CN102869804A - 用于制造和利用具有高成形性的铁素体-奥氏体不锈钢的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于制造具有良好成形性和高伸长率的铁素体-奥氏体不锈钢的方法。对所述不锈钢进行热处理，使得所述不锈钢的显微组织在所述热处理条件下含有45-75%的奥氏体，剩余的显微组织为铁素体，并且将所述不锈钢的实测Md30温度调节在0℃与50℃之间以便利用相变诱发塑性（TRIP）改善所述不锈钢的成形性。

Description

用于制造和利用具有高成形性的铁素体-奥氏体不锈钢的方法
技术领域
本发明涉及用于制造和利用精益铁素体-奥氏体不锈钢的方法，所述不锈钢主要以具有高强度、优异成形性和良好耐腐蚀性的卷材形式制造。通过奥氏体相的受控马氏体转变，其导致所谓的相变诱发塑性（TRIP），来获得所述成形性。
背景技术
已经提出了多种精益铁素体-奥氏体合金或双相合金（duplexalloy）以应对高成本的原材料例如镍和钼，且主要目的是实现足够的强度和腐蚀性能。当参照下述公开内容时，如果不另外提及则元素含量为重量%。
美国专利US 3,736,131描述了具有4-11%的Mn、19-24%的Cr、至多3.0%的Ni和0.12-0.26%的N的奥氏体-铁素体不锈钢，所述不锈钢含有10%至50%的奥氏体并且为稳定的且表现出高韧性。通过避免奥氏体转变为马氏体而获得所述高韧性。
美国专利US4,828,630公开了具有17-21.5%的Cr、1%至小于4%的Ni、4-8%的Mn、和0.05-0.15%的N的双相不锈钢，所述不锈钢是热稳定的，从而对于抵抗马氏体转变。铁素体含量必须保持为低于60%以获得良好的延展性。
瑞典专利SE 517449描述了具有20-23%的Cr、3-8%的Mn、1.1-1.7%的Ni和0.15-0.30%的N的精益双相合金，所述合金具有高强度、良好的延展性和高的结构稳定性。
国际专利申请WO2006/071027描述了一种具有19.5-22.5%的Cr、0.5-2.5%的Mo、1.0-3.0%的Ni、1.5-4.5%的Mn和0.15-0.25%的N的低镍双相钢，所述钢具有与相似钢相比而言改善的热延展性。
欧洲专利EP1352982公开了通过引入一定量铁素体相来避免奥氏体Cr-Mn钢中的延迟开裂的方式。
近年来，精益双相钢已经得到很大程度的使用，并且根据美国专利US4,848,630、瑞典专利SE517,449、欧洲专利申请EP1867748和美国专利US6,623,569的钢已经在大量应用中得到商业使用。根据SE 517,449的Outokumpu LDX
Figure BDA00002319571100021
双相钢已经广泛地用在储罐、运输车辆等中。这些精益双相钢具有与其它双相钢相同的问题：有限的成形性，这使它们比奥氏体不锈钢较不适合用于高度成形的零件中。双相钢因此具有在诸如板式换热器之类的部件中的受限应用。但是，精益双相钢具有改善延展性的独特潜力，因为可使亚稳定的奥氏体相在合金含量中足够低从而通过下述机制提供增加的塑性。
存在利用双相钢中的亚稳定奥氏体相以实现改善的强度和延展性的一些参考文献。美国专利US6,096,441涉及基本上含有18-22%的Cr、2-4%的Mn、小于1%的Ni和0.1-0.3%的N的具有高拉伸伸长率的奥氏体-铁素体钢。与马氏体形成方面的稳定性相关的参数应当落在一定范围内，从而导致改善的拉伸伸长率。美国专利申请US2007/0163679描述了很宽范围的奥氏体-铁素体合金，主要通过控制奥氏体相中的C+N的含量而具有高的成形性。
相变诱发塑性（TRIP）是亚稳奥氏体钢的已知效应。例如，拉伸测试样品中的局部缩颈受软奥氏体向硬马氏体的应变诱发相变阻碍，从而将变形传递到样品的另一位置并导致更高的均匀变形。如果恰当设计奥氏体相，TRIP也能够用于铁素体-奥氏体（双相）钢。为了特定TRIP效应而设计奥氏体相的典型方法是使用基于其化学组成为奥氏体稳定性所建立的或调节的经验表达关系（expression），其中之一为Md30-温度。Md30-温度定义为当0.3真应变产生50%的奥氏体至马氏体转变时的温度。但是，该经验表达关系是以奥氏体钢所建立，并且将它们应用到双相不锈钢上存在风险。
