本發(fā)明屬于冶金技術領域，特別涉及一種極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼及其制備方法。

背景技術：

鐵素體不銹鋼是指具有體心立方晶體結構，在高溫和室溫均具有完全鐵素體或以鐵素體為主體結構，其Cr含量大于10.5%的一系列鐵基合金，為了賦予此類合金一些特定性能，還常加入適量的Mo、Ni、Al、Cu、Nb、Ti或Nb+Ti 等元素。按鋼中的Cr 含量可分為低鉻、中鉻和高鉻鐵素體不銹鋼三類。按鋼中的合金元素構成可分為Fe-Cr系鐵素體不銹鋼和Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼兩類。

鐵素體不銹鋼除具有良好的不銹性和耐全面腐蝕性能外，其耐氯化物應力腐蝕、耐點蝕和耐縫隙腐蝕等性能優(yōu)良。與鉻鎳奧氏體不銹鋼相比，鐵素體不銹鋼不含鎳或僅含少量鎳，因而是一類無鎳和節(jié)鎳不銹鋼。鐵素體不銹鋼強度高，冷加工硬化傾向低，導熱系數(shù)為奧氏體不銹鋼的130～150%，線膨脹系數(shù)僅為奧氏體不銹鋼的60～70%，且具有磁性。正是由于鐵素體不銹鋼具有這些獨特的優(yōu)勢，在家用電器、廚房用具、交通運輸、建筑裝飾、海水淡化、石油精煉、制堿工業(yè)、核能及艦船等民用和工業(yè)領域有著廣闊的應用前景。

但是自1912年鐵素體不銹鋼問世以來，與鉻鎳奧氏體不銹鋼相比，產(chǎn)量比較低且用途受到諸多限制，這與鐵素體不銹鋼，特別是含鉻量大于16%時存在脆性轉變溫度尚需改善這一不足和缺點密切相關。這一不足和缺點突出表現(xiàn)在，一方面，與鉻鎳奧氏體不銹鋼相比，鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度高。這與鐵素體不銹鋼的晶體結構及較高Cr含量存在一定聯(lián)系。與面心立方金屬相比，體心立方鐵素體不銹鋼中滑移面原子排列密度小，滑移面面間距小，面與面之間結合力強；滑移方向數(shù)目少，滑移方向上原子密度小，在這些方向上原子間距大，位錯的柏氏矢量大；Cr原子抑制某些滑移系的開動。這均導致滑移阻力增加，變形協(xié)調性降低，利于尖銳裂紋的萌生和擴展，最終造成脆性破壞并降低脆性轉變溫度。并且，這種惡化效果在低溫狀態(tài)下表現(xiàn)尤為明顯。另一方面，鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度對鋼板厚度非常敏感，即存在厚度效應。也就是說，鋼板越厚，脆性轉變溫度越高。例如，對于普通中鉻鐵素體不銹鋼439在厚度達到5～6mm時，其相應的脆性轉變溫度就達到室溫及以上；而在厚度達到8mm時，脆性轉變溫度要遠高于室溫，如圖1所示。這一厚度效應與材料在沖擊過程中不同厚度尺寸樣品缺口尖端所處的應力狀態(tài)相關。在沖擊過程中，當厚度較薄時，缺口尖端處，在垂直于板厚方向基本可以自由變形，應力狀態(tài)大體為兩向拉伸的平面應力狀態(tài)；當厚度增加時，缺口尖端處，在垂直于板厚方向的變形受到約束，應力狀態(tài)為三向應力狀態(tài)；另外，受到約束的塑性變形將促使脆性轉變的發(fā)生。因此，當鋼板厚度增加，脆性轉變溫度增加。這種特殊表現(xiàn)正嚴重制約著鐵素體不銹鋼的應用，尤其是在極寒環(huán)境下，且進一步限制了鐵素體不銹鋼作為結構材料時的應用厚度，直接應用厚度應限制在不超過6mm。

