CN102301028A - 奥氏体低镍不锈钢合金 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种具有如下以重量百分比(wt％)表示的组成的奥氏体不锈钢合金：0.02≤C≤0.06、Si＜1.0、2.0≤Mn≤6.0、2.0≤Ni≤4.5、17≤Cr≤19、2.0≤Cu≤4.0、0.15≤N≤0.25、0≤Mo≤1.0、0≤W≤0.3、0≤V≤0.3、0≤Ti≤0.5、0≤Al≤1.0、0≤Nb≤0.5、0≤Co≤1.0、余量为Fe以及通常存在的杂质，其特征在于，使各合金元素的含量平衡，以满足如下条件：Ni当量-1.42×Cr当量≤-13.42；和Ni当量+0.85×Cr当量≥29.00，其中，Cr当量＝[％Cr]+2×[％Si]+1.5×[％Mo]+5×[％V]+5.5×[％Al]+1.75×[％Nb]+1.5×[％Ti]+0.75×[％W]，Ni当量＝[％Ni]+[％Co]+0.5×[％Mn]+0.3×[％Cu]+25×[％N]+30×[％C]；并且-70℃＜MD30＜-25℃，其中，MD30＝(551-462×([％C]+[％N])-9.2×[％Si]-8.1×[％Mn]-13.7×[％Cr]-29×([％Ni]+[％Cu])-68×[％Nb]-18.5×[％Mo])℃。

Description

奥氏体低镍不锈钢合金
技术领域
本发明涉及一种低镍含量的奥氏体不锈钢合金。本发明还涉及一种由该钢合金制造的制品。
背景技术
奥氏体不锈钢是用于各种用途的通用材料，因为这些类型的钢显示良好的耐腐蚀性、良好的机械性能以及良好的加工性。标准的奥氏体不锈钢含有至少17％的铬、8％的镍和余量为铁。奥氏体不锈钢也经常含有其它合金元素。
全世界对不锈钢需求的快速增长以及随之而来的钢生产中对合金金属的高需求导致了金属价格的上涨。尤其是使镍的价格变贵。因此，已进行了各种尝试用其它合金元素代替奥氏体不锈钢中的镍，例如US5286310 A1、US 6274084和JP 3002357中所描述。
上述钢显示良好的热加工性能和高变形硬化。这些性能对于大尺寸制品，例如厚钢板的制造是重要的。然而，已证明上述钢并不适用于需要进行包含大压缩比的冷加工的某些制品。
WO 0026428描述了一种低镍钢合金，其中混入了一定量的合金元素以获得可成型的钢，其显示良好的耐腐蚀性和加工硬化。此外，该钢中含有昂贵的合金元素。JP 2008038191中描述了另一种钢合金。在此钢合金中，使各元素平衡以改善钢的表面状态。然而，上述钢合金的性能使得它们不适用于涉及包括大压缩比的冷加工的工艺。
发明概述
因此，本发明的一个目的是提供一种可以用大的压缩比进行冷加工的低镍奥氏体不锈钢合金。在下文中，将本发明的奥氏体不锈钢合金称为钢合金。
本发明的钢合金应应当具有类似于已知钢级AISI 302的良好的机械性能、以及良好的耐腐蚀性能。考虑到各合金元素的影响，应仔细地平衡钢合金的组成，以获得可满足生产率和最终性能方面要求的高性价比钢合金。因此，该钢合金应显示良好的热加工性能。该钢合金还应是可延展的并且对变形硬化是稳定的，从而可以在无裂纹或不变脆的情况下以高生产率和高压缩比对其进行冷加工。
本发明的另一个目的是提供一种由改进的奥氏体不锈钢合金所制造的制品。
通过具有如下以重量百分比(wt％)表示的组成的奥氏体不锈钢合金来达到上述目的：
0.02≤C≤0.06
Si＜1.0
2.0≤Mn≤6.0
2.0≤Ni≤4.5
17≤Cr≤19
2.0≤Cu≤4.0
0.15≤N≤0.25
0≤Mo≤1.0
0≤W≤0.3
0≤V≤0.3
0≤Ti≤0.5
0≤Al≤1.0
0≤Nb≤0.5
0≤Co≤1.0
余量为Fe以及通常存在的杂质，其特征在于，调整各合金元素的含量，以满足如下条件：
Ni当量-1.42×Cr当量≤-13.42；和
Ni当量+0.85×Cr当量≥29.00
其中，
Cr当量＝[％Cr]+2×[％Si]+1.5×[％Mo]+5×[％V]+5.5×[％Al]+1.75×[％Nb]+1.5×[％Ti]+0.75×[％W]
Ni当量＝[％Ni]+[％Co]+0.5×[％Mn]+0.3×[％Cu]+25×[％N]+30×[％C]，
并且
-70℃＜MD30＜-25℃
其中，