由于奥氏体相的组成依赖于钢化学成分以及热历史，因此设计双相钢的奥氏体稳定性是较为复杂的。另外，相的形态和尺寸影响转变行为。美国专利US6,096,441已经使用了用于总体组成（bulkcomposition）的表达关系且要求保护特定范围（40-115），需要该特定范围以获得期望的效果。但是，该信息仅仅对于在该特定研究中的钢使用的热历史有效，因为奥氏体组成将随退火温度而改变。在美国专利申请US2007/0163679中，测量奥氏体的组成，并且将奥氏体相的一般Md公式规定为-30至90的范围以获得显示出期望性能的钢。
用于奥氏体稳定性的经验公式是基于对标准奥氏体钢的研究并且对于双相钢中的奥氏体相可能具有受限的适用性，这是因为稳定性的条件不但受组成限制而且还受残余应力和相或晶粒参数限制。如在美国专利申请US2007/0163679中所公开的，更直接的方式是通过在冷加工后测量奥氏体相的组成且随后计算马氏体形成的量来评价马氏体的稳定性。然而，这是非常繁琐且昂贵的过程，并且需要高等级的冶金实验室。另一种方式是使用热力学数据库来预测平衡相的均衡以及各个相的组成。但是，此类数据库不能描述大多数实际情形中的热机械处理之后盛行的非平衡条件。对于具有部分亚稳的奥氏体相的不同双相组成的大量工作表明，退火温度和冷却速率对奥氏体含量和组成具有很大影响，从而使得基于经验表达关系预测马氏体形成是困难的。为了能够充分控制双相钢中的马氏体形成，奥氏体组成以及显微组织参数的知识看起来是必要但是并不足够。
发明内容
鉴于现有技术的问题，本发明的适当方式是测量不同钢的Md30温度并且使用该信息来为高延展性双相钢设计最佳的组成和制造步骤。从测量Md30温度所获得的另外信息是不同钢的温度依赖性。由于成形工艺发生在不同的温度下，因此重要的是获知这种依赖性且将它用于对成形行为进行建模。
本发明的主要目的是提供在精益（lean）双相不锈钢中的应变诱发马氏体相变的受控制造方法，以获得优异的成形性（formability）和良好的耐腐蚀性。利用主要包括下述成分（重量%）的合金能够实现期望的效果：小于0.05%的C、0.2-0.7%的Si、2-5%的Mn、19-20.5%的Cr、0.8-1.35%的Ni、小于0.6%的Mo、小于1%的Cu、0.16-0.22%的N、余量的Fe和在不锈钢中出现的不可避免的杂质。任选地，所述合金还可含有一种或多种有意添加的元素：0-0.5%的钨（W）、0-0.2%的铌（Nb）、0-0.1%的钛（Ti）、0-0.2%的钒（V）、0-0.5%的钴（Co），0-50ppm的硼（B）和0-0.04%的铝（Al）。所述钢可含有作为杂质的不可避免的痕量元素，例如0-50ppm的氧（O）、0-50ppm的硫（S）和0-0.04%的磷（P）。根据本发明的双相钢应当在热处理条件下含有45%至75%的奥氏体，剩余相为铁素体并且没有热马氏体。可使用不同的热处理方法进行热处理，例如固溶退火、高频感应退火或局部退火，温度范围从900℃至1200℃、有利地从1000℃至1150℃。为了获得期望的延展性改善，实测Md30温度应当介于0℃与+50℃之间。将使用描述钢组成与热机械处理之间的相关性的经验公式来设计所述钢的最佳成形性。所附权利要求书中列出了本发明的基本特征。
本发明的重要特征是双相显微组织中的奥氏体相的行为。对不同合金的工作表明，仅在窄的组成范围内获得期望的性质。但是，本发明的主要思想是公开用于获得特定双相合金的最佳延展性的过程，其中所提出的钢代表了具有这种效果的实例。尽管如此，合金化元素之间的平衡是非常重要的，因为所有元素影响奥氏体的含量、增加奥氏体稳定性以及影响强度和耐腐蚀性。另外，显微组织的尺寸和形态将影响材料的相稳定性以及强度，并且必须受到限制以实现受控过程。
由于未能预测亚稳铁素体-奥氏体钢的成形性行为，因此提出了新的概念或模型。该模型基于所测量的冶金学和力学值连同经验描述以便为具有定制性能的产品选择合适的热机械处理。
