一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼及其制造方法
【專利摘要】一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼及其制造方法，其化學成分重量百分比為：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0-1.0％，W、B為可選元素，W≤0.5％，B≤0.02％，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)。本發(fā)明為保證合金的耐腐蝕性能，將Mn含量控制在1.0％以下，Cr含量控制在18.0～20.5％，同時添加1.5-3.5％的Mo，以保證PREN值在30～35；為提高材料的塑性，并將材料的Md30/50控制在60～100℃。本發(fā)明雙相不銹鋼在Ni、Mo等貴金屬含量較低的情況下，具有優(yōu)異的耐腐蝕性能以及在優(yōu)良的塑性，可大量應用熱交換器、水箱等領(lǐng)域，部分取代高成本的S31600奧氏體不銹鋼。
【專利說明】一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及雙相不銹鋼及其制造方法，特別涉及一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼及其制造方法。

【背景技術(shù)】
[0002]雙相不銹鋼室溫下由鐵素體與奧氏體雙相組成，而兩相組織的存在使雙相不銹鋼兼有鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼的優(yōu)點。與奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼的強度，特別是屈服強度顯著提高，大約是奧氏體不銹鋼的兩倍；耐晶間腐蝕、耐應力腐蝕、耐腐蝕疲勞和耐磨性能顯著改善。與鐵素體不銹鋼比，其韌性高、脆性轉(zhuǎn)變溫度低、耐晶間腐蝕和焊接性顯著改善，同時保留了鐵素體鋼導熱系數(shù)高、膨脹系數(shù)小的優(yōu)點。
[0003]迄今為止雙相不銹鋼的發(fā)展經(jīng)歷了三個重要階段。1971年以前所開發(fā)的牌號為第一代雙相不銹鋼，由于冶煉條件的限制，C、N的含量都無法準確控制，其焊接后性能急劇下降。1971~1989年開發(fā)的牌號屬于第二代雙相不銹鋼，代表鋼種為S32205。借助于1968年不銹鋼精煉工藝-氬氧脫碳(AOD)的發(fā)明和應用，可以使雙相不銹鋼中氮含量顯著提高，碳含量得到準確控制，從而顯著改善焊縫、熱影響區(qū)的韌性和耐腐蝕性能，同時氮還降低了有害金屬間相的形成速率。技術(shù)的進步使得雙相鋼得以廣泛應用于海上石油平臺、化工、造紙等多個領(lǐng)域。1990年以后出現(xiàn)的牌號為第三代雙相不銹鋼，其發(fā)展呈現(xiàn)2種趨勢。一方面進一步提高鋼中合金元素含量以獲得更高強度和更加優(yōu)良的耐腐蝕性能，如瑞典SANDVIK開發(fā)的SAF2906和SAF3207。另一方面開發(fā)低鎳含量且不含Mo或僅含少量Mo的經(jīng)濟型雙相不銹鋼，以降低成本， 如LDX2101等。
[0004]隨著貴金屬資源的對制造商及用戶的重要性逐漸凸顯，經(jīng)濟型雙相不銹鋼的開發(fā)成為當前雙相不銹鋼的重要研發(fā)方向。經(jīng)濟型雙相不銹鋼通過特殊的合金設(shè)計，降低合金中貴金屬鎳和鑰的含量，從而顯著降低材料成本。常用的奧氏體當量計算公式如式(I)所示:
[0005]Nieq = Ni+30 (C+N) +0.5Mn+0.25Cu(I)
[0006]評價雙相不銹鋼耐點腐蝕性能的PREN (耐點蝕當量)如公式(2)所示:
