CN115198182B - 一种含Ti的双相不锈钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种含Ti的双相不锈钢，以质量配比计，包括以下组分：C:0.015～0.050％；Mn:0.8～1.5％；Si:0.2～0.5％；Cr:24.0～26.0％；Ni:4.50～6.50％；Ti:0.35～0.60％；N:0～0.030％；P:0～0.025％；S:0～0.015％；Al:0～0.05％；余量为Fe和其他不可避免的杂质，本发明还进一步地公开了所述双相不锈钢的制造方法，包括真空感应浇注电极棒、电渣重熔钢锭、锻造开坯、热轧成材以及固溶处理，解决了常规双相不锈钢机械强度一般、易断裂、易钝化且表面易出现裂纹的问题。

Description

一种含Ti的双相不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及不锈钢制造领域，具体而言，涉及一种含Ti的双相不锈钢及其制造方法。
背景技术
工程中应用的奥氏体+铁素体双相不锈钢，多以奥氏体为基并含有不小于30％的铁素体，最常见的是两相各约占50％的双相不锈钢。奥氏体和铁素体双相不锈钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体钢相比，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，膨胀系数小、抗氧化性好、具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间腐蚀和氯化物应力腐蚀有明显提高。双相不锈钢也是一种节镍不锈钢。双相不锈钢的主要特点是屈服强度可达400-550MPa，是普通奥氏体不锈钢的2倍，因此可以节约用材，降低设备制造成本。在抗腐蚀方面，特别是介质环境比较恶劣(如海水，氯离子含量较高)的条件下，双相不锈钢的抗点蚀、缝隙腐蚀、应力腐蚀及腐蚀疲劳性能明显优于普通的奥氏体不锈钢，可以与高合金奥氏体不锈钢媲美。双相不锈钢由于其特殊的优点，广泛应用于石油化工设备、海水与废水处理设备、输油输气管线、造纸等工业领域，近年来也被研究用于桥梁承重结构领域，具有很好的发展前景。
常见的双相不锈钢，钢种是1Cr21Ni5Ti，表1所示的是1Cr21Ni5Ti双相不锈钢的化学元素质量百分比：
表1化学元素质量百分比％
以上钢种的生产方法如下：真空感应浇注电极棒→电渣重熔→锻造开坯→轧制成材→固溶→检验合格交货。
该钢种在生产时存在以下问题：现有钢种C含量高，钢中还含有较高的Ti,Ti是强碳化形成元素，钢中C很容易跟Ti形成TiC，另外钢中的残余N与Ti还会形成TiN和复合的Ti(C、N)夹杂物。这类夹杂物都是硬而脆的质点，他们很容易聚集，这种夹杂物如果在钢的内部聚集将造成钢的韧性降低，严重时产品出现脆断，这种夹杂物如果聚集在钢锭表面，锻造时表面产生裂纹、锻裂等现象；此类双相不锈钢热加工塑性相对以铁素体为基体的双相不锈钢相对差，这主要是由于在热加工时铁素体和奥氏体变形方式不同造成的，现有钢种1Cr21Ni5Ti中，奥氏体含量约50％左右，铁素体钢变形时的主要软化过程是靠应变是的动态恢复，奥氏体不锈钢的主要软化过程是动态再结晶，铁素体相的软化过程先于奥氏体相，铁素体相当于软相，奥氏体相当于硬相；现有钢种1Cr21Ni5Ti碳含量高(0.09～0.14％)，耐腐蚀性能不如碳含量低(≤0.015～0.05％)的钢，这主要是由于C是强碳化物形成元素，C与Cr形成Cr23C6,造成碳化物周围贫Cr，Cr是不锈钢中的主要元素，Cr降低钢的钝化电流，使双相不锈钢易钝化，保持钝化膜的稳定，并能提高钝化膜破坏后的修复能力，使钢的再钝化能力增强，即保证了钢的抗腐蚀性能；现有钢种1Cr21Ni5Ti，在做晶间腐蚀检验时，试样在腐蚀后需要进行弯曲(弯90°)，弯曲时经常出现断裂现象，出现断裂后，需要通过金相法进行组织观察，证明断裂不是由于腐蚀造成的，尽管从晶间腐蚀判定依据看，可以说明晶间腐蚀这项检验项目合格，但表面的裂纹和断裂会在产品交付时出现问题。