目前，國內外諸多學者已就鐵素體不銹鋼的性能改善及其制造方法提出了多項專利。日本專利JP63-219551A公開了一種具有較好低溫韌性的鐵素體不銹鋼，即通過添加0.2～0.8%的Ni來獲得具有較好低溫韌性的鉻含量為11～18%的鐵素體不銹鋼。與原有技術相比，發(fā)明的鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度均在-80℃以下。然而，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)，對于鉻含量為18.1%的鐵素體不銹鋼，雖然添加0.53%的Ni，但是脆性轉變溫度僅為-3℃，表明此專利并未針對鉻含量為18%以上的鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。日本專利JP2008-189974A公開了一種具有較好熱疲勞性能和低溫韌性的汽車排氣系統(tǒng)用鐵素體不銹鋼，即通過添加0.5～0.7%的Nb、0.05～0.3%的Ti和1～2%的Cu來獲得具有較好熱疲勞性能和低溫韌性的汽車排氣系統(tǒng)用鉻含量為10～20%的鐵素體不銹鋼。但是，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)發(fā)明鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度僅僅達到-25℃以下，與-100℃以下的脆性轉變溫度相比還存在一定差距。而且上述專利主要針對汽車排氣系統(tǒng)用鐵素體不銹鋼（厚度不超過5.0mm）的使用性能進行控制和改善，并未針對厚度在5mm以上的鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。歐洲專利EP0478790A1公開了一種具有較好低溫韌性、焊接性及耐熱性的耐熱鐵素體不銹鋼，即通過控制Mn/S≥200、Nb≥0.2+8（C+N）及Ni+Cu≤4%等指標來獲得具有較好低溫韌性、焊接性及耐熱性的汽車排氣系統(tǒng)用鉻含量為17～25%的Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼。然而，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)發(fā)明的鐵素體不銹鋼(厚度：4.5mm）在-25℃條件下的沖擊韌性約為25℃條件下的30～80%。根據(jù)GB/T 229-2007中脆性轉變溫度的規(guī)定，上述發(fā)明的鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度接近-25℃，未能促使鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度降至極低（-100℃以下）。這將難以滿足鐵素體不銹鋼中厚板在寒冷條件下，尤其是極寒環(huán)境的使用要求。而且，上述專利并未針對Fe-Cr系鐵素體不銹鋼中厚板力學性能，尤其是脆性轉變溫度進行控制和改善。

中國專利CN101168822A公開了一種高韌性無鎳鐵素體不銹鋼的制造方法，即通過添加0.02～0.1%的稀土元素來改善鉻含量為16～20%的鐵素體不銹鋼的室溫及低溫韌性，并指出在-20℃、0℃及20℃條件下發(fā)明的鐵素體不銹鋼的沖擊韌性最高約為原有技術的5倍。但是，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)發(fā)明的鐵素體不銹鋼在20℃條件下的沖擊韌性為32～130J/cm²,沖擊功為25.6～104J；在-20℃條件下的沖擊韌性為15～50J/cm²,沖擊功為12～40J，均不足20℃條件下的50%。根據(jù)GB/T 229-2007中脆性轉變溫度的規(guī)定，可以確定上述發(fā)明的鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度基本接近-20℃，未能促使鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度降至極低（-100℃以下）。這將難以滿足鐵素體不銹鋼在寒冷條件下，尤其是極寒環(huán)境的使用要求。而且，此專利并未添加Nb、Ti、Ni、Al及Cu。中國專利CN105051234A公開了一種鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板及其制造方法以及鋼帶，即通過成分設計和退火工藝控制來改善鉻含量為14～18%的鐵素體不銹鋼的韌性及耐蝕性，與原有技術相比，發(fā)明的鐵素體不銹鋼（厚度：5.0～9.0mm）在0℃條件下的沖擊韌性均在10J/cm²以上。然而，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)，對于鉻含量為20.1%的鐵素體不銹鋼，雖然其余合金元素含量均在此專利規(guī)定范圍內，但是其在0℃條件下的沖擊韌性不足10J/cm²，表明此專利并未針對鉻含量為18%以上的鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。中國專利CN104195451A公開了一種中鉻鐵素體不銹鋼及其制造方法，即通過成分設計和熱軋、熱軋后退火、冷軋、冷軋后退火以及卷取等工藝控制來改善鉻含量為16.5～19.5%的中鉻鐵素體不銹鋼的強韌性、耐蝕性和沖擊性。但是，上述專利并未添加Cu，Mn含量高，Al含量低，而且發(fā)明鐵素體不銹鋼的制造工序較為復雜（除采用熱軋、熱軋后退火，還需采用冷軋、冷軋后退火等）。中國專利CN102643968A公開了一種提高中鉻鐵素體不銹鋼中板韌性的方法。即通過引入溫軋工藝以細化鐵素體不銹鋼的組織并優(yōu)化晶界特征分布來改善鐵素體不銹鋼的韌性。然而，上述專利并未添加Ni、Al及Cu，而且發(fā)明鐵素體不銹鋼的制造工序較為復雜（除采用熱軋及退火，還需在260～600℃溫度范圍內進行軋制變形等）。