[0007]PREN(耐點蝕當量)=Cr% +3.3Mo% +30N% -Mn%(2)
[0008]由公式(I)可知，可以采用Mn、N、Cu取代Ni，從而降低成本，取代傳統(tǒng)的高鑰、高鎳含量的雙相不銹鋼，這是經(jīng)濟型雙相不銹鋼開發(fā)的基礎(chǔ)。
[0009]N是雙相不銹鋼中最重要的合金元素之一，成本低廉，是很強的奧氏體形成元素。由公式(I)可知，其形成奧氏體的能力了是Ni的30倍。同時由公式(2)可知，N可顯著提高材料的PREN值，從而有利于提高雙相不銹鋼鋼的耐蝕性。此外，N也是保證雙相不銹鋼焊接性能的關(guān)鍵元素。但是N含量的提高會造成冶煉難度增加，熱加工性下降。
[0010]Mn是低成本的合金元素，但Mn對雙相不銹鋼耐腐蝕性能有不利影響，如公式(2)所示，即每添加I %的錳，將使合金PREN值降低I。如果要保證材料的優(yōu)良的耐腐蝕性能，必須控制其含量。Mn影響耐點蝕性的原因在于錳和硫形成MnS，或隨著鋼中錳量增加，MnS中的含鉻量降低，所引起的MnS夾雜在腐蝕介質(zhì)中的溶解，常常成為點蝕、縫隙腐蝕的起始點。
[0011]Cu也是奧氏體形成元素，但Cu的奧氏體形成能力只有鎳的1/4。Cu很重要的一個作用是穩(wěn)定奧氏體，降低加工硬化傾向，從而提高不銹鋼的塑性。但是，雙相不銹鋼中Cu含量過高會導致熱加工性下降。
[0012]從第一代到第三代雙相不銹鋼，包括現(xiàn)有的經(jīng)濟型雙相不銹鋼，都是高合金成分體系。合金含量高導致雙相不銹鋼中奧氏體的穩(wěn)定性非常高。在從高溫冷卻至低溫的過程中不發(fā)生馬氏體相變，而在變形過程中也幾乎沒有馬氏體產(chǎn)生。以Ms與Md3(l/5(l來評價奧氏體的穩(wěn)定性，其經(jīng)典的表達式如式⑶與式⑷所示。Ms為即冷卻過程中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度點，而Md3(l/5(l為即變形過程中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度點。
[0013]Ms = 1305-61.6Ni% -41.7Cr% -33.3Mn% -27.8Si% -1667 (C+N) %(3)
[0014]Md30750 = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -1OMo%
(4)
[0015]所有的雙相不銹鋼的Ms點都很低，均在-200°C以下，若考慮到合金元素C、N在奧氏體內(nèi)的偏聚，MsA更低。因此材料在從高溫冷卻至室溫的過程中，都不形成馬氏體。而迄今為止所有的雙相不銹鋼的Md3(l/5(l溫度點都在40以下，因此，在室溫變形過程中幾乎不產(chǎn)生或僅產(chǎn)生微量的馬氏體。
[0016]當雙相不銹鋼中的合金含量降低時，Md3(l/5df上升。如果通過合金成分的調(diào)整將Md3Q/5(l溫度控制在合適的范圍，變形過程中雙相不銹鋼中的奧氏體將會向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而發(fā)生TRIP(相變誘導塑性)效應，顯著雙相不銹鋼的塑性。相反，如果Md3(l/5(l過高或過低，反而對雙相不銹鋼的塑性不利。TRIP效應雖然是一種常用的提高合金塑性的機理，但在現(xiàn)有的雙相不銹鋼專利中均未涉及。