发明内容
本发明要解决的一个提供技术问题是一种含Ti的双相不锈钢，以解决常规双相不锈钢强韧性配合一般、晶间腐蚀试样弯曲后易断裂、耐腐蚀性能低的问题。
为解决上述问题，本发明提供一种含Ti的双相不锈钢，以质量配比计，包括以下组分：C:0.015～0.050％；Mn:0.8～1.5％；Si:0.2～0.5％；Cr:24.0～26.0％；Ni:4.50～6.50％；Ti:0.35～0.60％；N:0～0.030％；P:0～0.025％；S:0～0.015％；Al:0～0.05％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
作为优选的方案，以质量配比计，包括以下组分：C:0.018～0.040％；Mn:0.9～1.4％；Si:0.25～0.45％；Cr:24.5～25.8％；Ni:5.00～6.20％；Ti:0.42～0.55％；N:0～0.025％；P:0～0.020％；S:0～0.010％；Al:0～0.04％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
作为优选的方案，以质量配比计，包括以下组分：C:0.025％；Mn:1.20％；Si:0.40％；Cr:25.6％；Ni:5.70％；Ti:0.50％；N:0～0.025％；P:0～0.020％；S:0～0.010％；Al:0.035％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明上述含Ti的双相不锈钢的设计原理如下：
双相不锈钢在耐应力腐蚀破裂上的性能与其主要的相组成(即奥氏体和铁素体的平衡比例，也称做相比例)有着密切的关系，而此相比例在很大程度上又取决于钢的成分和加热温度，本发明含Ti的双相不锈钢的成分设计如下：
C元素是奥氏体形成元素，一般情况下，随着C元素含量的增加，钢的强度和硬度随之提高，但同时也伴随着耐蚀性和韧性下降。本发明所述的双相不锈钢，主要是考虑即要满足耐蚀性能又要有强度和韧性的良好配合，所以碳控制相对低，强度通过添加Ti元素和控制轧制来得到提高。本发明含Ti的双相不锈钢的C含量控制在0.015～0.05％之间。
Mn元素即是扩大奥氏体元素也是稳定奥氏体元素，Mn在钢中还有脱硫和脱氧的作用。本发明含Ti的双相不锈钢中主要考虑平衡铁素体和奥氏体组织作用，不能控制过高，所以Mn元素控制在0.8～1.5％范围内。
Cr元素是铁素体形成元素，Cr元素含量高，可以提高钢的耐蚀性能，本发明含Ti的双相不锈钢是以铁素体为基体的双相不锈钢，为了平衡组织，Cr元素不能控制太低，所以本发明含Ti的双相不锈钢将Cr元素含量控制在24.0～26.0％之间。
Ni元素是奥氏体形成元素，在双相不锈钢设计时，考虑到保证获得一定量的奥氏体，就要加入一定量的Ni，而双相钢本身就是节镍钢，因此通常情况下，Ni都不超过8％,本发明含Ti的双相不锈钢控制奥氏体含量除了控制Ni，还要考虑C、N、Mn的作用，考虑到各元素之间的协同的作用，所以本发明含Ti的双相不锈钢将Ni元素含量控制在4.50～6.5％之间。
Ti元素是铁素体形成元素，同时也是强脱氧元素。Ti在本发明含Ti的双相不锈钢中的主要作用，就是与C形成TiC,减少形成Cr23C6，从而减少晶界贫Cr现象，提高钢的耐晶间腐蚀性能；Ti另外一个作用是细化晶粒，提高钢的强度。本发明含Ti的双相不锈钢将Ti元素含量控制在0.35～0.60％之间。