下面描述不同元素在显微组织中作用，元素含量以重量%描述：
碳（C）分隔奥氏体相并且对奥氏体稳定性具有强烈影响。可添加最多0.05%的碳，但是较高的水平对耐腐蚀性具有不利影响。优选地，碳含量应当为0.01-0.04%。
氮（N）为双相合金中的重要的奥氏体稳定剂，并且与碳类似，其增加抵抗马氏体的稳定性。氮还增加强度、应变硬化和耐腐蚀性。所公布的关于Md30的一般经验表达关系表明，氮和碳对奥氏体稳定性具有同样强烈的影响，但是本工作表明了氮在双相合金中的较弱影响。由于氮能够以比碳更大的程度添加到不锈钢中而不会有害影响耐腐蚀性，因此从0.16%至0.24%的含量在实际合金中是有效的。为了最佳的性能分布，0.18-0.22%是优选的。
硅（Si）通常被添加到不锈钢中用以在熔炼车间中进行脱氧的目的，并且不应低于0.2%。硅稳定双相钢中的铁素体相，但是对于抵抗马氏体形成的奥氏体稳定性其具有比当前表达关系中所示更强的稳定化作用。由于该原因，硅最多为0.7%，优选0.6%，最优选0.4%。
锰（Mn）是用于稳定奥氏体相并且增加氮在钢中的溶解度的重要添加剂。由此，锰可部分地替代昂贵的镍并且使钢达到适当的相平衡。过高的水平将降低耐腐蚀性。与公布文献中所示相比，锰对抵抗变形马氏体的奥氏体稳定性具有更强的作用，并且必须仔细处理锰含量。锰的范围应当从2.0%至5.0%。
铬（Cr）是使钢耐受腐蚀的主要添加剂。作为铁素体稳定剂，铬也是用以在奥氏体与铁素体之间产生适当相平衡的主要添加剂。为了引起这些功能，铬水平应当为至少19%，并且为了将铁素体相限制到对于实际目的而言适合的水平，最大含量应当为20.5%。
镍（Ni）是用于稳定奥氏体相以及实现良好延展性的基本合金化元素，并且必须向钢中添加至少0.8%。对抵抗马氏体形成的奥氏体稳定性具有大的影响，镍必须存在于窄的范围内。由于镍的高成本和价格波动，因此在实际的钢中镍最多为1.35%，并且优选1.25%。理想地，镍的组成应当为1.0-1.25%。
铜（Cu）在大多数不锈钢中通常作为0.1-0.5%的残余物存在，这是因为原材料在很大程度上是含有该元素的不锈钢废料的形式。铜是奥氏体相的弱稳定剂，但是对抵抗马氏体形成具有强烈影响，并且在评价实际合金的成形性时必须加以考虑。可进行至多1.0%的有意添加。
钼（Mo）是可添加用以增加耐腐蚀性的铁素体稳定剂。钼增加对马氏体形成的抵抗性，并且与其它添加剂一起，钼不能被添加到高于0.6%。
附图说明
参照附图更详细地描述本发明，其中：
图1为显示使用Satmagan设备的Md30温度测量结果的坐标图；
图2示出了Md30温度和马氏体含量对在1050℃退火的本发明钢的应变硬化和均匀伸长率的影响；
图3a示出了实测Md30温度对伸长率的影响；
图3b示出了计算Md30温度对伸长率的影响；
图4示出了奥氏体含量对伸长率的影响；
图5示出了本发明的合金A在1050℃下退火时使用电子背散射衍射（EBSD）评价的显微组织；
图6示出了本发明的合金B在1050℃下退火时的显微组织；以及
图7为工具箱模型的示意图解。
具体实施方式
对一些精益双相合金进行马氏体形成的详细研究。特别关注于马氏体形成和Md30温度对力学性能的影响。现有技术专利中缺少对设计具有最佳性能的钢种关键的这种知识。对根据表1的一些选定合金进行了测试。
表1．所测试合金的化学组成
合金 C％ N％ Si％ Mn％ Cr％ Ni％ Cu％ Mo％
A 0.039 0.219 0.30 4.98 19.81 1.09 0.44 0.00
B 0.040 0.218 0.30 3.06 20.35 1.25 0.50 0.49
C 0.046 0.194 0.30 2.08 20.26 1.02 0.39 0.38
D 0.063 0.230 0.31 4.80 20.10 0.70 0.50 0.01
LDX 2101 0.025 0.226 0.70 5.23 21.35 1.52 0.31 0.30