[0017]中國專利CN101090988通過適當?shù)?.5-4.5% Mn代替Ni，同時添加0.15-0.25%的N以及0.5-2.5%的Mo，使得耐蝕性達到316L的水平。專利EP1867748A1為提高耐蝕性，將N含量提高至0.16-0.28%之間，同時將Cr含量提高至21%以上，Mn含量則控制在2%以下，因此盡管Mo含量較低，其耐蝕性仍然能達到316L的水平。美國專利US4798635則進一步提高Cr含量，采用較低的N含量，從而達到良好的耐腐蝕性能。為進一步提高耐蝕性能，需要進一步提高Mo含量。專利W02010/070202將Mo含量提高至0.5-2.5%，同時將Cr含量提高至23%以上，N含量提高至0.2% -0.35%，其耐蝕性能達到317L水平；美國專利US6551420B1則將Mo含量提高至1.4-2.5，同時N含量控制在0.14-0.35%，其耐腐蝕性能也能達到317的水平。
[0018]但是迄今為止，還未有專利在保持較高耐腐蝕性能的同時，獲得較高的塑性。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0019]本發(fā)明的目的在于提供一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼及其制造方法，在N1、Mo等貴金屬含量較低的情況下，具有優(yōu)異的耐腐蝕性能以及優(yōu)良的塑性，其CPT大于25°C，延伸率大于40% ;本發(fā)明雙相不銹鋼可大量應用熱交換器、水箱等領(lǐng)域，部分取代高成本的S31600奧氏體不銹鋼。
[0020]為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是:
[0021]本發(fā)明通過以N取代Ni從而降低成本，同時調(diào)整Cr、Mo的含量，將Mo含量控制在
1.5~3.5%，Cr含量控制在18-20.5%,N含量控制在0.1-0.18%，并降低Mn含量，以保證PREN值(Cr% +3.3Mo% +30N% _Mn% )在30~35，從而使CPT高于25°C ;為使鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕性能，通過合金總量控制來調(diào)整Mdwsi溫度，從而具有更高的塑性，將Mdw5tl控制在60~100°C，從而產(chǎn)生相變誘導塑性效應，延伸率(薄板)達到40%以上。因此可以應用于對材料塑性及耐蝕性有較高要求的領(lǐng)域，如熱交換器、水箱等，從而取代含10%鎳的S316L奧氏體不銹鋼以及更昂貴的317L奧氏體不銹鋼。
[0022]具體的，本發(fā)明的一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼，其化學成分重量百分比為:C0.01 ~0.06 %，S1.1 ~1.0 %，Mn0.1 ~1.0 %，Crl8.0 ~20.5 %，Ν?2.0 ~4.0%,N0.1~0.18%，Mol.5~3.5%，CuO~1.0%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì);且，PREN=30 ~35，PREN = Cr% +3.3Mo% +30N% -Mn%；Md30/50 = 60 ~10(TC，Md3(l/5(l = 580-520C%-2Si% -16Mn % _16Cr % _23Ni % -300N% _26Cu %-1OMo %，不銹鋼由鐵素體與奧氏體兩相組成，其中奧氏體的含量體積比為40%~60%之間。
[0023]進一步，還包括W和B中一種以上K 0.5%，B≤0.02%，以重量百分比計。
[0024]在本發(fā)明鋼成分設(shè)計中:
[0025]碳碳是強奧氏體形成元素，從公式⑴可知，其奧氏體形成作用相當于Ni的30倍，因此一定程度上可以取代Ni，促進奧氏體組織的形成。此外，從公式(3)、(4)可知，碳是很強的奧氏體穩(wěn)定元素，可抑制奧氏體的相變。但是當碳含量過高時，碳與鉻結(jié)合后在晶界形成富鉻碳化物，導致晶間腐蝕。尤其是在焊接過程中，碳化物迅速析出，將導致焊接區(qū)的耐腐蝕性能與力學性能顯著下降。過低的碳含量將增加制備過程中的難度和成本。因此，本發(fā)明鋼中設(shè)計碳含量為0.01~0.06%。