Si元素属于铁素体形成元素，在钢中起一定的脱氧作用。本发明所述钢种中含有Ti，Ti本身就是强脱氧元素，在本发明所述钢中，Si含量的高低对本发明含Ti的双相不锈钢影响不大，可以低控些，所以将Si元素含量控制在0.2～0.5％之间。
Al元素是铁素体形成元素，同时也是强脱氧元素。Al的脱氧能力仅次于Ti。本发明含Ti的双相不锈钢中不希望有此元素，目的是防止形成AlN、TiN等硬而脆的质点，增加钢中夹杂物含量，影响钢的塑性。本发明含Ti的双相不锈钢将Al元素含量控制在≤0.05％。
N元素与碳元素作用类似，也是奥氏体形成元素，N元素是廉价的奥氏体形成元素，大气中就有。N元素在钢中，可以提高钢的强度，而且塑性还不降低。本发明含Ti的双相不锈钢中，因为有Ti元素，为了减少TiN夹杂的形成，尽量低控N，本发明含Ti的双相不锈钢N元素含量要求控制在≤0.030％。
S、P都属于杂质元素，在钢中的含量越低越好，但考虑到原材料成本和冶炼成本，本发明含Ti的双相不锈钢中将S元素含量控制在0.015％以下，将P元素含量控制在0.025％以下。
本发明提供了一种含钛、强韧性良好的铁素体-奥氏体双相不锈钢，是一种以铁素体为基体的双相不锈钢，主要合金元素是Cr、Ni、Ti，本发明通过减小C的含量，耐腐蚀性能明显高于现有钢种1Cr21Ni5Ti；本发明的含Ti的双相不锈钢通过控制相比例，冷热加工性能明显高于现有钢种；通过控制轧制(在双相区轧制)和热处理可以获得细晶组织，使得钢的强度和韧性都得到了提高。本发明的含Ti的双相不锈钢，可以制作成锻件、棒材、板材、管材、冷拉材等，产品可以在石油、化工、海水净化、污水处理等行业推广使用。
本发明要解决的另一个技术问题是，提供上述含Ti的双相不锈钢的制造方法，以解决常规制造方法制备得到的双相不锈钢强韧性较差的问题。
为了解决上述问题，本发明提供了一种含Ti的双相不锈钢的制造方法，包括以下步骤：
S1：真空感应浇注电极棒：将炉料熔清后，往炉内通入氩气，依次在往炉中加入硅铁、金属钛以及金属锰，控制炉温为1510～1530℃，进行精炼处理，精炼完毕后出钢，将钢水浇注成电极，模冷后脱模空冷得到电极棒；所述炉料包括金属铬、镍板以及纯铁；
S2：电渣重熔钢锭：将所述步骤S1处理得到的电极棒进行电渣重熔，电渣重熔的渣系为CaF2与Al2O3的二元渣系，电渣重熔结束后模冷处理，脱模后空冷得到电渣锭；
S3：锻造开坯：将所述步骤S2得到的电渣锭加热至1170-1190℃后锻造开坯，锻造开坯后空冷得到坯料。
S4：热轧成材：将所述步骤S3空冷后的坯料加热至1070-1090℃后轧制，轧制后冷却得到棒材；
S5：固溶处理：将所述步骤S4冷却后的棒材升温至920～950℃，保温1-1.5h，冷却后即得到含Ti的双相不锈钢。
作为优选的方案，所述步骤S1中，所述精炼处理的时间≥40分钟，出钢前，当炉内氩气压力达到6KPa时，加入金属锰；所述出钢的温度为1450～1470℃，所述模冷的时间≥10小时。
作为优选的方案，所述步骤S2中，所述电极棒进行电渣重熔前需进行电极表面研磨的处理，且研磨至电极棒表面可见金属本色后开始电渣重熔。
作为优选的方案，所述步骤S2中，所述CaF2与Al2O3的质量配比为70:30。
作为优选的方案，所述步骤S2中，还包括添加TiO2与Al至所述电极棒中的操作，且所述Al的添加时间为所述电极棒熔化1/3时。
作为优选的方案，所述步骤S3中，所述电渣锭的初始温度≤600℃，所述加热的升温速度≤100℃/h，且终轧温度≥900℃，且所述步骤S3的保温时间为2～3h；所述步骤S4中，所述坯料的初始温度≤600℃，所述加热的升温速度≤100℃/h，且终轧温度≥900℃，所述步骤S4的保温时间为0.5-1h。。
作为优选的方案，所述步骤S5中，所述钢锭的初始温度≤600℃，所述升温的速度小于等于80℃，且所述冷却的方式为水冷。
本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点：
