權(quán)利要求
1.TCP相分布可控的雙相耐熱鋼，其特征在于，包括以下質(zhì)量百分比的各組分：C：0.2%～0.6%；Si：0.5%～1.0%；Mn＜2.0%；Cr：20%～24%；Ni：1.5%～4%；P≤0.04%；S≤0.3%；W+Mo：0.5%～2%；N：0.1%～0.25%；余量為鐵及其他不可避免的雜質(zhì)元素。
2.如權(quán)利要求1所述的雙相耐熱鋼，其特征在于，所述雙相耐熱鋼在900℃下單鑄試棒的抗拉強(qiáng)度不低于110MPa，屈服強(qiáng)度不低于80MPa，斷后延伸率不低于25%。
3.如權(quán)利要求1所述的雙相耐熱鋼，其特征在于，所述雙相耐熱鋼在900℃、30MPa下的蠕變斷裂時間不小于60h。
4.如權(quán)利要求1所述的雙相耐熱鋼，其特征在于，所述雙相耐熱鋼的TCP相沿著鑄態(tài)鐵素體-奧氏體界面以球面分布析出。
5.如權(quán)利要求1所述的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼在汽車發(fā)動機(jī)排氣歧管及渦輪增壓器殼體中的應(yīng)用。
6.如權(quán)利要求5所述的雙相耐熱鋼在汽車發(fā)動機(jī)排氣歧管及渦輪增壓器殼體中的應(yīng)用，其特征在于，所述雙相耐熱鋼的工作溫度上限為950℃。
說明書
技術(shù)領(lǐng)域
[0001]本發(fā)明屬于不銹鋼-耐熱鋼材料冶金技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種TCP相分布可控的雙相耐熱鋼及其應(yīng)用。
背景技術(shù)
[0002]雙相不銹鋼是在其固溶組織中鐵素體相與奧氏體相約各占一半，一般量少相的含量也需要達(dá)到30%。在含C較低的情況下，Cr含量在18%~28%，Ni含量在3%~10%。有些鋼還含有Mo、Cu、Nb、Ti，N等合金元素。該類鋼兼有奧氏體和鐵素體不銹鋼的特點(diǎn)，與鐵素體相比，塑性、韌性更高，無室溫脆性，耐晶間腐蝕性能和焊接性能均顯著提高，同時還保持有鐵素體不銹鋼的475℃脆性以及導(dǎo)熱系數(shù)高，具有超塑性等特點(diǎn)。與奧氏體不銹鋼相比，強(qiáng)度高且耐晶間腐蝕和耐氯化物應(yīng)力腐蝕有明顯提高。雙相不銹鋼具有優(yōu)良的耐孔蝕性能，也是一種節(jié)鎳不銹鋼。
[0003]但雙相不銹鋼仍具有高鉻鐵素體不銹鋼的各種脆性傾向，不宜用在高于300℃的工作條件下。
發(fā)明內(nèi)容
[0004]本發(fā)明提供了一種TCP相分布可控的雙相耐熱鋼及其應(yīng)用，以解決雙相不銹鋼不宜在高溫環(huán)境下工作的技術(shù)問題。
[0005]為了解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明提供了一種TCP相分布可控的雙相耐熱鋼，包括以下質(zhì)量百分比的各組分：C：0.2%～0.6%；Si：0.5%～1.0%；Mn＜2.0%；Cr：20%～24%；Ni：1.5%～4%；P≤0.04%；S≤0.3%；W+Mo：0.5%～2%；N：0.1%～0.25%；余量為鐵及其他不可避免的雜質(zhì)元素。
[0006]又一方面，本發(fā)明還提供了一種如前所述的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼在汽車發(fā)動機(jī)排氣歧管及渦輪增壓器殼體中的應(yīng)用。
[0007]本發(fā)明的有益效果是，本發(fā)明制得的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼通過鑄態(tài)下的鐵素體相來控制高溫下長時間使用時TCP相的分布，雙相耐熱鋼在鑄態(tài)下就有20%-50%體積百分比的島狀分布的鐵素體相，在高溫使用時，TCP相在鐵素體-奧氏體相界面處析出，其分布是孤立的球面，對材料的抗蠕變性能及疲勞性能影響很小。
[0008]本發(fā)明的其他特征和優(yōu)點(diǎn)將在隨后的說明書中闡述，并且，部分地從說明書中變得顯而易見，或者通過實(shí)施本發(fā)明而了解。