MD30＝(551-462×([％C]+[％N])-9.2×[％Si]-8.1×[％Mn]-13.7×[％Cr]-29×([％Ni]+[％Cu])-68×[％Nb]-18.5×[％Mo])℃，
由此可以避免低镍奥氏体钢合金发生过高的变形硬化的危险性，从而确保在加工期间钢合金获得最佳的机械性能。可以降低冷却时或冷变形期间形成马氏体的危险性，从而可以控制变形硬化，并且在钢合金中获得最佳的机械性能，特别是延展性，从而降低裂纹形成的危险性。
该特定组成提供一种高性价比的低镍奥氏体不锈钢合金，其与其它低镍奥氏体不锈钢合金相比具有优良的机械性能、优良的加工性能和改进的耐腐蚀性。考虑到冷成形和降低的镍含量，钢合金的加工性能得到优化。该钢合金特别适用于涉及大压缩比的钢制造工艺。因此，可以容易地由该钢合金获得小尺寸的制品，例如弹簧。例如，可以通过冷拔而由该钢合金制造线材。所述制品的其它实例包括但不限于：带材、管材、导管、棒料以及利用冷镦和锻造所制造的产品。本发明钢合金的优点是能够以较少的生产步骤利用冷加工来制造制品，因为可以减少中间热处理的数量。已证明由所述钢合金制造的制品具有非常高的性价比，因为考虑到各合金元素对钢合金性能的作用而对各合金元素的含量进行了仔细优化。
优选地，调整合金元素在钢合金中的含量，以满足如下条件：
Ni当量-1.42×Cr当量≥-16.00，
由此限制了微观结构中的铁素体相部分，并且钢合金可以获得最佳的机械性能，特别是延展性，以及可接受的耐腐蚀性。
优选地，调整合金元素在钢合金中的含量，以满足如下条件：
Ni当量+0.85×Cr当量≤31.00，
由此可以避免未转变的奥氏体相的过高的变形硬化，并且可以控制不希望的相，例如Cr2N和N2(气体)的形成，从而确保钢合金获得最佳的机械性能。
优选地，使合金元素在钢合金中的含量平衡，以满足如下条件：
Ni当量+0.85×Cr当量≤30.00，
由此可以避免未转变的奥氏体相发生过高变形硬化的危险性，并且可以控制不希望的相，例如Cr2N和N2(气体)的形成，从而确保钢合金获得最佳的机械性能。
硅在钢合金中的含量优选为≤0.6wt％。锰在钢合金中的含量优选在2.0-5.5wt％、更优选2.0-5.0wt％的范围内。镍在钢合金中的含量优选在2.5-4.0wt％的范围内。铬在钢合金中的含量优选在17.5-19wt％的范围内。钼在钢合金中的含量优选在0-0.5wt％的范围内。优选地，钨、钒、钛、铝和铌(W、V、Ti、Al、Nb)各元素在钢合金中的含量为≤0.2wt％。更优选地，W、V、Ti、Al、Nb各元素的含量为≤0.1wt％，并且(W+V+Ti+Al+Nb)的含量为≤0.3wt％。优选地，钴在钢合金中的含量在0-0.5wt％的范围内。
该钢合金可有利地被包含在一种制品中，例如线材、弹簧、带材、管材、导管、棒料以及利用冷镦和锻造所制造的产品。
该钢合金最适用于如下制品的生产，例如线材、弹簧、带材、管材、导管、冷镦制品或锻造制品或者利用冷压/冷成形所制造的制品。发明详述
本发明的发明人已发现，通过考虑各单独元素的作用以及几种元素的联合作用仔细地平衡如下描述的各合金元素的含量，可获得与其它低镍奥氏体不锈钢合金相比具有优良的延展性和加工性能以及改进的耐腐蚀性的钢合金。尤其发现，当按照下述关系使各合金元素的含量平衡时，钢合金可获得最佳性能。
下面对钢合金中的各种元素的作用加以描述，并且对各合金元素的含量限制加以说明。
合金元素
碳(C)在高温和低温下使钢合金的奥氏体相稳定。碳还通过增加马氏体相的硬度来促进变形硬化，这在某种程度上是钢合金所期望的。碳还增加钢合金的机械强度和老化效应(aging effect)。然而，高含量的碳会大幅降低钢合金的延展性和耐腐蚀性。因此，碳的含量应限制在0.02至0.06wt％的范围内。
硅(Si)是在制造钢合金期间从钢熔体中除去氧所必需的。硅增加钢合金的老化效应。硅还促进铁素体的形成，在高含量下硅增加金属间相析出的倾向。因此，硅在钢合金中的含量应限制在最大1.0wt％。优选地，将硅的含量限制在0.2至0.6wt％的范围内。
锰(Mn)使奥氏体相稳定，因此是替代镍以控制在钢合金中所形成铁素体相的含量的重要元素。然而，在非常高的含量下，锰将从奥氏体稳定化元素变为铁素体稳定化元素。锰的另一个正面作用是它促进氮在固相中的溶解，由此也间接增加奥氏体微观结构的稳定性。然而，锰将增加钢合金的变形硬化，从而增大变形力并降低延展性，导致在冷加工期间在钢合金中形成裂纹的危险性增加。锰含量的增加也会降低钢合金的耐腐蚀性，特别是耐点蚀性。因此，锰在钢合金中的含量应限制在2.0至6.0wt％的范围内、优选2.0至5.5wt％的范围内、更优选2.0至5.0wt％的范围内。