本发明所述的双相不锈钢与现有钢种1Cr21Ni5Ti相比，C含量低，形成的碳化物少，耐腐蚀性能高。碳含量少，强度偏低，但通过特殊的轧制工艺，可以获得细晶组织，使强度提高，还具有良好的塑性，满足了双相钢设计的宗旨；现实生产时1Cr21Ni5Ti表面出现裂纹情况比较多，轧制小圆棒材时为了保证表面质量，需要加大规格进行轧制，然后通过剥皮才能满足交货尺寸和表面质量。这不仅影响成材率，还影响生产效率。而本发明含Ti的双相不锈钢是以铁素体为基体的双相不锈钢，在高温下，铁素体多，加工塑性好；常规的1Cr21Ni5Ti双相不锈钢，高温下，奥氏体偏多。奥氏体是硬相，铁素体是软相，所以本发明含Ti的双相不锈钢的热加工塑性好于常规的双向不锈钢。
附图说明
图1为本发明钢相图；
图2为本发明钢钢锭开坯加热曲线；
图3为本发明钢轧制加热曲线；
图4为本发明钢固溶温度曲线。
具体实施方式
下面将对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。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前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供一种含Ti的双相不锈钢，要求尽量降低钢中的碳、氮等间隙元素及其他杂质的含量，并严格控制钢的化学成分，以及保证适宜的相比例，考虑到电渣重熔过程中易氧化元素Ti的烧损及成分波动，将电极棒中各元素的化学成分控制按表2中要求控制：
表2：
所述含Ti的双相不锈钢的制造方法包括以下步骤：
S1：真空感应浇注电极棒：将炉料熔清后，往炉内通入氩气，依次在往炉中加入硅铁、金属钛以及金属锰，控制炉温为1510～1530℃，进行精炼处理，精炼完毕后出钢，将钢水浇注成电极，模冷后脱模空冷得到电极棒；所述炉料包括金属铬、镍板以及纯铁；
所述步骤S1包括以下要点：
选择C、S、P、N等杂质含量低的原材料，所有炉料均应无油、干燥，纯铁与镍板应表面打磨光亮，在炉体良好情况下冶炼本钢种；
为了充分去除C、O、N等杂质，采用高温沸腾精炼，精炼温度控制在1510～1530℃，精炼时间≥40分钟；
出钢前应将钢液温度控制在1450～1470℃范围内；
为了减少锰在真空下的挥发，充Ar(≥6KPa)后加入金属锰；
感应电极无冒口浇注、不放置发热剂例如碳化稻壳等补缩材料；
浇注Φ260mm电极，模冷≥10小时后脱模空冷。
S2：电渣重熔钢锭：将电极棒表面研磨至见金属本色后进行电渣重熔；将所述研磨处理得到的电极棒进行电渣重熔，电渣重熔的渣系为CaF2与Al2O3的二元渣系，电渣重熔结束后模冷处理，脱模后空冷得到电渣锭；
所述步骤S2包括以下要点：
电渣结晶器：Φ360mm；
渣系CaF2:Al2O3＝70:30二元渣系，渣量42±2kg；
为了减少Ti元素烧损，渣中加300～400克Tio2粉，熔化1/3电极棒后，加Al粉300～400克；
冶炼电压50-55V，电流7000～10000A；
电渣锭模冷≥2h后脱模，空冷。
S3：锻造开坯：将所述步骤S2得到的电渣锭加热至1170-1190℃后锻造开坯，锻造开坯后空冷。
对Cr-Ni系不锈钢来说，单相组织比双相组织的塑性好，并且纯铁素体钢的塑性高于奥氏体钢。如图1所示，当温度加热到1150℃时，奥氏体全部转变为铁素体，高于1150℃后成为单相的铁素体组织，此时钢具有良好的热塑性，考虑到温度过高，铁素体粗大，对后续轧制获得细晶组织不利，所以对于钢锭加热温度控制在1170～1190℃；在保证塑性变形的条件下，易采用低的终锻温度锻造。但温度不能过低，如果低于再结晶温度，容易出现异常大晶粒组织，所以为了获得比较均匀和比较细的晶粒，终锻温度控制在≥900℃。具体工艺如图2所示.
