CN115652224A - 一种特超级铁素体不锈钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及铁素体不锈钢技术领域，具体为一种特超级铁素体不锈钢及其制备方法。其为了解决现有技术中的技术方案并没有从根本上解决抑制σ‑相析出的问题，故提供了一种特超级铁素体不锈钢，其由以下组分组成：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%，C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明从根本上抑制了σ‑相析出。
Description
技术领域
本发明涉及铁素体不锈钢技术领域，具体为一种特超级铁素体不锈钢及其制备方法。
背景技术
超级铁素体不锈钢（高铬、高钼铁素体不锈钢）是一类资源节约型高性能材料，具有优异的耐腐蚀性能，同时具有良好的导热性能及力学性能，主要用作腐蚀环境下的低成本换热材料，如替代铜管及钛管制造滨海电站用凝汽器。高铬、高钼铁素体不锈钢中含有提高铁素体不锈钢耐腐蚀性的Cr、Mo元素，同时还添加有一定量的Ni、C、N、Nb元素，其中添加的C+N元素不大于0.04 wt %，用以降低铁素体不锈钢晶间腐蚀性；添加的Ni元素用于改善铁素体不锈钢的焊接性能和韧性，添加的Nb、Ti元素用于进一步消除C、N的不利影响。由于高铬、高钼铁素体不锈钢中含有高Cr、高Mo，使其具有优异的耐腐蚀性能的同时也带来了σ-相析出脆性的问题，其σ-相析出脆性温度区间约为750~960℃。
现有技术中为了避免其σ-相析出脆性问题，一般采用较高温度退火和快速冷却的工艺路线，工艺参数控制严格，但高温退火的同时也带来了晶粒粗化以及织构弱化的问题。
基于此，现有技术中如专利号为202011559796.6，专利名称为一种制备高铬、高钼铁素体不锈钢的方法，采用应变诱导Laves相较高温度析出同时避免σ-相析出来解决上述问题，而为了避免热轧与退火过程中σ-相析出，该制备方法只是通过对温度的控制即避免材料在750~960℃区间内加热与长时间停留，并没有从根本上解决抑制σ-相析出的问题，从而导致制备工艺过程中对温度控制要求较高且仍会存在析出σ-相的风险。
发明内容
本发明为了解决现有技术中的技术方案并没有从根本上解决抑制σ-相析出的问题，故提供了一种新的超级铁素体不锈钢即一种特超级铁素体不锈钢及其制备方法。
本发明是采用如下技术方案实现的：一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%，C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质。
本领域技术人员公知，常规超级铁素体不锈钢中的Al一般是作为脱氧剂加入的即其作用是为了去除钢液中残留的O元素，但其含量一般要求不超过0.1%，而经申请人研究发现，超级铁素体不锈钢中σ-相析出主要是由于Cr和Mo元素易向晶界偏聚以及Cr、Mo与Fe的结合能大引起，本发明根据这一发现且为了从根本上抑制σ-相的析出而在超级铁素体不锈钢中添加适量的Al元素，Al元素降低了Cr、Mo与Fe的结合能，并阻碍其向晶界偏聚，所以钢中σ-相析出动力学显著降低，在850℃以上等温16h后均未观察到σ-相析出；同时，通过Al元素的添加还降低了材料的层错能，热轧过程中，变形组织的动态回复动力学下降，可以在变形组织中保留更多的位错，形成更高的形变储能，为变形后的再结晶退火提供较大的再结晶驱动力学。此外，通过Al元素的添加，促进纳米级Laves相的析出，利用细小的Laves相钉扎铁素体晶界，阻碍再结晶晶粒粗化，并优化再结晶织构。
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%（足量的Al元素抑制σ-相析出的同时促进Laves相析出），C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）连铸及修磨：
将步骤1）中获得的钢液连铸成连铸坯，连铸坯再以5℃/h -10℃/h的冷却速度缓冷至400℃-600℃，然后进行修磨；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的修磨后的连铸坯加热至1050℃-1250℃，并保温0.5h-2h后进行热轧，热轧终轧温度≥850℃，热轧后进行卷曲，形成热轧卷板（热轧终轧温度≥850℃，相比较现有的技术方案中温度限制明显降低，即可采用低温热轧，而采用低温热轧的实现是由于其熔炼原料里面添加了Al元素，抑制了σ-相的析出，而低温热轧有利于保留热轧变形组织，提高变形储能）；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，获得热轧退火板，其中加热温度为850℃-1150℃，保温时间为5min -120min（低温退火的目的是保障Laves相析出，并利用Laves相定扎晶界细化再结晶晶粒）；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为30%-90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900℃-1150℃，保温时间为0.5 min-120min（钢中Al元素的添加，降低了材料的层错能和再结晶激活能，因此，较低温度可以完成再结晶过程。此外，Laves相的存在具有细化晶粒、优化织构的作用，进一步控制形成晶粒细小、织构锋锐的组织）。
