CN115141984A - 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法 - Google Patents

一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115141984A
CN115141984A CN202111396824.1A CN202111396824A CN115141984A CN 115141984 A CN115141984 A CN 115141984A CN 202111396824 A CN202111396824 A CN 202111396824A CN 115141984 A CN115141984 A CN 115141984A
Authority
CN
China
Prior art keywords
stainless steel
percent
entropy
austenitic stainless
rolling
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.)
Granted
Application number
CN202111396824.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115141984B (zh
Inventor
沈同德
温康康
孙宝茹
蔡学成
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.)
Yanshan University
Original Assignee
Yanshan University
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 Yanshan University filed Critical Yanshan University
Priority to CN202111396824.1A priority Critical patent/CN115141984B/zh
Publication of CN115141984A publication Critical patent/CN115141984A/zh
Priority to US18/271,916 priority patent/US20240093339A1/en
Priority to JP2023563148A priority patent/JP2024504210A/ja
Priority to PCT/CN2022/128626 priority patent/WO2023093464A1/zh
Priority to EP22897547.0A priority patent/EP4257717A1/en
Application granted granted Critical
Publication of CN115141984B publication Critical patent/CN115141984B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • 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

Abstract

本发明公开了材料领域的不锈钢材料技术领域的一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法。本发明开发的不锈钢按原子百分比含量计元素组分如下：Cr：5～30％、Ni：5～50％、Ti：1～15％、Al：1～15％、余量为Fe和不可避免的杂质；优选组分为Cr：5～19％、Ni：5～29％、Ti：6～15％、Al：5～15％、余量为Fe。通过调控各个元素的原子比，实现纳米析出相尽可能最大量的析出，在保持高塑性的同时，最大限度的提升强度。本发明提供的不锈钢成分体系简单、制造成本低且兼具高强度高塑性，可广泛用于航空、航天、海洋、核电等诸多工业领域，具有广阔的市场前景。

