CN115637389B - 一种a995 6a铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺 - Google Patents

Abstract

本申请公开了一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，属于双相不锈钢制造技术领域。该双相不锈钢包括：C 0.01％‑0.02％，Si 0.6％‑0.8％，Mn 0.6％‑0.8％，P≤0.03％，S≤0.02％，Cr 25.5％‑26.0％，Ni 6.7％‑6.9％，Mo4.4％‑4.6％，Cu 0.5‑0.8％，W 0.7％‑0.9％，N 0.22％‑0.25％，V 0.10％‑0.15％，Co 0.10％‑0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质。本申请通过调整材质的成分及合适的热处理，使得A995 6A铸造高强度双相不锈钢中成分均匀化，细化晶粒，避免成分偏析，最终提高力学性能、耐热性和耐腐蚀性。

Description

一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺

技术领域

本申请涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，属于双相不锈钢制造技术领域。

背景技术

A995 6A的双相不锈钢，基体组织为铁素体+奥氏体。通过适当的成分调整及热处理，双相不锈钢具有增强的机械性能和耐腐蚀性。在ASTM A995/A995M标准中，未规定铁素体水平，但这些等级将形成约30％至60％的铁素体。

由于该材质的产品主要是在有腐蚀性气体或液体环境中使用，在保证足够的耐蚀性的前提下，产品对于机械性能有较高的要求。对于一些在泵类设备上使用的叶轮、导叶产品，往往需要较高的屈服强度，现有的材质成分及热处理工艺所制备的产品机械性能数据存在较大的差异，并不能满足实际需求。

发明内容

为了解决上述问题，提供了一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，通过调整材质的成分，使得A995 6A铸造高强度双相不锈钢中成分均匀化，细化不锈钢中的晶粒大小，避免成分偏析，最终提高力学性能、耐热性和耐腐蚀性。

根据本申请的一个方面，提供了一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢，包括：C0.01％-0.02％，Si 0.6％-0.8％，Mn 0.6％-0.8％，P≤0.03％，S≤0.02％，Cr 25.5％-26.0％，Ni 6.7％-6.9％，Mo 4.4％-4.6％，Cu 0.5-0.8％，W 0.7％-0.9％，N0.22％-0.25％，V 0.10％-0.15％，Co 0.10％-0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质。

该A995 6A铸造高强度双相不锈钢中各成分之间相互配合，能够提高双相不锈钢的力学强度、耐热性和耐腐蚀性，

适量的C和N元素配合可以发挥固溶强化的作用，提高不锈钢的强度，但C含量不易过高，否则Cr₂₃C₆、M₆C₃等合金碳化物含量增加，偏析倾向增加，会降低不锈钢的耐蚀性、塑性和韧性。N含量过高时熔炼浇注时容易形成气孔，降低产品表面质量和综合性能。

Si和Mn作为脱氧元素存在于钢中，适量增加Si和Mn含量，熔炼时可以降低杂质含量，提高钢液纯净度，改善不锈钢综合性能。同时适量增加Si含量可以提高材质屈服强度，但Si含量过高会提高材质脆性转变温度，降低其低温冲击性能。Mn含量过高会促进材质中硬而脆的σ相析出，同样会降低不锈钢韧性和低温冲击性能。

在双相不锈钢中P和S是有害杂质元素，其含量增加会降低钢的热塑性和耐蚀性，生产上应尽量减少。

Cr是不锈钢获得不锈性的最主要元素，提高Cr含量可以提高不锈钢的耐蚀性，同时Cr含量的增加会促使铁素体含量增加，会提高不锈钢的强度。但过高的Cr含量会提高不锈钢的脆性转变温度，降低低温冲击性能。

Ni元素作用，Ni是奥氏体形成元素，增加Ni元素含量会提高双相不锈钢中奥氏体组织含量，Ni和Cr元素不同配比可以形成不同类型的不锈钢并赋予其独特的性能。提高Ni含量降低了高Cr奥氏体不锈钢中σ相形成倾向，从而减少了由σ相析出引起的脆化程度，可以提高不锈钢的韧性及低温冲击性能。但过高的Ni含量会促使奥氏体含量过高，从而降低不锈钢的强度。