本发明的制备方法通过在超级铁素体不锈钢中添加适量的Al元素，Al元素降低了Cr、Mo与Fe的结合能，并阻碍其向晶界偏聚，所以钢中σ-相析出动力学显著降低，在850℃以上等温16h后均未观察到σ-相析出，因此，可以采用低温热轧制备特超级铁素体不锈钢，通过低温热轧提高变形储能；同时，通过Al元素的添加还降低了材料的层错能，热轧过程中，变形组织的动态回复动力学下降，可以在变形组织中保留更多的位错，形成更高的形变储能。基于低温热轧和Al添加，后续的再结晶退火温度可以明显降低为（900～1150℃）。低的再结晶退火温度，加之高的热轧变形储能，可以获得晶粒细小的组织，从而制备出高性能特超级铁素体不锈钢。具体制备方法中，将步骤3）热轧终轧温度降低至850℃，由于Al元素的添加，材料的层错能降低，热轧后可以保留大量的变形组织（见图1），显著提高热轧变形储能，为后续步骤4）退火过程中的再结晶提供驱动力和形核质点。此外，大量变形组织的存在，可以为步骤4）低温退火过程中Laves相析出提供形核质点，促进Laves相足量析出（见图2）。将退火板进行步骤6）冷轧，冷轧压下率为30%-90%，冷轧变形过程中形成变形储能，大量的剪切带等微观组织缺陷为后续退火过程中再结晶提供形核质点。此外，热轧退火板中形成的纳米级Laves相可以增加冷轧变形抗力，提高变形储能，增加再结晶驱动力，进一步提高再结晶形核率，促进形成细小的再结晶晶粒（见图3），提高其塑韧性。步骤7）中，冷轧板退火温度进一步降低至900-1150℃，再结晶过程中，剪切带位置形成的Laves相通过选择性钉扎作用，抑制α-纤维等其他取向晶粒的再结晶并促进γ-纤维织构再结晶，最终形成组织细小、具有单一γ-纤维织构的冷轧退火板（见图4），提高其成形性能。本发明降低了热轧终轧温度、热轧板退火温度以及冷轧退火温度，制造成本低，组织均匀细小。
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：熔炼原料的各元素重量百分比为：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%（足量的Al元素抑制σ-相析出的同时促进Laves相析出），C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）锻造：
将步骤1）中获得的钢液锻造，开锻温度1150℃，终锻温度≥900℃，保温时间0.5-2h；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的锻坯加热至1050-1250℃，并保温0.5-2h后进行热轧，热轧终轧温度≥850℃，热轧压下率≥70%，将热轧板冷却后进行卷曲，形成热轧卷板；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，加热温度为850-1150℃，保温时间为5-120min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为50-90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900-1150℃，保温时间为1-240min。
本发明的制备方法通过在超级铁素体不锈钢中添加适量的Al元素，Al元素降低了Cr、Mo与Fe的结合能，并阻碍其向晶界偏聚，所以钢中σ-相析出动力学显著降低，在850℃以上等温16h后均未观察到σ-相析出，因此，可以采用低温热轧制备特超级铁素体不锈钢，通过低温热轧提高变形储能；同时，通过Al元素的添加还降低了材料的层错能，热轧过程中，变形组织的动态回复动力学下降，可以在变形组织中保留更多的位错，形成更高的形变储能。基于低温热轧，后续的再结晶退火温度可以明显降低为（900～1150℃）。低的再结晶退火温度，加之高的热轧变形储能，可以获得晶粒细小的组织，从而制备出高性能特超级铁素体不锈钢。具体制备方法中，将步骤3）热轧终轧温度降低至850℃，由于Al元素的添加，材料的层错能降低，热轧后可以保留大量的变形组织（见图5），显著提高热轧变形储能，为后续步骤4）退火过程中的再结晶提供驱动力。此外，大量变形组织的存在，可以为步骤4）低温退火过程中Laves相析出提供形核质点，促进Laves相足量析出（见图6）。将退火板进行步骤6）冷轧，冷轧压下率为30-90%，冷轧变形过程中形成变形储能，大量的剪切带等微观组织缺陷为后续退火过程中再结晶提供形核质点。此外，热轧退火板中形成的纳米级Laves相可以增加冷轧变形抗力提高变形储能，增加再结晶驱动力，进一步提高再结晶形核率，促进形成细小的再结晶晶粒（见图7），提高其塑韧性。步骤7）中，冷轧板退火温度进一步降低至900-1150℃。再结晶过程中，剪切带位置形成的Laves相通过选择性钉扎作用，抑制α-纤维等其他取向晶粒的再结晶并促进γ-纤维织构再结晶，最终形成组织细小、具有单一γ-纤维织构的冷轧退火板（见图8），提高其成形性能。本发明降低了热轧终轧温度、热轧板退火温度以及冷轧退火温度，制造成本低，组织均匀细小。
本发明所产生的有益效果如下：本发明通过在超级铁素体不锈钢中添加适量的Al元素，从根本上抑制了σ-相析出，减少由于σ-相析出引起的脆化，也正是由于此，使得在制备特超级铁素体不锈钢时对温度和冷速控制要求明显降低，即能采用低温热轧，不必为了避免σ-相析出而采用高温，而后基于低温热轧，后续的再结晶退火温度可以明显降低，低的再结晶退火温度，加之高的热轧变形储能，可以获得晶粒细小的组织，从而制备出高性能特超级铁素体不锈钢；同时，在解决σ-相析出脆性的同时，适量Al元素的加入有效促进了退火中预析出纳米级laves相，利用纳米级Laves相析出细化组织，增加了材料韧性；另外通过降低加热温度而降低了工艺参数的控制难度，明显降低了制造成本，也进一步弱化了加热后冷却过程中的冷却速率、冷却时间的严格限制，有利于生产的进行。
附图说明
图1为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤3）低温热轧后的组织；（连铸法）
图2 为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤4）低温退火后形成的细小组织和Laves相；（连铸法）
图3为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤7）后的组织；（连铸法）
图4为本发明中的特超级铁素体不锈钢制备完成后的织构；（连铸法）
图5为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤3）低温热轧后的组织；（锻造法）
图6 为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤4）低温退火后形成的细小组织和Laves相；（锻造法）
图7为本发明中的特超级铁素体不锈钢在经过步骤7）后的组织；（锻造法）
图8为本发明中的特超级铁素体不锈钢制备完成后的织构；（锻造法）
图9为不含Al超级铁素体不锈钢热轧退火板经850℃-2h后的析出形貌；