所述步骤S3包括以下要点：
钢锭加热要求均匀透烧，锻造过程中，开始小变形量锻造，待铸态组织破碎后，尽可能用较大变形量锻制，在保证塑性变形的情况下，宜控制较低的终锻温度，同时应尽可能减少火次，这样可以获得良好的细晶组织，对后续锻造提供良好的组织保证。
S4：热轧成材：将所述步骤S3空冷后的钢锭加热至1070-1090℃后轧制，轧制后冷却得到棒材；
本发明含Ti的双相不锈钢，除了要求耐腐蚀性能，还要求强度和韧性，除了控制成分外，另外就要控制轧制工艺，本发明钢，为铁素体为基体的铁素体+奥氏体双相不锈钢，为获得细晶组织，轧制温度控制在双相区进行轧制。
所述步骤S4包括以下要点：
轧制工艺的关键点就是控制加热温度和终轧温度，根据前述分析，热塑性最好是单相区，而且铁素体比奥氏体塑性更好，但选择跟钢锭开坯一样的温度进行加热(1180℃±10℃)，最终产品的晶粒度很大，有的达到2级左右，性能已经不能满足设计要求。
为了获得双相钢的细晶组织，加热温度应该控制在(奥氏体和铁素体)/铁素体转变点附近(关键点)，根据加热坯料的大小，选择合适的保温时间，不宜过长，以保证在轧制前铁素体晶粒度还没有长大的原始铁素体组织。根据本发明钢的相图(图1看)，在900～1050℃双相区间完成全部变形，所以加热温度控制在1090℃±10℃；考虑到终轧温度不能低于再结晶温度，终轧温度控制在900℃以上；
轧后要求快冷，有条件可以水冷，没条件可以风冷，不允许堆冷，防止475℃脆性和σ相脆性；
本双相钢轧制加热工艺：1090℃±10℃，终轧温度≥900℃，具体加热工艺如图3所示。
S5：固溶处理：将所述步骤S4冷却后的棒材升温至920～950℃，保温1-1.5h，冷却后即得到含Ti的双相不锈钢。
固溶处理的目的是把碳化物、析出相等固溶到双相钢基体中，然后快速水冷，即要保证耐蚀性又要保证强度和韧性的良好配合。本发明钢属于铁素体为基体的铁素体+奥氏体双相不锈钢。固溶温度对铁素体为基体的双相不锈钢影响比较明显，温度高，碳化物固溶充分，铁素体含量增加，晶粒容易长大，最终影响强度和韧性；如果温度低，碳化物不能完全固溶进去，将降低耐腐蚀性能。
所以，为了即保证固溶充分又保证防止晶粒长大，固溶温度控制在920～950℃范围内，固溶时间控制在1～1.5h,为防止析出σ相，出炉后快速水冷。具体工艺如图4所示。
以下结合数据对本发明上述的方案进行说明与补充：
实施例1：
本实施例提供了一种含Ti的双相不锈钢，包括以下组分：
包括以下组分：C:0.019％；Mn:1.27％；Si:0.36％；Cr:24.80％；Ni:6.06％；Ti:0.42％；N:0.025；P:0.016％；S:0.004％；Al:0.035％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
本实施例提供了一种含Ti的双相不锈钢的制造方法，包括以下步骤：
S1：真空感应浇注电极棒：将炉料熔清后，往炉内通入氩气，依次在往炉中加入硅铁、金属钛，当炉内氩气压力达到6KPa时，加入金属锰，控制炉温为1510～1530℃，进行精炼处理，且所述精炼处理的时间≥40分钟，精炼完毕后出钢，所述出钢的温度为1450～1470℃，将钢水浇注成Φ260mm电极，模冷后脱模空冷得到电极棒，所述模冷的时间≥10小时，所述炉料包括金属铬、镍板、纯铁；
