CN114729436A - 具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法 - Google Patents

具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114729436A
CN114729436A CN202080081452.0A CN202080081452A CN114729436A CN 114729436 A CN114729436 A CN 114729436A CN 202080081452 A CN202080081452 A CN 202080081452A CN 114729436 A CN114729436 A CN 114729436A
Authority
CN
China
Prior art keywords
expression
austenitic stainless
less
stainless steel
present disclosure
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202080081452.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114729436B (zh
Inventor
宋硕原
金鹤
朴美男
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN114729436A publication Critical patent/CN114729436A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114729436B publication Critical patent/CN114729436B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

公开了具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢。所公开的奥氏体不锈钢的特征在于按重量％计包含：0.1％或更少的C(不包括0)、0.2％或更少的N(不包括0)、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少的Ni(不包括0)、2.0％至3.0％的Cu，以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下式(1)和式(2)。式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni‑0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu‑5.59Si≤7，以及式(2)：551‑462(C+N)‑9.2Si‑8.1Mn‑13.7Cr‑29(Ni+Cu)≤110，其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。

Description

具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法
技术领域
本公开内容涉及奥氏体不锈钢，并且更特别地，涉及即使当在1,050℃或更高的温度条件下进行最终退火时也具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢。
背景技术
根据近年来的环境法规，不仅需要适用于结构构件例如汽车和铁路的轻质且高强度的结构钢材以提高能量效率，而且需要增强结构构件的稳定性、碰撞特性和耐久性以满足对于乘客的安全法规的要求。因此，根据消费者的需求和当前的趋势，对结构材料的生产从过去的有限项目的大量生产改变成多样项目的少量生产。
由于不锈钢可以通过获得其强度和可成形性而用作关于环境法规和能量效率问题的替代方案，并且还不需要改善耐腐蚀性的额外设备的单独投资，因此不锈钢为适用于多样项目的少量生产的材料。由于高延伸率，奥氏体不锈钢可以以复杂的形状成形而不会导致问题并且奥氏体不锈钢由于其良好的外观而可以应用于需要成型的领域。
然而，存在的问题在于，与普通的结构用碳钢相比，奥氏体不锈钢具有更低的屈服强度和屈强比。此外，由于因马氏体转变而导致屈服强度低并且抗拉强度高，因此奥氏体不锈钢具有相对低的屈强比。
低屈强比可能使结构不锈钢的碰撞特性和耐久性劣化，可能在制造过程期间降低模具的寿命，以及可能导致塑性不均匀性。因此，需要开发具有与碳钢的屈服强度和屈强比相当的高屈服强度和高屈强比的不锈钢。
同时，与普通的结构碳钢的合金元素相比，构成奥氏体不锈钢的合金元素是昂贵的。特别地，包含在奥氏体不锈钢中的高价格的Ni可能导致以下方面的问题：价格竞争力；以及由于原材料的供应与需求不稳定，奥氏体不锈钢在结构构件例如汽车中的使用受限；以及由于材料价格的波动大，材料的供应价格不稳定。
因此，需要通过在获得屈服强度和延伸率并且减少昂贵元素Ni的含量的同时提高屈强比来开发适用于结构构件例如汽车的奥氏体不锈钢。
发明内容
技术问题
提供了具有提高的屈强比以及屈服强度和延伸率的奥氏体不锈钢。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少(不包括0)的C、0.2％或更少(不包括0)的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少(不包括0)的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)。
