CN111961991A - 一种超高强塑积trip型双相不锈钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种超高强塑积TRIP型双相不锈钢，其包括以下质量百分比的组分：C：0.03～0.05％、Si：1.5～1.8％、Mn：2.6～3.0％、Ni：1.9～2.1％、Cr：20.2～20.8％、N：0.2～0.21％、Mo：0.2～0.5％、W：0.2～0.5％、B<0.2％、P＜0.03％、S＜0.03％、[O]_总≤0.003％、RE：0.08～0.20％，Fe余量。该双相不锈钢的制备方法为：冶炼、浇铸、锻造、退火和固溶处理。真空冶炼时在控制氧含量低于30ppm的条件下加入稀土元素与硼的混合物，20秒内加入并迅速在1500～1650℃温度范围内进行浇铸；控制始锻温度在1080‑1180℃，终锻温度≥950℃；退火温度为600‑660℃，时间为10‑30min；固溶温度为1020‑1080℃，保温20‑40min。本发明的双相不锈钢在节约原料成本的同时具有突出的力学性能和耐蚀性，延伸率达到85％，强塑积达到76GPa％。

Description

一种超高强塑积TRIP型双相不锈钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及钢铁材料制造领域，特别是涉及一种超高强塑积TRIP型双相不锈钢及其制备方法。

背景技术

双相不锈钢具有铁素体-奥氏体双相组织，因其兼具铁素体钢高强度和奥氏体钢高塑性，同时不失良好耐蚀性等优点而被广泛应用于各个领域。近年来，Ni等的价格陡然攀升，研究人员通过Mn-N合金化代替昂贵的Ni开发出具有亚稳态奥氏体相的节约型双相不锈钢，在一方面降低了原材料成本，在另一方面利用塑性变形时亚稳奥氏体向马氏体的转变触发TRIP效应，进一步提高材料的强度和塑性，这使其正逐渐替代传统Ni-Mo型双相不锈钢和Cr-Ni型奥氏体不锈钢在工程中的应用。

研究表明，奥氏体的稳定性控制着TRIP效应的进行。奥氏体稳定性太差时，马氏体转变极为迅速，在一定程度上有利于获得较高的强度，但脆相马氏体的过早饱和会极大地降低材料的塑性；而奥氏体过于稳定时，马氏体转变极为缓慢，转变量也极大受限，TRIP效应不够充分，增强增塑效果不够明显。也就是说，适当的奥氏体稳定性是获得综合力学性能(超高强塑积)的关键，而现有TRIP钢大多未能充分发挥TRIP效应的作用，较低的强塑积极大地限制了其在工业中的发展。

同时，双相不锈钢常被用作化学储罐和海水淡化结构件，其对耐蚀性要求极高，传统的双相不锈钢在此严苛的条件下服役时常会出现明显的寿命下降现象。

发明内容

基于此，有必要提供一种具有超高强塑积且兼具耐蚀性能，而且在化学成分上能大幅减少镍含量的TRIP型双相不锈钢及其制备方法。

为实现上述目的，本发明的技术方案是通过研究合金元素对节Ni双相不锈钢综合力学性能和耐蚀性能的影响，特别是通过调节奥氏体形成元素的含量严格控制奥氏体的稳定性，同时添加少量的稀土元素以提高钢的各项性能。在此基础上科学合理地设计了钢种的化学成分，并提出了一种具有超高强塑积的TRIP型双相不锈钢的制备方法。

本发明一方面提供了一种TRIP型双相不锈钢，其包括以下质量百分比(wt％)的组分：C：0.03～0.05％、Si：1.5～1.8％、Mn：2.6～3.0％、Ni：1.9～2.1％、Cr：20.2～20.8％、N：0.2～0.21％、Mo：0.2～0.5％、W：0.2～0.5％、B<0.2％、P＜0.03％、S＜0.03％、[O]_总≤0.003％、稀土元素RE：0.08～0.20％，Fe余量。

在上述化学元素中，决定不锈钢属性的元素只有一种，这就是铬，每种不锈钢都含有一定含量的铬。铬之所以成为决定不锈钢性能的主要元素，根本原因是：向钢中添加铬后，可以促使其内部的矛盾运动向有利于抵抗腐蚀破坏的方向发展。本发明中铬的含量范围为20.2～20.8％，既能保证钢具有良好的不锈耐蚀性，又能保证室温下钢为双相，即奥氏体+铁素体组织。