合金A、B和C为本发明的实施例。合金D为根据美国专利申请US2007/0163679，而LDX 2101为SE 517449的商业制造实例，即一种具有奥氏体相的精益双相钢，其对变形马氏体形成具有良好稳定性。
在真空感应炉中将这些钢以60公斤的规模制造成小的坯块，将该坯块热轧和冷轧而减至1.5mm的厚度。合金2101以100吨的规模商业生产，以卷材（coil）形式热轧和冷轧。在从1000℃至1150℃的不同温度下进行利用固溶退火的热处理，随后进行快速的空气冷却或水淬。
使用具有能量色散和波长色散谱分析的扫描电子显微镜（SEM）测量奥氏体相的化学组成，并且含量在表2中列出。以光学显微镜利用图像分析在蚀刻样品上测量奥氏体相的比例（%γ）。
表2．在不同处理之后的合金的奥氏体相的组成
Figure BDA00002319571100081
通过如下方式建立实际的Md30温度（Md30测试温度）：在不同温度下将拉伸样品应变到0.30的真应变并且用Satmagan设备测量转变的马氏体的分数（马氏体%）。Satmagan是其中通过将样品置于饱和磁场中且通过比较由该样品引起的磁力和重力来确定铁磁相分数的磁力天平。实测马氏体含量和作为结果的实际Md30温度（Md30测量值）以及对于奥氏体组成使用Nohara表达式Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo-68Nb的预测温度（Md30 Nohara值）在表3中列出。图1中示出了真应变为0.3时的转变为马氏体的实测奥氏体比例相对于测试温度的关系。
表3．Md30测量细节
Figure BDA00002319571100091
在Beraha刻蚀剂中刻蚀之后使用光学图像分析进行铁素体和奥氏体含量的测量，并且结果记录在表4中。还就以奥氏体宽度（γ-宽度）和奥氏体间距（γ-间距）表示的组织细度评价了显微组织。表4中包括这些数据，以及在纵向方向（纵向）和横向方向（横向）的均匀伸长率（Ag）和断裂伸长率（A50/A80）的结果。
表4．显微组织参数、Md30温度和延展性数据
Figure BDA00002319571100101
*根据标准EN10002-1进行的拉伸测试
图5和图6中示出了所生成的显微组织的示例。表5中列出了拉伸测试（标准应变率0.001s-1/0.008s-1）的结果。
表5．全拉伸测试数据
1)应变率0.00075s-1/0.005s-1  2)A80
为了研究耐腐蚀性，使用标准甘汞电极以10mV/min的电压扫描在1M的NaCl溶液中在25℃下在样品上测量合金的点蚀电位，所述样品被湿磨至320目的表面光洁度。对于每个钢种（grade）进行三次独立测量。表6中示出了结果。
表6．点蚀测试
Figure BDA00002319571100111
表2揭示了奥氏体相的组成和相平衡随着固溶退火温度而改变。奥氏体含量随温度的升高而降低。替代元素的组成变化小，而间隙元素碳和氮表现出较大变化。由于根据可用公式的碳和氮元素对抵抗马氏体形成的奥氏体稳定性具有强烈影响，因此控制它们在奥氏体中的水平看起来是关键的。如表3中所示，对于较高温度下的热处理而言所计算的Md30温度明显较低，这表明较大的稳定性。但是，实测的Md30温度未显示出这种依赖性。对于合金A、B和C，当溶体温度增加100℃时，Md30温度稍微降低仅3-4℃。这种差异可归因于若干作用。例如，较高的退火温度导致较粗的显微组织，已知这会影响马氏体形成。所测试的实例具有量级为约2μm至6μm的奥氏体宽度或奥氏体间距。具有较粗显微组织的产品表现出不同的稳定性和偏离描述。这些结果表明，使用现有建立的表达关系预测马氏体形成是不可行的，即使采用先进的金相学方法也是如此。
在图1中绘出了表3的结果，并且曲线表明温度对马氏体形成的影响对于所测试的合金而言是相似的。这种依赖性是用于所设计的成形性的经验描述的重要部分，因为在工业成形工艺中温度可显著改变。
图2示出了奥氏体的Md30温度（测量值）和转变的应变诱发马氏体（Cα'）的量对力学性能的强烈影响。在图2中，用细线示出了所测试钢的真应力-应变曲线。粗线对应于通过对应力-应变曲线进行微分得到的钢的应变硬化率。根据Considére准则，对应于均匀伸长率的缩颈开始在应力-应变曲线与应变-硬化曲线的交点处发生，在此之后，应变-硬化不能补偿由细化所引起的材料的负荷能力的减小。