加入适量的Mo元素可以提高不锈钢的耐蚀性，同时提高其强度和硬度。但过高的Mo含量会促进α′相和σ相的析出，特别是加速χ相的析出，使不锈钢待塑性和韧性下降。随着不锈钢中Mo含量增加，应相应增加奥氏体形成元素，如Ni、N、Mn和C元素含量。

适量的Cu会改善不锈钢的耐蚀性性能，同时Cu含量的加入降低了不锈钢的强度，提高了韧性，改善了力学性能、冷加工性能和切削加工性能。但过量的Cu容易产生“铜脆”缺陷，恶化不锈钢的热加工性能，同时不锈钢强度降低过多会影响后期产品承载力，影响使用性能。

适量的W可以改善不锈钢的耐蚀性，同时W和C形成弥散分布的细小合金碳化物可以细化晶粒，改善不锈钢的综合性能。但W含量过高时容易产生硬质点影响加工性能。

不锈钢中加入微量的V和Co，其与C可以形成弥散分布的细小合金碳化物，起到细化晶粒改善不锈钢的综合性能的作用。Co价格昂贵，且Co和V含量过高时容易产生硬质点影响加工性能。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中Cu％：W％：Mo％：＝1：(0.95-1.35)：(5.5-8.2)。上述Cu、W、Mo元素相互协同，Cu用于提高奥氏体相的耐腐蚀性和耐热性，Mo能够提高铁素体的耐腐蚀性和耐热性，二者之间的比例能够均衡铁素体和奥氏体的耐腐蚀性和耐热性，从而提高不锈钢整体的耐腐蚀性、耐热性和力学强度；W起到连接奥氏体和铁素体两相的作用，促进奥氏体和铁素体的结合强度，减小双相不锈钢的微相分离。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.50-1.55：(5.6-5.8)。该三种元素的设置能够合理调配金相组织中奥氏体及铁素体的比例，使得双相不锈钢的耐腐性达到最佳，同时利于提高不锈钢的抗拉强度和屈服强度。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中铁素体含量为47％-56％，其余为奥氏体。上述铁素体的含量直接影响材质强度高低，高的铁素体含量可以获得高的强度，但过高时偏向铁素体不锈钢特性，材质脆性过大，拉伸性能中断后伸长率和低温冲击性能会明显降低，同时也不符合材质标准一般铁素体含量30-60％的要求，本申请的双相不锈钢既能够满足行业内的标准，又能够提高其自身的机械性能。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥550MPa。采用上述成分制备的双相不锈钢的抗拉强度和屈服强度较高，能够满足产品的实际使用需求，长时间使用下仍能够维持较高的力学强度，从而延长该不锈钢所制备设备的使用寿命及使用安全性。本申请双相不锈钢为铸材，并未进行轧制过程，因此在该性能的基础上，若再进行轧制可以进一步细化晶粒，提高不锈钢的强度。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的延伸率≥15％，-40℃的冲击功≥64J。延伸率≥15％。延伸率数值高代表成分优化后材质金相组织中奥氏体含量较多，韧性较好。低温冲击较好代表成分优化后材质金相中奥氏体和铁素体比例合适，同时材质中杂质含量少，组织均匀。

可选地，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的硬度为260-285HB，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中PREN值为45-47。不锈钢的的硬度过高代表热处理后组织不良，材质中硬脆相过多，不利于加工，结合本申请的材质成分以及对铸材的性能需要，该A995 6A铸造高强度双相不锈钢的硬度为260-285HB，能够平衡双相不锈钢的加工性能和韧性。不锈钢中PREN值为45-47，该PREN值＝Cr％+3.3×(Mo％+0.5×W％)+16×N％，行业中一般要求PREN值≥40，PREN实际值越大，则代表材质耐蚀性越好。

根据本申请的另一个方面，提供了上述任一项所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺，包括下述步骤：

