极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢及其制备方法

摘要

一种极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢及其制备方法，成分按质量百分比含C 0.005～0.015%，N 0.005～0.015%，Si≤0.5%，Mn≤0.2%，P≤0.03%，S≤0.01%，O≤0.005%，Cr 18～22%，Nb 0.08～0.18%，Ti 0.05～0.1%，Ni 0.2～0.4%，Al 0.1～0.2%，Cu 0.3～0.5%，余量为铁和不可避免的杂质，脆性转变温度在‑120～‑100℃；制备方法为：（1）在真空感应熔炼炉中冶炼并浇注；（2）加热至1000～1200℃保温60～150min，然后热轧，累积压下量为96～98%；（3）加热至850～950℃，保温6～8min。本发明方法提高了其在低温等苛刻服役环境下的使用寿命和安全性，降低钢的生产成本，最终实现不锈钢生产节约资源、节能减排并防止环境污染等目标。

说明书

技术领域

本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢及其制备方法。

背景技术

铁素体不锈钢是指具有体心立方晶体结构，在高温和室温均具有完全铁素体或以铁素体为主体结构，其Cr含量大于10.5%的一系列铁基合金，为了赋予此类合金一些特定性能，还常加入适量的Mo、Ni、Al、Cu、Nb、Ti或Nb+Ti 等元素。按钢中的Cr 含量可分为低铬、中铬和高铬铁素体不锈钢三类。按钢中的合金元素构成可分为Fe-Cr系铁素体不锈钢和Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢两类。

铁素体不锈钢除具有良好的不锈性和耐全面腐蚀性能外，其耐氯化物应力腐蚀、耐点蚀和耐缝隙腐蚀等性能优良。与铬镍奥氏体不锈钢相比，铁素体不锈钢不含镍或仅含少量镍，因而是一类无镍和节镍不锈钢。铁素体不锈钢强度高，冷加工硬化倾向低，导热系数为奥氏体不锈钢的130～150%，线膨胀系数仅为奥氏体不锈钢的60～70%，且具有磁性。正是由于铁素体不锈钢具有这些独特的优势，在家用电器、厨房用具、交通运输、建筑装饰、海水淡化、石油精炼、制碱工业、核能及舰船等民用和工业领域有着广阔的应用前景。

但是自1912年铁素体不锈钢问世以来，与铬镍奥氏体不锈钢相比，产量比较低且用途受到诸多限制，这与铁素体不锈钢，特别是含铬量大于16%时存在脆性转变温度尚需改善这一不足和缺点密切相关。这一不足和缺点突出表现在，一方面，与铬镍奥氏体不锈钢相比，铁素体不锈钢的脆性转变温度高。这与铁素体不锈钢的晶体结构及较高Cr含量存在一定联系。与面心立方金属相比，体心立方铁素体不锈钢中滑移面原子排列密度小，滑移面面间距小，面与面之间结合力强；滑移方向数目少，滑移方向上原子密度小，在这些方向上原子间距大，位错的柏氏矢量大；Cr原子抑制某些滑移系的开动。这均导致滑移阻力增加，变形协调性降低，利于尖锐裂纹的萌生和扩展，最终造成脆性破坏并降低脆性转变温度。并且，这种恶化效果在低温状态下表现尤为明显。另一方面，铁素体不锈钢的脆性转变温度对钢板厚度非常敏感，即存在厚度效应。也就是说，钢板越厚，脆性转变温度越高。例如，对于普通中铬铁素体不锈钢439在厚度达到5～6mm时，其相应的脆性转变温度就达到室温及以上；而在厚度达到8mm时，脆性转变温度要远高于室温，如图1所示。这一厚度效应与材料在冲击过程中不同厚度尺寸样品缺口尖端所处的应力状态相关。在冲击过程中，当厚度较薄时，缺口尖端处，在垂直于板厚方向基本可以自由变形，应力状态大体为两向拉伸的平面应力状态；当厚度增加时，缺口尖端处，在垂直于板厚方向的变形受到约束，应力状态为三向应力状态；另外，受到约束的塑性变形将促使脆性转变的发生。因此，当钢板厚度增加，脆性转变温度增加。这种特殊表现正严重制约着铁素体不锈钢的应用，尤其是在极寒环境下，且进一步限制了铁素体不锈钢作为结构材料时的应用厚度，直接应用厚度应限制在不超过6mm。