[0009]為使本發(fā)明的上述目的、特征和優(yōu)點(diǎn)能更明顯易懂，下文特舉較佳實(shí)施例，并配合所附附圖，作詳細(xì)說明如下。
附圖說明
[0010]為了更清楚地說明本發(fā)明具體實(shí)施方式或現(xiàn)有技術(shù)中的技術(shù)方案，下面將對具體實(shí)施方式或現(xiàn)有技術(shù)描述中所需要使用的附圖作簡單地介紹，顯而易見地，下面描述中的附圖是本發(fā)明的一些實(shí)施方式，對于本領(lǐng)域普通技術(shù)人員來講，在不付出創(chuàng)造性勞動的前提下，還可以根據(jù)這些附圖獲得其他的附圖。
[0011]圖1是本發(fā)明的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼的實(shí)施例1的鑄態(tài)圖；圖2是本發(fā)明的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼的實(shí)施例1的球面分布析出圖；圖3是本發(fā)明的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼的對比例2的鑄態(tài)圖；圖4是本發(fā)明的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼的對比例2的網(wǎng)狀分布析出圖。
具體實(shí)施方式
[0012]為使本發(fā)明實(shí)施例的目的、技術(shù)方案和優(yōu)點(diǎn)更加清楚，下面將結(jié)合附圖對本發(fā)明的技術(shù)方案進(jìn)行清楚、完整地描述，顯然，所描述的實(shí)施例是本發(fā)明一部分實(shí)施例，而不是全部的實(shí)施例?；诒景l(fā)明中的實(shí)施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有做出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其他實(shí)施例，都屬于本發(fā)明保護(hù)的范圍。
[0013]雙相不銹鋼是鐵素體與奧氏體相約各占一半的不銹鋼。該鋼種兼具鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼的優(yōu)點(diǎn)，具有較好的焊接性能、常溫強(qiáng)度及耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能。目前雙相不銹鋼的連續(xù)使用溫度范圍是-50～250℃，最高使用溫度為甲醇合成反應(yīng)器中，溫度＜300℃，這是由于鐵素體相存在低溫脆性轉(zhuǎn)變及475℃脆性。
[0014]鐵基奧氏體不銹鋼/耐熱鋼中，鎳是主要的奧氏體化元素，其主要作用是形成并穩(wěn)定奧氏體，使得耐熱鋼獲得良好的高溫機(jī)械性能及抗氧化、耐腐蝕性能，既避免冷卻到室溫時出現(xiàn)相變又抑制高溫下長時間使用時析出TCP相。鎳是一種貴重的金屬元素，屬于戰(zhàn)略資源，奧氏體耐熱鋼中鎳的質(zhì)量百分比通常＞9%，造成產(chǎn)品價(jià)格居高不下。而雙相不銹鋼中鎳含量通常小于7%，還可以通過添加少量氮、碳元素進(jìn)一步降低鎳的加入量，達(dá)到降低原材料成本的目的。
[0015]鐵基奧氏體耐熱鋼/高溫合金中，鎳的電子空位數(shù)是0.66，是最主要的降低基體平均電子空位數(shù)的元素，對抑制高溫下TCP相的析出起著關(guān)鍵作用。單純降低鐵基奧氏體耐熱鋼/高溫合金中的鎳，并以錳、氮等元素補(bǔ)充鎳當(dāng)量，雖然可以在鑄態(tài)下形成完全奧氏體基體，但在高溫使用時，TCP相會以網(wǎng)狀析出，嚴(yán)重降低材料的蠕變性能及疲勞性能。
[0016]氮、碳作為強(qiáng)烈的奧氏體形成元素，在作為間隙型固溶元素時，其穩(wěn)定奧氏體的作用是鎳的30倍左右，可以大幅降低奧氏體耐熱鋼中鎳的使用量，從而降低原材料成本。但是在實(shí)際生產(chǎn)中，氮的加入往往使鑄件產(chǎn)生氮?dú)饪兹毕荩⑶覈?yán)重影響材料加工切削性能，碳在過量時也會形成碳化物從而增加加工刀具成本，造成生產(chǎn)綜合成本上升，得不償失。目前量產(chǎn)的雙相不銹鋼中碳含量通常＜0.03%，因?yàn)槠浞蹢l件為低溫耐腐蝕，碳化物的析出會降低材料的常溫耐腐蝕性能。
