一种耐蚀高强双相不锈钢及其制备方法

技术领域

本发明属于不锈钢生产制造技术领域，具体涉及一种耐蚀高强双相不锈钢及其制备方法。

背景技术

铁素体-奥氏体型耐蚀高强双相不锈钢具有强度较高并且在氧化性和有机酸中具有良好的耐蚀性，因此可用于制造耐氧化性酸腐蚀且具有较高强度设备的部件，广泛应用于工业、食品行业和医疗行业等。

但是，因为其Ti含量较高，导致钢中存在TiC硬脆相，使得目前铁素体-奥氏体型耐蚀高强双相不锈钢存在制造难度大以及晶间腐蚀性能差等问题，严重制约了其生产应用。

发明内容

为了解决上述全部或部分问题，本发明的目的在于提供一种耐蚀高强双相不锈钢及其制备方法，以解决目前铁素体-奥氏体型耐蚀高强双相不锈钢存在的制造难度大以及晶间腐蚀性能差等问题。

具体来说，本发明是通过如下技术方案实现的：

一方面，本发明提供了一种耐蚀高强双相不锈钢，以重量百分比计包括：

C 0.09％～0.14％，Si≤0.80％，Mn≤0.80％，P≤0.035％，S≤0.030％，Cr20.00％～22.00％，Ni 4.80％～5.80％，0＜Mo≤0.20％，Ti 0.35％～0.65％，0＜Al≤0.13％，0＜N≤0.035％，余量为铁和不可避免的杂质。

可选地，Ti和C的含量满足Ti/(C-0.02)≥5。

可选地，C、N和Al的含量满足0.85≤(C+N)/Al≤2.12。

可选地，以重量百分比计包括：

C 0.10％～0.11％，Si≤0.35％，Mn≤0.45％，P≤0.020％，S≤0.001％，Cr21.40％～21.60％，Ni 5.40％～5.45％，0＜Mo≤0.02％，Ti 0.45％～0.50％，0＜Al≤0.08％，0＜N≤0.012％，余量为铁和不可避免的杂质。

另一方面，本发明提供了一种耐蚀高强双相不锈钢的制备方法，包括如下步骤：

(1)冶炼获得钢锭；

(2)所述钢锭进行镦粗拔长锻造，获得中间坯；

(3)所述中间坯进行分段式热处理，然后冷却。

可选地，在步骤(2)中，所述镦粗拔长锻造的加热温度是1220℃～1260℃，终锻温度不低于950℃。

可选地，在步骤(2)中，所述镦粗拔长锻造的每道次镦粗变形量不低于35％。

可选地，在步骤(2)中，根据所述耐蚀高强双相不锈钢的直径来确定所述钢锭进行镦粗拔长锻造的道次数；其中：

所述耐蚀高强双相不锈钢的直径小于300mm，所述钢锭进行1道次镦粗拔长锻造；

或者，所述耐蚀高强双相不锈钢的直径是300mm～500mm，所述钢锭进行2道次镦粗拔长锻造；

或者，所述耐蚀高强双相不锈钢的直径大于500mm，所述钢锭进行3道次以上镦粗拔长锻造。

可选地，在步骤(3)中，所述分段式热处理包括所述中间坯在T

其中，T

其中，T

由上述技术方案可知，本发明的耐蚀高强双相不锈钢及其制备方法，至少具有如下有益效果：

本发明通过对耐蚀高强双相不锈钢的元素组成和生产工艺进行优化和改进，从而显著提高了其热加工性能和晶间腐蚀性能，极好地满足了下游生产应用要求。

具体实施方式

为了充分了解本发明的目的、特征及功效，通过下述具体实施方式，对本发明作详细说明。本发明的工艺方法除下述内容外，其余均采用本领域的常规方法或装置。下述名词术语除非另有说明，否则均具有本领域技术人员通常理解的含义。

针对目前铁素体-奥氏体型耐蚀高强双相不锈钢普遍存在的制造难度大以及晶间腐蚀性能差等问题，本发明的发明人对不锈钢的元素组成和制备方法进行了深入研究，从而创造性地提出了一种耐蚀高强双相不锈钢及其制备方法。

第一方面，本发明提供了一种耐蚀高强双相不锈钢，以重量百分比计包括：

C 0.09％～0.14％，Si≤0.80％，Mn≤0.80％，P≤0.035％，S≤0.030％，Cr20.00％～22.00％，Ni 4.80％～5.80％，0＜Mo≤0.20％，Ti 0.35％～0.65％，0＜Al≤0.13％，0＜N≤0.035％，余量为铁和不可避免的杂质。