镍(Ni)是昂贵的合金元素，它占标准奥氏体不锈钢合金的合金成本的一大部分。镍促进奥氏体的形成，因此抑制铁素体的形成并改善延展性，并且在某种程度上改进耐腐蚀性。镍还使钢合金中的奥氏体相稳定，并防止在冷加工期间奥氏体相转变为马氏体相(变形马氏体)。然而，一方面是为了获得奥氏体、铁素体和马氏体相之间的适当平衡，另一方面是为了控制钢合金的总合金元素成本，镍的含量应在2.0至4.5wt％的范围内、优选在2.5至4.0wt％的范围内。
铬(Cr)是不锈钢合金的一种重要元素，因为它通过在钢合金表面上形成氧化铬层而提供耐腐蚀性。因此，增加铬含量可用于补偿其它元素的变化，从而导致耐腐蚀性降低，以实现钢合金的最佳耐腐蚀性。铬促进氮在固相中的溶解，这对钢合金的机械强度具有正面作用。铬还降低冷加工期间变形马氏体的含量，由此间接地有助于维持奥氏体结构，从而改善钢合金的冷加工性能。然而，在高温下铁素体的含量(δ铁素体)随铬含量的增加而增加，这会降低钢合金的热加工性能。因此，铬在钢合金中的含量应在17wt％至19wt％的范围内，优选地将铬的含量限制在17.5至19wt％的范围内。
铜(Cu)增加钢的延展性并使奥氏体相稳定，因此抑制变形期间奥氏体-马氏体的转变，这对钢的冷加工是有利的。铜也将降低冷加工期间未转变的奥氏体相的变形硬化，其由钢合金的层错能增加所造成。在高温下，过高含量的铜会急剧降低钢的热加工性能，这是因为超过了铜在基质中的溶解极限以及形成脆性相的危险性增加。除此以外，铜的添加还将改善回火期间钢合金的强度，这是因为增加的析出硬化。在高氮含量的情况下，铜促进氮化铬的形成，这会降低钢合金的耐腐蚀性和延展性。因此，铜在钢合金中的含量应限制在2.0wt％至4.0wt％的范围内。
氮(N)增加钢合金的耐点蚀性。氮还促进奥氏体的形成并且抑制冷加工期间奥氏体向变形马氏体的转变。氮还提高冷加工完成后钢合金的机械强度，可利用析出硬化进一步改进机械强度，析出硬化通常是由随后的回火操作期间钢合金中小颗粒的析出而引起。然而，较高含量的氮会导致奥氏体相的变形硬化的增加，这对变形力具有负面影响。更高含量的氮还会增加超过氮在固相中的溶解限度的危险性，从而增加钢中的气相(气泡)。为了实现奥氏体相稳定化作用与析出硬化和变形硬化作用之间的正确平衡，应将氮在钢合金中的含量限制在0.15至0.25wt％的范围内。
钼(Mo)在大多数情况下可大大地改善耐腐蚀性。然而，钼是昂贵的合金元素，它还对铁素体相具有强的稳定作用。因此，钼在钢合金中的含量应限制在0至1.0wt％、优选0至0.5wt％的范围内。
钨(W)使铁素体相稳定，并且对碳具有高亲和性。然而，高含量的钨连同高含量的Cr和Mo会增加形成脆性金属间析出的危险性。因此，钨的含量应限制在0至0.3wt％、优选0至0.2wt％、更优选0至0.1wt％的范围内。
钒(V)使铁素体相稳定，并且对碳和氮具有高亲和性。钒是析出硬化元素，它将增加回火后的钢强度。钒在钢合金中的含量应限制在0至0.3wt％、优选0至0.2wt％、更优选0至0.1wt％的范围内。
钛(Ti)使δ铁素体相稳定，并且对氮和碳具有高亲和性。因此，钛可用于增加熔融或焊接期间氮和碳的溶解性，并且避免铸造期间氮气气泡的形成。然而，材料中过量的Ti会导致铸造期间碳化物和氮化物的析出，这会干扰铸造工艺。形成的氮化碳也起着可导致耐腐蚀性、韧性、延展性和疲劳强度下降的缺陷的作用。钛的含量应限制在0至0.5wt％、优选0至0.2wt％、更优选0至0.1wt％的范围内。
铝(Al)被用作钢合金的熔融和铸造期间的脱氧剂。铝也可使铁素体相稳定并促进析出硬化。铝的含量应限制在0至1.0wt％、优选0至0.2wt％、更优选0至0.1wt％的范围内。
铌(Nb)可使铁素体相稳定，并且对氮和碳的具有高亲和性。因此，铌可用于增加熔融或焊接期间氮和碳的溶解性。铌的含量应限制在0至0.5wt％、优选0至0.2wt％、更优选0至0.1wt％的范围内。