镍是提高奥氏体相稳定性的元素，镍与铬同时存在于不锈钢中时，含镍的不锈钢将表现出许多可贵的性能。然而增加镍的含量，会大大增加原材料的成本，因此，镍含量限制在1.9～2.1％。

碳是工业用钢的主要元素之一，钢的性能与组织在很大程度上决定于碳在钢中的含量及其分布形式。在不锈钢中，碳的影响尤为显著，主要表现在两个方面，一方面碳是稳定奥氏体的元素，并且作用程度很大，约为镍的30倍；另一方面由于碳和铬的亲和力很大，能与铬形成一系列复杂的碳化物，会降低钢的耐蚀性。所以从强度与耐腐蚀性能两方面来看，碳在不锈钢中的作用是相互矛盾的。出于不锈钢耐腐蚀的主要目的，本发明将含碳量控制在0.03～0.05％。

硅在不锈钢中是形成铁素体的合金元素，可以提高残余奥氏体的稳定性，同时也起到固溶强化的作用，从而提高钢的强度。适量的硅可有效地提高钢的耐蚀性，但过高的硅含量会增加钢的脆性，不利于锻、轧。硅含量过低则不会带来稳定的令人满意的TRIP效应。综合以上因素，本发明将含硅量控制在1.5～1.8％范围之内。

锰和氮可以代替Cr-Ni不锈钢中的Ni。锰对于奥氏体的作用与镍相似，更确切地说，锰的作用不在于形成奥氏体，而在于它能降低钢的临界淬火速度，在冷却时增加奥氏体的稳定性，抑制奥氏体的分解，使高温下形成的奥氏体得以保持到常温，其在钢中稳定奥氏体的作用约为镍的二分之一。在耐腐蚀性能方面，锰的作用不大，所以工业上虽有以锰合金化的奥氏体钢，但它们不能作为不锈钢使用。本发明将含锰量确定在2.6～3.0％之间。

氮在不锈钢中是非常强烈地形成、稳定和扩大奥氏体区的元素，其在增加奥氏体稳定性上的作用约为镍的三十倍，奥氏体相比例也与氮含量直接相关。氮在不明显降低材料塑性和韧性的前提下可以明显提高材料的强度，还可以提高不锈钢的不锈性和耐蚀性以及延缓碳化物析出等。为了获得平衡的两相比例和理想的奥氏体稳定性，本发明将含氮量确定在0.2～0.21％之间。

钼可以强化铁素体相，提高钢的强度、延展性和耐磨性，改善钢的韧性，在不锈钢中主要是用来抗氧化和防腐蚀。钨与钼的作用类似，但其对抗氧化性和耐蚀性的影响不大，且与钼同属于较为昂贵的合金元素，故将含钼量和含钨量确定在0.2～0.5％之间。

微量的稀土元素不仅能净化钢液，还可以改善工艺性能，提高钢的耐蚀性、塑性、韧性等。本发明稀土元素的含量控制在0.08～0.20％范围内。

另一方面，本发明还提供了一种超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其包括以下工艺步骤：

S1、冶炼和浇铸：采用20kg真空感应炉冶炼，控制氧含量低于30ppm的条件下加入稀土元素与硼的混合物，在20秒内加入完成后迅速进行浇铸，浇铸温度控制在1500～1650℃；

S2、锻造：在750kg空气锤上采用自由锻造的方式进行锻造开坯，加热温度1100-1200℃，开坯时控制始锻温度在1080-1180℃，终锻温度≥950℃，锻造成锻造成20mm×20mm的方形棒状坯料，锻造比为约为13.5。

S3、退火：此钢种锻比较大，锻后须及时进行退火处理，消除锻棒中的内应力，以防止在锻棒上取料时出现样品弯曲等现象。对步骤2中的方形棒状坯料进行退火处理，退火温度为600-660℃，退火时间为10-30min，冷却方式为空冷。

S4、固溶处理：双相不锈钢的固溶处理会引起两相间的元素扩散，一方面可以用来调节两相含量，使两相比例处于具有最佳综合性能的平衡状态；同时还可以用来调节奥氏体的稳定性，以充分发挥TRIP效应的增强增塑效果。对钢种在1020-1080℃下进行的固溶处理，保温时间为20-40min，采用水冷或油冷方式冷却后，即可获得具有超高强塑积的TRIP型双相不锈钢钢材。

优选的，步骤S1稀土元素与硼的混合物中稀土元素与硼的质量比为1：1.5～3。

优选的，步骤S3中退火温度为630℃，退火时间为20min。

优选的，步骤S4中固溶处理温度为1050℃，保温时间为30min。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