目前，国内外诸多学者已就铁素体不锈钢的性能改善及其制造方法提出了多项专利。日本专利JP63-219551A公开了一种具有较好低温韧性的铁素体不锈钢，即通过添加0.2～0.8%的Ni来获得具有较好低温韧性的铬含量为11～18%的铁素体不锈钢。与原有技术相比，发明的铁素体不锈钢的脆性转变温度均在-80℃以下。然而，从上述专利的实施例中可发现，对于铬含量为18.1%的铁素体不锈钢，虽然添加0.53%的Ni，但是脆性转变温度仅为-3℃，表明此专利并未针对铬含量为18%以上的铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。日本专利JP2008-189974A公开了一种具有较好热疲劳性能和低温韧性的汽车排气系统用铁素体不锈钢，即通过添加0.5～0.7%的Nb、0.05～0.3%的Ti和1～2%的Cu来获得具有较好热疲劳性能和低温韧性的汽车排气系统用铬含量为10～20%的铁素体不锈钢。但是，从上述专利的实施例中可发现发明铁素体不锈钢的脆性转变温度仅仅达到-25℃以下，与-100℃以下的脆性转变温度相比还存在一定差距。而且上述专利主要针对汽车排气系统用铁素体不锈钢（厚度不超过5.0mm）的使用性能进行控制和改善，并未针对厚度在5mm以上的铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。欧洲专利EP0478790A1公开了一种具有较好低温韧性、焊接性及耐热性的耐热铁素体不锈钢，即通过控制Mn/S≥200、Nb≥0.2+8（C+N）及Ni+Cu≤4%等指标来获得具有较好低温韧性、焊接性及耐热性的汽车排气系统用铬含量为17～25%的Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢。然而，从上述专利的实施例中可发现发明的铁素体不锈钢(厚度：4.5mm）在-25℃条件下的冲击韧性约为25℃条件下的30～80%。根据GB/T 229-2007中脆性转变温度的规定，上述发明的铁素体不锈钢的脆性转变温度接近-25℃，未能促使铁素体不锈钢的脆性转变温度降至极低（-100℃以下）。这将难以满足铁素体不锈钢中厚板在寒冷条件下，尤其是极寒环境的使用要求。而且，上述专利并未针对Fe-Cr系铁素体不锈钢中厚板力学性能，尤其是脆性转变温度进行控制和改善。

中国专利CN101168822A公开了一种高韧性无镍铁素体不锈钢的制造方法，即通过添加0.02～0.1%的稀土元素来改善铬含量为16～20%的铁素体不锈钢的室温及低温韧性，并指出在-20℃、0℃及20℃条件下发明的铁素体不锈钢的冲击韧性最高约为原有技术的5倍。但是，从上述专利的实施例中可发现发明的铁素体不锈钢在20℃条件下的冲击韧性为32～130J/cm²,冲击功为25.6～104J；在-20℃条件下的冲击韧性为15～50J/cm²,冲击功为12～40J，均不足20℃条件下的50%。根据GB/T>2以上。然而，从上述专利的实施例中可发现，对于铬含量为20.1%的铁素体不锈钢，虽然其余合金元素含量均在此专利规定范围内，但是其在0℃条件下的冲击韧性不足10J/cm²，表明此专利并未针对铬含量为18%以上的铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。中国专利CN104195451A公开了一种中铬铁素体不锈钢及其制造方法，即通过成分设计和热轧、热轧后退火、冷轧、冷轧后退火以及卷取等工艺控制来改善铬含量为16.5～19.5%的中铬铁素体不锈钢的强韧性、耐蚀性和冲击性。但是，上述专利并未添加Cu，Mn含量高，Al含量低，而且发明铁素体不锈钢的制造工序较为复杂（除采用热轧、热轧后退火，还需采用冷轧、冷轧后退火等）。中国专利CN102643968A公开了一种提高中铬铁素体不锈钢中板韧性的方法。即通过引入温轧工艺以细化铁素体不锈钢的组织并优化晶界特征分布来改善铁素体不锈钢的韧性。然而，上述专利并未添加Ni、Al及Cu，而且发明铁素体不锈钢的制造工序较为复杂（除采用热轧及退火，还需在260～600℃温度范围内进行轧制变形等）。