钴(Co)具有处于铁和镍之间的中间性能。因此，用Co来少量取代这些元素或者使用含Co的原材料，将不会导致钢合金性能的任何主要变化。Co可用于取代部分的作为奥氏体稳定化元素的Ni，并且增加耐高温腐蚀性。钴是昂贵的元素，因此其含量应限制在0至1.0wt％、优选0至0.5wt％的范围内。
钢合金也可含有少量的常见污染元素，例如硫和磷。这些元素均不应超过0.05wt％。
铬-镍当量
促进奥氏体相和铁素体(δ铁素体)相稳定的各合金元素之间的平衡是重要的，因为钢合金的热加工性能和冷加工性能一般取决于δ铁素体在钢合金中的含量。如果δ铁素体在钢合金中的含量过高，则钢合金可表现出在热轧期间产生热裂纹以及在冷加工期间机械性能，例如强度和延展性下降的倾向。另外，δ铁素体可以起到氮化铬、碳化物或金属间相的析出位点的作用。δ铁素体还将大幅降低钢合金的耐腐蚀性。
铬当量是与铁素体稳定性及其在钢合金凝固期间对微观结构中所形成相的作用相对应的值。铬当量可由修正的Schaeffler DeLong图获得，其定义为：
Cr当量＝[％Cr]+2×[％Si]+1.5×[％Mo]+5×[％V]+5.5×[％Al]+1.75×[％Nb]+1.5×[％Ti]+0.75×[％W]    (1)
镍当量是与奥氏体稳定性及其在钢合金凝固期间对微观结构中所形成相的作用相对应的值。镍当量也可由修正的Schaeffler DeLong图获得，其定义为：
Ni当量＝[％Ni]+[％Co]+0.5×[％Mn]+0.3×[％Cu]+25×[％N]+30×[％C]  (2)
参考：D.R.Harries，Int.Conf.on Mechanical Behaviour and NuclearApplications of Stainless Steel at Elevated Temperatures(不锈钢在高温下的机械性能及核应用国际会议)，Varese，1981年。
已发现，当使各合金元素在钢合金中的含量平衡以使等式1和2满足条件B1时，可实现在高压缩比下很好的冷加工性能、改进的延展性、降低的变形硬化以及降低的表面裂纹倾向。
Ni当量-1.42×Cr当量≤-13.42    (B1)
优选地，应使根据等式1的δ铁素体稳定化合金元素的含量与根据等式2的奥氏体稳定化合金元素的量平衡，以满足条件B2。
Ni当量-1.42×Cr当量≥-16.00    (B2)
应使根据等式1的δ铁素体稳定化合金元素的含量与根据等式2的奥氏体稳定化合金元素的含量平衡，以满足条件B3。
Ni当量+0.85×Cr当量≥29.00    (B3)
优选地，应使根据等式1的δ铁素体稳定化合金元素的含量与根据等式2的奥氏体稳定化合金元素的含量平衡，以满足条件B4。
Ni当量+0.85×Cr当量≤31.00    (B4)
优选地，应使根据等式1的δ铁素体稳定化合金元素的含量与根据等式2的奥氏体稳定化合金元素的含量平衡，以满足条件B5。
Ni当量+0.85×Cr当量≤30.00    (B5)
当满足关系B1和B3时，在钢合金中铁素体与奥氏体形成合金元素的组合是优良的。在钢合金中，使δ铁素体在奥氏体基质中的含量以及奥氏体相的稳定性和变形马氏体的含量平衡。因此，钢合金表现出优良的机械性能和加工性能以及良好的耐腐蚀性。根据关系B2、B4和B5来优化铁素体与奥氏体形成合金元素之间的平衡，由此可进一步改进钢合金的性能。
鉴于所形成的δ铁素体相的低含量，因此不满足关系B1的合金组成一般具有相对于铁素体稳定化元素过高含量的奥氏体稳定化元素。在低镍不锈钢合金中，主要通过增加锰或氮的含量而导致奥氏体相的高稳定性然后通过使加工期间奥氏体相的变形硬化增加，由此实现奥氏体的高稳定性。
满足关系B2的合金组合物在加工期间表现出增加的延展性和改进的耐腐蚀性，这是因为相对于奥氏体稳定化元素铁素体稳定化元素的含量得到平衡因而在钢合金中获得了最佳量的δ铁素体相。
满足关系B3的合金组合物，主要在冷加工期间表现出减小的变形硬化和增加的延展性。这些性能的改进主要是由于铁素体和奥氏体稳定化元素的含量高到足以在低含量变形马氏体情况下形成稳定的奥氏体相。
满足关系B4和B5的合金组合物表现出改进的机械性能，这是因为经优化含量的铁素体和奥氏体稳定化元素降低了加工期间基质的变形硬化。
马氏体的形成
可抑制钢合金中马氏体形成的合金元素之间的关系，对于钢合金的强度和延展性是重要的。室温下的低延展性在某种程度上取决于变形硬化，变形硬化是由钢合金冷加工期间奥氏体转变成马氏体所引起的。马氏体增加钢的强度和硬度。然而，如果在钢中形成过多的马氏体，则由于变形力增大而使钢难以在冷条件下加工。过多的马氏体还会降低延展性，并且在钢合金冷加工期间导致钢中产生裂纹。