(1)将所述C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu、W、N、V、Co、Fe和不可避免的杂质在中频感应炉中熔炼得到钢液；

(2)将模壳焙烧后冷却至室温，将钢液温度调整至1550-1650℃，常压下向模壳内进行浇铸，浇铸后空气冷却得到铸件，对所述铸件进行热处理后即得所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

选择中频感应炉熔炼能够降低生产成本，并且生产效率高，适用于大批量生产加工。

可选地，所述熔炼，使用设备为频率在150～10000Hz范围内的中频感应炉。该设备适用于冶炼优质钢与合金的特种冶炼设备，具有熔化速度快、生产效率高、适应性强、使用灵活、电磁搅拌效果好、启动操作方便、钢液被炉渣覆盖(减少大气对钢液的污染)等优点。在生产时先加入304或316L材质的母料，将设备频率调为5000-8000Hz，此时母料在高频感应线圈的作用下快速熔化，然后再加入其它的金属料熔炼至容量的50-70％，调整至所需的成分，在化验成分前，先加入除渣剂，在除渣剂的作用下杂质和气体快速溢出并聚集成团，用金属棒挑出。最后加入与所需材质相同的模头、废件，由于模头、废件的杂质较多，因此在金属熔化后需要多次使用除渣剂打渣。钢液满炉之后，开始精炼，按照实际钢液重量的0.2-0.3％加入萤石，萤石作为精炼剂，可快速的脱氧、脱硫、脱磷和除气。提高钢液的温度至1710-1720℃，设备功率8000-10000Hz，保持5min进行静置浮渣操作，此时钢液中经过精炼仍有残留的微小杂质会上浮至液面，然后使用除渣剂进行一次打渣操作，钢液中加入脱氧剂，按照实际钢液重量的0.2-0.3％加入硅钙脱氧，之后钢液可以正常浇铸。

模壳的制备为：制备蜡模，在蜡模表面涂覆5-6层砂浆，模壳每一层使用的浆料和砂子不用，面层一般使用锆粉与硅溶胶按照4.0-4.5：1比例配置浆料，涂覆锆砂，二层使用锆粉/煤矸粉按照2.5-3.0:1配置浆料，涂覆30-60目煤矸砂，三层及之后使用煤矸粉与硅溶胶按照1.6-2.0:1配置浆料，涂覆16-30目煤矸砂，最后一层只粘浆料，不涂覆煤矸砂，可以避免煤矸砂的颗粒在脱蜡时混入蜡料中污染。在蜡模上形成的单边厚度不一致，第1层的厚度为0.3-0.6mm，第2层的厚度为0.5-0.8mm，其余层的厚度为1-1.4mm。每一层的干燥时间≥6h，最后经过封浆，脱除蜡模，即得所述模壳。

可选地，将模壳在1100℃下进行焙烧1-1.5h，能够去除模壳内的水分与杂质，消除模壳的应力，提高模壳的力学强度。

可选地，空气冷却的时间为0.5-1h，经过空气冷却，可快速的将模壳的表面温度降低至常温。

钢液浇铸时，模壳为常温，钢液温度为1550-1650℃，在常压下将钢液浇铸至模壳内，该操作的目的是模拟金属模铸造的生产模式，以常温的模壳代替金属模，模壳的热导率和热容量大，金属液在模壳内的冷却速度快，冷却后铸件组织致密，在空气中冷却速度较快，晶粒生长时间短，可以预防晶粒粗化，同时减小铸造过程中产生的枝晶偏析程度。

可选地，步骤(2)中所述热处理包括：

将所述铸件升温至1100-1150℃，保温2-2.5h，之后水冷至室温，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。一次热处理，能够通过高温加热和保温，使得铸造冷却过程产生的M₇C₃、M₂₃C₆碳化物，σ、χ、α′等金属间相重新溶解并均匀分布，改善了奥氏体和铁素体两相比例及分布不均匀性。同时加热过程中奥氏体及铁素体重新形核长大，细化了铸造组织。最后通过快速水冷，阻止了硬脆碳化物及金属间相的析出，获得了分布和比例合适的奥氏体及铁素体铸造。