(1)本钢种所用合金成分少，Ni、Mo等传统双相不锈钢中常用的昂贵金属被Mn、N等廉价金属部分代替，大大降低了原材料成本。

(2)在本钢种中加入少量的Mo和W元素，在不明显增加成本的同时可在一定程度上改善钢的综合力学性能和耐磨、抗腐蚀性能。

(3)采用稀土和硼元素的混合加入法效果更好地添加微量的稀土元素，起到净化钢液、改善工艺性能及提高耐蚀性、塑性、韧性的作用。

(4)相比于传统的TRIP钢或TRIP型双相不锈钢，本发明的TRIP型双相不锈钢的平衡两相比例和最佳TRIP效应均位于1050℃的固溶温度下，最大化地综合了两相的优势，使其具有最佳的力学性能，包括抗拉强度接近900MPa、延伸率得到质的飞跃，提高至85％，强塑积更是突破了传统TRIP钢60GPa％级的极限，达到76GPa％。

(5)在力学性能提高的同时，其耐蚀性不仅没有降低，反而高于应用广泛的304不锈钢和传统的节Ni型双相不锈钢LDX2101。

(6)本发明钢种组织纯净，仅含有奥氏体和铁素体两相：锻棒的纵截面上为沿锻向拉长的、均匀分布的两相，奥氏体平均晶粒尺寸为50μm，铁素体平均晶粒尺寸为55μm；锻棒横截面上为等轴分布的两相，奥氏体平均晶粒尺寸为15μm，铁素体平均晶粒尺寸为35μm。

综上所述，通过本发明得到的超高强塑积TRIP型双相不锈钢对新一代汽车等交通运输工业、造纸等先进制造业以及海水淡化等海洋工业的健康发展均具有重要价值。

附图说明

图1为本发明实施例1-4所制备钢材在准静态拉伸实验下的工程应力-应变曲线；

图2(a)为本发明实施例1所制备钢材锻棒横截面的金相组织图片；

图2(b)为本发明实施例1所制备钢材锻棒纵截面的金相组织图片；

图3为本发明实施例1及对比例1、2所制备钢材的工程应力-应变曲线的对比；

图4为本发明实施例1及对比例3、4、5所制备钢材的工程应力-应变曲线的对比。

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的实施方式进行说明。

实施例

在本发明所示元素成分范围内准备4份原料，分别标记为实施例1、2、3和4，化学成分如表1所示，分四批次采用20kg真空感应炉冶炼，控制氧含量在低于30ppm的条件下加入稀土元素与硼的混合物，在20秒内加入完成后迅速在1580℃左右进行浇铸。最后在750kg空气锤上采用自由锻造的方式进行锻造开坯，加热温度为1150℃，开坯时始锻温度控制在1150℃，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成20mm×20mm的方形棒状坯料。在锻棒上取料经630℃退火及1050℃固溶处理后获得目标钢材。

取实施例1得到的钢材进行金相组织观察，锻棒横截面和纵截面的金相组织分别如图2(a)和2(b)所示；采用Feritscope铁素体测量仪测量实施例1-4所得钢材中的奥氏体体积分数，结果如表2所示；准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图1所示；分别在1mol/L的Nacl水溶液中和恒定250mV条件下测得的室温点蚀电位和临界点蚀温度见表2。

为了便于比较，在相同的设备条件下，同时设置了几个对比例。

对比例1

采用实施例1中锻造后得到的锻棒，在锻棒上取料进行630℃退火处理及1000℃、保温30min的固溶处理，所得钢材中奥氏体相的体积分数采用铁素体仪测得，如表2所示，准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图3所示，腐蚀性能指标见表2。

对比例2

采用实施例1中锻造后得到的锻棒，在锻棒上取料进行630℃退火处理及1100℃、保温30min的固溶处理，所得钢材中奥氏体相的体积分数采用铁素体仪测得，如表2所示，准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图3所示，腐蚀性能指标见表2。

对比例3

本对比例采用与实施例相似的成分配比，只是在进行冶炼时，不添加稀土元素与硼的混合物，其化学成分如表1所示。随后的制备过程与实施例相同，所得钢材中奥氏体相的体积分数采用铁素体仪测得，如表2所示，准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图4所示，腐蚀性能指标见表2。

通常来说，C、N、Mn、Ni为影响奥氏体稳定性的主要元素，改变成分配比以影响奥氏体的稳定性。

对比例4

在除Fe外其他元素成分不变的情况下，同时减少Si和Ni的质量百分比为Si：0.7～0.9％、Ni：0.9～1.1％。本对比例化学成分如表1所示。其制备过程与实施例相同，所得钢材中奥氏体相的体积分数采用铁素体仪测得，如表2所示，准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图4所示、腐蚀性能指标见表2。