表达式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si≤7
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤110
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，奥氏体不锈钢可以满足以下表达式(3)。
表达式(3)：[4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn]+0.16*[((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161]≥17
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，屈强比可以为0.6或更大。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，屈服强度可以为600MPa或更大。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，延伸率可以为35％或更大。
根据本公开内容的另一个方面，用于制造具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢的方法包括：制备板坯，所述板坯以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少(不包括0)的C、0.2％或更少(不包括0)的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少(不包括0)的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)；将板坯热轧；将经热轧的钢板热退火；将经热轧经退火的钢板冷轧；以及将经冷轧的钢板在1,050℃或更高的温度下冷退火。
表达式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si≤7
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤110
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，板坯可以满足以下表达式(3)。
表达式(3)：[4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn]+0.16*[((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161]≥17
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，冷退火可以进行10秒至10分钟。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，热轧可以在1,100℃至1,300℃的温度下进行。
此外，根据本公开内容的一个实施方案，热退火可以在1,000℃至1,100℃的温度下进行10秒至10分钟。
有益效果
根据本公开内容的实施方案，可以以低成本提供在获得延伸率和屈服强度的同时具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢。
附图说明
图1为用于描述表达式(1)的值与表达式(2)的值之间的关系的图。
具体实施方式
根据本公开内容的一个实施方案的具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少(不包括0)的C、0.2％或更少(不包括0)的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少(不包括0)的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)：
表达式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si≤7
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤110
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
发明实施方式
在下文中，将参照附图详细地描述本公开内容的实施方案，提供以下实施方案以向本公开内容所属领域的普通技术人员充分传达本公开内容的精神。本公开内容不限于本文中所示的实施方案，而是可以以其他形式体现。在附图中，为了清楚地描述本公开内容，省略了与描述无关的部分，并且为了清楚起见，可以放大元件的尺寸。
在整个说明书中，除非另有说明，否则术语“包含”要素不排除其他要素，而是还可以包含另外的要素。
如本文所使用的，除非上下文另外明确地指示，否则单数形式旨在也包括复数形式。
在下文中，将参照附图详细地描述本公开内容的实施方案。
根据本公开内容的一个实施方案的具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少(不包括0)的碳(C)、0.2％或更少(不包括0)的氮(N)、1.5％至2.5％的硅(Si)、6.0％至10.0％的锰(Mn)、15.0％至17.0％的铬(Cr)、0.3％或更少(不包括0)的镍(Ni)、2.0％至3.0％的铜(Cu)、以及剩余部分中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
在下文中，将描述对本公开内容的实施方案中的合金元素的含量的数值限制的原因。在下文中，除非另有说明，否则单位为重量％。