本发明通过对不锈钢的元素组成和配比进行优化，从而实现各元素之间的协同作用，具体如下：

C主要起到固溶强化的作用，本发明要求较高的强度，因此C的最低加入量控制在0.09％以上。但C过多会导致大量碳化物析出，起到有害作用，尤其是对晶间腐蚀性能的影响很大，因此C的最高加入量限制在0.14％以下。

Si和Mn在本发明的不锈钢中属于有害元素，会使合金的热塑性降低，因此，Si和Mn含量控制在0.80％以下。

Cr是不锈钢中极为重要的合金元素，不锈钢的耐腐蚀性能随铬含量的增加而增加。当不锈钢中铬含量较高时，需要加入更多的镍才能形成双相(铁素体－奥氏体)组织。因此，Cr含量控制在20.00～22.00％。

Ni为钢的主要元素，双相不锈钢含镍量一般为1.5～7％，镍是稳定奥氏体的元素，添加镍延缓了不锈钢中有害金属间相的形成。但当Ni含量高于20％时，使制造成本增加，并且对双相不锈钢的组织控制不利。因此，Ni含量控制在4.80％～5.80％。

Ti和氮、氧、碳都有极强的亲和力，与硫的亲和力比铁强，是一种良好的脱氧去气剂和固定氮和碳的有效元素。在不锈钢中常用来固定其中的碳以消除铬在晶界处的贫化，从而消除或减轻钢的晶间腐蚀。但是本发明的钢中含有大量的氮，若Ti含量过高会形成过多的氮化钛，严重降低材料的塑性。因此Ti含量控制在0.35～0.65％。

N是强奥氏体形成元素，在双相不锈钢中能代替部分镍，并与镍含量调整以达到适当的相平衡。但是N过对会降低钢的热塑性，且在本发明的钢中会于Ti形成硬质的氮化钛。因此N含量应控制在≤0.035％以下。

P、S在钢中均为有害元素，需要控制含量在P≤0.035％，S≤0.030％。

Mo是铁素体形成元素，适量的Mo能提高不锈钢耐点蚀和缝隙腐蚀的能力，但是也增大了不锈钢形成金属间相的倾向，过量的Mo还会形成大量σ相，严重降低材料的塑韧性。因此Mo含量应控制在≤0.20％以下。

Al是铁素体形成元素，它的加入能够细化双相钢组织的晶粒，进而提高双相钢的强度，同时升高不锈钢的脆性温度区间。但是过量的Al会形成夹杂物，降低材料的冶金质量。因此Al含量应控制在≤0.13％且优选≤0.08％。

此外，C、Ni、Mn、N等元素为奥氏体形成元素，Cr、Mo、Ti、Al等为铁素体形成元素，本发明是一种双相不锈钢，要求其组织同时存在奥氏体和铁素体，并且其单相含量在40～60％范围内。同时为了提高钢材质量，本发明还将Mo、Al等元素严格控制在一定范围内。

在一种优选的实施方案中，Ti和C的含量满足Ti/(C-0.02)≥5，例如，Ti/(C-0.02)是5.5、5.75或6等。发明人经研究发现，通过对Ti和C的含量作进一步优化，使二者含量满足前述要求，能够使Ti在不锈钢中更好的发挥固定碳的作用，从而起到消除C的不良影响的效果。

在另一种优选的实施方案中，C、N和Al的含量满足0.85≤(C+N)/Al≤2.12，例如，(C+N)/Al是1.5、1.6、1.8或1.9等。本发明的双相不锈钢是通过添加适量的Al来有效控制C、N含量，通过使C、N和Al的含量满足前述要求，能够有效控制C、N含量、确保晶间腐蚀性能并保证双相钢的强度。

在一种更优选的实施方案中，本发明的耐蚀高强双相不锈钢以重量百分比计包括：

C 0.10％～0.11％，Si≤0.35％，Mn≤0.45％，P≤0.020％，S≤0.001％，Cr21.40％～21.60％，Ni 5.40％～5.45％，0＜Mo≤0.02％，Ti 0.45％～0.50％，0＜Al≤0.08％，0＜N≤0.012％，余量为铁和不可避免的杂质。