中国专利CN102605262A公开了一种铁素体不锈钢及其制造方法，即通过添加V和Nb并采用适当的热处理工艺来改善铬含量为17～20%的Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢的冲击韧性和脆性转变温度。然而，从上述专利的实施例中可发现，与原有技术相比，虽然上述发明的Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢的脆性转变温度(厚度：5.0mm）最高降低大约60℃，但是其脆性转变温度仍在0℃左右，未能促使铁素体不锈钢的脆性转变温度降至极低（-100℃以下）。这将难以满足铁素体不锈钢在寒冷条件下，尤其是极寒环境的的使用要求。而且，此专利并未添加Ti和Cu，Al含量低，以及未能针对Fe-Cr系铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。中国专利CN103276307A公开了一种高耐腐蚀性高韧性高铬铁素体不锈钢钢板及其制造方法，即通过添加适量的Ni和V，并通过加工工艺控制来改善高铬Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢钢板的低温冲击韧性，最终促使高铬Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢的脆性转变温度在-40℃以下。但是，上述发明的高铬Fe-Cr-Mo系铁素体不锈钢的钢板厚度为0.5～5mm并且从上述专利的实施例可发现其脆性转变温度均在-80℃以上，未能促使铁素体不锈钢的脆性转变温度降至极低（-100℃以下）。同时，此专利并未添加Cu，Mn、Nb和Ti含量高，Al含量低，以及未能针对Fe-Cr系铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。

中国专利CN102162063A公开了一种铁素体不锈钢中厚板及其制造方法，即通过添加0.05～0.1%的稀土元素来得到具有较高抗拉强度、较好抗层状撕裂性能的铬含量为11.5～13.5%的铁素体不锈钢中厚板。其中，稀土元素为铈、镝、钕和钇中的一种或多种。然而，上述专利并未针对铁素体不锈钢，尤其是铬含量为18%以上的铁素体不锈钢中厚板，脆性转变温度尚需降低这一缺点进行控制和改善。中国专利CN101733274A公开了一种提高中高铬铁素体不锈钢综合性能的热轧方法，即采用降低精轧温度来提高铁素体不锈钢薄板的成形性能及表面质量。但是，上述专利并未针对铁素体不锈钢力学性能，尤其是厚度在5mm以上的铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度进行控制和改善。

通过上述专利分析可知，针对中铬无钼铁素体不锈钢的脆性转变温度尚需提高这一不足和缺点的现有技术较少，且现有技术中的中铬无钼铁素体不锈钢还不能完全满足目前制造和使用要求，仍存在脆性转变温度高及允许使用最大厚度小等一些缺点和不足，需要开发一种极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢中厚板。

发明内容

针对现有铁素体不锈钢中厚板在制备技术和性能上存在的上述问题，本发明提供一种极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢及其制备方法，通过成分设计和冶炼及后续处理工艺的改进，显著降低中铬无钼铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度，提高铁素体不锈钢在低温等苛刻服役环境下的使用寿命和安全性。

本发明的极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢的成分按质量百分比含C 0.005～0.015%，N 0.005～0.015%，Si≤0.5%，Mn≤0.2%，P≤0.03%，S≤0.01%，O≤0.005%，Cr 18～22%，Nb 0.08～0.18%，Ti 0.05～0.1%，Ni 0.2～0.4%，Al 0.1～0.2%，Cu 0.3～0.5%，余量为铁和不可避免的杂质，厚度5.5～8mm，脆性转变温度在-120～-100℃。