[0026]硅硅是鋼鐵中通常含有的元素，因為硅是熔煉過程中是很好的脫氧元素，因此一般雙相鋼中含有0.1 %以上的娃。在雙相不銹鋼中，娃是鐵素體形成和穩(wěn)定兀素，娃含量過高會導致與之相匹配的鎳當量提高，增加成本。更重要的是，硅會加速金屬間相的析出，對于制造和使用過程不利。因此，本發(fā)明鋼中設(shè)計硅含量為0.1~1.0%。
[0027]錳是一種相對較弱的奧氏體形成和穩(wěn)定元素，可以利用錳一定程度上取代鎳，此外錳的添加可以顯著提高氮的溶解度，因此經(jīng)濟型雙相不銹鋼通常含有較高的Mn。但是錳對不銹鋼的耐腐蝕性的影響基本上都是負面的。根據(jù)不銹鋼耐點腐蝕性能的經(jīng)驗公式(2)，每添加I %的錳，將使合金PREN值降低I，相當于抵消了添加0.3 %的Mo或I %的Cr對耐點蝕性能的提高。為提高材料的耐腐蝕性能，本發(fā)明鋼中重點控制Mn含量為0.1%~〈1.0%。
[0028]鉻鉻是不銹鋼獲得耐腐蝕性能的最重要元素，也是一種鐵素體形成元素，同時可穩(wěn)定奧氏體，因此Cr是雙相不銹鋼中最重要的合金元素。對雙相不銹鋼而言，當鉻含量較低時，耐蝕性將下降，同時有可能出現(xiàn)馬氏體相，對力學與耐腐蝕性能均不利，因此本發(fā)明Cr含量最低控制為18.0%。但當鉻含量過高時，不但會增加金屬間相、碳化物和氮化物的析出傾向，而且為獲得雙相組織，會增加奧氏體形成元素含量，從而增加成本并使得奧氏體難于發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。因此本發(fā)明鋼中Cr含量最高控制在20.5%。
[0029]氮氮元素是現(xiàn)代雙相不銹鋼中不可或缺的重要元素。首先N是一種形成和穩(wěn)定奧氏體相的元素。在奧氏體當量計算公式(I)中，氮的奧氏體形成能力是鎳的30倍。根據(jù)公式(3)和公式(4)，氮也是一種很強的奧氏體穩(wěn)定元素。此外，氮可以提高奧氏體相的耐腐蝕性能，尤其是耐點腐蝕性能和耐縫隙腐蝕性能，在PREN值的計算公式(2)，其耐點蝕當量是鉻的30倍。但是氮含量過高時，將增大氮化物形成的風險，降低材料的韌性和耐蝕性。同時高的氮含量會提高熔煉和熱加工的難度，導致難以在現(xiàn)有產(chǎn)線上進行生產(chǎn)。因此，本發(fā)明鋼中氮含量控制在0.1~0.18%。
[0030]鑰鑰非常有利于提高鋼的耐腐蝕性能，尤其是在與鉻復合作用的情況下。根據(jù)RREN值計算公式(2)，其耐點蝕當量是鉻的3.3倍。其機理是穩(wěn)定鈍化膜及促進鉻元素在鈍化膜中的富集。為保證材料優(yōu)異的耐腐蝕性能，將Mo含量控制在1.5%以上。但是鑰含量過高將導致脆性金屬間相的加速析出，同時增加合金成本。此外，Mo含量過高會提高材料的強度，降低材料的塑性，尤其是鐵素體的塑性，因此本發(fā)明鋼中的鑰含量控制在3.5%以下。
[0031]銅銅是一種較弱的奧氏體形成元素，可以替代部分鎳。銅的加入可以提高雙相鋼在還原性酸中的耐腐蝕性，同時有利于提高耐縫隙腐蝕性能。更為重要的是，Cu是穩(wěn)定奧氏體的合金元素，可以降低奧氏體的冷加工硬化速率，從而提高材料的塑性；此外，Cu也可以一定程度上提高鐵素體組織的塑性。因此，本發(fā)明中須添加一定量的Cu。但是銅含量過高時不利于熱加工性能。因此本發(fā)明鋼中Cu含量控制在1.0%以下。
[0032]鎢鎢是本發(fā)明中可選元素之一。鎢在雙相鋼中的作用與鑰相似，可以提高鋼的耐腐蝕性能。鎢還可以降低奧氏體/鐵素體相界面的活性，抑制金屬間相的形成。但是鎢含量過高時反而促進金屬間相生成。因此本發(fā)明鋼中鎢含量控制在0.5%以下。