第二方面，本发明提供了一种耐蚀高强双相不锈钢的制备方法，包括：

(1)冶炼

根据上述元素组成的需要，采用常规工艺冶炼钢锭，例如，采用“电炉冶炼+VOD精炼+电渣重熔”工艺冶炼钢锭，具体可以参考现有技术中的相关技术方案，此处不作赘述。

但是，应注意的是，在整个冶炼过程中应当严格控制C、Ti含量。具体地，C含量为0.09％～0.14％，尽量控制在下限范围，因为过量的C会造成材料的晶间腐蚀性能下降。Ti含量为0.35％～0.65％，并且C、N和Al的含量需满足一定的配比关系0.85≤(C+N)/Al≤2.12，否则无法有效起到Ti固化C进而提高性能的作用。

(2)锻造

在本发明中，采用多道次镦粗拔长工艺对钢锭进行锻造。锻造过程的加热温度是1220℃～1260℃，终锻温度不低于950℃。

基于发明人的研究，本发明涉及不锈钢材料的热加工区间窄，必须严格控制锻造的加热温度和终锻温度，加热温度过高会导致材料过烧进而锻造开裂，终锻温度过低则会产生大量σ相，降低材料塑韧性。

在镦粗拔长锻造过程中，每道次镦粗变形量不低于35％。镦粗变形量的上限可以根据成品规格和性能要求所设计的变形工艺调整，并且以墩粗变形后不开裂为原则来设置。本发明产品性能要求高，需要材料内部得到充分变形并获得均匀细小的晶粒度，因此限定墩粗变形量不得低于35％，否则变形不充分。

锻造过程中的镦粗次数(也即镦粗拔长的道次数)与产品规格对应。

在一种实施方案中，不锈钢产品直径小于300mm，则钢锭进行1道次镦粗拔长锻造，也即镦粗1次。

在另一种实施方案中，不锈钢产品直径是300～500mm，则钢锭进行2道次镦粗拔长锻造，也即镦粗2次。

在另一种实施方案中，不锈钢产品直径大于500mm，则钢锭进行3道次以上的镦粗拔长锻造，也即镦粗次数≥3次。

基于发明人的研究，锻造变形包括墩粗变形和拔长变形，其总变形量即为两者的综合作用，如果产品直径尺寸大，即拔长锻造的变形量相对较小，则需要加大镦粗变形量，反之，如果产品直径尺寸小，即拔长锻造的变形量相对较大，则适当的镦粗变形量即可以满足锻造总变形量的要求。

(3)热处理

本发明采用分段式热处理工艺，锻造步骤获得的中间坯首先在T

在一种优选的实施方案中，固溶处理的温度T

在此需说明的是，exp是指数函数，例如，EXP{F(X)}是e的F(X)次方，“^2”表示二次方，例如，a^2是a

在另一种优选的实施方案中，稳定化热处理的温度T

在本发明中，固溶处理的目的是改善材料强度和硬度，使晶粒细化，提高材料的塑性和韧性。稳定化处理的目的是使Ti和C形成充分稳定的TiC，经过稳定化处理可以大大提高钢的晶间腐蚀性能。通过采用本发明的固溶处理和稳定化处理制度，能够有效细化晶粒并提高晶间腐蚀性能。

实施例

下面通过实施例的方式进一步说明本发明，但并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，按照常规方法和条件。

表1单位：重量％

实施例1：

本实施例的耐蚀高强双相不锈钢实际成分见上表1。成品锻件尺寸φ290×6500mm。铸锭坯料加热温度1240℃，终锻温度960℃。经过一次镦粗锻造，镦粗变形量40％。热处理工艺为先经过1150℃(5h)-水冷再经过900℃(2.5h)-水冷。按照GB/T 4334E法检测晶间腐蚀性能合格。

实施例2：

本实施例的耐蚀高强双相不锈钢实际成分见上表1。成品锻件尺寸φ350×4500mm。铸锭坯料加热温度1250℃，终锻温度950℃。经过两次镦粗锻造，镦粗变形量分别为40％、35％。热处理工艺为先经过1150℃(6h)-水冷再经过890℃(3h)-水冷。按照GB/T4334E法检测晶间腐蚀性能合格。

实施例3：

本实施例的耐蚀高强双相不锈钢实际成分见上表1。铸锭坯料加热温度1260℃，终锻温度970℃，成品锻件尺寸φ550×1800mm。经过三次镦粗锻造，镦粗变形量分别为40％、35％、35％。热处理工艺为先经过1150℃(8h)-水冷再经过910℃(4h)-水冷。按照GB/T4334E法检测晶间腐蚀性能合格。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的替代、修饰、组合、改变、简化等，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。