可由钢合金的MD30值来确定冷变形期间钢合金中的奥氏体相的稳定性。MD30是与ε＝0.30(对数应变)相对应的变形导致50％的奥氏体转变为变形马氏体的温度(单位为℃)。因此，MD30温度的降低与奥氏体稳定性增加相对应，从而由于变形马氏体形成的降低而降低冷加工期间的变形硬化。本发明钢合金的MD30值的定义为：
MD30＝(551-462×([％C]+[％N])-9.2×[％Si]-8.1×[％Mn]-13.7×[％Cr]-29×([％Ni]+[％Cu])-68×[％Nb]-18.5×[％Mo])℃    (3)
参考：K.Nohara，Y.Ono和N.Ohashi，Tetsu-to-Hagane，1977；63：2772
已发现，当调整钢合金的合金元素以使等式3满足如下条件B6时，在钢合金中获得了很好的冷加工性能以及最佳的机械强度。
-70℃＜MD30＜-25℃    (B6)
附图说明
图1显示了在90％安全对失效的由直径为1.0mm的线材所盘绕成的回火弹簧的S-N曲线。S是应力，单位是MPa，N是循环的数量。平均应力为450MPa。
具体实施方式
实施例
下面将通过具体实施例来描述本发明。
实施例1
制备名称为A、B、C的根据本发明的钢合金受热体。将名称为D、E、F、G、H、I、J、K、L的对比钢合金受热体用于比较。使各组分元素在置于感应炉中的坩锅中熔融，由此以实验室规模制备所述受热体。各受热体的组成显示于表1a和表1b中。
对钢合金的各受热体进行等式1-3的计算，表2显示了计算结果。然后，将表2中的结果与各等式的条件B1-B6进行比较，判断测试受热体是否满足条件B1-B6。表3显示了比较的结果。“是”表示满足条件，“否”表示不满足条件。
将熔体浇铸入小铸模中，由各受热体制备尺寸为4×4×3mm3的钢合金试样。
表1a：本发明钢合金的wt％组成
  合金元素   受热体A   受热体B   受热体C
  C   0.049   0.044   0.023
  N   0.20   0.20   0.21
  Si   0.33   0.33   0.58
  Mn   4.98   4.93   4.37
  Ni   3.73   3.72   3.78
  Cr   18.32   18.31   18.09
  Cu   2.41   2.44   2.63
  Mo   0.01   0.01   0.13
  Nb   ＜0.01   ＜0.01   ＜0.01
  P   0.013   0.013   0.018
  S   0.009   0.007   0.001
  Co   0.025   0.026   0.033
  Ti   ＜0.005   ＜0.005   ＜0.005
  V   0.035   0.035   0.051
  W   0.01   0.02   0.01
表1b：对比钢合金的wt％组成
Figure BPA00001408714200131
表2：受热体A-L的等式1-3的计算结果
Figure BPA00001408714200141
表3：对于受热体A-L是否满足条件B1-B6；是＝满足条件，否＝不满足条件
然后，通过下述对从各受热体中取出的试样所进行的一系列测试，来确定各受热体的性能。
首先，在液压机中以增加的力挤压试样使各试样经历塑性变形，直至达到与60％塑形变形相对应的厚度减薄。对于各试样，测量所施加的最大力(单位为kN)。结果示于表4中。
此后，按照标准测量步骤(SS112517)测量各试样的维氏硬度[HV1]。硬度测量的结果示于表4中。
用铁素体显微镜测量以在各试样中的相总量的百分率计的在压制[马氏体]期间所形成的变形马氏体的量，作为试样变形前后磁相的含量的差值。结果示于表4中。
将微量试样置于草酸中进行蚀刻，然后用光学显微镜在试样的圆周对变形期间在各试样中形成的裂纹数量进行计数。结果示于表4中。
表4中显示了受热体A、B、C的试样可以在141至168N范围内的相对较低的变形力下发生变形。变形试样的硬度在418至444HV的范围内，试样中马氏体的百分比在8至11％的范围内。在试样中观察到数量为14至22的少量的裂纹。