S2：电渣重熔钢锭：将所述步骤S1处理得到的电极棒进行电极表面研磨的处理，且研磨至电极棒表面可见金属本色后开始电渣重熔，并在电渣中加入300～400克TiO2粉，熔化1/3电极棒后，加Al粉300～400克，电渣重熔的渣系为CaF2与Al2O3的二元渣系，渣量42±2kg；所述CaF2与Al2O3的质量配比为70:30，电渣重熔结束后模冷处理，脱模后空冷得到电渣锭；
S3：锻造开坯：将所述步骤S2得到的电渣锭加热至1180℃后锻造开坯，电渣锭的初始温度550℃，所述加热的升温速度80℃/h，且终轧温度920℃，保温时间为2.5h，锻造开坯后空冷。
本发明钢为以铁素体为基体的铁素体+奥氏体双相不锈钢,该类钢铁素体含量高，热加工塑性好，随加热温度的升高。铁素体含量逐渐增多，最后转变成单相铁素体。但温度高，铁素体粗大，为防止出现粗大铁素体，钢锭开坯加热温度控制在1180℃±10℃，终锻温度控制在≥900℃，锻后空冷。
钢锭加热要求均匀透烧，锻造过程中，开始小变形量锻造，待铸态组织破碎后，尽可能用较大变形量锻制，在保证塑性变形的情况下，宜控制较低的终锻温度，同时应尽可能减少火次，这样可以获得良好的细晶组织，对后续锻造提供良好的组织保证。
S4：热轧成材：将所述步骤S3空冷后的钢锭加热至1080℃后轧制，钢锭的初始温度600℃，所述加热的升温速度70℃/h，且终轧温度930℃，保温时间为2.5h，轧制后冷却；
经锻造开坯后，坯料表面需要进行修磨，在室状炉重新加热进行轧制。对于此类以铁素体为基体的双相不锈钢，加热温度不宜过高，防止晶粒粗大，所以坯料再次加热轧制时的加热温度控制在1090℃±10℃范围内；为了获得细晶组织，变形应该在900～1050℃双相区间完成。即最高开轧温度不超过1050℃，最低开轧温度控制不小于900℃。随着变形的进行，在铁素体基体上析出弥散、微细的奥氏体质点，特别是在900℃～950℃范围内。奥氏体析出速率最快，所以终轧温度控制在900℃～940℃。
轧制时，每个道次之间时间尽量要短，以使得在动态再结晶或动态恢复区间晶粒来不及长大。轧后要求快冷，有条件可以水冷，没条件可以风冷，不允许堆冷，防止475℃脆性和σ相脆性。
S5：固溶处理：将所述步骤S4冷却后的棒材升温至920℃，保温1.5h，所述钢锭的初始温度200℃，所述升温的速度等于80℃，且所述冷却的方式为水冷，冷却后即得到含Ti的双相不锈钢。
本发明钢属于铁素体为基体的铁素体+奥氏体双相不锈钢,固溶温度对铁素体为基体的双相不锈钢影响比较明显，温度高，碳化物固溶充分，铁素体含量增加，晶粒容易长大，最终影响强度和韧性；如果温度低，碳化物不能完全固溶进去，将降低耐腐蚀性能。所以，为了即保证固溶充分又保证防止晶粒长大，固溶温度控制在920～950℃范围内，固溶时间控制在1～1.5h,为防止析出σ相，出炉后快速水冷。
所述实施例1反应中，原料的配入量如下：
C:0.019％；Mn:1.30％；Si:0.38％；Cr:24.90％；Ni:6.10％；Ti:0.53％；P:0.017％；S:0.010％；Al:0.040％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
实施例2-5与实施例1类似，其不同之处在于，含Ti的双相不锈钢的组分不同，所述步骤S3-S5的热处理工艺不同，以及在反应中原料的配入量不同，具体如表3-表6所示：
表3实施例1-5真空感应配料化学成分质量百分比
表4实施例1-5中钢锭加热工艺参数
表5实施例1-5轧制成品工艺参数