[0017]為了解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明提供了一種TCP相分布可控的雙相耐熱鋼，包括以下質(zhì)量百分比的各組分：C：0.2%～0.6%；Si：0.5%～1.0%；Mn＜2.0%；Cr：20%～24%；Ni：1.5%～4%；P≤0.04%；S≤0.3%；W+Mo：0.5%～2%；N：0.1%～0.25%；余量為鐵及其他不可避免的雜質(zhì)元素。
[0018]如圖1和圖2所示，具體的，本發(fā)明的雙相耐熱鋼通過鑄態(tài)下的鐵素體相來控制高溫下長時間使用時TCP相的分布，雙相耐熱鋼在鑄態(tài)下就有20%-50%體積百分比的島狀分布的鐵素體相，在高溫使用時，TCP相在鐵素體-奧氏體相界面處析出，其分布是孤立的球面，對材料的抗蠕變性能及疲勞性能影響很小，避免了TCP相在奧氏體中的網(wǎng)狀析出，從而提升了高平均電子空位數(shù)（低鎳低成本）耐熱材料的奧氏體高溫穩(wěn)定性即高溫機(jī)械性能的穩(wěn)定性，消除了析出型氮?dú)饪兹毕荩粌?yōu)化氮、碳元素的加入范圍，加入適量易切削元素，使得鑄件加工成本低于普通鉻鎳奧氏體耐熱鋼；900℃抗拉強(qiáng)度為D5S奧氏體耐熱球鐵的2倍，30MPa蠕變斷裂時間為D5S奧氏體耐熱球鐵的20倍，而原材料成本大幅降低。
[0019]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，C可與Cr、W元素在晶界處形成熱穩(wěn)定性高的碳化物，對晶界起到沉淀強(qiáng)化的作用，降低晶界蠕變速度，從而提高零件使用壽命。同時在本發(fā)明中，C與N一同取代貴重金屬Ni，起到穩(wěn)定奧氏體基體并降低原材料成本的作用。在本發(fā)明規(guī)定成分下，C在小于0.2%時，鑄態(tài)下鐵素體相的體積分?jǐn)?shù)超過50%，破壞奧氏體的網(wǎng)狀分布從而嚴(yán)重降低材料的高溫機(jī)械性能。如圖3和圖4所示，當(dāng)C含量超過0.6%時鑄態(tài)下鐵素體相體積分?jǐn)?shù)小于5%，900℃以上長期使用時TCP相會在奧氏體相中網(wǎng)狀析出，而不是在鐵素體-奧氏體界面析出，嚴(yán)重破壞材料的抗蠕變性能及疲勞性能。基于此，在本發(fā)明所述的奧氏體耐熱鋼中C的質(zhì)量百分比控制在0.2-0.6%。
[0020]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，Si的作用是熔煉時的輔助脫氧以改善鋼水流動性，減少鑄造渣孔缺陷，并略微改善高溫抗氧化性能及耐腐蝕性能。由于Mn元素被認(rèn)為是有害元素而受到限制，Si是熔煉時鋼水中唯一的強(qiáng)脫氧元素，可以減少其他貴重合金的燒損，并控制熔渣的酸堿性。在＞1.0%或＜0.5%時鋼水流動性大幅下降，鑄造渣孔缺陷急劇增加。Si是主要的鐵素體形成元素，且電子空位數(shù)高達(dá)6.66，Si含量過高會使鑄態(tài)下鐵素體相含量增大而降低材料900℃以上的強(qiáng)度，并降低奧氏體基體及碳化物的高溫穩(wěn)定性，促進(jìn)有害的TCP相析出而降低零件使用壽命。在本發(fā)明所述奧氏體耐熱鋼中，Si的質(zhì)量百分比控制住0.5-1.0％。
[0021]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，Mn是有害元素,需要控制其含量＜2.0%。通常來說Mn具有取代Ni降低原材料成本的作用，也可以與有害元素S反應(yīng)生成球形MnS，降低晶界FeS的熱脆性。但在本發(fā)明中當(dāng)其質(zhì)量百分比大于2.0％時，析出性氣孔缺陷顯著增加，鋼渣堿性增強(qiáng)，加快了爐襯的腐蝕。根據(jù)Pauling理論，Mn的電子空位數(shù)是3.66，高于主要成分Fe元素的2.66，在奧氏體形成元素中最高，在鎳當(dāng)量較低的雙相耐熱鋼中會促進(jìn)TCP相的形成，降低奧氏體基體的穩(wěn)定性，使得蠕變速度增加。Mn由原材料帶入，嚴(yán)禁使用高猛廢鋼。