Description

一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
技术领域
本发明属于材料领域，具体涉及不锈钢材料技术领域，尤其涉及一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法。
背景技术
不锈钢因其良好的耐腐蚀和抗氧化性被广泛应用于航空、航天、海洋、核工业许多工业领域，但是，目前所有的商用不锈钢都很难兼具优异的强度与高塑性。比如，奥氏体不锈钢其塑性好而强度太低，铁素体不锈钢和马氏体不锈钢其强度稍高而塑性又一般，沉淀硬化不锈钢在不锈钢种里具有最高的强度，但是塑性最低。目前，市场上普遍使用的奥氏体不锈钢是201、301、304、316等强度低而塑性好的不锈钢及其衍生出的材料，其化学元素质量配比为：C≤0.15％、Si≤2.0％、Mn≤2.0％(201,202中：5.0％≤Mn≤10.5％，各个成分不同)、P≤0.045％、S≤0.03％、N≤0.025％、15.0％≤Cr≤28.0％、3.5％≤Ni≤36.0(Cr、Ni含量与各个体系有关)，其他为Cu、Nb、W、Ta、B和Al等微量掺杂元素以及铁和其他不可避免的杂质。
近年来，研究人员利用大塑性变形手段，代表技术为液氮冷轧、机械合金化、高压扭转和挤压等，通过马氏体反转为奥氏体的强化方法，使材料晶粒尺寸细化至纳米级，有效提高了材料的强度，晶粒细化对于强化强度作用明显，但使材料的塑韧性损失极大。在材料科学领域，近年来兴起了一种全新的金属材料，称之为高熵合金或者多主元合金。高熵合金包含至少五种主要元素，每种元素含量介于5-35at％。高熵合金具有常规合金难以企及的优异性能，比如高硬度、高强度、抗氧化、抗腐蚀、抗疲劳、抗高温软化、抗蠕变、抗磨损、独特的磁性和优异的低温力学性能等。C.T.Liu等人介绍了一种利用L12-Ni3(TiAl)析出相强化FeCoNiTiAl高熵合金的设计方案，通过在多主元合金基体中引入L12-Ni3(TiAl)析出相大幅提升材料强度，且拉伸塑性几乎没有损失[Science,2018,362，933～937]。该方法中通过引入高密度的纳米析出相来提升强度，而在拉伸变形过程中，位错会剪切过析出相，使得应力集中发生在晶界上，从而保持其高塑性。因此，基体合金中引入细小且高密度的纳米析出相在实现结构材料的强韧化中起了十分重要的作用。但是，该高熵合金含有昂贵的战略金属钴，难以大批量应用。因此开发一种新型的、不含元素钴的高熵奥氏体不锈钢来填补现有商用奥氏体钢中强度和塑性难以兼顾的技术瓶颈，达到远超现有奥氏体不锈钢的强度塑性匹配是极其必要的。
发明内容
本发明中高熵奥氏体不锈钢的成分配比主要是基于以下思想进行设计：
(1)Cr元素的添加可以在提高不锈钢强度的同时保证其耐腐蚀性，高Cr含量有助于适应在核材料服役环境(超临界水、铅铋溶液等)中的应用。
(2)Ni元素的添加可以加宽纳米析出相形成的相区，并抑制其他有害的金属间化合物的形成以避免带来脆性。
(3)Al元素的适量添加可以赋予合金抗氧化性和抗腐蚀性，同时促进纳米析出相的析出，使纳米析出相与基体保持高共格度。
(4)Ti元素的适量加入可以细化晶粒和均匀组织，同时与Ni、Al形成纳米析出相提升不锈钢的强度，并且Ti替代昂贵的Cu、Co、Nb、Mo降低生产成本的同时也不破坏纳米析出相的微观结构。
(5)由于Mn在冶炼过程中存在挥发问题给合金制备带来不便，且造成较大的浪费；Cu的存在可能会使材料出现偏析，给组织带来不均匀性。因此，本发明中的合金需去除这两种元素。
(6)合金中各元素含量变化规则为：Ti、Al的含量由其他三种元素的含量决定，当Cr、Ni的含量高于Ti、Al的含量时需要适量减少Ti、Al的含量；当Cr、Ni的含量低于Ti、Al的含量时需要适量增加Ti、Al含量。当Cr元素含量升高时，需同时提高Ni元素的含量，一方面可以保证基体为奥氏体结构，另一方面可以保证有足够的Ni原子形成纳米析出相。
为了解决现有技术的不足，本发明的目的是提供一种高强度、高塑性高熵奥氏体不锈钢及其制备方法，本发明采用的技术手段如下：
一种高熵奥氏体不锈钢，其特征在于，按原子百分比含量计，所述不锈钢的元素组分如下：
Cr：5～30％；Ni：5～50％；Ti：1～15％；Al：1～15％；余量为Fe。
优选地，按原子百分比含量计，所述不锈钢的元素组分如下：
Cr：5～19％；Ni：5～29％；Ti：6～15％；Al：5～15％；余量为Fe。
进一步地，所述不锈钢中纳米析出相的尺寸≤30nm，纳米析出相的数量密度≥5.0×1021m-3。
一种高熵奥氏体不锈钢的制备方法，具体步骤为：按原子比要求将各原料混合，经真空氩弧炉熔炼和浇注获得铸锭，将铸锭固溶处理后，经(1)冷轧、再结晶后或经(2)热轧、冷轧、再结晶后，进行时效处理，得到高熵奥氏体不锈钢。
进一步地，所述(1)中冷轧的工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为60％～70％。
进一步地，所述(2)中热轧、冷轧的工艺为：在800℃～1150℃下热轧，每道次压下量不超过0.5mm，热轧过程中保证温度为800～1150℃区间内，若温度降低，可回炉在轧制温度区间内保温5～15min，总压下量至50％～60％后换为冷轧工艺，冷轧每道次压下量不超过0.2mm，总下压量为60％～70％。
进一步地，所述再结晶的具体操作为：将(1)或(2)轧制完的铸锭，于1140℃～1160℃下保温1～3min；(如果铸锭体积过大，可适量增加再结晶时间)；
优选地，所述再结晶的升温速率为10℃/min～20℃/min。
进一步地，所述真空氩弧炉熔炼工序中氩弧炉在5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时开始熔炼；
进一步地，在开始熔炼前还包括用纯Ti去除氧气；
进一步地，所述纯Ti质量为30～40g，不作为原材料也不参与熔炼；
优选地，所述真空氩弧炉熔炼次数至少四次。
进一步地，所述固溶处理的具体操作为：将浇注后的铸锭在1.0×10-3Pa以下加热至1140℃～1160℃，保温1h～2.5h，然后水淬或于空气中冷却；
优选地，所述固溶处理的升温速率为10℃/min～20℃/min。
进一步地，所述时效处理具体操作为：将再结晶完的铸锭于500℃～600℃下保温0.5h～1.5h后水淬或空冷；
优选地，所述时效处理的升温速率为5℃/min～15℃/min。
本发明得到的有益效果为：
(1)本发明提供了一种高熵奥氏体不锈钢，以原子百分比含量计，各元素的原子配比为Cr：5-30％；Ni：5～50％；Ti：1～15％；Al：1～15％；其余为Fe以及其它冶炼过程或热处理过程中引入的不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)。该不锈钢成分体系简单，减少了部分贵金属以及微量掺杂元素，最大程度的减少了合金元素的添加，仅用五种合金元素(三种主要元素：Fe、Cr、Ni，两种少量元素：Ti、Al)，通过调节各组分的原子占比，实现纳米析出相最大量的析出，使制备的高熵奥氏体不锈钢兼具高强度和高塑性。