本发明的极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢的制备方法按以下步骤进行：

（1）冶炼：按上述设定成分在真空感应熔炼炉中冶炼，并浇注成铸坯；

（2）热轧：将铸坯加热至1000～1200℃，保温60～150min，然后多道次热轧，开轧温度为950～1100℃, 每道次压下量为30～50%，终轧温度650～750℃，累积压下量为96～98%，获得热轧板；

（3）退火：将热轧板加热至850～950℃，保温6～8min，使其充分再结晶以完成热轧退火，获得中铬无钼铁素体不锈钢。

本发明方法与原有技术相比，具有如下的优点和效果：

1、制备的中铬无钼铁素体不锈钢的中厚板的脆性转变温度在-100℃以下，显著降低了中铬无钼铁素体不锈钢中厚板的脆性转变温度，提高了其在低温等苛刻服役环境下的使用寿命和安全性，从而在一定程度上降低了其生命周期成本；

2、中铬无钼铁素体不锈钢的中厚板适用于制作要求承受冲击负荷及高冲击韧性的结构部件，扩大了节镍型铁素体不锈钢作为结构材料的应用范围和使用厚度；同时，也可使节镍型铁素体不锈钢在建筑装饰、海水淡化、电厂、石化等部分民用及工业领域中进一步代替价格极高的铬镍奥氏体不锈钢，如用于沿海大型建筑物用的屋顶、幕墙和各种装饰用材，海水淡化厂的有关装置、电厂的冷却系统中的设备、有机酸厂的生产及储存和运输的设备和管线、化工厂的热交换器等；这将不仅可为国家节约大量矿产资源（如镍资源等），而且还将大大降低钢的生产成本，最终实现不锈钢生产节约资源、节能减排并防止环境污染等目标，促进不锈钢产业的可持续发展。

附图说明

图1为普通中铬铁素体不锈钢439的脆性转变温度随钢板厚度的变化曲线图；

图2为本发明实施例1中的中铬无钼铁素体不锈钢的显微组织图；

图3为本发明实施例1中的中铬无钼铁素体不锈钢的冲击吸收能-温度曲线图；

图4为本发明实施例2中的中铬无钼铁素体不锈钢的冲击吸收能-温度曲线图；

图5为本发明实施例3中的中铬无钼铁素体不锈钢的冲击吸收能-温度曲线图；

图6为对比例1中普通中铬无钼铁素体不锈钢的显微组织图；

图7为对比例1中普通中铬无钼铁素体不锈钢的冲击吸收能-温度曲线图；

图8为对比例2中普通中铬无钼铁素体不锈钢的显微组织图；

图9为对比例3中普通中铬无钼铁素体不锈钢的显微组织图。

具体实施方式

本发明实施例和对比例中铸坯的冶炼是在ZG-0.05真空感应熔炼炉中完成，工作时的真空度在0.1～10Pa。

本发明实施例和对比例中铸坯的热轧是在Φ450mm×450mm二辊可逆实验热轧机上进行。

本发明实施例和对比例中轧制钢板的热轧退火是在RX-36-10型多功能贯通式热处理炉中进行。

本发明实施例和对比例中铁素体不锈钢的夏比冲击试验及脆性转变温度的测量是根据GB/T229-2007，采用Instron9250HV型冲击试验机和液氮低温槽进行的。

本发明实施例中铁素体不锈钢的室温拉伸试验及力学性能的测量是根据GB/T228.1-2010，采用Instron万能试验机进行的。

本发明实施例的极低脆性转变温度的中铬无钼铁素体不锈钢的屈服强度为250～265MPa，抗拉强度为425～450MPa，延伸率为33～36%。

下面对本发明的具体实施方式作进一步详细说明，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1

按设定成分在真空感应熔炼炉中冶炼，并浇注成铸坯；铸坯成分按质量百分比含C 0.005%，N 0.015%，Si 0%，Mn 0%，P 0.03%，S 0.007%，O 0.005%，Cr 18%，Nb 0.18%，Ti 0.05%，Ni 0.4%，Al 0.2%，Cu 0.3%，余量为铁和不可避免的杂质；