[0022]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，Cr的主要作用是提供900-950℃的抗氧化性及耐腐蝕性，以及提高鋼水中N的溶解度，從而提高含N合金加入時N的吸收率，減少高溫下鋼水的沸騰現(xiàn)象，減少鑄造氣孔缺陷。但Cr是鐵素體形成元素，含量過高會使鑄態(tài)下出現(xiàn)鐵素體相，鐵素體在900℃以上是抗拉強(qiáng)度不足奧氏體的十分之一，嚴(yán)重降低零件的高溫機(jī)械性能。Cr也是TCP相形成元素，電子空位數(shù)達(dá)到4.66，當(dāng)Cr質(zhì)量百分比小于20％時，N在鋼水中的溶解度小于0.15%，導(dǎo)致鑄態(tài)組織出現(xiàn)TCP相，鑄造氣孔缺陷增大。當(dāng)Cr質(zhì)量百分比大于24％時，在其余合金元素含量滿足要求時，鑄態(tài)下鐵素體相的體積分?jǐn)?shù)超過50%，破壞奧氏體的網(wǎng)狀分布從而嚴(yán)重降低材料的高溫機(jī)械性能?；诖?，在本發(fā)明所述的技術(shù)方案中，控制Cr的質(zhì)量百分比在20-24％。
[0023]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，Ni是主要的奧氏體形成元素，電子空位數(shù)是0.66，是鐵基耐熱鋼主要合金元素中最強(qiáng)的抑制TCP相的元素。Ni是原材料成本中占比最高的合金元素。Ni也會降低N的溶解度，在這兩種元素含量都較高時，會增加鑄造氣孔缺陷。在其余合金元素含量滿足要求時，Ni質(zhì)量百分比小于1.5％時，鑄態(tài)下鐵素體相的體積分?jǐn)?shù)超過50%，破壞奧氏體的網(wǎng)狀分布從而嚴(yán)重降低材料的高溫機(jī)械性能。當(dāng)Ni含量超過4%時，鑄態(tài)下鐵素體相體積分?jǐn)?shù)小于20%，900℃以上長期使用時TCP相會在奧氏體相中網(wǎng)狀析出，而不是在鐵素體/奧氏體界面析出，嚴(yán)重破壞材料的抗蠕變性能及疲勞性能。基于此，在本發(fā)明所述的技術(shù)方案中，控制Ni的質(zhì)量百分比在1.5-4％。
[0024]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，W和Mo的主要作用是與C形成碳化物起到沉淀強(qiáng)化的作用，固溶在基體中的W可以起到固溶強(qiáng)化的作用，提高蠕變斷裂時間及抑制氮?dú)饪兹毕?。W和Mo也可增強(qiáng)材料在高溫下抵抗Cl-離子的孔蝕性能。當(dāng)W和Mo的加入量超過2%時，蠕變斷裂時間并不隨加入量增加，材料鉻當(dāng)量及平均電子空位數(shù)卻增加，基于此，在本發(fā)明所述的技術(shù)方案中，控制W+Mo的質(zhì)量百分比在0.5-2％。
[0025]在本實(shí)施例中，具體的，在本發(fā)明所述雙相耐熱鋼中，N是主要的奧氏體形成元素，固溶的N可以取代約30倍的Ni從而降低原材料成本。N也可增強(qiáng)材料在高溫下抵抗Cl-離子的孔蝕性能。N在鐵素體相中固溶含量極少，在奧氏體相中的固溶度也＜0.5%，所以當(dāng)鐵素體、奧氏體相各占50%左右的雙相耐熱鋼中，N的質(zhì)量百分比應(yīng)＜0.25%，來避免析出型氮?dú)饪兹毕?。基于此，在本發(fā)明所述的技術(shù)方案中，控制N的質(zhì)量百分比在0.1-0.25％。
[0026]其中，所述雙相耐熱鋼在900℃下單鑄試棒的抗拉強(qiáng)度不低于110MPa，屈服強(qiáng)度不低于80MPa，斷后延伸率不低于25%。
[0027]所述雙相耐熱鋼在900℃、30MPa下的蠕變斷裂時間不小于60h。
[0028]所述雙相耐熱鋼的TCP相沿著鑄態(tài)鐵素體-奧氏體界面以球面分布析出。
[0029]又一方面，本發(fā)明還提供了一種如前所述的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼在汽車發(fā)動機(jī)排氣歧管及渦輪增壓器殼體中的應(yīng)用。