通过加入Cr提高不锈钢的强度和耐腐蚀性；加入Ni可用于加宽纳米析出相形成的相区且抑制有害金属间化合物的产生；Al的添加以赋予材料抗氧化性和抗腐蚀性，且有助于纳米析出相的形成；加入Ti元素细化晶粒和均匀组织，同时与Ni、Al形成纳米析出相提升不锈钢的强度，同时Ti替代昂贵的Cu、Co、Nb、Mo以降低生产成本且不破坏纳米析出相的微观结构。该不锈钢以Fe～Cr～Ni为基体，通过控制Cr、Ni的含量，调整添加Ti、Al两种元素的含量形成纳米析出相以强化基体。其中，当Cr元素含量升高时，需提高Ni元素的含量，一方面保证基体为奥氏体结构，一方面保证足够的Ni原子形成纳米析出相，同时适量降低Ti、Al含量，防止形成脆性的金属间化合物，反之亦然。
在一个优选的方案中，Cr：5～19％；Ni：5～29％；Ti：6～15％；Al：5～15％，余量为铁。在保证合金强度和塑性的前提下，降低了Cr和Ni的用量，进一步降低了生产成本。
(2)本发明还提供了一种高强度高塑性高熵奥氏体不锈钢的制备过程，简化了热处理工艺，减少了生产成本，制备工艺简单，具有广阔的应用前景。本发明中的固溶处理方法可使合金元素充分溶入奥氏体基体中，使合金成分更加均匀，采用高温短时间的再结晶处理，在获得均匀且较粗大的等轴晶，保证合金良好塑性的同时，可大大提高生产效率，节约成本。
在本发明的一个优选方案中采用热轧后冷轧的轧制工艺，有助于解决大铸锭轧制困难的问题，热轧可在初期消除轧制带来的裂纹，为后续冷轧做准备并降低危险性。通过后续的时效处理，有助于纳米析出强化相的沉淀析出，从而提升不锈钢的强度与塑性。本发明制备方法制备的不锈钢由于其良好的强度、塑性的综合，其力学性能发面优于大部分的商用不锈钢，适用于大部分不锈钢的服役领域。
附图说明
图1为高熵奥氏体不锈钢Fe47Cr16Ni26Ti6Al5的X射线衍射图；
图2为高熵奥氏体不锈钢Fe47Cr16Ni26Ti6Al5的透射电子显微镜图及元素分布图；
图3为高熵奥氏体不锈钢在室温下测得的工程应力-应变曲线图；
图4为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的屈服强度ReL与断裂延伸率E的对比图；
图5为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的抗拉强度Rm与断裂延伸率E的对比图；
图6为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的屈服强度与强塑积(抗拉强度×断裂延伸率)的对比图。
具体实施方式
为了更清楚地理解本发明，现参照下列实施例及附图进一步描述本发明。实施例仅用于解释而不以任何方式限制本发明。实施例中，各原始试剂材料均可商购获得，未注明具体条件的实验方法为所属领域熟知的常规方法和常规条件，或按照仪器制造商所建议的条件。
实施例1
本实施例提供了一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe47Cr16Ni26Ti6Al5(原子比)或Fe48.56Cr15.39Ni28.24Ti5.32Al2.5(重量比)，冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)对材料性能的影响可忽略。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)，将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化30g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼6次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，得到的铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后水淬。将固溶处理后的铸锭，采用冷轧变形工艺，轧制工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为66.7％。将轧制完的铸锭，以10℃/min的速率升温至1150℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以10℃/min的速率升温至600℃保温1h后水淬，完成时效处理。
用常规的CuKα辐射为X射线源进行衍射，衍射图谱如图1所示，图中衍射峰可标定为面心结构的(111)，(200)，(220)，(311)，(222)衍射峰，所以所得结构为奥氏体，由于纳米析出相尺寸太小，在X射线衍射图上不显示可见的衍射峰。
实施例2
本实施例提供一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe47Cr16Ni26Ti6Al5(原子比)或Fe48.56Cr15.39Ni28.24Ti5.32Al2.5(重量比)，其中冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)可忽略对材料性能的影响。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)，将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化30g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼6次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后在空气中冷却。将固溶处理后的铸锭，采用热轧后冷轧的变形工艺，轧制工艺为：热轧温度为1150℃，热轧过程中保证温度在800～1150℃区间内，若温度降低，可回炉在轧制温度区间内保温5～15min，每道次压下量不超过0.5mm，总压下量至50％后换为冷轧工艺，每道次压下量不超过0.2mm，总下压量为66.7％。将轧制完的铸锭，以15℃/min的速率升温至1140℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以15℃/min的速率升温至550℃保温1.5h后于空气中冷却，完成时效处理。
通过透射电子显微镜对材料进行表征，透射电子显微镜图以及元素分布图如图2所示，不锈钢基体中分布大量的球形纳米析出相，成分为Ni-Ti-Al，晶体结构为面心立方，平均尺寸为14.4nm(直径)，数量密度为1.68×1022m-3。
实施例3
本实施例提供一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe39Cr20Ni30Ti6Al5(原子比)或Fe40.33Cr19.25Ni32.6Ti5.32Al2.5(重量比)，其中冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)可忽略对材料性能的影响。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)，将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化35g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼5次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后水淬。将固溶处理后的铸锭，采用冷轧变形工艺，轧制工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为66.7％。将轧制完的铸锭，以18℃/min的速率升温至1145℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以12℃/min的速率升温至600℃保温1h后水淬，完成时效处理。