将铸坯加热至1000℃，保温150min，然后多道次热轧，开轧温度为950℃, 每道次压下量为30～50%，终轧温度650℃，累积压下量为96%，获得热轧板；

将热轧板加热至850℃，保温8min，使其充分再结晶以完成热轧退火，获得中铬无钼铁素体不锈钢，厚度为8mm，显微组织如图2所示。经夏比冲击试验后，获得该中铬无钼铁素体不锈钢的冲击吸收能-温度曲线，如图3所示，其脆性转变温度为-100℃。经室温拉伸试验后，获得该中铬无钼铁素体不锈钢的力学性能，其屈服强度为250MPa，抗拉强度为450MPa，延伸率为36%。

实施例2

按设定成分在真空感应熔炼炉中冶炼，并浇注成铸坯；铸坯成分按质量百分比含C 0.009%，N 0.011%，Si 0.3%，Mn 0.1%，P 0.02%，S 0.005%，O 0.003%，Cr 20%，Nb 0.13%，Ti 0.08%，Ni 0.3%，Al 0.18%，Cu 0.4%，余量为铁和不可避免的杂质；

将铸坯加热至1100℃，保温90min，然后多道次热轧，开轧温度为1050℃, 每道次压下量为30～50%，终轧温度700℃，累积压下量为97%，获得热轧板；

将热轧板加热至900℃，保温7min，使其充分再结晶以完成热轧退火，获得中铬无钼铁素体不锈钢，厚度为6mm，冲击吸收能-温度曲线如图4所示，脆性转变温度在-115℃，屈服强度为265MPa，抗拉强度为425MPa，延伸率为33%。

实施例3

按设定成分在真空感应熔炼炉中冶炼，并浇注成铸坯；铸坯成分按质量百分比含C 0.015%，N 0.005%，Si 0.5%，Mn 0.2%，P 0.01%，S 0.006%，O 0.002%，Cr 22%，Nb 0.08%，Ti 0.1%，Ni 0.2%，Al 0.1%，Cu 0.5%，余量为铁和不可避免的杂质；

将铸坯加热至1200℃，保温60min，然后多道次热轧，开轧温度为1100℃, 每道次压下量为30～50%，终轧温度750℃，累积压下量为98%，获得热轧板；

将热轧板加热至950℃，保温6min，使其充分再结晶以完成热轧退火，获得中铬无钼铁素体不锈钢，厚度为5.5mm，冲击吸收能-温度曲线如图5所示，脆性转变温度在-120℃，屈服强度为260MPa，抗拉强度为440MPa，延伸率为34%。

对比例1

方法同实施例1，不同点在于：铸坯成分中的Ni 、Al 和Cu的含量为0，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其显微组织如图6，其冲击吸收能-温度曲线如图7所示，脆性转变温度为0℃。

对比例2

方法同实施例2，不同点在于；铸坯成分中的Al 和Cu的含量为0，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其显微组织如图8所示，脆性转变温度为5℃。

对比例3

方法同实施例2，不同点在于：铸坯成分中的Ni和Cu的含量为0，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其显微组织如图9所示，脆性转变温度为25℃。

对比例4

方法同实施例3，不同点在于：铸坯成分中的Ni和Al的含量为0，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其脆性转变温度为20℃。

对比例5

方法同实施例1，不同点在于：铸坯成分中的Ni 、Al 和Cu的含量为0，铸坯在热轧过程中的终轧温度为800℃，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其脆性转变温度为10℃。

对比例6

方法同实施例2，不同点在于：铸坯成分中的Al 和Cu的含量为0，退火工艺为1000℃保温8min，其他部分按相同方式制成铁素体不锈钢，其脆性转变温度为25℃。