[0033]硼硼也是本發(fā)明的可選元素之一。硼的加入主要是為提高雙相不銹鋼的熱加工性能。但B含量過高會導致雙相不銹鋼中形成B的化合物，嚴重降低材料的塑性和韌性。因此本發(fā)明中B含量控制在0.02 以下。
[0034]本發(fā)明的一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼的制造方法，包括以下步驟:
[0035]I)冶煉
[0036]按如下重量百分比冶煉:C0.01~0.06 %，S1.1~1.0 %，Mn0.1~1.0 %，Crl8.0 ~20.5%, Ν?2.0 ~4.0%，N0.1 ~0.18%, Mol.5 ~3.5%，CuO ~1.0%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；PREN = 30~35，Md3(l/5(l = 60~100°C ;冶煉方法可選擇真空感應冶煉，電爐一氬氧脫碳AOD或電爐一氬氧脫碳AOD —爐外精煉LF爐冶煉；
[0037]2)將鋼液進行模鑄或連鑄，模鑄時控制過熱度為20~50°C ;或采用連鑄方法，避免氮的逸出，連鑄時控制過熱度為20~50°C，板坯拉速為0.8~2m/min ；
[0038]3)將模鑄坯或連鑄板坯放入加熱爐中加熱到1100~1250°C并保溫后，在鍛造生產(chǎn)線或熱軋機組上加工至所需規(guī)格，然后進行退火或退火酸洗，其退火溫度控制在1030~1130。。。
[0039]進一步，雙相不銹鋼還包括W和B中一種以上，W ^ 0.5%, B ^ 0.02%，以重量百分比計。
[0040]又，步驟3)后進一步將熱軋退火后卷、板在冷軋機組加工至厚度小于2mm，然后進行退火酸洗或光亮退火，退火溫度控制在1030~1130°C。
[0041]在冷加工過程中，材料會產(chǎn)生一定的形變馬氏體，馬氏體含量較高時會導致加工困難、邊裂等缺陷。為保證材料順利加工及在加工后的性能，在較低溫度對其進行馬氏體逆轉(zhuǎn)變退火，從而消除冷加工過程中產(chǎn)生的馬氏體。
[0042]對最相關(guān)專利分析可以看出，現(xiàn)有雙相不銹鋼的發(fā)展以經(jīng)濟型雙相不銹鋼為代表，通常以Cr、Mn、N1、N等為主加元素，通過部分Mn和N取代Ni。為獲得較高的耐蝕性，必須提高Cr、Mo、N的含量。
[0043]中國專利CN101090988通過適當?shù)?.5-4.5% Mn代替Ni，同時添加0.15-0.25%的N以及0.5-2.5%的Mo，使得耐蝕性達到316L的水平。
[0044]歐洲專利EP1867748A1為提高耐蝕性，將N含量提高至0.16-0.28%之間，同時將Cr含量提高至21 %以上，Mn含量則控制在2%以下，因此盡管Mo含量較低，其耐蝕性仍然能達到316L的水平。
[0045]美國專利US4798635則進一步提高Cr含量，采用較低的N含量，從而達到良好的耐腐蝕性能。為進一步提高耐蝕性能，需要進一步提高Mo含量。
[0046]專利W02010/070202將Mo含量提高至0.5-2.5 %，同時將Cr含量提高至23 %以上，N含量提高至0.2% -0.35%，其耐蝕性能達到317L水平。
[0047]美國專利US6551420B1則將Mo含量提高至1.4-2.5，同時N含量控制在
0.14-0.35%，其耐腐蝕性能也能達到317的水平。但是迄今為止，還沒有專利在保持較高耐腐蝕性能的同時，獲得較高的塑性。
[0048]本發(fā)明為保證合金的耐腐蝕性能，將Mo含量控制在1.5~4.0%，Cr含量控制在18-20.5%, N含量控制在0.1-0.18%，并降低Mn含量，以保證PREN值(Cr% +3.3Mo%+30N% -Mn% )在30~35，從而使點蝕電位高于400mv ;重點在于為提高材料的塑性，將材料的 Md3Q/5Q(580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr% -23Ni% -300N% -26Cu% -1OMo% )控制在60~100°C，從而產(chǎn)生相變誘導塑性效應，延伸率(薄板)達到40%以上。