实施例4
本发明实施例提供一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe31Cr24Ni34Ti6Al5(原子比)或Fe32.08Cr23.12Ni36.98Ti5.32Al2.5(重量比)，其中冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)可忽略对材料性能的影响。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)，将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化40g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼5次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后水淬。将固溶处理后的铸锭，采用冷轧变形工艺，轧制工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为66.7％。将轧制完的铸锭，以10℃/min的速率升温至1155℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以10℃/min的速率升温至600℃保温1h后水淬，完成时效处理。
实施例5
本发明实施例提供一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe42Cr16Ni28Ti7Al7(原子比)或Fe43.88Cr15.56Ni30.75Ti6.27Al3.53(重量比)，其中冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)可忽略对材料性能的影响。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)，将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化35g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼6次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后水淬。将固溶处理后的铸锭，采用冷轧变形工艺，轧制工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为66.7％。将轧制完的铸锭，以20℃/min的速率升温至1160℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以10℃/min的速率升温至600℃保温1h后水淬，完成时效处理。
实施例6
本发明实施例提供一种高熵奥氏体不锈钢，其化学成分为：Fe49Cr16Ni28Ti4Al3(原子比)或Fe49.9Cr15.17Ni29.98Ti3.49Al1.48(重量比)，其中冶炼过程及热处理过程中引入不可避免且含量极少的杂质元素(C、N、O等)可忽略对材料性能的影响。
上述高熵奥氏体不锈钢的制备步骤如下：
(1)按化学成分的设计比例，称取各原料混合(各原料纯度≥99.9％)将氩弧炉于5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa后，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时，先熔化30g纯Ti除氧后开始熔炼。经氩弧炉熔炼6次、浇铸得60×10×5mm的片状铸锭，铸锭化学成分与所述高熵奥氏体不锈钢相同。
(2)将所述铸锭置于炉内进行固溶处理及均匀化处理，以15℃/min的速率升温至1150℃，保温120min，然后水淬。将固溶处理后的铸锭，采用冷轧变形工艺，轧制工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为66.7％。将轧制完的铸锭，以10℃/min的速率升温至1150℃，保温1.5min完成再结晶。将再结晶完的铸锭，以10℃/min的速率升温至600℃保温1h后水淬，完成时效处理。
实验例
将实施例1～6制备的材料中任意取样分析，其屈服强度ReL、抗拉强度Rm、断裂延伸率E、屈强比(ReL/Rm)统计分析结果如表1所示，其中，表中的每个样品均检测三次，采取随机取样的方式。
表1实施例1～6合金性能数据
Figure BDA0003370221160000081
(1)由表1可以看出，本发明实施例1-3制备的高熵奥氏体不锈钢的屈服强度、抗拉强度更高、断裂延伸率均保持了很高的水平，屈强比位于0.67～0.73合理范围内。实施例4～5由于Ti、Al含量过量，导致形成脆性的金属间化合物，虽然强度有所提升，但塑性损失很多。而实施例6由于Ti、Al含量不足，无法实现析出强化最大化，导致强度较低。
(2)图3为高熵奥氏体不锈钢在室温下测得的工程应力-应变曲线，所用应变速率为1×10-3s-1。高熵奥氏体不锈钢的屈服强度、抗拉强度以及断裂延伸率如表1所示，该图表明，具有最优性能的高熵奥氏体不锈钢屈服强度为820MPa，抗拉强度为1220MPa，断裂延伸率为37％。
(3)图4为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的屈服强度ReL与断裂延伸率E的对比，该图表明，本发明高熵奥氏体不锈钢的屈服强度高于绝大多数的商用不锈钢且保持了很高的塑性，其屈服强度与断裂延伸率的乘积为14.5～30.3GPa％，高于商用不锈钢的2.62～17.2GPa％。
(5)图5为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的抗拉强度Rm与断裂延伸率E的对比，该图表明，本发明高熵奥氏体不锈钢在保持高塑性的同时还兼具很高的抗拉强度，其抗拉强度与断裂延伸率的乘积为18.0～46.1GPa％，高于商用不锈钢的2.9～42.8GPa％。
(6)图6为现有技术下商用不锈钢性能与本发明高熵奥氏体不锈钢力学性能的屈服强度与强塑积(抗拉强度×断裂延伸率)的对比，该图表明，本发明高熵奥氏体不锈钢的屈服强度及强塑积高于现有技术的不锈钢，在兼具高强度的同时保持了高塑性，综合性能优于现有技术的不锈钢。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。