本申请的有益效果包括但不限于：

1.根据本申请的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，通过调整材质成分和热处理工艺相结合，使不锈钢中的成分均匀化，避免成分偏析，使得铁素体含量在47％-56％的范围内，从而得到力学性能、耐腐蚀性和耐热性好的双相不锈钢产品。

2.根据本申请的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，通过限定Cu、W和Mo的比例，以及Mo、Ni和Cr的比例，能够获得耐蚀性良好，同时强韧性匹配合理的双相不锈钢。

3.根据本申请的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥550MPa，能够在保证具有较高耐腐蚀性能的基础上，提高双相不锈钢的机械性能，从而提高该铸造双相不锈钢的使用范围。

4.根据本申请的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，在300℃下仍能够维持较好的力学性能，其抗拉强度仍旧可以保持在730MPa以上，屈服强度仍旧可以保持在450MPa以上，伸长率在26％以上，证明该双相不锈钢的耐热性好，能够在高温场所下长期使用。

附图说明

此处所说明的附图用来提供对本申请的进一步理解，构成本申请的一部分，本申请的示意性实施例及其说明用于解释本申请，并不构成对本申请的不当限定。在附图中：

图1为本申请实施例涉及的常规试棒的示意图；

图2为本申请实施例涉及的V形试棒的示意图；

图3为本申请实施例涉及的方形试棒的示意图。

具体实施方式

下面结合实施例详述本申请，但本申请并不局限于这些实施例。

如无特别说明，本申请的实施例中的原料均通过商业途径购买，下述实施例中用到三种试棒，其中常规试棒的图形如图1所示，图1(a)为主视图，图1(b)为左视图，图1(c)为俯视图，该试棒直接热处理后再按A370标准直接加工成φ12.5mm的标准试棒进行拉伸试验；V形试棒的图形如图2所示，图2(a)为左视图，图2(b)为主视图，V形试棒的形状及尺寸符合美国国家标准的要求，先从最下方圆柱部位取R12.7mm,高度29mm的半圆柱试棒经过热处理后，再按A370标准加工成φ12.5mm的标准试棒进行拉伸试验；方形试棒的图形如图3所示，方形试棒的主视图为图3(a)，方形试棒的左视图为图3(b)，方形试棒的形状为本申请对比试验特意设计的形状，该方形试块直接热处理后从其中心取样，再按A370标准加工成φ12.5mm的标准试棒进行拉伸试验。

实施例1

本实施例涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分包括：C 0.012％、Si 0.611％、Mn 0.797％、P 0.015％、S 0.018％、Cr 25.92％、Ni 6.89％、Mo 4.58％、Cu 0.793％、W 0.886％、N 0.249％、V 0.103％、Co0.142％、其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分中Cu％：W％：Mo％＝1：1.12：5.78，Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.5：5.66。

A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺，包括下述步骤：

(1)将上述C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu、W、N、V、Co、Fe和不可避免的杂质在中频感应炉中熔炼得到钢液；

(2)将常规试棒的模壳在1100℃焙烧2h后冷却至室温，将钢液温度调整至1550℃，常压下向模壳内进行浇铸，浇铸后空气冷却0.5h得到铸件，将铸件升温至1100℃进行一次热处理，一次热处理的保温时间为2.5h，水冷至室温即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例2

本实施例涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分包括：C 0.017％、Si 0.765％、Mn 0.731％、P 0.013％、S 0.017％、Cr 25.74％、Ni 6.86％、Mo 4.573％、Cu 0.768％，W 0.737％、N 0.236％、V 0.132％、Co0.15％、其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分中Cu％：W％：Mo％＝1：0.96：5.95，Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.5：5.63。

A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺，包括下述步骤：

(1)将上述C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu、W、N、V、Co、Fe和不可避免的杂质在中频感应炉中熔炼得到钢液；