图10为含Al不锈钢热轧退火板经850℃-16h后的析出形貌。
具体实施方式
实施例1：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：29.0%的Cr，4.0%的Mo，3.0%的Ni，0.5%的Al，0.010%的C，0.015%的N，0.27%的Nb，0.10%的Ti，0.6%的Mn，0.7%的Si，0.015%的S，0.015%的P，0.004%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例2：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：24.5%的Cr，5.0%的Mo，4.0%的Ni，1.0%的Al，0.025%的C，0.012%的N，0.65%的Nb，0.20%的Ti，0.2%的Mn，0.15%的Si，0.010%的S，0.010%的P，0.002%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例3：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：32%的Cr，4.0%的Mo，0.5%的Ni，8.0%的Al，0.015%的C，0.005%的N，0.25%的Nb，0.05%的Ti，0.1%的Mn，0.4%的Si，0.001%的S，0.005%的P，0.001%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例4：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：31%的Cr，1.5%的Mo，3.5%的Ni，5.0%的Al，0.005%的C，0.010%的N，0.05%的Nb，0.05%的Ti，0.5%的Mn，0.2%的Si，0.015%的S，0.015%的P，0.004%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例5：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：28.0%的Cr，5.0%的Mo，0.5%的Ni，6.0%的Al，0.025%的C，0.012%的N，0.60%的Nb，0.17%的Ti，0.6%的Mn，0.7%的Si，0.015%的S，0.010%的P，0.003%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例6：
一种特超级铁素体不锈钢，按各元素重量百分比计由以下组分组成：24.0%的Cr，4.0%的Mo，1%的Ni，7.0%的Al，0.020%的C，0.012%的N，0.45%的Nb，0.10%的Ti，0.3%的Mn，0.2%的Si，0.005%的S，0.013%的P，0.002%的O，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例7：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：27%的Cr，4.0%的Mo，0.5%的Ni，0.5%的Al，0.010%的C，0.015%的N，0.35%的Nb，0.15%的Ti，0.6%的Mn，0.7%的Si，0.015%的S，0.015%的P，0.004%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）连铸及修磨：
将步骤1）中获得的钢液连铸成连铸坯，连铸坯再以5℃/h的冷却速度缓冷至400℃，然后进行修磨；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的修磨后的连铸坯加热至1120℃，并保温0.5h后进行热轧，热轧终轧温度920℃，热轧后进行卷曲，形成热轧板卷；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，获得热轧退火板，其中加热温度为1150℃，保温时间为5min，加热速率为100℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900℃，保温时间为60min，冷却速率为100℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表1所示：
表1
实施例8：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：24%的Cr，5%的Mo，4%的Ni，2%的Al，0.025%的C，0.012%的N，0.65%的Nb，0.2%的Ti，0.2%的Mn，0.15%的Si，0.010%的S，0.010%的P，0.002%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）连铸及修磨：
将步骤1）中获得的钢液连铸成连铸坯，连铸坯再以6℃/h的冷却速度缓冷至600℃，然后进行修磨；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的连铸坯加热至1050℃，并保温1.5h后进行热轧，热轧终轧温度860℃，热轧后进行卷曲，形成热轧板卷；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，获得热轧退火板，其中加热温度为1150℃，保温时间为30min，加热速率为200℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为80%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900℃，保温时间为120min，冷却速率为200℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表2所示：
表2
