CN103556052A - 汽车用高锰钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种汽车用高锰钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.64%，Si：0～0.01%，Mn：23.5～24.4%，P：0～0.015%，Nb：0.45～0.54%，Als：0.02～0.06%，S：0～0.01%，N：0～0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢的制造方法中，加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；粗轧的温度控制为1050～1100℃；精轧控制终轧温度为910～950℃；卷取在680～720℃进行；冷轧控制总压下率在67～80%；控冷控制连续退火温度为800～850℃。本发明通过优化钢的成分设计和控制生产工艺，得到了高强度的Fe-Mn-C-Nb系TWIP钢，其可用于冲制汽车安全件或结构件，所得产品具有良好得较高的屈服强度和塑性，在满足复杂零件成形要求的同时提高了零件在车辆实际使用过程中的安全性。
Description
技术领域
本发明涉及钢铁冶金材料领域，具体地指一种汽车用高锰钢及其制造方法。
背景技术
使用具有良好成形性的高强度钢是车辆用钢的主要发展趋势，其中，TWIP钢(孪晶诱发塑性钢)是一种低层错能的奥氏体钢，该钢因其形变过程中能产生大量形变孪晶，推迟缩颈的形成，进而具有优异的强塑性，高应变硬化性，及高能量吸收能力(20℃时吸收能达到0.5J/mm)而得名。孪生是影响TWIP钢塑性变形的主要机制，其机械性能主要取决于堆垛层错能，它决定主要的变形机制是滑移，交滑移，部分位错滑移，孪生变形，还是应变诱发马氏体相变。国外学者在研究Fe-Mn-Si-A1系TRIP钢时发现了该钢，并提出孪晶诱发塑性的概念，经过成分筛选，发现当锰含量达到25wt％，铝含量超过3wt％，硅含量在2～3wt％之间时，其抗拉强度和延伸率的乘积在50000MPa％以上，是高强韧性TRIP钢的两倍。
国内外学者、知名钢铁企业，及研究机构在TWIP钢的成分设计、处理工艺，及微观机理等方面开展了广泛研究，并对Fe-xMn-3Si-3A1系TWIP钢的力学性能和微观组织进行了较深入的研究，随Mn含量的增加，Fe-xMn-3Si-3A1系TWIP钢表现出塑性提高、强度下降的趋势，这主要与它们的显微组织和形变机理密切相关，当Mn含量较低(x=15%和20%)时，由于低锰合金的层错能较低，形变中容易发生TRIP效应形成马氏体，马氏体作为硬化相，对提高钢的强度有重要贡献，但会降低部分塑性，故合金表现为强度较大，塑性相对较差；而随着Mn含量的增加(x=25%和30%)，奥氏体的稳定性增加，形变前后皆为单一奥氏体组织，屈服强度和拉伸强度有所下降，主要的塑性变形机制由TRIP效应过渡到TWIP效应，孪晶诱发的TWIP效应使合金塑性明显提高。
有报道对Fe-23Mn-0.6C钢的组织性能进行了初步研究，结果表明，此成分范围内的Fe-Mn-C系中碳TWIP钢组织为单一奥氏体，平均晶粒尺寸约为5μm，晶粒中含有少量退火孪晶，具备发生TWIP效应的前提条件，塑性变形后，可观察到与基体取向不同的形变孪晶，在TWIP效应和TRIP效应共同作用下，Fe-23Mn-0.6C钢最终可达到延伸率55%，屈服强度450MPa，及抗拉强度1160MPa，并具有较高的加工硬化率，该成分TWIP钢现已实现产业化。
另外，对Fe-Mn-Al-C系高铝高锰钢进行的研究发现铝含量的提高会明显降低钢的密度，如：铝含量l2%的TWIP钢密度为6.5g/cm3左右，同时，Fe-Mn-A1-C系高锰钢的各种力学性能并不逊于甚至优于其他成分体系的TWIP钢。
因此，目前的TWIP钢典型成分除Fe-Mn-Si-A1系外，还有Fe-Mn-C系和Fe-Mn-A1-C系TWIP钢。锰和铝可以有效增加合金的层错能，促进TWIP效应，抑制TRIP效应，但对于工业生产而言，铝易氧化，在钢板浇铸时容易生成氧化物残渣堵住浇铸口，故高铝成分不利于TWIP钢的工业化生产，而硅会降低合金层错能，导致层错数量增加，抑制TWIP效应，同时，过高的硅含量会影响钢板表面质量，降低钢板的热轧性能。因而，上述三种TWIP钢成分中，较为适合工业生产的为Fe-Mn-C系，但现有的Fe-Mn-C系TWIP钢一般具有极高的延伸率，延伸率超过60％，在制造汽车安全件和结构件时，实际上是不需要用到这么高的延伸率的；而且，该钢的屈服强度偏低，会对汽车的安全结构件造成不利影响。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种汽车用高锰钢及其制造方法，该钢既能满足对钢板的高塑性要求，又能使得制造出的汽车安全件和结构件具有高屈服强度。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种汽车用高锰钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.64%，Si：0～0.01%，Mn：23.5～24.4%，P：0～0.015%，Nb：0.45～0.54%，Als：0.02～0.06%，S：0～0.01%，N：0～0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.6%，Si：0～0.01%，Mn：24～24.4%，P：0～0.015%，Nb：0.5～0.54%，Als：0.02～0.06%，S：0～0.01%，N：0～0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述汽车用高锰钢的制造方法，包括冶炼、连铸成坯、加热连铸坯、粗轧，精轧，卷取，冷轧，控冷，及光整的步骤，所述加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；所述粗轧的温度控制为1050～1100℃；所述精轧控制终轧温度为910～950℃；所述卷取在680～720℃进行；所述冷轧控制总压下率在67～80%；所述控冷控制连续退火温度为800～850℃。