(2)将常规试棒的模壳在1100℃焙烧2h后冷却至室温，将钢液温度调整至1600℃，常压下向模壳内进行浇铸，浇铸后空气冷却0.5h得到铸件，将铸件升温至1130℃进行一次热处理，一次热处理的保温时间为2h，水冷至室温即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例3

本实施例涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分包括：C 0.019％，Si 0.798％、Mn 0.617％、P 0.012％、S 0.013％、Cr 25.51％、Ni 6.72％、Mo 4.43％、Cu 0.542％、W 0.716％、N 0.223％、V 0.105％、Co0.112％、其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分中Cu％：W％：Mo％＝1：1.32：8.17，Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.52：5.76。

A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺，包括下述步骤：

(1)将上述C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu、W、N、V、Co、Fe和不可避免的杂质在中频感应炉中熔炼得到钢液；

(2)将常规试棒的模壳在1100℃焙烧2h后冷却至室温，将钢液温度调整至1650℃，常压下向模壳内进行浇铸，浇铸后空气冷却1h得到铸件，将铸件升温至1150℃进行一次热处理，一次热处理的保温时间为2h，水冷至室温即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例4

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，钢液浇铸的是图2中的V形试棒，其余成分比例及制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例5

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，钢液浇铸的是图3中的方形试棒，其余成分比例及制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例6

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，还包括二次热处理，将经过一次热处理并水冷至室温后的铸件，再次升温至650℃进行二次热处理，二次热处理的保温时间为1.5h，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例7

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，还包括二次热处理，将经过一次热处理并水冷至室温后的铸件，降温至700℃进行二次热处理，二次热处理的保温时间为1h，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例8

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分发生变化，Cu含量为0.708％，W含量为0.81％，此时Cu％：W％：Mo％＝1：1.14：6.46，其余成分成分比例及制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例9

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分发生变化，Mo元素含量为4.417％，Ni 6.892％，此时Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.56：5.83，其余成分成分比例及制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例10

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，浇铸后的热处理工艺不同，铸件的一次热处理变为将铸件升温至1080℃下保温2h，进行一次热处理，空气冷却至室温，其余成分与制备步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

实施例11

本实施例与实施例2的区别在于，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺的步骤(2)中，浇铸后的热处理工艺不同，将铸件升温至1130℃保温2h，之后炉冷至1050℃保温1h，然后空气冷却至室温，其余成分与制备步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢

对比例1

本对比例涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分包括：C 0.032％、Si 0.733％、Mn 0.456％、P 0.033％、S 0.027％、Cr 24.48％、Ni 7.39％、Mo3.872％、Cu 1.126％，W 0.979％、N 0.284％、V 0.099％、Co0.089％、其余为Fe和不可避免的杂质。

该A995 6A铸造高强度双相不锈钢制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

对比例2

本对比例涉及一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢及其制造工艺，A995 6A铸造高强度双相不锈钢的成分包括：C 0.019％、Si 0.504％、Mn 0.467％、P 0.02％、S 0.015％、Cr 26.25％、Ni 6.41％、Mo3.382％、Cu 0.518％，W 0.535％、N 0.187％、V 0.101％、Co0.081％、其余为Fe和不可避免的杂质。

该A995 6A铸造高强度双相不锈钢制造步骤与实施例2相同，即得A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

测试例1

对上述实施例及对比例制备的A995 6A铸造高强度双相不锈钢直接进行性能检测，结果见下表1。

表1中PREN值＝Cr％+3.3×(Mo％+0.5×W％)+16×N％，使用布氏硬度计测量试棒的硬度，按A800/A800M-01标准中公式计算并查表获得铁素体含量。