实施例9：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：32%的Cr，1%的Mo，1.0%的Ni，8.0%的Al，0.005%的C，0.005%的N，0.05%的Nb，0.05%的Ti，0.1%的Mn，0.4%的Si，0.001%的S，0.005%的P，0.001%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）连铸及修磨：
将步骤1）中获得的钢液连铸成连铸坯，连铸坯再以10℃/h的冷却速度缓冷至500℃，然后进行修磨；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的连铸坯加热至1250℃，并保温2.0h后进行热轧，热轧终轧温度850℃，热轧后进行卷曲，形成热轧板卷；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，获得热轧退火板，其中加热温度为1100℃，保温时间为10min，加热速率为50℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为60%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为1150℃，保温时间为0.5min，冷却速率为150℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表3所示：
表3
实施例10：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：27%的Cr，2%的Mo，1.5%的Ni，0.5%的Al，0.025%的C，0.015%的N，0.25%的Nb，0.20%的Ti，0.6%的Mn，0.7%的Si，0.015%的S，0.015%的P，0.004%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）锻造：
将步骤1）中获得的钢液锻造，开锻温度1150℃，终锻温度950℃，保温时间0.5h；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的锻坯加热至1080℃，并保温0.5h后进行热轧，热轧终轧温度850℃，热轧压下率为80%，将热轧板冷却后进行卷曲，形成热轧卷板；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，加热温度为1000℃，保温时间为5min，加热速率为50℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为80%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900℃，保温时间为120min，冷却速率为300℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表4所示：
表4
实施例11：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：24.0%的Cr，5%的Mo，4%的Ni，2%的Al，0.020%的C，0.012%的N，0.65%的Nb，0.05%的Ti，0.2%的Mn，0.15%的Si，0.010%的S，0.010%的P，0.002%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）锻造：
将步骤1）中获得的钢液锻造，开锻温度1150℃，终锻温度900℃，保温时间2h；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的锻坯加热至1050℃，并保温2.0h后进行热轧，热轧终轧温度960℃，将热轧板冷却后进行卷曲，热轧压下率为90%，形成热轧卷板；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，加热温度为850℃，保温时间为120min，加热速率为100℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为1150℃，保温时间为1min，冷却速率为100℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表5所示：
表5
实施例12：
一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：32%的Cr，1%的Mo，0.5%的Ni，8.0%的Al，0.005%的C，0.005%的N，0.05%的Nb，0.10%的Ti，0.1%的Mn，0.4%的Si，0.001%的S，0.005%的P，0.001%的O，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）锻造：
将步骤1）中获得的钢液锻造，开锻温度1150℃，终锻温度1000℃，保温时间1h；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的锻坯加热至1250℃，并保温0.5h后进行热轧，热轧终轧温度850℃，热轧压下率为70%，将热轧板冷却后进行卷曲，形成热轧卷板；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，加热温度为1150℃，保温时间为5min，加热速率为80℃/min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为50%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为1050℃，保温时间为240min，冷却速率为500℃/s。
冷轧退火后性能和组织指标如表6所示：
表6
为了进一步验证本发明中的特超级铁素体不锈钢对σ-相的抑制作用，将加Al与不加Al元素的超级铁素体不锈钢的热轧退火板，进行850℃等温时效处理。不含Al试样等温2h后的析出形貌如图9所示（明显大范围的出现σ-相）；含Al试样等温16h后的析出形貌如图10所示（无明显σ-相）。对比可知，两种钢的力学性能指标如表7所示，加入Al元素后，超级铁素体不锈钢中脆性相析出趋势显著减弱，拉伸后仍保持韧性断裂为主。
表7
Claims (7)