进一步地，所述加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；所述粗轧的温度控制为1050～1100℃；所述精轧控制终轧温度为930～950℃；所述卷取在700～720℃进行；所述冷轧控制总压下率在72～80%；所述控冷控制连续退火温度为830～850℃。
进一步地，所述加热连铸坯的温度控制为1275～1280℃；所述粗轧的温度控制为1065～1070℃；所述精轧控制终轧温度为930～935℃；所述卷取在700～710℃进行；所述冷轧控制总压下率在72～78%；所述控冷控制连续退火温度为845～850℃。
以下就本发明的化学成分及制造方法进行分析说明：
（1）化学成分
C元素（重量百分比含量为0.55～0.64%）：
C元素通过固溶强化可以提高TWIP钢的强度和硬度，阻碍形变过程中马氏体的相变，是有效的奥氏体稳定元素，特别是在Fe-Mn-C系TWIP钢中，C的加入对形变前后得到单一奥氏体组织有明显的作用。但是C含量过高会使TWIP钢的塑性和韧性有所降低，并影响其焊接性能。
N元素（重量百分比含量为0～0.003%）：
N固溶于奥氏体中能增加TWIP钢的强度，但对合金层错能的影响较为复杂，Fe-Mn-C系TWIP钢层错能随氮含量的增加先降低后提高，氮含量在0～0.003%范围内，氮能在不危害TWIP钢塑性的前提下，起到提高其强度的作用。
Mn元素（重量百分比含量为23.5～24.4%）
TWIP钢与TRIP钢的本质区别就是孪晶的产生，因此TWIP效应而不是TRIP效应的产生是本发明钢设计的核心，Mn是TWIP钢最重要的组成元素之一，具有很强的促进奥氏体化的作用，使TWIP钢在低温下依然可以得到稳定的奥氏体相，同时，其又是增加合金层错能的最有效的元素，能强烈促进TWIP效应，抑制TRIP效应，总体上，随Mn含量的增加，TWIP钢表现出塑性提高，强度下降的趋势，因此，Mn含量也不能过高。
Si元素（重量百分比含量为0～0.01%）
Si元素可以降低马氏体相变临界温度，对室温下得到稳定的奥氏体组织有贡献，并且硅固溶于奥氏体，有利于TWIP钢强度的提高，但是Si会降低合金层错能，导致层错数量增加，抑制TWIP效应，同时，过高的Si含量会影响钢板表面质量，降低钢板的热轧性能。
Nb元素（重量百分比含量为0.45～0.54%）
铌对TWIP钢的影响主要体现在它可以增加合金层错能，抑制马氏体相变，促进孪晶转变，同时起到抑制奥氏体晶粒长大、细化晶粒的作用，可以提高TWIP的强度。
S和P元素（重量百分比含量为S：0～0.01%，P：0～0.015%）：
S易偏析，而且对钢板质量危害比较大，因此S应尽可能控制在较低水平；P元素含量过高，会导致二次冷加工脆性，因此P含量也不能太高。
Als（酸溶铝重量百分比含量为0.02～0.06%）：
铝元素亦可增加合金的层错能，抑制奥氏体向马氏体的转变，但由于铝易氧化，在钢板浇铸时容易生成氧化物残渣堵住浇铸口，故高铝成分不利于TWIP钢的工业化生产。
（2）制造方法
热轧过程中，板坯加热温度，终轧温度，及卷取温度等都对钢的性能有着至关重要的影响，而冷轧工艺中，对钢的最终性能影响较大的是冷轧压下率，另外，由于在退火过程中，TWIP钢需要完成再结晶，并让奥氏体晶粒生长，为孪晶的生长提供有利条件，孪晶尺寸、孪晶数量和孪晶界面积都明显加大，形变过程中TWIP效应得以充分进行能加大其对提高钢材塑性的贡献，因此，退火工艺对TWIP钢的性能也有着很大的影响，而Nb的加入会使再结晶温度升高，进而需采用较高的退火温度。本发明钢的制造工艺过程中，热轧采用高温终轧，高温卷取，冷轧采用大冷轧压下率，高温连续退火，使得生产出来的钢具有较高的屈服强度和抗拉强度，并具有极高的延伸率，其中，热轧加热温度为1220～1280℃，终轧温度910～950℃，卷取温度680～720℃，冷轧压下率67～80％，连续退火温度800～850℃。
与现有技术相比，本发明具有如下优点：
其一，本发明通过优化钢的成分设计和控制生产工艺，牺牲TWIP钢一部分多余延伸率，使得钢的屈服强度得到了较大提高的同时具有良好的塑性，从而得到了高强度的Fe-Mn-C-Nb系TWIP钢，其屈服强度为480～580MPa，抗拉强度达1180MPa以上，延伸率达55％以上。
其二，本发明冶炼采用洁净钢生产技术，热轧应用控轧控冷工艺，冷轧采用大压下量和高温退火，进一步提高了钢的屈服强度和抗拉强度。
其三，本发明钢可用于冲制汽车安全件或结构件，所得产品具有良好得较高的屈服强度和塑性，在满足复杂零件成形要求的同时提高了零件在车辆实际使用过程中的安全性。
附图说明
图1为一种汽车用高锰钢的金相组织观察结果图。
具体实施方式
以下结合附图和实施例对本发明作进一步的说明，但是本发明并不限于下述实施例。
实施例1
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.58％；Si：0.006％；Mn：23.8%；P：0.008％；Nb：0.52％；Als：0.0029％；S：0.006%；N：0.0017％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1270℃；
3）粗轧：在1055℃条件下进行粗轧；
4）精轧：控制终轧温度为920℃；
5）卷取：在700℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率为75%条件下进行冷轧；
7）连续退火：控制其连续退火温度在830℃；
8）进行光整并待用（平整延伸率为0.6%）。
所得钢的力学性能见表1，成品金相组织观察结果见图1，金相组织几乎全为奥氏体组织，晶粒度为11级。
实施例2
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.55％；Si：0.008％；Mn：23.8%；P：0.014％；Nb：0.46％；Als：0.03％；S：0.008%；N：0.002％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1220℃；
3）粗轧：在1055℃条件下进行粗轧；
4）精轧：控制终轧温度为930℃；
5）卷取：在700℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率为80%条件下进行冷轧；
7）连续退火：控制其连续退火温度在800℃；
8）进行光整并待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例3
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.62％；Si：0.009％；Mn：24.4%；P：0.01％；Nb：0.45％；Als：0.02％；S：0.009%；N：0.0029％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1280℃；
3）粗轧：在1070℃条件下进行粗轧；
4）精轧：控制终轧温度为910℃；
5）卷取：在680℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率为67%条件下进行冷轧；
7）连续退火：控制其连续退火温度为850℃；
8）进行光整并待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例4
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.64％；Si：0.007％；Mn：23.5%；P：0.011％；Nb：0.54％；Als：0.025％；S：0.005%；N：0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1230℃；
3）粗轧：在1100℃条件下进行粗轧；
4）精轧：控制终轧温度为950℃；
5）卷取：在690℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率为75%条件下进行冷轧；
7）连续退火：控制其连续退火温度在825℃；
8）进行光整并待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例5
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.58％；Si：0.005％；Mn：24.1%；P：0.012％；Nb：0.52％；Als：0.06％；S：0.007%；N：0.0018％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1275℃；
3）粗轧：在1075℃条件下进行粗轧；
4）精轧：控制终轧温度为935℃；
5）卷取：在720℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率为78%条件下进行冷轧；
7）连续退火：控制其连续退火温度在820℃；
8）进行光整并待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例6
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.60％；Si：0.008％；Mn：24%；P：0.009％；Nb：0.47％；Als：0.04％；S：0.006%；N：0.0024％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1245℃；
3）粗轧：在1080℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在930℃；
5）卷取：在705℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在68%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在810℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例7
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.61％；Si：0.007％；Mn：23.9%；P：0.011％；Nb：0.52％；Als：0.03％；S：0.009%；N：0.0025％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1260℃；
3）粗轧：在1090℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在925℃；
5）卷取：在715℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在73%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在824℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例8
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.56％；Si：0.009％；Mn：23.74%；P：0.012％；Nb：0.51％；Als：0.05％；S：0.007%；N：0.002％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1268℃；
3）粗轧：在1077℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在940℃；
5）卷取：在714℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在78%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在840℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例9
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.63％；Si：0.006％；Mn：23.7%；P：0.014％；Nb：0.5％；Als：0.04％；S：0.007%；N：0.0017％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1235℃；
3）粗轧：在1050℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在928℃；
5）卷取：在695℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在72%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在833℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例10
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.61％；Si：0.006％；Mn：24.2%；P：0.013％；Nb：0.51％；Als：0.05％；S：0.008%；N：0.0024％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1258℃；
3）粗轧：在1078℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在935℃；
5）卷取：在698℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在79%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在842℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
实施例11
一种汽车用高锰钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.57％；Si：0.007％；Mn：24.3%；P：0.012％；Nb：0.47％；Als：0.05％；S：0.007%；N：0.002％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼并连铸成坯；
2）加热：将连铸坯加热到1232℃；
3）粗轧：在1085℃条件下进行粗轧；
4）精轧：其终轧温度控制在942℃；
5）卷取：在710℃条件下进行卷取；
6）冷轧：控制总压下率在69%条件下进行冷轧；
7）连续退火：在820℃条件下进行连续退火；
8）进行光整，待用。
所得钢的力学性能见表1。
对上述实施例1～11所得产品进行屈服强度，抗拉强度，及延伸率的测试，对应的测试结果见表1：
表1
由表1数据可以看出，本发明钢完全能满足汽车安全件和结构件对钢材的强度和塑性要求，另外，本发明钢外观质量好，无裂纹现象。
Claims (5)
1.一种汽车用高锰钢，其特征在于：该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.64%，Si：0～0.01%，Mn：23.5～24.4%，P：0～0.015%，Nb：0.45～0.54%，Als：0.02～0.06%，S：0～0.01%，N：0～0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的汽车用高锰钢，其特征在于：所述钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.6%，Si：0～0.01%，Mn：24～24.4%，P：0～0.015%，Nb：0.5～0.54%，Als：0.02～0.06%，S：0～0.01%，N：0～0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.一种权利要求1所述的汽车用高锰钢的制造方法，包括冶炼、连铸成坯、加热连铸坯、粗轧，精轧，卷取，冷轧，控冷，及光整的步骤，其特征在于：所述加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；所述粗轧的温度控制为1050～1100℃；所述精轧控制终轧温度为910～950℃；所述卷取在680～720℃进行；所述冷轧控制总压下率在67～80%；所述控冷控制连续退火温度为800～850℃。
4.根据权利要求3所述的汽车用高锰钢的制造方法，其特征在于：所述加热连铸坯的温度控制为1220～1280℃；所述粗轧的温度控制为1050～1100℃；所述精轧控制终轧温度为930～950℃；所述卷取在700～720℃进行；所述冷轧控制总压下率在72～80%；所述控冷控制连续退火温度为830～850℃。
5.根据权利要求3所述的汽车用高锰钢的制造方法，其特征在于：所述加热连铸坯的温度控制为1275～1280℃；所述粗轧的温度控制为1065～1070℃；所述精轧控制终轧温度为930～935℃；所述卷取在700～710℃进行；所述冷轧控制总压下率在72～78%；所述控冷控制连续退火温度为845～850℃。
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015195062A1 (en) | 2014-06-16 | 2015-12-23 | Hayat Fatih | Steel with superior ductility and high strength and its manufacturing method |
| EP3095889A1 (en) | 2015-05-22 | 2016-11-23 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component made of austenitic steel |
| WO2017081072A1 (en) | 2015-11-09 | 2017-05-18 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing an austenitic steel component and use of the component |
| CN113388787A (zh) * | 2021-06-27 | 2021-09-14 | 上交大(徐州)新材料研究院有限公司 | 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法 |
| US11247252B2 (en) | 2015-07-16 | 2022-02-15 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component of austenitic TWIP or TRIP/TWIP steel |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1079513A (zh) * | 1991-12-30 | 1993-12-15 | 浦项综合制铁株式会社 | 具有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢及其制造工艺 |
| JPH08507107A (ja) * | 1994-03-25 | 1996-07-30 | ポハング アイアン アンド スチール カンパニー，リミテッド | 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼、および亀裂を生じないで高マンガン熱間圧延鋼板を製造する方法 |
| WO2011054332A2 (de) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zum beschichten von stahlbändern und beschichtetes stahlband |
-
2013
- 2013-11-08 CN CN201310551550.8A patent/CN103556052B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1079513A (zh) * | 1991-12-30 | 1993-12-15 | 浦项综合制铁株式会社 | 具有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢及其制造工艺 |
| JPH08507107A (ja) * | 1994-03-25 | 1996-07-30 | ポハング アイアン アンド スチール カンパニー，リミテッド | 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼、および亀裂を生じないで高マンガン熱間圧延鋼板を製造する方法 |
| WO2011054332A2 (de) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zum beschichten von stahlbändern und beschichtetes stahlband |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015195062A1 (en) | 2014-06-16 | 2015-12-23 | Hayat Fatih | Steel with superior ductility and high strength and its manufacturing method |
| EP3095889A1 (en) | 2015-05-22 | 2016-11-23 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component made of austenitic steel |
| WO2016188948A1 (en) | 2015-05-22 | 2016-12-01 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component made of austenitic steel |
| US10774395B2 (en) * | 2015-05-22 | 2020-09-15 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component made of austenitic steel |
| US11247252B2 (en) | 2015-07-16 | 2022-02-15 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component of austenitic TWIP or TRIP/TWIP steel |
| WO2017081072A1 (en) | 2015-11-09 | 2017-05-18 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing an austenitic steel component and use of the component |
| EP3173504A1 (en) | 2015-11-09 | 2017-05-31 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing an austenitic steel component and use of the component |
| CN113388787A (zh) * | 2021-06-27 | 2021-09-14 | 上交大(徐州)新材料研究院有限公司 | 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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