CN103857813A - Twip和纳米孪晶奥氏体不锈钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及制备TWIP和纳米孪晶奥氏体不锈钢的方法。所述奥氏体钢应含有不超过0.018wt%的C、0.25～0.75wt%的Si、1.5～2wt%的Mn、17.80～19.60wt%的Cr、24.00～25.25wt%的Ni、3.75～4.85wt%的Mo、1.26～2.78wt%的Cu、0.04～0.15wt%的N和余量的Fe。为了在材料中形成纳米孪晶，应当使所述奥氏体不锈钢达到低于0℃的温度，并且赋予其塑性变形至形成所要的纳米孪晶的程度，例如至约30%的塑性变形。本发明还涉及由此制备的奥氏体不锈钢。

Description

TWIP和纳米孪晶奥氏体不锈钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及具有孪晶诱发塑性（TWIP）的奥氏体不锈钢，和制备含有纳米孪晶的奥氏体不锈钢材料的方法。
背景技术
奥氏体不锈钢形成一组重要的合金。奥氏体不锈钢由于具有优异的耐腐蚀性，延展性和良好的强度而广泛用于许多不同的应用中。经退火的奥氏体不锈钢是相对软的。尽管有很多强化奥氏体不锈钢的方式，但这些强化操作经常导致不希望的延展性降低。
最近，在金属材料中引入纳米孪晶已经证明是一种获得具有高强度和高延展性的材料的有效方式。然而不是所有的材料都能接受这样的处理。另外，不存在通过其可以在材料中诱发纳米孪晶的通用操作。不同的方法已经被说明对在不同材料中诱发纳米孪晶有效果。孪晶可以被定义为两个分开的晶体，它们共享一些相同的晶体点阵。对于纳米孪晶，在所述分开的晶体之间的距离小于1000nm。
在US2006/0014039中公开了在不锈钢的金属箔中诱发纳米孪晶的方法。将不锈钢溅镀沉积到基底上。所述纳米孪晶化通过将负偏压施加到所述基底上实现，将负偏压施加到所述基底上导致来自周围保护性气氛的氩离子的轰击。这种轰击改变了所述涂层的内在的生长残余应力，从而形成受控的孪晶层。所述方法因此仅适用于生产涂层或箔，而不适用于金属的整块。
EP1567691公开了在铜材料中通过电沉积法诱发纳米孪晶的方法。然而所述方法被限制于对铜材料起作用。
将纳米孪晶引入到金属材料中的另一个可能的方式是使所述材料塑性变形。在科技文章“通过纳米级孪晶强化的316L奥氏体不锈钢（316L austenite stainless steels strengthened by means of nano-scaletwins）”（Journal of Materials Science and Technology,26,4,第289-292页,作者Liu,G.Z.，Tao,N.R.，和Lu,K）中给出了一个实例。在该文章中描述了通过在高应变率下的塑性变形诱发纳米级孪晶化的方法。所述材料的强度因此被提高了。另一方面，所述纳米孪晶材料的可塑性（延展性）非常有限，其具有约6%的断裂伸长率。为了改进所述可塑性，所述塑性变形需要随后进行热退火，以部分地重结晶所述变形的结构。
即使存在提高奥氏体不锈钢强度的成功实例，但没有在奥氏体不锈钢的整个组成范围上起作用的诱发纳米孪晶的通用方法。另外，尚没有报道在奥氏体钢中的孪晶诱发塑性（TWIP）。TWIP意味着在塑性变形过程中已经发生孪晶的形成，并且因此实现了所述强度和所述延展性或伸长率二者的增加。
发明内容
本发明的目的是提供一种具有改进强度的奥氏体不锈钢材料及其制备方法。另一个目的是提供具有改进延展性或伸长率的奥氏体不锈钢材料，和又一个目的是提供具有改进强度和改进延展性或伸长率二者的奥氏体不锈钢材料，例如具有孪晶诱发塑性的奥氏体不锈钢。这些目的通过根据独立权利要求的本发明实现。
根据第一个方面，本发明涉及制备纳米孪晶奥氏体不锈钢的方法，特征在于如下步骤：提供奥氏体不锈钢，该奥氏体不锈钢含有不超过0.018wt%的C、0.25～0.75wt%的Si、1.5～2wt%的Mn、17.80～19.60wt%的Cr、24.00～25.25wt%的Ni、3.75～4.85wt%的Mo、1.26～2.78wt%的Cu、0.04～0.15wt%的N和余量的Fe，以及不可避免的杂质；使所述奥氏体不锈钢达到低于0℃的温度；和在该温度下将塑性变形赋予所述奥氏体钢至对应于至少30%的塑性变形的程度，使得在所述材料中形成纳米孪晶。
根据第二个方面，本发明涉及一种奥氏体不锈钢材料，该奥氏体不锈钢材料含有不超过0.018wt%的C、0.25～0.75wt%的Si、1.5～2wt%的Mn、17.80～19.60wt%的Cr、24.00～25.25wt%的Ni、3.75～4.85wt%的Mo、1.26～2.78wt%的Cu、0.04～0.15wt%的N和余量的Fe，以及不可避免的杂质；其中在所述材料中的平均纳米级间距低于1000nm和其中所述纳米孪晶密度高于35%。
这样的奥氏体不锈钢材料通过本发明的方法形成，并且这样的钢材料具有非常好的抗张性质和延展性，它们远优于具有同样组成但没有诱发的纳米孪晶的奥氏体不锈钢材料的抗张性质和延展性。这对于已经被退火或冷加工的具有相同组成的奥氏体不锈钢材料也是正确的。
附图说明
下面将参照附图详细说明本发明，其中：
图1显示了说明根据本发明的方法的逻辑流程图；
图2a显示了根据本发明的具有TWIP的奥氏体不锈钢和常规奥氏体不锈钢的应力—应变曲线的比较；
图2b～c显示了在4个不同温度下的应力-应变曲线的比较；
图2d显示了完成拉伸时的温度对在什么应变百分比下开始纳米孪晶化的影响的内推；
图3显示了本发明的孪晶诱发的奥氏体钢的性质与市售钢的性质的比较；
图4显示了在低放大率下，根据本发明的纳米孪晶化的奥氏体不锈钢的微结构；
图5显示了根据本发明的纳米孪晶奥氏体不锈钢的TEM衍射图案；
图6a～c显示了在TEM研究中根据本发明的奥氏体不锈钢中的纳米孪晶；
图7显示了在EBSD映射中根据本发明的纳米孪晶奥氏体不锈钢的错误取向；
图8显示了根据本发明的纳米孪晶奥氏体不锈钢和常规冷加工的高强度奥氏体不锈钢的应力—应变曲线的比较；
图9显示了一些本发明的样品的收缩率与屈服强度的关系。
发明详述
奥氏体不锈钢由于具有优异的耐腐蚀性与相对高的强度和延展性的组合而广泛用于多种应用中。
本发明所基于的观点是通过在低温下由塑性变形诱发纳米孪晶可以进一步增大奥氏体不锈钢的强度和延展性二者。
在奥氏体不锈钢中，必须注意保留所述材料的奥氏体结构。所述结构既取决于所述钢的组成，又取决于它是如何被处理的。所述奥氏体钢是含铁金属。下面讨论的是奥氏体不锈钢的不同组分的一般依赖性。另外，明确了界定根据本发明的奥氏体钢的组成范围。
碳是奥氏体稳定元素，但大部分奥氏体不锈钢具有低的碳含量，最大0.020～0.08%。根据本发明的钢具有甚至更低的碳含量水平，即低于0.018wt%。这种低碳含量进一步抑制了碳化铬的形成，所述碳化铬原本会导致晶间腐蚀侵袭的风险增加。低的碳含量还可以改进可焊性。
硅在钢的熔融中用作去氧化元素，但过量的硅含量对可焊性是有害的。根据本发明的钢具有0.25～0.75wt%的硅含量。
锰，与Si类似，是一种去氧化元素。另外，其可有效地改进热加工性。限制Mn是为了控制在室温下所述合金的延展性和韧性。根据本发明的钢具有1.5～2wt%的Mn含量。
铬是一种铁素体稳定元素。另外，通过增加Cr含量，耐腐蚀性增加。然而，较高的Cr含量可能增加形成金属间相，如σ相的风险。根据本发明的钢具有17.80～19.60wt%的Cr含量。
镍是一种奥氏体稳定元素。高的镍含量可以提供稳定的奥氏体微结构，并且还促进了钝态Cr氧化物膜的形成以及抑制金属间相，如σ相的形成。根据本发明的钢具有24.00～25.25wt%的Ni含量。
钼是一种铁素体稳定化元素。添加Mo显著改进了不锈钢的一般耐腐蚀性。然而，高含量的Mo促进了σ相的形成。根据本发明的钢具有3.75～4.85wt%的Mo含量。
添加铜既可以改进所述强度，又可以改进在一些环境，例如硫酸中的耐腐蚀性。高含量的Cu可能导致延展性和韧性的降低。根据本发明的钢具有1.26～2.78wt%的Cu含量。
氮是一种强的奥氏体稳定元素。添加氮可以改进奥氏体钢的强度和耐腐蚀性以及所述可焊性。N降低了形成σ相的倾向。根据本发明的钢具有0.04～0.15wt%的N含量。
在精心制定奥氏体组成中的挑战是精心制定的组成一方面不会在塑性变形过程中形成马氏体，和另一方面不倾向于形成堆垛层错。例如，高含量的镍将抑制马氏体的形成。另一方面，高含量的镍将增加在塑性变形过程中形成堆垛层错的风险，并且因此也抑制了纳米孪晶的形成。
如上给出的范围已经证明是一个良好的折中范围，在该范围内，通过如下描述的方法可以提供TWIP奥氏体不锈钢。
具体实施方式
实施例样品
下面将基于四个样品的观察描述本发明，所述样品具有在如上明确说明的范围内的组成并且已经根据如下所述本发明的方法进行处理。
本发明的观点是通过在降低的温度下使奥氏体钢的样品塑形变形可以在所述样品中诱发纳米孪晶。这导致孪晶诱发塑形，TWIP。
下面显示了根据本发明的材料的四个具体样品的特征。每个样品的具体组成在下表1中给出。
材料 C Si Mn P S Cr Ni Mo Co Cu N B
样品1 0.012 0.49 1.81 0.005 0.012 19.09 24.25 4.18 <0.010 1.5 0.082 4ppm
样品2 0.011 0.51 1.85 0.005 0.013 19.17 24.34 4.18 <0.010 1.5 0.085 4ppm
样品3 0.010 0.50 1.84 0.005 0.013 18.12 24.30 4.17 <0.010 1.5 0.085 4ppm
样品4 0.009 0.52 1.84 0.004 0.014 19.25 24.37 4.19 <0.010 1.5 0.077 4ppm
表1.样品的具体组成。
如从表1中可见的，所有的样品都包含少量的磷（P）、硫（S）、钴（Co）和硼（B）。然而这些元素是不可避免杂质的一部分，并且应当保持在尽可能低的水平。它们因此不明确包括在本发明的组合物中。
将所述四个样品经历在降低的温度下进行的拉伸测试以通过在所述材料中诱发纳米孪晶来增加强度。所有的测试样品都具有50mm的初始长度。
在下面的实施例中，使样品1～4经受逐步拉伸。所述逐步或间歇式拉伸意味着在恢复所述拉伸之前，所述应力瞬时降低至所述瞬时应力的低于90%，或优选低于80%或70%，持续短时间段，例如5至10秒。另外，为了避免在所述拉伸过程中温度升高，使所述材料在整个拉伸过程中由液氮持续冷却。
所述间歇式塑性变形已经证明是增加对变形的总耐受性的有效方式，使得可以获得比连续变形更高的总变形。
样品1
在样品1上进行拉伸测试的过程中，使所述样品在对应于每秒1%的30mm/分钟的速度下通过张力而塑性变形。将所述样品每个步幅变形至3%的程度，达到总共50%的变形。在-196℃下实施所述拉伸。
样品2
使样品2在对应于每秒0.67%的20mm/分钟的速度下通过张力而塑性变形。将所述样品每个步幅变形至3%的程度，达到总共50%的变形。在-196℃下实施所述拉伸。
样品3
使样品3在对应于每秒1%的30mm/分钟的速度下通过张力而塑性变形。将所述样品每个步幅变形至3%的程度，达到总共65%的变形。在-196℃下实施所述拉伸。
样品4
使样品4在对应于每秒0.67%的20mm/分钟的速度下通过张力而塑性变形。将所述样品每个步幅变形至3%的程度，达到总共65%的变形。在-196℃下实施所述拉伸。
本发明的奥氏体钢样品的机械性质
表2显示了根据本发明的四种具体的纳米孪晶奥氏体不锈钢样品的典型抗张性质与两种参比奥氏体钢的典型抗张性质的比较。在该表中，Rp0.2对应于0.2%的弹限强度或屈服强度，Rm对应于抗张强度，A对应于伸长率（极限应变），Z对应于收缩率，和E对应于杨氏模量。第一个参比钢SS1是经退火的奥氏体不锈钢，和第二个参比钢SS2是经冷加工的奥氏体不锈钢。
Figure BDA0000483763140000081
表2.四种本发明的钢和两种参比奥氏体不锈钢的机械性质的比较。
根据本发明的纳米孪晶奥氏体不锈钢样品1～4显示极高的强度、高的收缩率和适当的良好延展性。所获得的最高屈服强度是1111MPa，这比所述经退火的奥氏体不锈钢的屈服强度高约300%。所述纳米孪晶奥氏体不锈钢的弹性模量（138～153GPa）比所述经退火的奥氏体不锈钢的弹性模量（195GPa）低得多。其仅为退火的材料的值的约75%，这在一些应用中表现出优点，例如在植入物领域中，其中不希望过高的弹性模量，和其中应变控制的疲劳是重要的，例如金属线。
样品1～4已经在或多或少的优化条件下被处理。换句话说，测试样品1～4的温度远低于0℃，即-196℃。另外，将至少50%的塑性变形赋予所述样品。
应变速度 应变步幅 总应变 Rp0.2 Rm A E
mm/分钟 % % (MPa) (MPa) % (MPa)
5 3 55 902 1095 14.6 167
5 3 55 914 1066 14.6 147
5 3 65 1057 1228 10.8 150
5 3 65 989 1237 9.94 165
10 3 33 804 916 24.9 148
10 3 30 863 985 21.1 157
20 3 17 771 876 27.2 145
20 3 50 921 1047 18.1 148
20 6 50 909 1036 14.2 148
20 3 65 1091 1224 14.1 138
20 3 65 1111 1211 12.6 153
30 3 50 930 1051 19.3 148
30 6 55 1086 1097 13.6 148
30 6 55 917 1089 18.2 161
40 3 55 919 1089 18.1 164
60 3 55 985 1081 16.3 149
60 3 55 928 1086 17.6 160
表3.在-196℃下应变速度、步幅间隔和总应变对抗张性质的影响的比较。
在表3中显示了应变速度、步幅间隔和总应变对抗张强度的影响。在表3中的所有应变测试已经在-196℃下实施。
如从表2和3中可见的，对于获得具有高的0.2%的弹限强度或屈服强度（Rp0.2）和高的拉伸强度（Rm）的纳米孪晶化钢，总应变是最重要的参数。对于所有的具有至少50%总应变的样品，在0.2%的塑性变形下的屈服强度高于900MPa，和拉伸强度高于1000MPa。另外，对于所述四个具有总应变为65%的样品，四个样品中的三个在0.2%的塑性变形下的屈服强度高于1000MPa，和对于所有四个测试样品，抗张强度都高于1200MPa。
还可以注意到，在30%的总应变下显示出较低的效果，和在17%的总应变下显示进一步降低的效果。然而，在30%的总应变下获得的效果是好的，因为对于所有这些测试样品来说，在0.2%的塑性变形下的屈服强度高于800MPa，和抗张强度高于900MPa。因此，为了在本发明组成的奥氏体不锈钢中获得抗张性质的相关改进，30%的总应变看起来是足够的。
关于其它参数，例如应变速度和应变步幅，没有显著的差别可被注意到。
如图1中说明的，本发明的方法涉及一对决定性参数，例如温度和在该温度下的变形程度。首先，应使具有本发明组成的奥氏体不锈钢达到低温的温度，例如低于0℃，和随后应在该温度下使所述钢塑性变形。赋予所述塑性变形的程度为在所述材料中形成纳米孪晶。
在图2a中显示了具有如本发明定义的组成的奥氏体不锈钢和常规奥氏体不锈钢之间的在-196℃下应力—应变曲线的比较。如可观察到的，所诱发的纳米孪晶很大程度上改变了所述材料的变形行为和性质。根据本发明的奥氏体不锈钢由于纳米孪晶的连续变形而既显示出较高的强度，又显示出较高的延展性。对于所示出的实施例，所述延展性或伸长率为约65%，这与常规奥氏体钢的约40%形成对比。这被叫做孪晶诱发塑性，TWIP。
对于建筑材料，极限抗张强度和总伸长率的高乘积是需要的。从图2a中可见，在-196℃下，根据本发明的奥氏体钢具有1065MPa的极限抗张强度和约65%的总伸长率，这给出了约69000的乘积。因此，1065×65=69225。对于本发明组成范围内的其它测试样品，所述乘积高达1075×75.5=81162，这高于任何其它可获得的钢。
在图2b和2c中显示了在4个不同温度下，对于4个样品的应力—应变曲线，其中图2c是图2b的低应变范围的特写。从这些曲线首先可以看出，在所有4个测试温度下都诱发了纳米孪晶。这由所述曲线的散布得以说明。所述的散布说明在所述材料中形成了纳米孪晶。因此，从图2b和2c可以确定，在明确温度下在什么应变下首次诱发纳米孪晶。
图2b和2c中的垂直线表明对于各个温度曲线的纳米孪晶的首次出现。由于在复制这些曲线过程中低的精确性，所述曲线的散布在图2b和2c中没有清楚显现。然而，图2b和2c基于的结果是，从该结果可看出指示非线性的纳米孪晶。
在图2d中说明了在具体温度下在什么应变下首次诱发纳米孪晶之间的关系。因此，其显示出在室温（19℃）下可以诱发纳米孪晶，但在应变过程中温度越低，当它们首次被诱发时的应变将越低。
鉴于本发明，不仅仅在所述材料中诱发纳米孪晶是重要的。还希望将纳米孪晶诱发到实现增加的强度和增加的伸长率的程度。应当说明的是，取决于所述温度，不可能使所述材料塑性变形至任何程度。在-196℃下，将本发明的不锈钢塑性变形至高于60%的总应变是可能的。在所述较低的温度下，仅可能将本发明的不锈钢塑性变形至总应变为在19℃下的约35%和在-129℃下的约45%之间。
当然，还令人感兴趣的是，通过在较低温度下实现较不显著的纳米孪晶化可以获得什么效果。在下表4和5中显示了本发明组成的一些典型样品的抗张性质，其分别与在-196℃和-75℃下的预变形相关。
从表4和5中可以明确看出，在约35%的总应变下实现了在0.2%塑性变形下的屈服强度和拉伸强度二者的相对好的效果。
预变形 RP0.2 Rm A
% Mpa Mpa %
17 771 876 27.2
50 921 1047 18.1
65 1091 1224 14.1
表4.在-196℃下预变形后获得的抗张性质。
预变形 RP0.2 Rm A
% MPa MPa %
15 565 687 32.5
35 834 860 19.2
表5.在-75℃下预变形后获得的抗张性质。
如可预计的，如果在将所述塑性变形赋予所述材料之前使所述材料达到较低的温度，则可观察到纳米孪晶的形成增加。随着在将所述塑性变形赋予所述材料之前将所述温度进一步降低到-50℃、-100℃和下降到-196℃，这种效果增加。
然而在表5中值得注意的是，在0.2%的塑性变形下屈服强度（834MPa）和拉伸强度（860MPa）二者的相关增加是在-75℃下35%总应变变形的情况下获得的。从图2b和2c中示出的图表中可知在最高至19℃的温度下，在根据本发明组成的奥氏体钢中形成纳米孪晶。这表明在该温度下可以诱发增加所述钢的机械性质的纳米孪晶。
从如上给出的结果可以内推在所述钢中可以诱发纳米孪晶到如下程度，通过在-75℃或更低的温度下至少35%的总应变变形既增加在0.2%塑性变形下的屈服强度，又增加拉伸强度。另外，还可外推通过至少35%的总应变变形，在约0℃的温度下可以实现所述抗张性质的适当增加。
总之，可以得出如下结论：为了获得重要的效果，需要使所述材料塑性变形至对应于至少30%塑性变形的程度。已经在10%时观察到效果，但在更高程度的塑性变形下，效果是更重要并且更好地遍布整个材料中。另外，温度和塑性变形的程度以如下方式共同发挥作用：较低的变形温度提供在较低变形水平下诱发的纳米孪晶的更显著效果。因此，所需要的变形水平取决于实施所述变形所处的温度。
在所述实施例中，已经证明可以通过不同类型的塑性变形诱发纳米孪晶，例如通过张力和压缩二者。优选的和可控类型的应变是拉伸。当通过拉伸处理所述材料时，控制所述塑性变形的量值是非常容易的。
然而，还可以通过使所述材料通过压缩，例如通过滚压，赋予所述塑性变形而产生纳米孪晶。
另一方面，通常，形成纳米孪晶的效果随着所述塑性变形水平的增加而增加。
所述纳米孪晶的形成还轻度依赖于在何种速度下将所述变形赋予所述材料。尤其是，所述速度不应过高以避免在所述材料中温度的快速升高。另一方面，如果所述速度过低，则问题是所述工艺是没有必要地非生产性的。
因此，变形速度应当优选大于每秒0.15%（4.5mm/分钟），优选大于每秒0.35%（10.5mm/分钟）。另外，应当在小于每秒3.5%，优选小于每秒1.5%的速度下将所述变形赋予所述材料。另外，优选不应当仅在一个变形中将所述变形赋予所述材料。相反，可以有利地在每次变形小于10%，优选每次变形小于6%，和更优选每次变形小于4%的情况下将所述塑性变形间歇地赋予所述材料。如上表明的，间歇变形意味着在下一步骤恢复拉伸之前，应力瞬时降低到例如约80%并持续短时间范围，例如数秒。
因此，如上在“实施例”下表明的，可以在低温下将至少40%，或者优选至少50%的塑性变形赋予所述材料。通常，所述塑性变形应当保持在35%和65%之间，从而实现纳米孪晶的显著形成。低于35%，仍显示效果，但可能不如希望的那样显著。高于75%，所述材料可能断裂。
所述纳米孪晶奥氏体不锈钢的屈服强度是1090MPa，这比常规奥氏体不锈钢高几乎四倍。对于在实施例中显示的根据本发明的奥氏体钢，所述极限抗张强度为约1224MPa，这是常规奥氏体钢的两倍还多。
从图3中可看出这一事实，其中本发明的孪晶诱发奥氏体不锈钢的性质显示出与市售钢的性质成比例。如从该图表中显示的，本发明的奥氏体不锈钢的性质高于任何其它可获得的钢。
本发明的奥氏体钢的微结构
在图4中，以低放大率显示了本发明的纳米孪晶奥氏体不锈钢。如可见的，所述微结构充满了针形或板条形的图案。这些针或板条具有特定的结晶取向，但每个簇具有不同的取向。
在本发明的奥氏体不锈钢中存在纳米孪晶已经由如图5中所示的TEM研究所证实。从图5中示出的衍射图案可知，小的互补点看起来接近于构成所述奥氏体不锈钢的特性FCC结构的大部分点。这些互补点表明存在孪晶。
图6a～6c显示了在TEM研究中的本发明的材料，其中本发明的材料的孪晶结构可以被更清楚地看到。对于绝大部分来说，所述孪晶结构被取向使得它们在一个区域内彼此平行。然而如下文中描述的，也已经观察到多重取向的纳米孪晶。多重取向的孪晶的出现可能导致非常细的颗粒结构。
可以识别三种类型的孪晶。显示在图6a中的第一种类型涉及具有不均匀距离的长平行孪晶。显示在图6b中的第二种类型涉及小的平行孪晶，其具有在两个孪晶之间短的距离。显示在图6c中的第三种类型涉及多重取向的孪晶。在孪晶形成的该第三种类型中，所述孪晶在一个平行方向中是相对长的。在其它方向中，以及在平行孪晶之间中，所述孪晶具有小的尺寸和在所述孪晶之间的小的距离。所有的纳米孪晶具有最高至500nm的所谓的“纳米级孪晶间距”，这表明孪晶的平均厚度小于500nm。
事实是材料的抗张性质随着晶粒尺寸的降低，或者孪晶数量的增加和材料中孪晶间距的降低而增加。因此，本发明的材料的特征可在于在所述材料中存在纳米孪晶。定量所述纳米孪晶的一个方式由电子背散射衍射（EBSD）的错误取向映射呈现。
图7显示了对于本发明的材料，这种EBSD的错误取向映射的结果。在所述映射中，成对地呈现条形图案。每对条形图案中左侧的条形对应于相关的错误取向，和每对条形图案中右侧的条形对应于不相关的错误取向。所述曲线表明随机的理论值。因此，左手的条形比相应的右手的条形基本上更高表明在该特定角度下存在孪晶。从该项研究可以观察到，在约9°的错误取向附近存在非常高的峰。这表明所述奥氏体钢可能具有大量的特别低角度的晶界，这可能导致织构，即在特定方向中取向的晶粒。在约60°处的峰表明Σ3孪晶。从在本发明材料上进行的EBSD研究中可计算出它们具有如下微结构，该微结构具有的纳米孪晶的密度高于37%。
在图8中显示了在根据本发明的，即具有纳米孪晶的奥氏体不锈钢与不具有纳米孪晶的常规冷加工奥氏体不锈钢之间，在室温下的应力—应变曲线的比较。从该比较可见，根据本发明的奥氏体钢在延展性方面的增加是清楚明显的。
通常，金属材料的延展性随着强度增加而降低。然而，对于根据本发明的纳米孪晶材料而言，显然在强度相对显著增加时，收缩率仅经受相对中等程度的降低。这在图9中被进一步说明，其中显示了所述收缩率与一些本发明的样品的收缩率相关联。例如，对于具有屈服强度高于1100MPa的特定样品来说，所述收缩率仍高于50%。
从上述内容可知，本发明呈现了一种相对宽范围的用于在奥氏体不锈钢中诱发增强纳米孪晶的制备方法。然而，与奥氏体不锈钢的总体组成领域相比，功能性组成是相对有限的。在这个充分限定的功能性的本发明组成领域中，通过如本发明权利要求限定的本发明的方法可以相对容易地诱发有用的纳米孪晶。因此，在本发明的整个范围内可观察到正面效果，然而在本发明的一些充分限定的领域中，例如由本发明的从属权利要求提出的领域中，这些效果是更强的。

Claims (13)

1.制备TWIP和纳米孪晶奥氏体不锈钢的方法，特征在于如下步骤：
—提供奥氏体不锈钢，该奥氏体不锈钢含有不超过0.018wt%的C、0.25～0.75wt%的Si、1.5～2wt%的Mn、17.80～19.60wt%的Cr、24.00～25.25wt%的Ni、3.75～4.85wt%的Mo、1.26～2.78wt%的Cu、0.04～0.15wt%的N和余量的Fe，以及不可避免的杂质；
—使所述奥氏体不锈钢达到低于0℃的温度；和
—在该温度下将塑性变形赋予所述奥氏体钢至对应于至少30%的塑性变形的程度，使得在所述材料中形成纳米孪晶。
2.根据权利要求1所述的方法，其中在将所述塑性变形赋予所述材料之前，使所述材料达到低于-50℃的温度。
3.根据权利要求1所述的方法，其中在将所述塑性变形赋予所述材料之前，使所述材料达到低于-75℃的温度。
4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中通过拉伸将所述塑性变形赋予所述材料。
5.根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其中通过来自于例如滚动的压缩将所述塑性变形赋予所述材料。
6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中使所述材料塑性变形至对应于至少40%的塑性变形的程度。
7.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中使所述材料塑性变形至对应于至少50%的塑性变形的程度。
8.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中间歇地将所述塑性变形赋予所述材料，其中每次变形小于10%，优选每次变形小于6%，和更优选每次变形小于4%。
9.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中在每秒超过0.15%，优选每秒超过0.35%的速度下将所述塑性变形赋予所述材料。
10.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中在低于每秒3.5%，优选低于每秒1.5%的速度下将所述塑性变形赋予所述材料。
11.一种奥氏体不锈钢材料，其特征在于该奥氏体不锈钢材料是纳米孪晶奥氏体钢，该奥氏体钢含有不超过0.018wt%的C、0.25～0.75wt%的Si、1.5～2wt%的Mn、17.80～19.60wt%的Cr、24.00～25.25wt%的Ni、3.75～4.85wt%的Mo、1.26～2.78wt%的Cu、0.04～0.15wt%的N和余量的Fe，以及不可避免的杂质；和特征在于在所述材料中的平均纳米级间距低于1000nm，和特征在于所述纳米孪晶密度高于35%。
12.根据权利要求11所述的奥氏体不锈钢材料，其中在所述材料中的平均纳米级间距低于500nm。
13.根据权利要求11所述的奥氏体不锈钢材料，其中在所述材料中的平均纳米级间距低于300nm。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107621471A (zh) * 2017-08-28 2018-01-23 大连理工大学 微米合金含有等长单个纳米孪晶的透射电镜原位纳米压痕方法
CN110103530A (zh) * 2019-06-04 2019-08-09 河北工业大学 一种高性能耐蚀twip/不锈钢多层复合材料及制备方法
CN111610209A (zh) * 2019-02-25 2020-09-01 浙江大学 一种制备具有确定孪晶取向的纳米孪晶金属试样的方法

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102560045B (zh) * 2010-12-22 2014-10-01 中国科学院金属研究所 块体纳米结构低碳钢及其制备方法
CN107466327A (zh) * 2015-04-27 2017-12-12 山特维克知识产权股份有限公司 用于在金属中产生形变孪晶形成的方法和设备
EP3095889A1 (en) 2015-05-22 2016-11-23 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component made of austenitic steel
EP3117922B1 (en) * 2015-07-16 2018-03-21 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component of austenitic twip or trip/twip steel
EP3173504A1 (en) 2015-11-09 2017-05-31 Outokumpu Oyj Method for manufacturing an austenitic steel component and use of the component
CN105861943B (zh) * 2016-05-20 2018-05-25 首钢集团有限公司 一种冷轧高强孪晶诱发塑性钢及其生产方法
EP3470145B1 (en) * 2017-10-10 2022-03-16 Outokumpu Oyj Method for partial cold deformation of steel with homogeneous thickness
CN110241364B (zh) * 2019-07-19 2021-03-26 东北大学 一种高强塑纳米/亚微米晶冷轧304不锈钢带及其制备方法
CN112129794B (zh) * 2020-09-21 2023-06-20 长安大学 一种双相钢剩余塑性变形容量率的定量评价方法
CN113046534B (zh) * 2021-03-15 2023-02-03 长春工业大学 一种高孪晶密度的高氮无镍奥氏体不锈钢的制备方法
CN113275405B (zh) * 2021-04-23 2024-02-06 中国科学院合肥物质科学研究院 一种twip钢丝直接拉拔成形的方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3615921A (en) * 1968-11-20 1971-10-26 United Aircraft Corp Process for strengthening alloys
CN101065503A (zh) * 2004-11-03 2007-10-31 蒂森克虏伯钢铁股份公司 具有twip性能的高强度钢带或薄钢板以及通过钢带连铸制备它的方法
US20090178739A1 (en) * 2006-08-23 2009-07-16 Japan Science And Technology Agency Iron-based alloy and process for producing the same

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2696450A (en) * 1952-07-22 1954-12-07 Allegheny Ludlum Steel Austenitic alloy steel and procedure for making same
BE873620A (nl) * 1979-01-22 1979-07-23 Bekaert Sa Nv Werkwijze voor het vervormen van voorwerpen uit gelegeerd staal
JPH0694057B2 (ja) * 1987-12-12 1994-11-24 新日本製鐵株式會社 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
KR100361548B1 (ko) * 1999-04-19 2002-11-21 스미토모 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 고체고분자형 연료전지용 스텐레스 강재
AU2003275517A1 (en) 2002-11-01 2004-05-25 Institute Of Metal Research Chinese Academy Of Sciences A nano icrystals copper material with super high strength and conductivity and method of preparing thereof
JP4331975B2 (ja) * 2003-05-15 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼板の製造方法及び成形方法
RU2254394C1 (ru) * 2004-03-16 2005-06-20 Открытое акционерное общество "Синарский трубный завод" (ОАО "СинТЗ") Высокопрочная аустенитная нержавеющая сталь и способ окончательной упрочняющей обработки изделий из нее
US7078108B2 (en) 2004-07-14 2006-07-18 The Regents Of The University Of California Preparation of high-strength nanometer scale twinned coating and foil
US7699946B2 (en) * 2005-09-07 2010-04-20 Los Alamos National Security, Llc Preparation of nanostructured materials having improved ductility
KR101054773B1 (ko) * 2008-09-04 2011-08-05 기아자동차주식회사 Ｔｗｉｐ형 초고강도 강판의 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3615921A (en) * 1968-11-20 1971-10-26 United Aircraft Corp Process for strengthening alloys
CN101065503A (zh) * 2004-11-03 2007-10-31 蒂森克虏伯钢铁股份公司 具有twip性能的高强度钢带或薄钢板以及通过钢带连铸制备它的方法
US20090178739A1 (en) * 2006-08-23 2009-07-16 Japan Science And Technology Agency Iron-based alloy and process for producing the same

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LIU，G.Z,ETC: "316L austenite stainless steels strengthened by means of nano-scale twins", 《JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE AND TECHNOLOGY》, vol. 26, no. 4, 1 April 2010 (2010-04-01), XP002671224 *
MICHIUCHI M.,ETC: "Twin-induced grain boundary engineering for 316 austenitic stainless steel", 《ACTA MATERIALIA》, vol. 54, no. 19, 30 November 2006 (2006-11-30), pages 5179 - 5184 *
SHIMADA M.,ETC: "Optimization of grain boundary character distribution for intergranular corrosion resistant 304 stainless steel by twin-induced grain boundary engineering", 《ACTA MATERIALIA》, vol. 50, no. 9, 24 May 2002 (2002-05-24) *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107621471A (zh) * 2017-08-28 2018-01-23 大连理工大学 微米合金含有等长单个纳米孪晶的透射电镜原位纳米压痕方法
CN111610209A (zh) * 2019-02-25 2020-09-01 浙江大学 一种制备具有确定孪晶取向的纳米孪晶金属试样的方法
CN111610209B (zh) * 2019-02-25 2021-03-19 浙江大学 一种制备具有确定孪晶取向的纳米孪晶金属试样的方法
CN110103530A (zh) * 2019-06-04 2019-08-09 河北工业大学 一种高性能耐蚀twip/不锈钢多层复合材料及制备方法
CN110103530B (zh) * 2019-06-04 2023-03-31 河北工业大学 一种高性能耐蚀twip/不锈钢多层复合材料及制备方法

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