对比例5

增加Mn-N代Ni的程度以影响奥氏体的稳定性，化学成分如表1所示。本对比例的制备过程与实施例相同，所得钢材中奥氏体相的体积分数采用铁素体仪测得，如表2所示，准静态拉伸实验下的应力-应变曲线如图4所示，腐蚀性能指标见表2。

由图1可知，本发明钢的应力-应变曲线整体呈“S”型，即随着应变的增加，本发明钢的应力经弹性增加且趋于稳定后在应变22％左右出现二次快速增加，符合TRIP型双相不锈钢的基本特征。在TRIP效应的加持下，本实验钢的抗拉强度接近900MPa、延伸率得到质的飞跃，提高至85％、强塑积更是突破了传统TRIP钢60GPa％级的极限，达到76GPa％。

由图2(a)和2(b)可知，本发明钢锻棒的纵截面上为沿锻向拉长的、均匀分布的两相，横截面上为等轴分布的两相。同时可以看出，两相均较为纯净，无碳化物、析出相等杂质。

由图3可知，相较于在1000℃和1100℃温度下固溶的对比例1、2，在1050℃下固溶的本发明钢实施例充分发挥了TRIP效应的优势，具有最佳的综合力学性能，即1000℃固溶后，钢种在塑性变形时马氏体转变过快，相变过早饱和，导致相变对强度的增加更加明显，但限制了塑性的提高；经1100℃固溶后，钢种在塑性变形时TRIP效应不再明显，导致其增强增塑效果均有限。

由图4可知，不添加稀土元素的对比例3所得钢种的力学性能与本发明钢的力学性能相近，仅有略微的降低；而通过降低Ni和Si含量或增加Mn-N代Ni的程度后，奥氏体稳定性降低的对比例4和对比例5所得钢种应力值的二次快速上升更加明显，强度虽然得到大大提高，同时也更大的削弱了钢材的塑性，未能充分发挥TRIP效应对增强综合力学性能的优势。

由表2可知，无论是本发明的实施例，还是设置的对比例，其奥氏体含量均在48～55％之间，即两相比例近乎相同，排除了对比相同固溶温度下的性能时两相比例差异带来的影响。本发明钢具有突出的力学性能和腐蚀性能，强塑积大大地高出常用的2101双相不锈钢和304不锈钢，甚至比近年来新生的TRIP型双相不锈钢高出10个GPa％；腐蚀性能明显优于304不锈钢，且略优于2101双相不锈钢。

表1实施例和对比例钢种的化学成分

表2实施例、对比例及几个典型钢种的力学性能和腐蚀性能的对比

以上所述的实施例仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。

Claims (6)

1.一种超高强塑积TRIP型双相不锈钢，其特征在于，其包括以下质量百分比(wt％)的组分：C：0.03～0.05％、Si：1.5～1.8％、Mn：2.6～3.0％、Ni：1.9～2.1％、Cr：20.2～20.8％、N：0.2～0.21％、Mo：0.2～0.5％、W：0.2～0.5％、B<0.2％、P＜0.03％、S＜0.03％、[O]_总≤0.003％、RE：0.08～0.20％，Fe余量。

2.一种如权利要求1所述的超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其特征在于，其包括以下工艺步骤：

S1、冶炼和浇铸：采用真空感应炉冶炼，控制氧含量低于30ppm的条件下加入稀土元素与硼的混合物，在20秒内加入完成后迅速进行浇铸，浇铸温度控制在1500～1650℃；

S2、锻造：在空气锤上采用自由锻造的方式进行锻造开坯，加热温度1100-1200℃，开坯时控制始锻温度在1080-1180℃，终锻温度≥950℃，锻造成20mm×20mm的方形棒状坯料；

S3、退火：对步骤S2中的方形棒状坯料进行退火处理，退火温度为600-660℃，退火时间为10-30min，冷却；

S4、固溶处理：对钢种在1020-1080℃下进行的固溶处理，保温时间为20-40min，冷却后即可获得具有超高强塑积的TRIP型双相不锈钢钢材。

3.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤S1混合物中稀土元素与硼的质量比为1：1.5～3。

4.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤S2中锻造比为13.5。

5.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤S3中退火温度为630℃，退火时间为20min，冷却方式为空冷。

6.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP型双相不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤S4中固溶处理温度为1050℃，保温时间为30min，冷却方式采用水冷或油冷。

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