中國專利CN102605262A公開了一種鐵素體不銹鋼及其制造方法，即通過添加V和Nb并采用適當?shù)臒崽幚砉に噥砀纳沏t含量為17～20%的Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼的沖擊韌性和脆性轉變溫度。然而，從上述專利的實施例中可發(fā)現(xiàn)，與原有技術相比，雖然上述發(fā)明的Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度(厚度：5.0mm）最高降低大約60℃，但是其脆性轉變溫度仍在0℃左右，未能促使鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度降至極低（-100℃以下）。這將難以滿足鐵素體不銹鋼在寒冷條件下，尤其是極寒環(huán)境的的使用要求。而且，此專利并未添加Ti和Cu，Al含量低，以及未能針對Fe-Cr系鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。中國專利CN103276307A公開了一種高耐腐蝕性高韌性高鉻鐵素體不銹鋼鋼板及其制造方法，即通過添加適量的Ni和V，并通過加工工藝控制來改善高鉻Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼鋼板的低溫沖擊韌性，最終促使高鉻Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度在-40℃以下。但是，上述發(fā)明的高鉻Fe-Cr-Mo系鐵素體不銹鋼的鋼板厚度為0.5～5mm并且從上述專利的實施例可發(fā)現(xiàn)其脆性轉變溫度均在-80℃以上，未能促使鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度降至極低（-100℃以下）。同時，此專利并未添加Cu，Mn、Nb和Ti含量高，Al含量低，以及未能針對Fe-Cr系鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。

中國專利CN102162063A公開了一種鐵素體不銹鋼中厚板及其制造方法，即通過添加0.05～0.1%的稀土元素來得到具有較高抗拉強度、較好抗層狀撕裂性能的鉻含量為11.5～13.5%的鐵素體不銹鋼中厚板。其中，稀土元素為鈰、鏑、釹和釔中的一種或多種。然而，上述專利并未針對鐵素體不銹鋼，尤其是鉻含量為18%以上的鐵素體不銹鋼中厚板，脆性轉變溫度尚需降低這一缺點進行控制和改善。中國專利CN101733274A公開了一種提高中高鉻鐵素體不銹鋼綜合性能的熱軋方法，即采用降低精軋溫度來提高鐵素體不銹鋼薄板的成形性能及表面質量。但是，上述專利并未針對鐵素體不銹鋼力學性能，尤其是厚度在5mm以上的鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度進行控制和改善。

通過上述專利分析可知，針對中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的脆性轉變溫度尚需提高這一不足和缺點的現(xiàn)有技術較少，且現(xiàn)有技術中的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼還不能完全滿足目前制造和使用要求，仍存在脆性轉變溫度高及允許使用最大厚度小等一些缺點和不足，需要開發(fā)一種極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼中厚板。

技術實現(xiàn)要素：

針對現(xiàn)有鐵素體不銹鋼中厚板在制備技術和性能上存在的上述問題，本發(fā)明提供一種極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼及其制備方法，通過成分設計和冶煉及后續(xù)處理工藝的改進，顯著降低中鉻無鉬鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度，提高鐵素體不銹鋼在低溫等苛刻服役環(huán)境下的使用壽命和安全性。