表6实施例1-5固溶处理工艺
反应后得到的实施例1-5成品材化学成分质量百分比如下：
而对上述实施例1-5制得的成品材进行了相关机械性能的检测，检测的结果如下：
表8实施例1-5性能检验结果
对于目前常规的1Cr21Ni5Ti双相不锈钢进行同样的检测，选取四种样品进行检测，检测结果如下：
表9现有产品1Cr21Ni5Ti检验结果
从表8和表9检验结果对比看，本发明钢的强度指标与常规产品的强度指标基本在一个水平，但本发明钢的屈服指标明显高于常规产品，伸长率基本在一个水平，但面塑指标明显比常规产品高。说明本发明钢的强韧性配合相对好。
对实施例1-5和常规产品1Cr21Ni5Ti进行了晶间腐蚀对比测试，测试的条件和结果如表10所示：
表10晶间腐蚀试验对比结果
从上述的晶间腐蚀对比测试中也能进一步地发现，本发明实施例的晶间腐蚀表面无裂纹，而对比文件的常规产品1Cr21Ni5Ti则出现了断裂、弯曲有裂纹的问题，这也进一步地证明了本发明含Ti的双相不锈钢有效地解决了背景技术中的问题。
本发明钢是以铁素体为基体的双相不锈钢，在高温下，铁素体多，加工塑性好；常规的1Cr21Ni5Ti双相不锈钢，高温下，奥氏体偏多。奥氏体是硬相，铁素体是软相，所以此钢的热加工塑性不如本发明钢好。现实生产时1Cr21Ni5Ti表面出现裂纹情况比较多，轧制小圆棒材时为了保证表面质量，需要加大规格进行轧制，然后通过剥皮才能满足交货尺寸和表面质量。这不仅影响成材率，还影响生产效率。
本发明钢和现有1Cr21Ni5Ti都要做晶间腐蚀检验。此实验是试样经固溶+550℃敏化后，在酸中进行腐蚀24小时后，取出在试验机上进行弯曲90°，检验弯曲后表面裂纹情况，常规产品1Cr21Ni5Ti钢50％的试样都出现断裂或弯角表面出现裂纹。通过高倍分析，有些裂纹不是由于产生了晶界腐蚀造成的，但用户不同意接收有这种问题的材料.出现这类问题主要是由于常规产品碳氮化物多，钢的脆性增加，另外在弯曲变形过程中奥氏体硬化倾向大，使钢的脆性增加。本发明钢由于碳含量低，形成以碳为主的硬脆质点少，铁素体含量高，硬化倾向小，所以没有出现类似问题。
现有钢种1Cr21Ni5Ti碳含量高(0.09～0.14％)，耐各种腐蚀性能不如碳含量低(≤0.015～0.05％)的本发明钢。这主要是由于C与Cr形成了Cr23C6,造成碳化物周围贫Cr,Cr是提高耐腐蚀性能的主要元素，Cr含量在基体中减少，必然造成耐腐蚀性能下降。
因此，通过本发明的配方与制造方法制备得到的含Ti的双相不锈钢无论在成材率、机械强度以及韧性上都好于常规的双相不锈钢，具有较高的推广价值与商业价值。
虽然本公开披露如上，但本公开的保护范围并非仅限于此。本领域技术人员，在不脱离本公开的精神和范围的前提下，可进行各种变更与修改，这些变更与修改均将落入本发明的保护范围。

Claims (5)

1.一种含Ti的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，所述含Ti的双相不锈钢，以质量配比计，包括以下组分：C:0.015～0.050％；Mn:0.8～1.5％；Si:0.2～0.5％；Cr:24.0～26.0％；Ni:4.50～6.50％；Ti:0.35～0.60％；N:0～0.030％；P:0～0.025％；S:0～0.015％；Al:0～0.05％；余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述含Ti的双相不锈钢为铁素体为基体的铁素体+奥氏体双相不锈钢；