表1

根据表1的数据可知：

1)由实施例1、2、3测试数据对比可见，A995 6A材质铸造双相不锈钢各元素含量，C0.12％-0.19％、Si0.611％-7.99％、Mn0.617％-0.797％、Cr25.51％-25.92％、Ni6.72％-6.89％、Mo4.435％-4.573％、Cu0.542-0.793、V0.013％-0.132％、W0.716-0.886％、Co0.112％-0.150％、N0.223％-0.249％之间时，其铁素体含量在49-56％之间，经过1100-1150℃固溶处理后抗拉强度基本在800MPa以上，屈服强度基本在580MPa以上，伸长率基本在20％以上；-40℃低温冲击功在67J以上。综合分析随着固溶温度提高强度指标略有提高，韧性指标略有降低。综合对比实施例2强韧配和较好，综合性能表现最优。

2)由实施例2、4、5测试数据对比可见，在材质成分相同，热处理工艺相同的情况下，常规试棒、V型及方形试块检测结果仍旧符合，抗拉强度基本在800MPa以上，屈服强度基本在580MPa以上，伸长率基本在20％以上规律，-40℃低温冲击功略有降低为64J。综合对比分析随着试棒尺寸增大，抗拉强度和伸长率略有降低，屈服强度变化不大。方形试棒低温冲击功最低，分析与试块尺寸大其相对保温时间偏短，组织均匀不充分有关。

3)由实施例2、6、7测试数据对比可见，在材质成分相同，且经过1130℃高温固溶的一次热处理后再进行650-700℃沉淀硬化二次热处理之后，材质强度指标明显提高，塑性指标明显降低。其中抗拉强度最高提高了85MPa，伸长率最大降低了约33％，-40℃低温冲击功降低了约60％。因此固溶后通过沉淀硬化处理虽然能提高强度，但塑性指标降低太多，不太适合生产应用，仅可作为极限条件下材质性能衡量的参考指标。

4)由实施例2、8、9测试数据对比分析可见，材质成分中Ni提高至6.892％，Mo降低至4.417％时，伸长率和低温冲击性能略有提高，但强度是三个方案中最低的，其中抗拉强度降低至802MPa，屈服强度降低至559MPa。

5)由实施例2、10、11测试数据对比分析可见，在成分相同的情况下，固溶温度降低至1080℃，或高温1130℃加热后预冷至1050℃均温后水冷固溶后，强度指标有下降趋势，其中抗拉强度降低至807MPa，屈服强度降低至565MPa。

6)由实施例2及对比例1和2测试数据对比分析可见，在热处理工艺相同的条件下，Cr含量由25.74％降低至24.48％，Ni含量由6.86％提高至7.39％，Mo含量由4.573％降低至3.872％时，材质伸长率和低温冲击有所增加，但强度指标明显下降，其中抗拉强度降低67MPa,屈服强度降106MPa。

7)由实施例1-11测试数据对比分析可见，A995 6A材质铸造双相不锈钢抗拉强度在802-927MPa时其硬度在260-297HB之间，抗拉强度在802-847MPa时其硬度在260-283HB之间。虽然有强度高硬度高的趋势，但强度与硬度之间并无线性换算关系，分析与铸造双相不锈钢中铁素体及奥氏体组织微观分布不均匀有关。

综合分析，A995 6A材质铸造双相不锈钢化学成分中，C 0.01％-0.02％，Si0.6％-0.8％，Mn 0.6％-0.8％，P≤0.03％，S≤0.02％，Cr 25.5％-26.0％，Ni 6.7％-6.9％，Mo 4.4％-4.6％，Cu 0.5-0.8％，W 0.7％-0.9％，N 0.22％-0.25％，V 0.10％-0.15％，Co 0.10％-0.15％时，其理论计算铁素体含量在47-56％之间。该材质试棒经过1100-1150℃保温2-2.5h水冷固溶处理后，测试抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥550Mpa；延伸率≥15％，-40℃的冲击功≥64J，硬度在260-283HB之间。

测试例2

将对上述实施例及对比例制备的A995 6A铸造高强度双相不锈钢先加工成直径10mm标准试棒，然后加热至300℃保温0.5h，之后在300℃下进行高温性能检测，结果见下表2。

表2中的抗拉强度下降率的计算公式为：[(300℃保温处理前的抗拉强度-300℃保温处理前的抗拉强度)/300℃保温处理前的抗拉强度]×100％，同理，屈服强度、延伸率的下降率计算公式也按照相同的计算方式。