本發(fā)明的極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的成分按質量百分比含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%，余量為鐵和不可避免的雜質，厚度5.5～8mm，脆性轉變溫度在-120～-100℃。

本發(fā)明的極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的制備方法按以下步驟進行：

（1）冶煉：按上述設定成分在真空感應熔煉爐中冶煉，并澆注成鑄坯；

（2）熱軋：將鑄坯加熱至1000～1200℃，保溫60～150min，然后多道次熱軋，開軋溫度為950～1100℃, 每道次壓下量為30～50%，終軋溫度650～750℃，累積壓下量為96～98%，獲得熱軋板；

（3）退火：將熱軋板加熱至850～950℃，保溫6～8min，使其充分再結晶以完成熱軋退火，獲得中鉻無鉬鐵素體不銹鋼。

本發(fā)明方法與原有技術相比，具有如下的優(yōu)點和效果：

1、制備的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的中厚板的脆性轉變溫度在-100℃以下，顯著降低了中鉻無鉬鐵素體不銹鋼中厚板的脆性轉變溫度，提高了其在低溫等苛刻服役環(huán)境下的使用壽命和安全性，從而在一定程度上降低了其生命周期成本；

2、中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的中厚板適用于制作要求承受沖擊負荷及高沖擊韌性的結構部件，擴大了節(jié)鎳型鐵素體不銹鋼作為結構材料的應用范圍和使用厚度；同時，也可使節(jié)鎳型鐵素體不銹鋼在建筑裝飾、海水淡化、電廠、石化等部分民用及工業(yè)領域中進一步代替價格極高的鉻鎳奧氏體不銹鋼，如用于沿海大型建筑物用的屋頂、幕墻和各種裝飾用材，海水淡化廠的有關裝置、電廠的冷卻系統(tǒng)中的設備、有機酸廠的生產(chǎn)及儲存和運輸?shù)脑O備和管線、化工廠的熱交換器等；這將不僅可為國家節(jié)約大量礦產(chǎn)資源（如鎳資源等），而且還將大大降低鋼的生產(chǎn)成本，最終實現(xiàn)不銹鋼生產(chǎn)節(jié)約資源、節(jié)能減排并防止環(huán)境污染等目標，促進不銹鋼產(chǎn)業(yè)的可持續(xù)發(fā)展。

附圖說明

圖1為普通中鉻鐵素體不銹鋼439的脆性轉變溫度隨鋼板厚度的變化曲線圖；

圖2為本發(fā)明實施例1中的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的顯微組織圖；

圖3為本發(fā)明實施例1中的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的沖擊吸收能-溫度曲線圖；

圖4為本發(fā)明實施例2中的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的沖擊吸收能-溫度曲線圖；

圖5為本發(fā)明實施例3中的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的沖擊吸收能-溫度曲線圖；

圖6為對比例1中普通中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的顯微組織圖；

圖7為對比例1中普通中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的沖擊吸收能-溫度曲線圖；

圖8為對比例2中普通中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的顯微組織圖；

圖9為對比例3中普通中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的顯微組織圖。

具體實施方式

本發(fā)明實施例和對比例中鑄坯的冶煉是在ZG-0.05真空感應熔煉爐中完成，工作時的真空度在0.1～10Pa。

本發(fā)明實施例和對比例中鑄坯的熱軋是在Φ450mm×450mm二輥可逆實驗熱軋機上進行。

本發(fā)明實施例和對比例中軋制鋼板的熱軋退火是在RX-36-10型多功能貫通式熱處理爐中進行。

本發(fā)明實施例和對比例中鐵素體不銹鋼的夏比沖擊試驗及脆性轉變溫度的測量是根據(jù)GB/T229-2007，采用Instron9250HV型沖擊試驗機和液氮低溫槽進行的。