1.一种特超级铁素体不锈钢，其特征在于，按各元素重量百分比计由以下组分组成：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%，C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
1）熔炼：
熔炼原料的各元素重量百分比为：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%，C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）连铸及修磨：
将步骤1）中获得的钢液连铸成连铸坯，连铸坯再以5-10℃/h的冷却速度缓冷至400-600℃，然后进行修磨；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的修磨后的连铸坯加热至1050℃-1250℃，并保温0.5-2h后进行热轧，热轧终轧温度≥850℃，热轧后进行卷曲，形成热轧板卷；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，获得热轧退火板，其中加热温度为850-1150℃，保温时间为5-120min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为30-90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900℃-1150℃，保温时间为0.5-120min。
3.根据权利要求2所述的一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤4）中，加热速率≥50℃/min。
4.根据权利要求2所述的一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤7）中，冷却速率≥100℃/s。
5.一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
1）熔炼：熔炼原料的各元素重量百分比为：24.0%≤Cr≤32.0%，1.0%≤Mo≤5.0%，0.5%≤Ni≤4.0%，0.5%≤Al≤8.0%，C≤0.025%，N≤0.015%，0.05%≤Nb≤0.65%，0.05%≤Ti≤0.2%，Mn≤0.6%，Si≤0.7%，S≤0.015%，P≤0.015%，O≤0.004%，且满足Cr+3.3×Mo≥35%，其余为Fe和不可避免的杂质，按上述元素比例配置好原料后进行熔炼，获得钢液；
2）锻造：
将步骤1）中获得的钢液锻造，开锻温度1150℃，终锻温度≥900℃，保温时间2h；
3）热轧、卷曲：
将步骤2）中获得的锻坯加热至1050-1250℃，并保温0.5-2h后进行热轧，热轧终轧温度≥850℃，热轧压下率≥70%，将热轧板冷却后进行卷曲，形成热轧卷板；
4）退火：
将步骤3）获得的热轧卷板进行退火，加热温度为850-1150℃，保温时间为5-120min；
5）酸洗：
采用硫酸混合液对步骤4）获得的退火板进行酸洗；
6）冷轧：
将步骤5）获得的酸洗后的退火板进行冷轧，冷轧压下率为50-90%；
7）再结晶退火、冷却：
将步骤6）所获得的冷轧板进行再结晶退火，退火温度为900-1150℃，保温时间为1-240min。
6.根据权利要求5所述的一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤4）中，加热速率≥50℃/min。
7.根据权利要求5所述的一种特超级铁素体不锈钢的制备方法，其特征在于，步骤7）中，冷却速率≥100℃/s。
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Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| WO2012108479A1 (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
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| JP2020164934A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| CN112647026A (zh) * | 2020-12-25 | 2021-04-13 | 中北大学 | 一种制备高铬、高钼铁素体不锈钢的方法 |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012108479A1 (ja) * | 2011-02-08 | 2012-08-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| CN106319382A (zh) * | 2015-06-26 | 2017-01-11 | 宝钢不锈钢有限公司 | 一种低镍型中铬铁素体不锈钢及其制造方法 |
| JP2020164934A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| CN112647026A (zh) * | 2020-12-25 | 2021-04-13 | 中北大学 | 一种制备高铬、高钼铁素体不锈钢的方法 |
| CN114086087A (zh) * | 2021-11-29 | 2022-02-25 | 中北大学 | 一种处理脆化后的高铬铁素体不锈钢板的方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| HUI-HU LU, ET AL.: "Effect of Grain Size on the Precipitation Behaviour in Super-Ferritic Stainless Steels During a Long-Term Ageing", ACTA METALLURGICA SINICA-ENGLISH LETTERS, vol. 34, no. 9, pages 1285 - 1295 * |
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