表2

根据表2的数据可知，在300℃时实施例1、2、3、4、5、8、9、10、11的试样在经过300℃保温0.5h后抗拉强度在730MPa以上，屈服强度在450MPa以上，伸长率在26％以上。实施例6和7的试样经过沉淀硬化处理后抗拉强度仍旧可以保持在800MPa以上，但其伸长率有明显下降，最低为19％。对比例1和2的试样抗拉强度较低，最低为687MPa，但其伸长率较高，最高为33％。室温与高温性能对比，抗拉强度普遍下降约10％，屈服强度普遍下降约18.5％，而伸长率提高约16％。

测试例3

将实施例及对比例制备的A995 6A铸造高强度双相不锈钢按ASTM G48标准方法A进行耐腐蚀性实验：测试结果见表3。

表3

样品	PREN值	失重g/m2
			实施例1	46.5	0.25
实施例2	45.8	0.22
			实施例3	44.9	035
实施例4	45.8	0.19
			实施例5	45.8	0.31
实施例6	45.8	6.8
			实施例7	45.8	7.4
实施例8	46.2	0.47
			实施例9	47.0	0.54
实施例10	45.8	0.37
			实施例11	45.8	0.27
对比例1	43.4	1.04
			对比例2	41.3	1.21

根据表3的数据可知，实施例1、2、3、4、5、8、9、10、11的试样其PREN值≥45，测试结果显示失重≤0.54g/m²。而对比例试样其PREN值在41.3-43.4之间，测试结果显示失重1.04-1.21g/m²之间，相比较实施例耐蚀性较好。实施例6和7测试结果显示，虽然其PREN值≥45，但经过沉淀硬化处理后其失重大于对比例，最多时达到7.4g/m²，说明经过沉淀硬化处理后其耐蚀性明显降低，分析这与沉淀硬化处理时原先溶于基体中的Cr、Mo等合金元素析出形成金属间相，造成局部贫耐蚀性元素，从而造成其耐蚀性降低有关。

以上所述，仅为本申请的实施例而已，本申请的保护范围并不受这些具体实施例的限制，而是由本申请的权利要求书来确定。对于本领域技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的技术思想和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其特征在于，包括：C

0.01％-0.02％，Si 0.6％-0.8％，Mn 0.6％-0.8％，P≤0.03％，S≤0.02％，Cr25.5％-26.0％，Ni6.7％-6.9％，Mo 4.4％-4.6％，Cu 0.5-0.8％，W 0.7％-0.9％，N0.22％-0.25％，V 0.10％-0.15％，Co 0.10％-0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质；

所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中Cu％：W％：Mo％＝1：(0.95-1.35)：(5.5-8.2)；

所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中Mo％：Ni％：Cr％＝1：1.50-1.55：(5.6-5.8)。

2.根据权利要求1所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其特征在于，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中铁素体含量为47-56％，其余为奥氏体。

3.根据权利要求1所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其特征在于，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥

550MPa。

4.根据权利要求1所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其特征在于，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的延伸率≥15％，-40℃的冲击功≥64J。

5.根据权利要求1所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢，其特征在于，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢的的硬度为260-285HB，所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢中PREN值为45-47。

6.根据权利要求1-5任一项所述的A995 6A铸造高强度双相不锈钢的制造工艺，其特征在于，包括下述步骤：

(1)将所述C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu、W、N、V、Co、Fe和不可避免的杂质在中频感应炉中熔炼得到钢液；

(2)将模壳焙烧后冷却至室温，将钢液温度调整至1550-1650℃，常压下向模壳内进行浇铸，浇铸后空气冷却得到铸件，对所述铸件进行热处理后即得所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢。

7.根据权利要求6所述的制造工艺，其特征在于，步骤(2)中所述热处理包括：

将所述铸件升温至1100-1150℃，保温2-2.5h，之后水冷至室温，即得所述A995 6A铸造高强度双相不锈钢。