图2中还示出了所测试钢在均匀伸长时的Md30-温度和马氏体含量。显然钢的应变硬化率主要取决于马氏体形成的程度。形成的马氏体越多，所达到的应变硬化率越高。因此，通过仔细地调节Md30-温度，能够优化力学性能，即拉伸强度和均匀伸长率的组合。
显然，基于本实验结果，最优Md30-温度的范围显著窄于由现有技术专利所指出的范围。过高的Md30-温度致使应变硬化率快速达到峰值。在达到峰值后应变硬化率迅速下降，从而导致缩颈的提早开始以及低的均匀伸长率。根据实验结果，钢C的Md30-温度呈现为接近上限。如果Md30-温度高很多，则均匀伸长率将显著下降。
另一方面，如果Md30-温度过低，则在变形期间不会形成足够的马氏体。因此，应变硬化率保持低下，并且因此，缩颈的开始在低应变水平下发生。在图2中，LDX 2101代表具有低均匀伸长率的稳定双相钢种的典型行为。钢B的Md30-温度为17℃，该温度足够高从而容许充足的马氏体形成以确保高的伸长率。然而，如果Md30-温度甚至更低，则将形成过少的马氏体并且伸长率将明显更低。
基于所述实验，应当设计化学组成和热机械处理使得钢的最终Md30-温度范围在0℃与+50℃之间，优选在10℃与45℃之间，并且更优选为20-35℃。
表5中的拉伸测试数据表明，对于根据本发明的所有钢断裂伸长率均为高，而具有较稳定奥氏体的商品化精益双相钢（LDX 2101）表现出比标准双相钢的典型值更低的伸长率值。图3a图示了奥氏体的实测Md30温度对延展性的影响。对于实际实施例而言，对于10℃至30℃的Md30温度获得了最优延展性。在图3b中，绘出了计算Md30温度对延展性的影响。
图3a和图3b这两幅图均清楚地显示了Md30温度值与伸长率之间的几近抛物线的相关性，而与如何获得所述Md30温度无关。特别地对于合金C而言，在实测Md30值与计算Md30值之间存在明显的差异。所述坐标图表明，Md30温度的期望范围比计算预测窄很多，这意味着工艺控制需要被更好地优化以获得期望的TRIP效应。图4示出了对于所用实施例而言实现最佳延展性的奥氏体含量范围是约50%至70%。在图5中，合金A的Md30温度经测试在40℃，在显微组织中具有18%的马氏体（图像中的灰色）和约30%的奥氏体（图像中的黑色），其余部分为铁素体（图像中的白色）。
图6示出了本发明的合金B在1050℃下退火后的显微组织。图6中的相为铁素体（灰色）、奥氏体（白色）和马氏体（在奥氏体（白色）带内的深灰色）。在图6中，部分a）涉及参考材料，部分b）涉及在室温下执行的Md30温度测试，部分c）涉及在40℃下执行的Md30温度测试，而部分d）涉及在60℃下执行的Md30温度测试。
Md30温度的控制对于获得高的变形伸长率是非常重要的。还重要的是在变形期间考虑材料的温度，这是因为其很大程度地影响能够形成的马氏体的量。表5和图3a及图3b中的数据涉及室温测试，但是由于绝热加热而不能避免一些温度增加。因此，具有低Md30温度的钢可能在升高的温度下变形时不会显示出TRIP效应，而为了室温下的最佳延展性具有明显过高Md30温度的钢将在升高的温度下表现出优异的伸长率。在不同温度下对合金A和C的拉伸测试（表7）显示了伸长率的下述相对变化：
表7．在不同温度下对合金A和C的拉伸测试
Figure BDA00002319571100131
这些结果表明，具有较低Md30温度的合金A在升高的温度下表现出伸长率的降低，而具有较高Md30温度的合金C证明了当温度升高时伸长率增大。
表6表明，耐点蚀性（以1M NaCl中的点蚀电位来表示）至少与奥氏体标准钢304L的耐点蚀性一样好。