所述制造方法包括以下步骤：
S1：真空感应浇注电极棒：将炉料熔清后，往炉内通入氩气，依次再往炉中加入硅铁、金属钛以及金属锰，控制炉温为1510～1530℃，进行精炼处理，精炼完毕后出钢，将钢水浇注成电极，模冷后脱模空冷得到电极棒；所述炉料包括金属铬、镍板以及纯铁；
S2：电渣重熔钢锭：将所述步骤S1处理得到的电极棒进行电渣重熔，电渣重熔的渣系为CaF2与Al2O3的二元渣系，电渣重熔结束后模冷处理，脱模后空冷得到电渣锭；
S3：锻造开坯：将所述步骤S2得到的电渣锭加热至1170～1190℃后锻造开坯，锻造开坯后空冷得到坯料；
S4：热轧成材：将所述步骤S3空冷后的坯料加热至1070～1090℃后轧制，轧制后水冷或风冷得到棒材；
S5：固溶处理：将所述步骤S4冷却后的棒材升温至920～950℃，保温1-1.5h，冷却后即得到含Ti的双相不锈钢；
所述步骤S1中，所述精炼处理的时间≥40分钟，出钢前，当炉内氩气压力达到6kPa时，加入金属锰；所述出钢的温度为1450～1470℃，所述模冷的时间≥10小时；
所述步骤S2中，所述CaF2与Al2O3的质量配比为70:30；
所述步骤S3中，所述电渣锭的初始温度≤600℃，所述加热的升温速度≤100℃/h，且终锻温度≥900℃，且所述步骤S3的保温时间为2～3h；所述步骤S4中，所述坯料的初始温度≤600℃，所述加热的升温速度≤100℃/h，且终轧温度≥900℃，所述步骤S4的保温时间为0.5～1h；
所述步骤S5中，所述钢锭的初始温度≤600℃，所述升温的速度小于等于80℃/h，且所述冷却的方式为水冷。
2.根据权利要求1所述的含Ti的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，以质量配比计，包括以下组分：C:0.018～0.040％；Mn:0.9～1.4％；Si:0.25～0.45％；Cr:24.5～25.8％；Ni:5.00～6.20％；Ti:0.42～0.55％；N:0～0.025％；P:0～0.020％；S:0～0.010％；Al:0～0.04％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的含Ti的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，以质量配比计，包括以下组分：C:0.025％；Mn:1.20％；Si:0.40％；Cr:25.6％；Ni:5.70％；Ti:0.50％；N:0～0.025％；P:0～0.020％；S:0～0.010％；Al:0.035％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的含Ti的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，所述步骤S2中，所述电极棒进行电渣重熔前需进行电极表面研磨的处理，且研磨至电极棒表面可见金属本色后开始电渣重熔。
5.根据权利要求1所述的含Ti的双相不锈钢的制造方法，其特征在于，所述步骤S2中，还包括添加TiO2与Al至所述电极棒中的操作，且所述Al的添加时间为所述电极棒熔化1/3时。
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