本發(fā)明實施例中鐵素體不銹鋼的室溫拉伸試驗及力學性能的測量是根據(jù)GB/T228.1-2010，采用Instron萬能試驗機進行的。

本發(fā)明實施例的極低脆性轉變溫度的中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的屈服強度為250～265MPa，抗拉強度為425～450MPa，延伸率為33～36%。

下面對本發(fā)明的具體實施方式作進一步詳細說明，但本發(fā)明的實施方式不限于此。

實施例1

按設定成分在真空感應熔煉爐中冶煉，并澆注成鑄坯；鑄坯成分按質量百分比含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%，余量為鐵和不可避免的雜質；

將鑄坯加熱至1000℃，保溫150min，然后多道次熱軋，開軋溫度為950℃, 每道次壓下量為30～50%，終軋溫度650℃，累積壓下量為96%，獲得熱軋板；

將熱軋板加熱至850℃，保溫8min，使其充分再結晶以完成熱軋退火，獲得中鉻無鉬鐵素體不銹鋼，厚度為8mm，顯微組織如圖2所示。經(jīng)夏比沖擊試驗后，獲得該中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的沖擊吸收能-溫度曲線，如圖3所示，其脆性轉變溫度為-100℃。經(jīng)室溫拉伸試驗后，獲得該中鉻無鉬鐵素體不銹鋼的力學性能，其屈服強度為250MPa，抗拉強度為450MPa，延伸率為36%。

實施例2

按設定成分在真空感應熔煉爐中冶煉，并澆注成鑄坯；鑄坯成分按質量百分比含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%，余量為鐵和不可避免的雜質；

將鑄坯加熱至1100℃，保溫90min，然后多道次熱軋，開軋溫度為1050℃, 每道次壓下量為30～50%，終軋溫度700℃，累積壓下量為97%，獲得熱軋板；

將熱軋板加熱至900℃，保溫7min，使其充分再結晶以完成熱軋退火，獲得中鉻無鉬鐵素體不銹鋼，厚度為6mm，沖擊吸收能-溫度曲線如圖4所示，脆性轉變溫度在-115℃，屈服強度為265MPa，抗拉強度為425MPa，延伸率為33%。

實施例3

按設定成分在真空感應熔煉爐中冶煉，并澆注成鑄坯；鑄坯成分按質量百分比含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%，余量為鐵和不可避免的雜質；

將鑄坯加熱至1200℃，保溫60min，然后多道次熱軋，開軋溫度為1100℃, 每道次壓下量為30～50%，終軋溫度750℃，累積壓下量為98%，獲得熱軋板；

將熱軋板加熱至950℃，保溫6min，使其充分再結晶以完成熱軋退火，獲得中鉻無鉬鐵素體不銹鋼，厚度為5.5mm，沖擊吸收能-溫度曲線如圖5所示，脆性轉變溫度在-120℃，屈服強度為260MPa，抗拉強度為440MPa，延伸率為34%。

對比例1

方法同實施例1，不同點在于：鑄坯成分中的Ni 、Al 和Cu的含量為0，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其顯微組織如圖6，其沖擊吸收能-溫度曲線如圖7所示，脆性轉變溫度為0℃。

對比例2

方法同實施例2，不同點在于；鑄坯成分中的Al 和Cu的含量為0，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其顯微組織如圖8所示，脆性轉變溫度為5℃。

對比例3

方法同實施例2，不同點在于：鑄坯成分中的Ni和Cu的含量為0，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其顯微組織如圖9所示，脆性轉變溫度為25℃。

對比例4

方法同實施例3，不同點在于：鑄坯成分中的Ni和Al的含量為0，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其脆性轉變溫度為20℃。

對比例5

方法同實施例1，不同點在于：鑄坯成分中的Ni 、Al 和Cu的含量為0，鑄坯在熱軋過程中的終軋溫度為800℃，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其脆性轉變溫度為10℃。

對比例6

方法同實施例2，不同點在于：鑄坯成分中的Al 和Cu的含量為0，退火工藝為1000℃保溫8min，其他部分按相同方式制成鐵素體不銹鋼，其脆性轉變溫度為25℃。