Claims (10)

1.一种高熵奥氏体不锈钢，其特征在于，按原子百分比含量计，所述不锈钢的元素组分如下：
Cr：5～30％；Ni：5～50％；Ti：1～15％；Al：1～15％；余量为Fe。
2.如权利要求1所述的高熵奥氏体不锈钢，其特征在于，按原子百分比含量计，所述不锈钢的元素组分如下：
Cr：5～19％；Ni：5～29％；Ti：6～15％；Al：5～15％；余量为Fe。
3.如权利要求1所述的高熵奥氏体不锈钢，其特征在于，所述不锈钢中纳米析出相的尺寸≤30nm，纳米析出相的数量密度≥5.0×1021m-3。
4.一种高熵奥氏体不锈钢的制备方法，其特征在于，具体步骤为：按原子比要求将各原料混合，经真空氩弧炉熔炼和浇注获得铸锭，将铸锭固溶处理后，经(1)冷轧、再结晶后或经(2)热轧、冷轧、再结晶后，进行时效处理，得到高熵奥氏体不锈钢。
5.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述(1)中冷轧的工艺为：每道次压下量不超过0.2mm，总压下量为60％～70％。
6.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述(2)中热轧、冷轧的工艺为：在800℃～1150℃下热轧，每道次压下量不超过0.5mm，热轧过程中保证温度为800～1150℃区间内，若温度降低，可回炉在轧制温度区间内保温5～15min，总压下量至50％～60％后换为冷轧工艺，冷轧每道次压下量不超过0.2mm，总下压量为60％～70％。
7.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述再结晶的具体操作为：将(1)或(2)轧制完的铸锭，于1140℃～1160℃下保温1～3min；
优选地，所述再结晶的升温速率为10℃/min～20℃/min。
8.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述真空氩弧炉熔炼工序具体为：氩弧炉在5.0×10-3Pa以下充入氩气使炉内气压达5.0×103Pa，炉内氧含量和氮含量在180min内均低于0.002％时开始熔炼；
进一步地，在开始熔炼前还包括用纯Ti去除氧气；
优选地，所述真空氩弧炉熔炼次数至少四次。
9.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的具体操作为：将浇注后的铸锭在1.0×10-3Pa以下加热至1140℃～1160℃，保温1h～2.5h，然后水淬或于空气中冷却；
优选地，所述固溶处理的升温速率为10℃/min～20℃/min。
10.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述时效处理具体操作为：将再结晶完的铸锭于500℃～600℃下保温0.5h～1.5h后水淬或空冷；
优选地，所述时效处理的升温速率为5℃/min～15℃/min。
CN202111396824.1A 2021-11-23 2021-11-23 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法 Active CN115141984B (zh)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111396824.1A CN115141984B (zh) 2021-11-23 2021-11-23 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
US18/271,916 US20240093339A1 (en) 2021-11-23 2022-10-31 High-entropy austenitic stainless steel and preparation method thereof
JP2023563148A JP2024504210A (ja) 2021-11-23 2022-10-31 高エントロピーのオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
PCT/CN2022/128626 WO2023093464A1 (zh) 2021-11-23 2022-10-31 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
EP22897547.0A EP4257717A1 (en) 2021-11-23 2022-10-31 High-entropy austenitic stainless steel, and preparation method therefor

