，第一次设定轧制下压量为10％，第二次10％，第三次10％，第四次5％，之后为2％的下压量直到变形70％；
(3)对形变70％的高氮无镍奥氏体不锈钢进行退火热处理，工艺参数为：氮气保护，温度1000℃，保温1、3、5、10分钟，水冷却。
将所制备的高氮无镍奥氏体不锈钢进行显微组织(SEM)观察，图11为实施例5热处理1000度，热处理保温1min(图a)、3min(图b)、5min(图c)、10min(图d)的显微组织照片，图11说明，弥撒分布的第二相数量先由少变多，再由多变少；随着时间的增加，第二相的尺寸逐渐变大；基体相也随着保温时间的延长，晶粒尺寸增加。
本发明制备的高氮无镍奥氏体不锈钢与其它现有技术相比，高氮无镍奥氏体不锈钢的晶体缺陷少，同时具有高的强度和好的延展性。本发明制备的高氮无镍奥氏体不锈钢中孪晶密度高，晶粒尺寸细小，第二相弥撒均匀分布，同时具有高的硬度，使其力学性能和热稳定性明显同时提高。

Claims (7)

1.一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一：对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理；
步骤二：将固溶处理后的高氮无镍奥氏体不锈钢在180-200℃下进行温轧制，获得形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板；
步骤三：利用热处理工艺，对形变的高氮无镍奥氏体不锈钢板进行退火热处理，获得弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢。
2.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述步骤一中，采用氮气保护，对高氮无镍奥氏体不锈钢进行固溶处理。
3.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述的高氮无镍奥氏体不锈钢的成分为：C：≤0.02；Si：0.2-0.4；Mn：16-18；S：≤0.01；P：≤0.02；Cr：21-23；Mo：2-3；Cu：0.1-0.5；N：0.7-0.9。
4.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述步骤一中，固溶处理温度1130-1160℃，固溶处理时间7-9小时。
5.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述步骤二中，温轧制下压量的范围2-10％。
6.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述步骤二中，温轧制变形量为30-70％。
7.根据权利要求1所述的一种弥撒强化、高稳定性医用高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，所述步骤三中，退火热处理的温度是1000-1150℃，保温时间为0.2-10分钟。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114182178A (zh) * 2021-12-09 2022-03-15 广州金南磁性材料有限公司 一种高氮无镍奥氏体不锈钢及其制备方法和应用
CN114934240A (zh) * 2022-04-25 2022-08-23 中国科学院金属研究所 一种超高强高耐蚀高氮奥氏体不锈钢的制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62290829A (ja) * 1986-06-09 1987-12-17 Nisshin Steel Co Ltd ばね特性に優れたばね用ステンレス鋼材の製造方法
CN1519387A (zh) * 2003-01-20 2004-08-11 中国科学院金属研究所 一种医用植入奥氏体不锈钢材料
JP2012177170A (ja) * 2011-02-28 2012-09-13 National Institute For Materials Science 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材及びその製造方法
CN105177257A (zh) * 2015-09-29 2015-12-23 东北大学 一种高氮无镍奥氏体不锈钢抗晶间腐蚀处理工艺
US20170204493A1 (en) * 2016-01-14 2017-07-20 Ak Steel Properties, Inc. Warm rolling of steels containing metastable austenite
CN108531817A (zh) * 2018-06-27 2018-09-14 北京科技大学 纳米/超细晶结构超高强塑性奥氏体不锈钢及制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62290829A (ja) * 1986-06-09 1987-12-17 Nisshin Steel Co Ltd ばね特性に優れたばね用ステンレス鋼材の製造方法
CN1519387A (zh) * 2003-01-20 2004-08-11 中国科学院金属研究所 一种医用植入奥氏体不锈钢材料
JP2012177170A (ja) * 2011-02-28 2012-09-13 National Institute For Materials Science 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材及びその製造方法
CN105177257A (zh) * 2015-09-29 2015-12-23 东北大学 一种高氮无镍奥氏体不锈钢抗晶间腐蚀处理工艺
US20170204493A1 (en) * 2016-01-14 2017-07-20 Ak Steel Properties, Inc. Warm rolling of steels containing metastable austenite
CN108531817A (zh) * 2018-06-27 2018-09-14 北京科技大学 纳米/超细晶结构超高强塑性奥氏体不锈钢及制备方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114182178A (zh) * 2021-12-09 2022-03-15 广州金南磁性材料有限公司 一种高氮无镍奥氏体不锈钢及其制备方法和应用
CN114182178B (zh) * 2021-12-09 2022-10-18 广州金南磁性材料有限公司 一种高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法和应用
CN114934240A (zh) * 2022-04-25 2022-08-23 中国科学院金属研究所 一种超高强高耐蚀高氮奥氏体不锈钢的制备方法
CN114934240B (zh) * 2022-04-25 2023-10-10 中国科学院金属研究所 一种超高强高耐蚀高氮奥氏体不锈钢的制备方法

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