[0049]本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，具有以下優(yōu)點和積極效果:
[0050](I)將Mn含量控制到0.1~1.0%，降低過高的錳對耐腐蝕性能的不利影響；將0含量控制在18.0~20.5%，并將Mo含量提高至1.5%以上，將氮含量控制在0.1~0.18%,保證由公式(2)定義的PREN值在30~35之間，從而確保材料具有優(yōu)異的耐腐蝕性能，尤其是耐點蝕性能。其CPT可達到25°C以上；
[0051](2)重點是對合金元素的總量進行控制，使得按公式⑷定義的Md3自在60~100°c，從而利用奧氏體相向馬氏體相的轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生較已有雙相不銹鋼更高的塑性；其冷軋薄板的延伸率可達到40%以上；
[0052](3)本發(fā)明雙相不銹鋼可利用現(xiàn)有的不銹鋼產(chǎn)線批量生產(chǎn)，具體制備方法為經(jīng)真空感應爐、電爐-AOD爐冶煉或電爐-AOD-LF爐冶煉后澆鑄，在模鑄時控制過熱度為20~50 V左右，并配合快速冷卻，或采用冷速較快的連鑄方法，避免氮的逸出，連鑄時控制過熱度為20~50°C，板坯拉速為0.8~2m/min。因材料具有較好的熱塑性和冷加工性能，可進行熱軋和冷軋卷、板等的生產(chǎn)。熱軋與冷軋的退火溫度控制在1030~1130°C之間。材料在冷軋過程中將產(chǎn)生形變馬氏體，為避免產(chǎn)生質(zhì)量缺陷，可在冷軋中間過程采取馬氏體逆相變退火處理，退火溫度為300-700°C之間。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0053]圖1為本發(fā)明實施例1合金金相組織照片。
[0054]圖2為本發(fā)明實施例2合金進行拉伸變形過程中馬氏體含量的變化示意圖。

【具體實施方式】
[0055]下面結(jié)合實施例和附圖對本發(fā)明做進一步說明。
[0056]本發(fā)明實施例以電爐-AOD-連鑄-熱軋-退火酸洗-冷軋-退火酸洗的生產(chǎn)流程為例:將鉻鐵、鎳鐵以及廢鋼等加入電爐，與鐵水一起熔化，隨后將鋼液倒入AOD爐，在AOD爐內(nèi)進行脫C、脫O、脫S和增N、控N的吹煉，當冶煉成分達到要求時，將鋼液倒入中間包，并在立彎式連鑄機上進行澆鑄。連鑄的過熱度為20~50°C，板坯拉速為0.8~2m/min。將連鑄板坯放入加熱爐加熱到1100~1250°C，在熱連軋機組上軋制到所需厚度后卷取。然后進行連續(xù)退火酸洗，退火溫度控制在1030-1150°C，從而獲得接近1:1的鐵素體-奧氏體雙相結(jié)構(gòu)的組織與無氧化皮表面。最后將熱軋退火后的鋼卷冷軋至1.2_厚，再進行退火及酸洗，以獲得高質(zhì)量的表面與理想的組織。在冷軋過程中因為會產(chǎn)生形變馬氏體，因此在進行大壓下冷軋時，冷軋中間過程需進行馬氏體逆相變退火處理。退火溫度為300-700°C，從而消除產(chǎn)生邊裂以及表面缺陷的風險。冷軋完成后，為保證材料的性能，須進行退火處理，退火溫度為1030~1150°C。
[0057]表1所示為依發(fā)明實施的合金的化學成分，表1同時給出了作為對比例的目前已開發(fā)的雙相不銹鋼S32304，以及希望用本發(fā)明鋼種在部分領(lǐng)域進行替代的S31600奧氏體不銹鋼的化學成分。