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111396824.1A CN115141984B (zh) 2021-11-23 2021-11-23 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115141984A true CN115141984A (zh) 2022-10-04
CN115141984B CN115141984B (zh) 2023-02-24

Family

ID=83405234

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202111396824.1A Active CN115141984B (zh) 2021-11-23 2021-11-23 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20240093339A1 (zh)
EP (1) EP4257717A1 (zh)
JP (1) JP2024504210A (zh)
CN (1) CN115141984B (zh)
WO (1) WO2023093464A1 (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115491564A (zh) * 2022-10-09 2022-12-20 南京工业大学 一种富铁高强韧双相高熵不锈钢及其制备方法
CN115896642A (zh) * 2022-12-05 2023-04-04 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种奥氏体耐热不锈钢的制备方法
WO2023093464A1 (zh) * 2021-11-23 2023-06-01 燕山大学 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
CN116287818A (zh) * 2023-03-24 2023-06-23 西北有色金属研究院 一种高强塑性的AlCoCrFeNiTi系高熵合金及其制备方法
CN117026109A (zh) * 2023-09-05 2023-11-10 燕山大学 一种高强抗蠕变低比重的高/中熵耐热钢及其制备方法
CN116287818B (zh) * 2023-03-24 2024-04-30 西北有色金属研究院 一种高强塑性的AlCoCrFeNiTi系高熵合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004107777A (ja) * 2002-09-20 2004-04-08 Toshiba Corp オーステナイト系耐熱合金とその製造方法および蒸気タービン部品
JPWO2017119415A1 (ja) * 2016-01-05 2018-09-27 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金及びその製造方法
CN109252083A (zh) * 2018-11-07 2019-01-22 安阳工学院 一种多相高熵合金及其制备方法
CN110408850A (zh) * 2019-07-17 2019-11-05 浙江大学 纳米金属间化合物析出强化的超级钢及其制备方法
CN110735077A (zh) * 2019-10-14 2020-01-31 中南大学 一种AlCrFeNiSiTi高熵合金多孔材料及其制备方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104694808B (zh) * 2015-03-26 2017-02-22 北京科技大学 具有弥散纳米析出相强化效应的高熵合金及其制备方法
KR101927611B1 (ko) * 2016-05-02 2018-12-10 한국과학기술원 고강도 초내열 고엔트로피 합금기지 복합소재 및 이의 제조방법
CN107354391B (zh) * 2017-07-27 2018-11-06 安徽工业大学 一种基于高熵效应的多组元成分沉淀硬化不锈钢
EP3543368B1 (fr) * 2018-03-20 2020-08-05 The Swatch Group Research and Development Ltd Alliages à haute entropie pour composants d'habillage
CN113430343B (zh) * 2021-07-05 2022-09-20 陕西科技大学 一种纳米析出强化CoCrNi基高熵合金的处理方法
CN115141984B (zh) * 2021-11-23 2023-02-24 燕山大学 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004107777A (ja) * 2002-09-20 2004-04-08 Toshiba Corp オーステナイト系耐熱合金とその製造方法および蒸気タービン部品
JPWO2017119415A1 (ja) * 2016-01-05 2018-09-27 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金及びその製造方法
CN109252083A (zh) * 2018-11-07 2019-01-22 安阳工学院 一种多相高熵合金及其制备方法
CN110408850A (zh) * 2019-07-17 2019-11-05 浙江大学 纳米金属间化合物析出强化的超级钢及其制备方法
CN110735077A (zh) * 2019-10-14 2020-01-31 中南大学 一种AlCrFeNiSiTi高熵合金多孔材料及其制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
A. MUNITZ等: "Heat treatment influence on the microstructure and mechanical properties of AlCrFeNiTi0.5 high entropy alloys", 《MATERIALS SCIENCE & ENGINEERING A》 *
HAO SHI 等: "Influence of alloying elements (Cu, Ti, Nb) on the microstructure and corrosion behaviour of AlCrFeNi-based high entropy alloys exposed to oxygen-containing molten Pb", 《CORROSION SCIENCE》 *