现有技术尚未公开用于适当设计具有TRIP-效应的双相钢的足够能力，因为使用已建立的公式预测钢行为是不可靠的（unsecure），给出太宽范围的组成和其它指标。根据本发明，可通过选择特定的组成范围并且通过使用涉及测量实际Md30温度的特殊过程以及通过采用特定的经验知识以控制制造工艺从而更安全地设计和制造具有最佳延展性的精益双相钢。这种新的创新方法对于在设计高度可成形的产品中能够利用真实TRIP效应而言是必要的。如图7中所示，使用了工具箱的概念，其中使用基于测量结果的关于相平衡和奥氏体稳定性的经验模型来选择合金组成，该合金组成将经受特定的热机械处理以实现设计的成形性（奥氏体分数和Md30温度）。通过这种模型有可能设计奥氏体稳定性，从而以比表现出TRIP效应的奥氏体不锈钢更大的灵活性为特定用户或方案应用提供最佳的成形性。对于此类奥氏体不锈钢而言，调节TRIP效应的唯一方式在于选择其它熔体组成，而根据本发明，利用双相合金中的TRIP效应，热处理（诸如固溶退火）温度提供了精细调节TRIP效应的机会而不必引入新的熔体。

Claims (17)

1.用于制造具有良好成形性和高伸长率的铁素体-奥氏体不锈钢的方法，其特征在于，对所述不锈钢进行热处理，使得所述不锈钢的显微组织在所述热处理条件下包含45-75%的奥氏体，剩余的显微组织为铁素体，并且将所述不锈钢的实测Md30温度调节在0℃与50℃之间以便利用相变诱发塑性（TRIP）改善所述不锈钢的成形性。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，通过使所述不锈钢应变且通过测量转变的马氏体的分数来测量所述不锈钢的Md30温度。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，以固溶退火进行所述热处理。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，以高频感应退火进行所述热处理。
5.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，以局部退火进行所述热处理。
6.根据任一前述权利要求所述的方法，其特征在于，在900-1200℃、优选地在1000-1150℃的温度范围内执行所述退火。
7.根据任一前述权利要求所述的方法，其特征在于，将所述实测Md30温度调节在10℃与45℃之间、优选在20-35℃之间。
8.根据任一前述权利要求所述的方法，其特征在于，所述不锈钢以重量%计含有：小于0.05%的C、0.2-0.7%的Si、2-5%的Mn、19-20.5%的Cr、0.8-1.35%的Ni、小于0.6%的Mo、小于1%的Cu、0.16-0.24%的N、余量的Fe和不可避免的杂质。
9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，所述不锈钢任选地含有一种或多种添加元素：0-0.5%的W、0-0.2%的Nb、0-0.1%的Ti、0-0.2%的V、0-0.5%的Co、0-50ppm的B、和0-0.04%的Al。
10.根据权利要求8或9所述的方法，其特征在于，所述不锈钢含有作为杂质的不可避免的痕量元素：0-50ppm的O、0-50ppm的S和0-0.04%的P。
11.根据权利要求8-10中任一项所述的方法，其特征在于，所述不锈钢以重量%计含有0.01-0.04%的C。
12.根据权利要求8-10中任一项所述的方法，其特征在于，所述不锈钢以重量%计含有1.0-1.35%的Ni。
13.根据权利要求8-10中任一项所述的方法，其特征在于，所述不锈钢以重量%计含有0.18-0.22%的N。
14.在应用方案中利用具有良好成形性和高伸长率的铁素体-奥氏体不锈钢的方法，其特征在于，基于实测Md30温度和奥氏体分数对所述铁素体-奥氏体不锈钢进行热处理以便为期望的应用方案调节相变诱发塑性（TRIP）效应。
15.根据权利要求14所述的方法，其特征在于，以固溶退火进行所述热处理。
16.根据权利要求14所述的方法，其特征在于，以高频感应退火进行所述热处理。
17.根据权利要求14所述的方法，其特征在于，以局部退火进行所述热处理。
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