[0030]具體的，所述雙相耐熱鋼的工作溫度上限為950℃。
[0031]參照表1中的各組分及比例制備雙相耐熱鋼。
[0032]表1 各實(shí)施例及對比例中雙相耐熱鋼的元素組成及比例
對表1中各實(shí)施例及對比例中相關(guān)性能測試后，數(shù)據(jù)匯總于表2。
[0033]其中，對比例5為D5S耐熱球鐵。
[0034]由圖1和圖2以及表2中的數(shù)據(jù)可知，本發(fā)明的雙相耐熱鋼通過鑄態(tài)下的鐵素體相來控制高溫下長時間使用時TCP相的分布，使其沿著鑄態(tài)鐵素體/奧氏體界面以球面分布析出，提高了高溫穩(wěn)定性，消除了析出型氮?dú)饪兹毕?；同時因優(yōu)化了氮、碳元素的加入范圍和易切削元素的加入，大大提升了雙相耐熱鋼的力學(xué)性能。
[0035]由對比例1可知，當(dāng)C元素低于0.2%時，鑄態(tài)下鐵素體相的體積分?jǐn)?shù)超過50%，破壞奧氏體的網(wǎng)狀分布從而嚴(yán)重降低材料的高溫機(jī)械性能，故而其各項(xiàng)性能均明顯低于實(shí)施例數(shù)據(jù)。
[0036]由對比例2與圖3和圖4可知，當(dāng)C含量超過0.6%時鑄態(tài)下鐵素體相體積分?jǐn)?shù)小于5%，900℃以上長期使用時TCP相會在奧氏體相中網(wǎng)狀析出，而不是在鐵素體/奧氏體界面析出，嚴(yán)重破壞材料的抗蠕變性能及疲勞性能，雖然C含量過量時抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均明顯提示，但延伸率與蠕變斷裂時間均受到影響。
[0037]由對比例3可知，當(dāng)Ni含量超過4%時，鑄態(tài)下鐵素體相體積分?jǐn)?shù)小于20%，900℃以上長期使用時TCP相會在奧氏體相中網(wǎng)狀析出，而不是在鐵素體-奧氏體界面析出，嚴(yán)重破壞材料的抗蠕變性能及疲勞性能。
[0038]由對比例4可知，在Si＞1.0%時鋼水流動性大幅下降，鑄造渣孔缺陷急劇增加。Si是主要的鐵素體形成元素，且電子空位數(shù)高達(dá)6.66，Si含量過高會使鑄態(tài)下鐵素體相含量增大而降低材料900℃以上的強(qiáng)度，并降低奧氏體基體及碳化物的高溫穩(wěn)定性，促進(jìn)有害的TCP相析出而降低零件使用壽命；當(dāng)Cr質(zhì)量百分比大于24％時，在其余合金元素含量滿足要求時，鑄態(tài)下鐵素體相的體積分?jǐn)?shù)超過50%，破壞奧氏體的網(wǎng)狀分布從而嚴(yán)重降低材料的高溫機(jī)械性能。
[0039]綜上所述，本發(fā)明制得的TCP相分布可控的雙相耐熱鋼通過鑄態(tài)下的鐵素體相來控制高溫下長時間使用時TCP相的分布，雙相耐熱鋼在鑄態(tài)下就有20%-50%體積百分比的島狀分布的鐵素體相，在高溫使用時，TCP相在鐵素體-奧氏體相界面處析出，其分布是孤立的球面，對材料的抗蠕變性能及疲勞性能影響很小，避免了TCP相在奧氏體中的網(wǎng)狀析出，從而提升了高平均電子空位數(shù)（低鎳低成本）耐熱材料的奧氏體高溫穩(wěn)定性即高溫機(jī)械性能的穩(wěn)定性，消除了析出型氮?dú)饪兹毕?；?yōu)化氮、碳元素的加入范圍，加入適量易切削元素，使得鑄件加工成本低于普通鉻鎳奧氏體耐熱鋼；900℃抗拉強(qiáng)度為D5S奧氏體耐熱球鐵的2倍，30MPa蠕變斷裂時間為D5S奧氏體耐熱球鐵的20倍。
[0040]以上述依據(jù)本發(fā)明的理想實(shí)施例為啟示，通過上述的說明內(nèi)容，相關(guān)工作人員完全可以在不偏離本項(xiàng)發(fā)明技術(shù)思想的范圍內(nèi)，進(jìn)行多樣的變更以及修改。本項(xiàng)發(fā)明的技術(shù)性范圍并不局限于說明書上的內(nèi)容，必須要根據(jù)權(quán)利要求范圍來確定其技術(shù)性范圍。
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