取自受热体D、G、H和I的试样在变形后表现出在474至484HV范围内的过高的硬度，其适合于冷加工成精细的尺寸。在取自受热体G和I的试样中观察到87和41的大量的裂纹。取自受热体E、F、J、K和L的试样表现出180至193N的过高的变形力，其适合于高压缩比下的冷加工。此外，取自受热体K和L的试样还表现出487和458HV的相对高的硬度。在取自受热体F和J的试样中，也观察到43和53的大量的裂纹。
根据表4中所示结果，显然与取自受热体D、E、F、G、H、I、J、K、L的试样相比，取自受热体A、B和C的试样在冷条件下显示出更优良的加工性。因此，由变形力、硬度、马氏体含量和裂纹数量可看出，与受热体D、E、F、G、H、I、J、K、L相比，取自受热体A、B和C的试样表现出令人满意的机械强度和延展性，可经历与比60％塑性变形大得多的压缩比相对应的厚度减薄。
表4：受热体A-L冷加工性能测试的结果
Figure BPA00001408714200171
实施例2
制备名称为M的本发明钢合金受热体。制备组成略有不同的名称为N和O的两种受热体作为比较。为了进行比较，还制备了一种名称为P的钢合金AISI 302，标准弹簧钢合金的受热体、以及一种名称为Q的钢合金AISI 204Cu，低镍含量的标准钢合金的受热体。
各受热体重约10公吨，其通过在HF炉中使组分元素熔融然后在CLU转炉中进行精炼和钢包处理制得。将单独的受热体浇铸入21”的铸模中。各受热体的组成示于表5中。对于受热体M-Q进行等式1-3的计算。表6显示了计算结果。然后，将表6的结果与各等式的条件B1-B6进行比较，判断钢受热体是否满足条件B1-B6。表7显示了比较的结果。“是”表示满足条件，“否”表示不满足条件。
表5：受热体M-Q的组成(wt％)
Figure BPA00001408714200181
表6：对于受热体M-Q进行等式1-3计算的结果
Figure BPA00001408714200182
表7：对于受热体M-Q是否满足条件B1-B6；是＝满足条件，否＝不满足条件
Figure BPA00001408714200191
对受热体进行如下处理：
将受热体M的铸模以及对比钢合金受热体N、O、P和Q的铸模加热至1200℃的温度，通过轧制形成最终尺寸为150×150mm2的正方形棒料。
然后，将该正方形棒料加热至1250℃的温度并轧制成直径为5.5mm的线材。在1050℃下的轧制后直接对盘条进行退火。所有受热体均具有良好的热加工性能。
最后，在数个步骤内利用在1050℃下的中间退火将热轧线材冷拔成最终直径为1.4mm、1.0mm、0.60mm和0.66mm。还将线材冷轧成2.75×0.40mm2的尺寸。从冷拔线材中取出试样。
在钢合金的冷加工期间，对各受热体的钢合金的性能进行分析，并记录结果。观察到受热体M的钢合金具有优良的加工性、低变形硬化和高延展性。所有这些性能均优于标准AISI 302或204Cu级钢的受热体P和Q，或者与其处于相同水平。也观察到受热体O具有良好的加工性，但是变形硬化高于AISI 302。受热体N在低压缩下变脆，并观察到张力裂纹。
以下述方式确定取自受热体M、N、O、P和Q的各钢合金的性能。
抗拉强度
按照标准SSEM 10002-1对取自盘条(5.50mm)的试样和取自受热体M、N、O和P的冷拔线材的抗拉强度进行测定。以相同的生产参数，对所有试样进行拉拔和退火。用磁天平装置测定直径为5.50mm的各试样中的马氏体含量。再次测定被拉拔成直径为1.4mm的试样中的马氏体含量，并计算马氏体相的增加量。表8显示了拉伸试验的结果以及试样中变形马氏体的含量。
表8：取自受热体M-P的试样的拉伸试验结果
  受热体   尺寸(mm)  抗拉强度(MPa)   马氏体(％)
  受热体M   5.50  684   0.3
  受热体M   1.40  1978   12.7
  受热体M   0.60  2063
  受热体M   0.66  1977
  受热体M   1.00  1980
  受热体M   2.75×0.40  1580
  受热体N   5.50  701   0.6
  受热体N   1.40  2200   40.8
  受热体N   0.60  2420
  受热体N   0.66  2348
  受热体O   5.50  683   0.2
  受热体O   1.40  2210   23.9
  受热体O   0.60  2274
  受热体O   0.66  2237
  受热体O   2.75×0.40  1670
  受热体P(AISI302)   5.50  697
  受热体P(AISI302)   0.60  2055
  受热体P(AISI302)   0.66  1999
从受热体M中获得最佳的抗拉结果，特别是在大的总压缩比下。由受热体M获得的钢合金，具有最低的强度和最高的延展性、与受热体P(AISI 302)相当的抗拉强度。在试样M中形成了非常少量的马氏体。结果进一步表明，由受热体O获得的钢合金表现出过高的强度和过低的用于冷加工成精细尺寸的延展性，其中大压缩比是必须的。取自受热体N的试样的所有尺寸均是脆性的，因此钢合金N较不适用于冷加工。大部分的马氏体形成于试样N中。
回火作用
回火作用对于许多应用，特别是弹簧来说是重要的。高回火反应将对许多弹簧性能，如弹簧弹力、松弛和耐疲劳性有益。
为了确定回火作用，从受热体M和P中取出冷拔线材的试样。测定线材的抗拉强度。盘绕线材并进行热处理以增加强度(老化效应)。热处理也可增加变形马氏体的韧性并释放应力(回火)。在热处理后，再次测定线材的抗拉强度，并且将回火作用确定为抗拉强度的增加。表9显示了作为1.0mm线材在不同温度下抗拉强度增加的回火作用的结果，其中保持时间为1小时。
取自受热体M的试样的抗拉强度的增加远大于取自受热体P(AISI302)的试样的抗拉强度的增加。对于许多应用，特别是弹簧应用来说，高的抗拉强度增加是重要的。受热体M的较高的回火反应主要取决于铜和氮的高含量，其增加钢合金的析出硬化。
表9：回火作用对抗拉强度的结果
Figure BPA00001408714200221
松弛
松弛是弹簧应用的一个非常重要的参数。松弛是指弹簧弹力随时间推移而变松。
确定受热体M和P的松弛性能。从各受热体中取出1.0mm线材的试样。将各线材试样盘绕成弹簧，在350℃下进行1小时回火。此后，将各弹簧分别拉伸至与800、1000、1200和1400MPa的应力相对应的长度。在室温下，在24小时内测定弹簧弹力的损失(单位：牛顿(N))。松弛是以百分率测定的弹簧弹力损失。测试结果示于表10中。
表10：弹簧弹力的损失
 受热体   初始弹簧张力(MPa)   松弛(％)
 受热体M   800   0.73
 受热体M   1000   0.90
 受热体M   1200   1.38
 受热体M   1400   1.99
 受热体P(AISI 302)   800   0.90
 受热体P(AISI 302)   1000   1.80
 受热体P(AISI 302)   1200   3.70
 受热体P(AISI 302)   1300   3.80
由表10中可以清楚地看出，受热体M的弹簧的松弛远低于取自受热体P的试样(AISI 302)的弹簧，因而使得由受热体M制成的钢合金比受热体P远更适合于弹簧应用。
疲劳强度
对取自受热体M和P的试样的疲劳强度进行测定。在350℃下对由受热体M和P制成的弹簧进行1小时回火处理。然后，将弹簧紧固在一个固定装置上，对弹簧施加循环拉应力。在相同时间对10个弹簧进行平行测试。在给定的应力水平下对各弹簧试样进行测试，直至试样失效或者达到最大值为10,000,000次循环。然后，利用
Figure BPA00001408714200231
S-N图对试样的疲劳强度进行评价。图1显示在90％安全对失效的测试结果。
由图1可知，显然由受热体M制成的回火弹簧的疲劳强度高于由受热体P(AISI 302)制成的弹簧的疲劳强度。
点蚀性
在电化学测试期间测定临界点蚀温度(CPT)，由此确定取自受热体M的试样以及取自受热体P(AISI 302)和受热体Q(AISI 204Cu)的试样的耐点蚀性。
从各钢受热体中取出5.5mm的盘条试样。对各试样进行磨削并抛光，以降低表面性能的影响。在300mV的恒定电势下，将各试样浸泡于0.1％NaCl溶液中。每5分钟将溶液温度提高5℃，直至可以显示试样上的腐蚀的温度。CPT测试的结果示于表11中。
表11显示，与受热体P(AISI 302)相比，受热体M表现出充分的耐点蚀性。腐蚀测试的结果进一步显示受热体M表现出比受热体Q(AISI 204Cu)更高的耐腐蚀性。
表11：临界点蚀温度(CPT)，在+300mV下和0.1％NaCl中进行测量
  试样   CPT，0.1％NaCl，+300mV(℃)
  受热体M   60，50
  受热体P(AISI 302)   90，＞95
  受热体Q(AISI 204Cu)   35，35

Claims (14)

1.一种奥氏体不锈钢合金，其具有如下组成，以重量百分比(wt％)表示：
0.02≤C≤0.06
Si＜1.0
2.0≤Mn≤6.0
2.0≤Ni≤4.5
17≤Cr≤19
2.0≤Cu≤4.0
0.15≤N≤0.25
0≤Mo≤1.0
0≤W≤0.3
0≤V≤0.3
0≤Ti≤0.5
0≤Al≤1.0
0≤Nb≤0.5
0≤Co≤1.0
余量为Fe以及通常存在的杂质，
其特征在于，使所述合金元素的含量平衡，以满足如下条件：
Ni当量-1.42×Cr当量≤-13.42；和
Ni当量+0.85×Cr当量≥29.00，
其中，
Cr当量＝[％Cr]+2×[％Si]+1.5×[％Mo]+5×[％V]+5.5×[％Al]+1.75×[％Nb]+1.5×[％Ti]+0.75×[％W]
Ni当量＝[％Ni]+[％Co]+0.5×[％Mn]+0.3×[％Cu]+25×[％N]+30×[％C]；
并且
-70℃＜MD30＜-25℃，
其中，
MD30＝(551-462×([％C]+[％N])-9.2×[％Si]-8.1×[％Mn]-13.7×[％Cr]-29×([％Ni]+[％Cu])-68×[％Nb]-18.5×[％Mo])℃。
2.根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢合金，其中使所述合金元素在所述钢合金中的含量平衡，以满足如下条件：
Ni当量-1.42×Cr当量≥-16.00。
3.根据权利要求1-3中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中使所述合金元素在所述钢合金中的含量平衡，以满足如下条件：
Ni当量+0.85×Creqv≤31.00。
4.根据权利要求1-4中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中使所述合金元素在所述钢合金中的含量平衡，以满足如下条件：
Ni当量+0.85×Cr当量≤30.00。
5.根据权利要求1-5中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中0.2≤Si≤0.6wt％。
6.根据权利要求1-6中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中2.0≤Mn≤5.5wt％。
7.根据权利要求1-7中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中2.0≤Mn≤5.0wt％。
8.根据权利要求1-8中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中2.5≤Ni≤4.0wt％。
9.根据权利要求1-9中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中17.5≤Cr≤19wt％。
10.根据权利要求1-10中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中0≤Mo≤0.5wt％。
11.根据权利要求1-11中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中W、V、Ti、Al、Nb各自≤0.2wt％。
12.根据权利要求1-12中任一项所述的奥氏体不锈钢合金，其中0≤Co≤0.5wt％。
13.根据权利要求1-13中任一项所述的合金，其中W、V、Ti、Al和Nb各元素的量≤0.1wt％，并且其中(W+V+Ti+Al+Nb)≤0.3wt％。
14.一种含有根据权利要求1-14中任一项所述的奥氏体不锈钢合金的制品，如线材、弹簧、带材、管材、导管、棒料、或者通过冷镦或锻造而制得的制品。
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