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023093464A1 (zh) * 2021-11-23 2023-06-01 燕山大学 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
CN115491564A (zh) * 2022-10-09 2022-12-20 南京工业大学 一种富铁高强韧双相高熵不锈钢及其制备方法
CN115896642A (zh) * 2022-12-05 2023-04-04 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种奥氏体耐热不锈钢的制备方法
CN115896642B (zh) * 2022-12-05 2024-03-19 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种奥氏体耐热不锈钢的制备方法
CN116287818A (zh) * 2023-03-24 2023-06-23 西北有色金属研究院 一种高强塑性的AlCoCrFeNiTi系高熵合金及其制备方法
CN116287818B (zh) * 2023-03-24 2024-04-30 西北有色金属研究院 一种高强塑性的AlCoCrFeNiTi系高熵合金及其制备方法
CN117026109A (zh) * 2023-09-05 2023-11-10 燕山大学 一种高强抗蠕变低比重的高/中熵耐热钢及其制备方法
CN117026109B (zh) * 2023-09-05 2024-03-19 燕山大学 一种高强抗蠕变低比重的高/中熵耐热钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2024504210A (ja) 2024-01-30
EP4257717A1 (en) 2023-10-11
US20240093339A1 (en) 2024-03-21
CN115141984B (zh) 2023-02-24
WO2023093464A1 (zh) 2023-06-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN115141984B (zh) 一种高熵奥氏体不锈钢及其制备方法
CN113025865B (zh) 一种AlCoCrFeNi系双相组织高熵合金制备方法
CN110952041B (zh) 一种Fe-Mn-Ni-Cr四组元高熵合金
CN113430445A (zh) 一种FeCrNiAlMoNb高熵合金及其制备方法
CN113430444B (zh) 一种高塑性高强度的高熵合金及其制备方法
CN112322957B (zh) 一种耐腐蚀高强韧的富Fe多组分合金及其制备方法
CN114921732A (zh) 一种多相强化超高强马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114717486A (zh) 一种超高强高性能马氏体时效不锈钢及其温轧制备方法
Gao et al. Fabrication of ultrafine-grained Ti-15Zr-xCu alloys through martensite decompositions under thermomechanical coupling conditions
CN114622145B (zh) 一种具有双相结构的无钴马氏体时效钢及其制备方法
CN115478201B (zh) 一种含双重有序相的CoNiV基中熵合金及其制备方法
CN112853230B (zh) 一种低层错能面心立方结构高熵形状记忆合金及其制备方法
CN112662932B (zh) 一种twip钢及其制备方法
CN112662931B (zh) 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品
CN115537672B (zh) 一种屈服强度大于1000 MPa的低成本奥氏体钢及其温轧制备工艺
CN112662955B (zh) 一种中镍低锰高性能海洋环境用钢
CN113621891B (zh) 一种多晶FeNiCoAlNbV超弹性合金及其制备方法
Man et al. The size effect of precipitates on microstructure evolution during high-temperature deformation
WO2022126862A1 (zh) 一种低温用钢及其热处理工艺
JPS5819725B2 (ja) フエライト系ステンレス鋼板の製造方法
CN117248130A (zh) 一种快速应变硬化双屈服亚稳β钛合金的制备方法
CN115491529A (zh) 一种调控析出相提高AlCrFeNiV系高熵合金力学性能的方法
CN114525458A (zh) 一种基于碳氮协同的twip钢及制备含氮twip钢的方法
CN115710668A (zh) 一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法
CN116676533A (zh) 一种Fe-Mn-Al-C-Mo-Ni-Cu奥氏体钢及其制备方法

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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant