CN107419169A - 用于制造和利用铁素体‑奥氏体不锈钢的方法 - Google Patents

用于制造和利用铁素体‑奥氏体不锈钢的方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及用于制造具有良好的成型性能、良好的焊接性能和高延伸率的铁素体‑奥氏体不锈钢的方法。该不锈钢含有为0.17‑0.295重量％的碳和氮C+N总和，其中通过用来保持成型性能的提高的氮含量来补偿为了避免在焊接期间的敏化的该C+N总和中的较低的碳含量，将其热处理使得该不锈钢的显微组织含有在经热处理的条件中的45‑75％的奥氏体，剩余的显微组织为铁素体，且将所测量的不锈钢的Md30温度调整为0‑50℃之间以利用转变诱发塑性(TRIP)来改善不锈钢的成型性能。

Description

用于制造和利用铁素体-奥氏体不锈钢的方法
本申请是申请日为2012年4月18日，发明名称为“用于制造 和利用铁素体-奥氏体不锈钢的方法”的中国专利申请 201280024642.4的分案申请。
技术领域
本发明涉及用于制造和利用具有高强度、优异的成型性能和良好 的抗腐蚀性以及良好的焊接性能的贫铁素体-奥氏体(lean ferritic-austenitic)不锈钢的方法。通过受控的奥氏体相的马氏 体转变产生所谓的转变诱发塑性(TRIP)来获得成型性能。低的碳含 量进一步改善了所制造的钢的成型性能以及焊接性能。
背景技术
已提出了大量的贫铁素体-奥氏体或双相合金，以抵抗原料例如 镍和钼的高成本，而主要目标为达到充足的强度和腐蚀性能。当提到 以下公开时，如无任何其他说明，元素含量为以重量％计。
美国专利3.736.131记载了具有4-11％的Mn、19-24％的Cr、 至多3.0％的Ni和0.12-0.26％的N，含有10-50％的奥氏体的奥氏 体-铁素体不锈钢,其为稳定的，且展现了高的韧性。通过避免奥氏体 转变为马氏体获得了高韧性。
美国专利4.828.630公开了具有17-21.5％的Cr、1-小于4％的 Ni、4-8％的Mn和0.05-0.15％的N的双相不锈钢，其为抗转变为马 氏体的热稳定的。必须将铁素体含量保持在低于60％以实现良好的延 展性。
欧洲专利1327008记载了具有高强度、良好的延展性和高的组 织稳定性的贫双相合金，其具有20-23％的Cr、3-8％的Mn、1.1-1.7％ 的Ni和0.15-0.30％的N。
专利申请WO 2006/071027记载了具有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，其具有与类似的钢相比改善的热延展性。
欧洲专利1352982公开了通过诱发一定量的铁素体相，在奥氏 体Cr-Mn钢中避免延迟的开裂的方法。
近几年来，贫双相钢已被极其广泛使用，且根据美国专利 4.848.630、欧洲专利1327008、欧洲专利申请1867748和美国专利 6.623.569的钢已在大量的应用中商业使用。根据EP1327008的 Outokumpu LDX双相钢已在存储罐、运输车辆等中广泛使用。 这些贫双相钢具有与其它双相钢相同的问题，使它们不如奥氏体不锈 钢可应用于高度成型的部件中的使用中的有限成型性能。双相钢因此 在部件例如板式换热器中具有有限的应用。但是，贫双相钢具有改善 的延展性的独特的潜力，因为通过如下所述的机制，可将合金含量中 的奥氏体相设为足够低从而成为亚稳，这给出了提高的塑性。
有一些利用在双相钢中的亚稳奥氏体相用于改善的强度和延展 性的文献。美国专利6.096.441涉及主要含有18-22％的Cr、2-4％Mn、 小于1％的Ni和0.1-0.3％的N，具有高的拉伸延伸率的奥氏体-铁 素体钢。涉及到关于马氏体形成的稳定性的参数应位于导致改善的拉 伸延伸率的某些范围内。美国专利申请2007/0163679记载了非常广 泛范围的具有高成型性能(主要通过控制在奥氏体相中的C+N的含量) 的奥氏体-铁素体合金。
对于亚稳奥氏体钢，转变诱发塑性(TRIP)是已知的效应。例如， 通过从软奥氏体向硬马氏体的应变诱发的转变阻碍了在拉伸测试试 样中的局部颈缩，将变形传递到试样的另一个位置，且产生了更高的 均匀的变形。如果正确设计奥氏体钢，也可将TRIP用于铁素体-奥 氏体(双相)钢。用于设计某些TRIP效应的奥氏体相的传统方式是 使用用于奥氏体稳定性(基于其化学组成)的已确立的或经修正的经 验表达式，其中之一是Md30温度。Md30温度定义为在0.3的真应变时 产生50％的奥氏体到马氏体的转变的温度。但是，该经验表达式采用 奥氏体钢而确立，且将它们施加于双相不锈钢有风险。
因为奥氏体相的组成取决于钢的化学组成和热处理历程，因此设 计双相钢的奥氏体稳定性是更加复杂的。而且，相的形态和尺寸影响 转变行为。美国专利6.096.441已使用用于块体组合物的表达且要 求保护需要用来获得所需效应的某些范围的(40-115)。但是，该信 息仅对用于在该特定的研究中钢所使用的热历程有效，因为奥氏体组 成将随着退火温度而变化。在美国专利申请2007/0163679中，测量 了该奥氏体的组成且将用于该奥氏体相的Md通式指定为-30至90的 范围，以显示钢的所需性能。
用于奥氏体稳定性的经验式基于标准奥氏体钢的研究，且因为用 于稳定性的条件并不限于组成，也限于残余应力和相或晶粒参数，因 此可具有用于在双相钢中的奥氏体相中的有限的可使用性。如美国专 利申请2007/0163679所公开的，更直接的方式是通过测量奥氏体相 的组成，且然后计算在冷加工时马氏体形成的量来评价马氏体的稳定 性。但是，这是非常冗长且耗成本的工序，且需要高等级的冶金实验 室。用来预测平衡相平衡和每一相的组成的另一种方式是使用热力学 数据库。但是，这样的数据库不能描述在大多数实际情形中的热机械 处理之后占优的非平衡条件。采用具有部分亚稳的奥氏体相的不同的 双相组合物的大量工作显示退火温度和冷却速率对奥氏体含量和组 成有很大影响，这使得基于经验表达式的马氏体形成的预测是困难的。 为了能够充分控制在双相钢中的马氏体形成，奥氏体组合物连同显微 组织参数的知识看起来是必要的，但不是充分的。
发明内容
就现有技术的问题而言，本发明的适当方式为测量不同钢的Md30温度，且使用该信息来设计高延展性双相钢的优化组成和制造步骤。 从测量该Md30温度所获得的额外信息是不同钢的温度依赖性。因为成 型过程发生在不同的温度下，因此了解该依赖性且将其用于对成形行 为建模是重要的。
本发明的首要目的是提供贫双相不锈钢中的应变诱发马氏体转 变的受控制造方法以获得优异的成型性能和良好的抗腐蚀性，以及良 好的焊接性能。可采用主要包含以下(以重量％计)的合金来达到所需 效果：小于0.05％的碳(C)、0.2-0.7％的硅(Si)、2-5％的锰(Mn)、 19-20.5％的铬(Cr)、0.8-1.5％的镍(Ni)、小于0.6％的钼(Mo)、小 于1％的铜(Cu)、0.16-0.26％的氮(N)、余量为铁(Fe)和出现在不锈 钢中的不可避免的杂质。C+N的总和在0.17-0.295％范围内，通过 用来保持成型性能的提高的氮含量来补偿在焊接期间为避免敏化的 在该C+N总和中的较低碳含量。任选地，该合金还可含有一种或多种 所有意添加的元素；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)。该钢可含有低于0.010重量％，优选低于0.005 重量％的硫(S)，低于0.040重量％的磷(P)的不可避免的痕量元 素作为杂质，使得磷和硫的总和(S+P)低于0.04重量％，且总氧(O) 含量低于100ppm。在金属粉末的情况下，最大氧含量可为至多250ppm。
根据本发明的双相钢在热处理条件中应含有45-75％的奥氏体， 剩余相为铁素体，且不含热马氏体。可使用不同的热处理方法，例如 在900-1200℃，有利地1000-1150℃的温度下的固溶退火、高频感 应退火或局部退火进行该热处理。为获得所需要的延展性改善，所测 量的Md30温度应在零和+50℃之间。描述钢组成和热机械处理之间关 系的经验式将用于设计所述钢的优化成型性能。本发明的基本特征列 于所附的权利要求中。
本发明的重要特征是在双相显微组织中的奥氏体相的行为。对不 同合金的加工显示仅在窄的组成范围内获得了所需要的性能。但是， 本发明的主要想法是公开获得某些双相合金的优化延展性和提高的 焊接性能的工序，其中所提出的钢提供了具有该效果的实施例。但是， 合金化元素之间的平衡是至关重要的，因为所有的元素均影响奥氏体 含量，增加奥氏体稳定性，且影响强度和抗腐蚀性。此外，显微组织 的尺寸和形态将影响相稳定性以及材料的强度，且必须为了受控制的 过程而将其限制。
因为在预测亚稳铁素体-奥氏体钢的成型性能行为方面的失败， 因此提出来新的概念或模型。该模型基于所测量的冶金和机械值连同 为具有定制性能的产品而选择合适热机械处理的经验描述。
以下描述了不同的元素在显微组织中的效应，以重量％描述元素 含量：
碳(C)分离(partition)奥氏体相，且对奥氏体稳定性具有 强烈的影响。与碳化物仅当降低热处理温度时才析出的不锈钢中的正 常行为不同，已经发现在本发明中当将热处理温度提高至高于临界值 时，碳化物也可析出。该行为对在自熔焊接的焊缝和临近所有类型的 焊缝的热影响区域中所获得的机械和腐蚀性能是有害的。从作为温度 的函数的奥氏体相区域的形状可理解该令人惊奇的效应，此处三点代 表在较高的温度下回到较高碳含量和较低铬的三相平衡奥氏体、铁素 体和碳化物的曲线。该效应导致具有某种程度上更高的碳含量的合金 组合物移入导致碳化物析出而非残留在所需的两相区域的奥氏体-铁素体中的三相区域。为了避免该效应，应将该碳含量限制在低于 0.05％，优选低于0.035％。
氮(N)在双相合金中为重要的奥氏体稳定物，且类似碳，其提 高了奥氏体稳定性。氮也提高强度、应变硬化和抗腐蚀性。公开的关 于Md30温度的普通经验表达式表明氮和碳在奥氏体稳定性方面具有相 同强烈的影响，但本工作显示在双相合金中氮较弱的影响。可向不锈 钢中添加超过碳的更大量氮而对抗腐蚀性没有有害的影响。而且，保 持奥氏体区域尽可能大以避免碳化物析出的有害焊接效应是重要的， 碳、氮和镍的进一步的添加对于奥氏体的稳定性是有益的。以上所述 的碳的限制使采用降低的碳水平来稳定奥氏体是必要的。与用于碳合 金化的受限制的可能性组合，优选轻微增加氮和镍。氮和碳均对TRIP 效应具有强烈的影响，且太高的值可降低所需的TRIP优化值；可接 受0.16-至多0.26％的氮，且碳和氮的总和C+N应当为0.17-0.295％， 优选0.2-0.29％，且更优选0.23-0.27％，以在变形期间保持奥氏体 稳定性或甚至改善奥氏体行为。
通常为了在熔体车间中的脱氧目的而向不锈钢添加硅(Si)，且 不应当低于0.2％。硅稳定在双相钢中的铁素体相，但与现有的表达 式中所显示的相比，对于抵抗马氏体形成的奥氏体稳定性具有更强烈 的稳定化效应。由于该原因，硅最大为0.7％，优选0.6％，且最优选 0.4％。
锰(Mn)对于稳定化奥氏体相和提高氮在钢中的溶解性是重要的 添加剂。由此锰可部分代替昂贵的镍和将钢带入正确的相平衡。太高 的水平将降低抗腐蚀性。锰与公布的文献中所表明相比对于抵抗变形 马氏体的奥氏体稳定性具有更强烈的效应，且必须仔细设计 (address)锰含量。锰的范围应为2.0-5.0％。
铬(Cr)是使钢抗腐蚀的主要添加剂。作为奥氏体稳定剂，铬也 是奥氏体和铁素体之间产生恰当的相平衡的主要添加剂。为了产生这 些功能，该铬水平应该为至少19％，且为了限制该铁素体相为用于实 际目的的恰当水平，最大含量应该为20.5％。
镍(Ni)是对于将奥氏体相稳定化和获得良好的延展性的必要的 合金化元素，且必须向钢添加至少0.8％。镍对于抵抗马氏体形成的 奥氏体稳定性具有大的影响，必须在窄的范围内存在。因为镍的高成 本和价格波动，在实际的钢中镍应当最大化为1.5％，且优选1.35％。
铜(Cu)通常以0.1-0.5％的残留存在于大多数不锈钢中，因为 大量的原料处于含有该元素的不锈钢废料的形式。铜是弱的奥氏体相 稳定剂，但对于抵抗马氏体形成具有强烈的效应，且在实际合金的成 型性能的评价时必须考虑。可作出至多1.0％的有意识的添加。
钼(Mo)是可添加以提高抗腐蚀性的铁素体稳定剂。钼提高了奥 氏体稳定性，且连同其它添加剂，添加钼不能超过0.6％。
附图简介
参考附图更加详细地描述了本发明，其中：
图1为显示了使用Satmagan设备的Md30温度的测量结果的图，
图2显示了Md30温度和马氏体含量对在1050℃下退火的本发明的 钢的应变硬化和均匀延伸率的影响，
图3a显示了所测量的Md30温度对延伸率的影响，
图3b显示了所计算的Md30温度对延伸率的影响，
图4显示了奥氏体含量对延伸率的效应，
图5显示了当在1050℃下退火时使用电子背散射衍射(EBSD)评 价的本发明的合金A的显微组织，
图6显示了当在1050℃下退火时本发明的合金B的显微组织， 和
图7为工具箱模型的示意性说明。
对某些贫双相合金进行了马氏体形成的详细研究。对于奥氏体稳 定性、马氏体形成和Md30温度对机械性能的效应给予了特别的关注。 对优化性能的钢种设计至关重要的该知识在现有技术的专利中是缺 乏的。根据表1对某些选择的合金进行了测试。
合金 C％ N％ C+N％ Si％ Mn％ Cr％ Ni％ Cu％ Mo％
A 0.039 0.219 0.258 0.30 4.98 19.81 1.09 0.44 0.00
B 0.040 0.218 0.258 0.30 3.06 20.35 1.25 0.50 0.49
C 0.046 0.194 0.24 0.30 2.08 20.26 1.02 0.39 0.38
D 0.042 0.217 0.259 0.42 2.93 20.19 1.23 0.33 0.40
E 0.023 0.230 0.253 0.43 3.18 20.14 1.26 0.38 0.41
参比1 0.063 0.230 0.293 0.31 4.80 20.10 0.70 0.50 0.01
LDX 2101 0.025 0.226 0.251 0.70 5.23 21.35 1.52 0.31 0.30
表1经测试的合金的化学组成
合金A、B、C、D和E为本发明的实例。合金参比1为根据美国 专利申请2007/0163679，而LDX 2101为EP 1327008的商业化制造 的实例，其为具有对变形马氏体形成具有良好稳定性的奥氏体相的贫 双相合金。
在60kg规模的真空感应炉中将合金A-C制造成小的板坯，并将 其热轧和冷轧至1.5mm的厚度。以100吨规模生产合金D和E，之后 进行热轧和冷轧至具有不同的最终尺寸的卷材形式。以100吨的规模 商业化生产合金2101，将其热轧和冷轧为卷材形式。对所有经测试 的合金在1000-1150℃的不同温度下使用固溶退火进行热处理，之后 进行迅速空冷或水淬。
使用具有能量分布和波长分布谱仪分析的扫描电子显微镜(SEM) 测量了奥氏体相的化学组成，且含量列于表2中。使用在光学显微镜 中的图像分析来测量经蚀刻的试样的奥氏体相(％γ)的比例。
表2在不同的处理之后的合金的奥氏体相的组成
通过在不同的温度下使拉伸试样应变至0.30的真应变，且采用 Satmagan设备测量转变的马氏体的比率(马氏体％)来确立实际的 Md30温度(Md30测试温度)。Satmagan为磁力天平，其中通过将试样置 于饱和磁场且通过比较由该试样诱发的重力和磁力，确定铁磁相的比 率。在表3中列出了所测量的马氏体含量和所产生的实际Md30温度(所 测量的Md30)，连同使用用于奥氏体组成的Nohara表达式Md30＝ 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo-68Nb(Md30 Nohara)预测的温度。在图1中说明了在0.3的真应变下所测量的转 变为马氏体的奥氏体的比例与测试温度。
表3Md30测量详情
在Beraha蚀刻剂中蚀刻之后使用光学图像分析进行铁素体和奥 氏体含量的测量，且结果报告于表4中。也对于表示为奥氏体宽度(γ 宽度)和奥氏体间距(γ间距)的组织细度对显微组织进行了评估。 这些数据以及均匀延伸率(Ag)包括于表4中，且在纵向(长)和横 向(横)方向导致了断裂延伸率(A50/A80)。
*根据标准EN 10002-1进行的拉伸测试
表4显微组织参数、Md30温度和延展性数据
在图5和6中显示了所产生的显微组织的实例。在表5中呈现了 来自拉伸测试的结果(标准应变速率0.001s-1/0.008s-1)。
1)应变率0.00075s-1/0.005s-1 2)A80
表5全拉伸测试数据
为了研究抗腐蚀性，在试样上测量了该合金的点蚀电势，该试样 使用具有10mV/分钟的电压扫描的标准甘汞电极，在25℃下于1M NaCl溶液中湿磨至320目的表面光洁度。对每个等级进行了三个各 自的测量。结果显示于表6中。
表6.点蚀测试
根据ASTM G150,在0.1M NaCl中测量合金的接收状态的表面上 的临界点蚀温度(CPT)。结果显示于表7中。
结果1 结果2 平均
A 1.5mm 9.2 8.2 8.7
B 1.5mm 19.0 19.5 19.2
C 1.5mm 9.8 9.8 9.8
D 0.8mm 17.5 19.0 18.3
D 1.0mm 17.6 19.6 18.6
D 2.0mm 21 23 22
D 4.0mm 22.7 23.1 22.9
E 0.8mm 20.5 22.3 21.4
E 1.5mm 16.8 17.0 16.9
LDX 2101 26
304L 14
表7临界点蚀温度
结果显示根据本发明的合金的临界点蚀温度的大多数值在参比 合金的临界点蚀温度的典型值之间。
也测量了在板材上的自熔焊接TIG焊道之后的合金D和E上的 临界点蚀温度。于表8中给出了结果。
结果1 结果2 平均
D 1.0mm <5 <5 <5
D 0.8mm 20.2 22.1 20.6
E 0.8mm 22.2 20.3 21.2
表8自熔TIG焊接的材料的CPT温度
而且，根据ASTM A262实践A，通过观察和将经蚀刻的显微组织 进行分类，评价了在板材材料上的焊道的晶间侵蚀的易感性。结果在 表9中给出。
由ASTM A262所限定的显微组织
D 1.0mm 沟槽(ditch)组织
E 0.8mm 双重组织
表9经自熔焊接TIG焊接的材料的晶间侵蚀的易感性
表9中的沟槽组织意指在该显微组织中一个或多个晶粒被沟槽 完全包围。双重组织含有某些沟槽，但没有一个晶粒被完全包围。经 焊接的1.0mm材料D的较低CPT因此与已被轻微敏化的该显微组织 的观察相关。但是，获得了良好的CPT值，如表8中对于经焊接的0.8mm材料D所显示的。
表2表明随着固溶退火温度变化的奥氏体相的组成和相平衡。奥 氏体含量随着上升的温度而下降。取代元素中的组成变化是小的，而 间隙元素碳和氮显示了较高的变化。因为根据可得到的式，碳和氮元 素对于抵抗马氏体形成的奥氏体稳定性具有强烈的效应，似乎控制奥 氏体中的它们的水平是至关重要的。如表3中所显示的，对于在较高 温度下的热处理而言，经计算的Md30温度明显较低，这表明了较大的 稳定性。但是，所测量的Md30温度并没有显示该依赖性。对于合金A、 B和C，当提高该固溶处理温度100℃时，Md30温度轻微降低了仅3-4℃。 该差异可归因于几个效应。例如，较高的退火温度导致了较粗的显微 组织，已知其影响马氏体形成。经测试的实例具有约2-6μm的数量 级的奥氏体宽度或奥氏体间距。具有较粗的显微组织的产物显示了不 同的稳定性和偏离的解释。该结果显示使用目前确立的表达式的马氏 体形成的预测是不起作用的，即使采用了先进的金相学方法。
在图1中描绘了来自表3的结果的曲线，且该曲线显示温度对马 氏体形成的影响对经测试的合金是类似的。因为在工业成型过程中温 度可相当大地变化，因此该依赖性是设计的成型性能的经验描述的重 要部分。
图2说明了奥氏体(所测量的)的Md30温度和转变的应变诱发马 氏体的量(Cα，)对机械性能的强烈影响。在图2中，采用细线显示 了测试的钢的真应力-应变曲线。粗线对应于该钢的应变硬化率，其 通过将应力-应变曲线分离而获得。根据所考虑的标准，对应于均匀 延伸的颈缩开始在应力-应变曲线和应变-硬化曲线的交叉点处出现， 此后应变硬化不能补偿由于变细导致的材料的载荷承载能力的降低。
在图2中也显示了在测试的钢的均匀延伸处的Md30温度和马氏体 含量。显而易见，该钢的应变硬化率基本上取决于马氏体形成的程度。 马氏体形成越多，达到应变硬化率的越高。因此，通过仔细调整Md30温度，可优化机械性能，即拉伸强度和均匀延伸率的组合。
明显地，基于本实验的结果，优化的Md30温度的范围显著比由现 有技术专利表明的窄。太高的Md30温度导致应变硬化速率迅速到达峰 值。峰值之后，应变硬化率迅速下降，导致了颈缩的早期发生和低的 均匀延伸率。根据该实验结果，钢C的Md30温度似乎接近上限。如果 Md30的温度过于较高，均匀延伸率会明显下降。
另一方面，如果Md30温度太低，那么在变形期间不会形成足够的 马氏体。因此，应变硬化率保持为低的，且因此，颈缩的开始在低的 应变水平下发生。在图2中，LDX 2101代表具有低的均匀延伸率的 稳定双相钢种的典型行为。该钢B的Md30温度为17℃，这对于使足够 的马氏体形成成为可能从而保证高延伸率是足够高的。但是，如果该 Md30温度甚至更低，那么会几乎不形成马氏体，且延伸率会明显地较 低。
基于该实验，应当将化学组成和热机械处理进行设计使得该钢的 所产生的Md30温度范围为0至+50℃，优选10-45℃，且更优选20-35℃。
表5中的拉伸测试数据说明根据本发明的所有钢在断裂时的延 伸率都高，而具有更稳定的奥氏体的商业贫双相钢(LDX 2101)展现 了对于标准双相钢典型的较低延伸率值。图3a说明了所测量的奥氏 体的Md30温度对延展性的影响。对于实际的实例，获得了10-30℃温 度之间的Md30温度的优化延展性。
在图3b中，描绘了所计算的Md30温度对延展性的影响的曲线图。
图3a和图3b两张图均清楚说明在Md30温度值和延伸率之间存在 着几乎抛物线的相关性，而与如何获得Md30温度无关。在所测量的和 计算的Md30值(特别是对于合金C)之间存在着清楚的差异。该图显 示Md30温度的所需范围比计算预测窄得多，这意味着为了获得所需要 的TRIP效应，需要将该过程控制显著更好的优化。图4显示了所使 用的实例的优化的延展性范围的奥氏体含量为约50-70％。在图5中 在40℃下测试了合金A的Md30温度，其具有18％的马氏体(图像中的 灰色)和约30％的奥氏体(图像中的黑色)，其余为铁素体(图像中 的白色)的显微组织。
图6显示了在1050℃退火之后的本发明的合金B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)。图6中，部分a)涉及参比材料，部分b) 涉及在室温下进行的Md30温度测试，部分c)涉及在40℃下进行的Md30温度测试，且部分d)涉及在60℃下进行的Md30温度测试。
Md30温度的控制对于获得高的变形延伸率是重要的。将在变形期 间的材料温度考虑进来也是重要的，因为其很大程度上影响了可形成 的马氏体的量。在表5和图3a和3b中的数据涉及室温测试，但由 于隔热加热，温度的某些上升是不可避免的。因此，如果在升高的温 度下变形，具有低的Md30温度的钢可不显示TRIP效应，而在室温下 具有对优化的延展性明显太高的Md30温度的钢将显示在升高的温度下 的优异的延伸率。在不同的温度下采用合金A和C的拉伸测试(表10)显示了延伸率方面以下相对变化：
表10在不同温度下采用合金A和C的拉伸测试
该结果显示具有较低的Md30温度的合金A展现了在升高的温度下 的延伸率方面的降低，而具有较高的Md30温度的合金C证实了当提高 温度时升高的延伸率。
表6显示了以在1M NaCl中的以点蚀电势表示的抗点蚀性为至 少与奥氏体标准钢304L的一样好。
因为使用所确立的式的钢行为的预测是不可靠的，其给出了组成 和其它具体方面太宽的范围，因此现有技术没有公开足够能力以恰当 设计具有TRIP效应的双相钢。根据本发明，通过选择某些组成范围 和通过使用包括实际的Md30温度测量的具体工序且通过采用用来控制 制造过程的具体的经验知识可更安全地设计和制造具有优选的延展 性以及良好的焊接性能的贫双相钢。在高度可成型的产品的设计中， 该新的创造性的途径有必要能够利用真正的TRIP效应。如图7中所 说明的，当使用用于相平衡的经验模型和基于测量的奥氏体稳定性以 选择将经受用于所设计的成型性能(奥氏体比率和Md30温度)的具体 热机械处理时，使用了工具箱的概念。通过该模型，可为具有比展现 TRIP效应的奥氏体不锈钢更高的灵活性的某些客户和应用方案设计 给出优选的成型性能的奥氏体稳定性。对于该奥氏体不锈钢，调整 TRIP效应的唯一的方式是选择另一熔体组成，但根据本发明，在双相合金中利用TRIP效应，热处理例如固溶退火温度给出了精细调节 TRIP效应而不必引入新熔体的机会。但是，如关于碳和氮的部分所 描述的，关于碳和氮的水平必须进行具体的考虑。必须以使得避免高 温碳化物和改善焊接性能的方式来选择碳含量。
根据本发明所制造的双相铁素体奥氏体钢可生产为铸件、锭子、 板坯、初轧坯、毛坯和扁平产品例如板材、片材、带材、卷材和长形 产品例如棒材、杆材、线材、型材和异型钢、无缝和焊接的管材和/ 或管子的形式。而且可生产额外的产品，例如金属粉末、成型的型钢 和型材。

Claims (10)

1.用于制造铁素体-奥氏体不锈钢的方法，该不锈钢具有良好的成型性能，良好的焊接性能和高延伸率，其特征在于该不锈钢含有小于0.05重量％的C、0.2-0.7重量％的Si、2-5重量％的Mn、19-20.5重量％的Cr、0.8-1.5重量％的Ni、小于0.6重量％的Mo、小于1重量％的Cu、0.16-0.26重量％的N、余量为Fe和不可避免的杂质，该不锈钢含有0.23-0.27重量％的碳和氮C+N的总和，通过用来保持成型性能的提高的氮含量来补偿为了避免在焊接期间的敏化的该C+N总和中的较低的碳含量，将该不锈钢热处理使得该不锈钢的显微组织在经热处理的条件下含有45-75％的奥氏体，剩余的显微组织为铁素体，且将所测量的不锈钢的Md30温度调整为0到50℃之间，以利用转变诱发塑性(TRIP)来改善不锈钢的成型性能。
2.根据权利要求1的方法，其特征在于该不锈钢的Md30温度是通过拉伸该不锈钢，且通过测量转变的马氏体的比率测量的。
3.根据权利要求1或2的方法，其特征在于以固溶退火来进行该热处理。
4.根据权利要求1或2的方法，其特征在于以高频感应退火来进行该热处理。
5.根据权利要求1或2的方法，其特征在于以局部退火来进行该热处理。
6.根据权利要求1-5中任一项的方法，其特征在于该退火在900-1200℃的温度范围之内进行。
7.用于在应用方案中利用铁素体-奥氏体不锈钢的方法，该不锈钢具有良好的成型性能、良好的焊接性能和高延伸率，其特征在于该铁素体-奥氏体不锈钢含有小于0.05重量％的C、0.2-0.7重量％的Si、2-5重量％的Mn、19-20.5重量％的Cr、0.8-1.5重量％的Ni、小于0.6重量％的Mo、小于1重量％的Cu、0.16-0.26重量％的N、余量为Fe和不可避免的杂质，该不锈钢含有0.23-0.27重量％的碳和氮的总和C+N，其中通过用于保持成型性能的提高的氮含量来补偿为了在焊接期间避免敏化的该C+N的总和中的较低的碳含量，基于所测量的Md30温度和奥氏体的比率将该不锈钢进行热处理来调节用于所需应用方案的转变诱发塑性(TRIP)效应。
8.根据权利要求7的方法，其特征在于以固溶退火来进行该热处理。
9.根据权利要求7的方法，其特征在于以高频感应退火来进行该热处理。
10.根据权利要求7的方法，其特征在于以局部退火来进行该热处理。
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