[0058]實施例1的合金的金相組織如圖1所示。將試樣打磨并拋光后進行電解腐蝕,腐蝕劑為40Gkoh+100mlH20,腐蝕電流0.3~0.8A/cm2,最后在金相顯微鏡下通過定量金相法對奧氏體比例進行分析。圖中黑色組織為鐵素體，白色組織為奧氏體，奧氏體相約占48%。
[0059]實施例2拉伸過程中組織中馬氏體含量的變化如圖2所示。拉伸試樣按JIS-13B標準制造，在MTS-8 10拉伸機上依照GB/T228-2007拉伸，拉伸至預定的變形量后即停止并卸載，然后通過磁性儀測量拉伸前后磁性的變化，以此來確認拉伸過程中是否產(chǎn)生馬氏體并大致確認馬氏體含量的多少。圖2說明在拉伸變形的過程中，部分奧氏體發(fā)生相變，生成了形變馬氏體，這是導致其塑性提高的關(guān)鍵原因。
[0060]表1單位:重量百分比

【權(quán)利要求】
1.一種具有高塑性及高耐蝕性的雙相不銹鋼，其化學成分重量百分比為:c0.0i~0.06%, S1.1 ~1.0%，Mn0.1 ~1.0%，Crl8.0 ~20.5%，Ni2.0 ~4.0%，N0.1 ~0.18%,Mol.5~3.5%, CuO~1.0%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；且，PREN = 30~35，PREN =Cr% +3.3Mo% +30N% -Mn% !Md30750 = 60 ~100°C，Md3(l/5(l = 580-520C% -2Si% -16Mn% -16Cr%-23Ni % -300N% -26Cu% -1OMo %，不銹鋼由鐵素體與奧氏體兩相組成，其中奧氏體的含量體積比為40 %~60 %。
2.如權(quán)利要求1所述的具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼，其特征是，還包括W和B中一種以上，W^0.5%, B ^ 0.02%，以重量百分比計。
3.一種具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼的制造方法，其特征是，包括以下步驟: 1)冶煉 按如下成分重量百分比冶煉:C0.01~0.06 %, S1.1~1.0%，Mn0.1~1.0%，Crl8.0 ~20.5%, Ν?2.0 ~4.0%，N0.1 ~0.18%, Mol.5 ~3.5%，CuO ~1.0%，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；PREN = 30~35，Md30750 = 60~100°C ;冶煉方法選擇真空感應冶煉，電爐一氬氧脫碳AOD或電爐一氬氧脫碳AOD —爐外精煉LF爐冶煉； 2)將鋼液進行模鑄或連鑄，模鑄時控制過熱度為20~50°C;或采用連鑄方法，連鑄時控制過熱度為20~50<€,板還拉速為0.8~2m/min ； 3)將模鑄坯或連鑄板坯放入加熱爐中加熱到1100~1250°C并保溫，在鍛造生產(chǎn)線或熱軋機組上加工至所需規(guī)格，然后進行退火或退火酸洗，其退火溫度控制在1030~1130。。。
4.如權(quán)利要求3所述的具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼的制造方法，其特征是，雙相不銹鋼還包括W和B中一種以上，W^0.5%, B ^ 0.02%，以重量百分比計。
5.如權(quán)利要求3所述的具有高塑性與高耐蝕性的雙相不銹鋼的制造方法，其特征是，步驟3)后進一步將熱軋退火后卷、板在冷軋機組加工至厚度小于2_，然后進行退火酸洗或光亮退火，退火溫度控 制在1030~1130°C。
【文檔編號】C22C38/44GK104131229SQ201410274619
【公開日】2014年11月5日 申請日期:2014年6月19日 優(yōu)先權(quán)日:2014年6月19日
【發(fā)明者】胡錦程, 江來珠, 宋紅梅, 張偉 申請人:寶鋼不銹鋼有限公司