C的含量为0.1％或更少(不包括0)。
添加作为对使奥氏体相稳定有效的元素的碳(C)以获得奥氏体不锈钢的屈服强度。然而，过量的C可能不仅由于固溶强化效应而使可冷加工性劣化，而且通过引起Cr碳化物的晶界析出而不利地影响延展性、韧性、耐腐蚀性等。因此，可以将其上限设定为0.1％。
N的含量为0.2％或更少(不包括0)。
氮(N)为对提高奥氏体不锈钢的耐腐蚀性和屈服强度有效的强奥氏体稳定性元素。然而，过量的N由于固溶强化效应而可能使可冷加工性劣化。因此，可以将其上限设定为0.2％。
Si的含量为1.5％至2.5％。
在炼钢过程期间充当脱氧剂的硅(Si)对提高耐腐蚀性有效并且可以以1.5％或更大的量添加。然而，由于Si还是对使铁素体相稳定有效的元素，因此过量的Si可能促进在铸造板坯中形成德尔塔(δ)铁素体，从而由于固溶强化效应而不仅使钢材的可热加工性劣化，而且使钢材的延展性和韧性劣化。因此，可以将其上限设定为2.5％。
Mn的含量为6.0％至10.0％。
作为Ni替代物添加的作为使奥氏体相稳定的元素的锰(Mn)可以以6.0％或更大的量添加以通过抑制应变诱导的马氏体的形成来提高可冷轧性。然而，过量的Mn可能引起基于S的夹杂物(MnS)的形成增加，从而导致奥氏体不锈钢的延展性、韧性和耐腐蚀性劣化，并且还可能在炼钢过程期间引起Mn烟的形成，从而导致增加的制造风险。因此，可以将其上限设定为10.0％。
Cr的含量为15.0％至17.0％。
铬(Cr)为使铁素体相稳定、但是对抑制马氏体相的形成有效的元素。作为用于获得不锈钢中所需的耐腐蚀性的基本元素，Cr可以以15％或更大的量添加。然而，过量的Cr可能增加制造成本并且促进在板坯中形成德尔塔(δ)铁素体，从而导致可热加工性劣化。因此，可以将其上限设定为17.0％。
Ni的含量为0.3％或更少(不包括0)。
作为强奥氏体相稳定性元素的镍(Ni)对于获得优异的可热加工性和可冷加工性是必不可少的。然而，由于Ni为昂贵的元素，因此在添加大量的Ni的情况下原材料的成本可能增加。因此，可以考虑钢材的成本和效率二者将其上限设定为0.3％。
Cu的含量为2.0％至3.0％。
在本公开内容中作为代替镍(Ni)而添加的奥氏体相稳定性元素的铜(Cu)以2.0％或更大的量添加以提高在还原环境下的耐腐蚀性。然而，过量的Cu不仅增加原材料的成本，而且导致在低温下液化和脆化。因此，可以考虑钢材的成本效率和特性将其上限设定为3.0％。
此外，根据本公开内容的一个实施方案的具有改善的强度的奥氏体不锈钢还可以包含0.035％或更少的磷(P)和0.01％或更少的硫(S)中的至少一者。
P的含量为0.035％或更少。
作为不可避免地包含在钢中的杂质的磷(P)是导致晶界腐蚀或可热加工性劣化的主要元素，并因此，优选将P含量控制得尽可能低。在本公开内容中，将P含量的上限控制为0.035％。
S的含量为0.01％或更少。
作为不可避免地包含在钢中的杂质的硫(S)由于在晶界中偏析而是导致可热加工性劣化的主要元素，并因此，优选将S含量控制得尽可能低。在本公开内容中，将S含量的上限控制为0.01％。
本公开内容的组成的剩余组分为铁(Fe)。然而，组成可能包含由原材料或周围环境不可避免地并入的非预期的杂质。在本公开内容中，除了上述合金元素之外，不排除添加其他非预期的合金元素。杂质在本公开内容中未具体地提及，因为其是本领域任何技术人员已知的。
近年来，除了结构钢材的轻质之外，其稳定性也被认为是主要问题。因此，除了优异的强度之外，用于汽车构件和各种结构构件以及用于施加有负载的环境中的钢材还需要高屈强比。
作为指示在制造和使用方面被认为是结构钢材中的重要因素的物理特性的值，屈强比为通过屈服强度除以抗拉强度而获得的值。奥氏体不锈钢通常具有非常低的屈强比。由于低屈强比，使用奥氏体不锈钢作为结构构件受到限制，因为将改变部件的形状。
在结构构件中，屈服强度为实际上支撑负载所需的主要物理特性。当负载超过结构构件的屈服强度时，可能出现诸如结构构件变形的问题，引起非均匀的应力，从而导致结构构件的破坏。即，高屈服强度为用于结构构件的材料获得结构构件的稳定性和对使用者的高可靠性必不可少的因素。
然而，随着抗拉强度增加，将使用大量的能量以使材料变形，从而导致制造设备的寿命降低。因此，考虑稳定的负载支撑和工业方面，提高屈强比是重要的。
此外，为了获得奥氏体不锈钢的价格竞争力，应减少昂贵的奥氏体稳定性元素例如Ni的量并且需要预期添加用于补偿所述昂贵的奥氏体稳定性元素的Mn、N和Cu的量。
然而，在其中减少Ni含量并且添加其他元素例如Mn、N和Cu以获得价格竞争力的情况下，可能导致加工硬化快速发生的问题而降低屈强比。随着奥氏体不锈钢的屈强比降低，强度由于制造过程期间的变形而快速增加，从而导致成型工具和模具的寿命降低的问题。
为了解决这些问题，为了通过经由添加Si和N并且调节Mn、Ni和N之间的组成比而控制变形行为来提高奥氏体不锈钢的屈强比，在本公开内容中得出以下表达式(1)。
表达式(1)：5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
在根据本公开内容的一个实施方案的具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢中，由以上表达式(1)表示的值满足等于或大于3.2至等于或小于7的范围。
本发明人已经发现随着表达式(1)的值降低，奥氏体相因外部应力的交叉滑移的表达变得困难。具体地，当表达式(1)的值小于3.2时，奥氏体不锈钢关于变形仅表现出平面滑移行为，并且因外部应力的位错堆积继续表现出塑性不均匀性和高加工硬化。因此，奥氏体不锈钢的延伸率和屈强比降低，并因此将表达式(1)的值的下限设定为3.2。
相反地，当表达式(1)的值太高时，通常发生交叉滑移，从而增加应力集中至钢材的薄弱部分的塑性不均匀性。随着钢材的强度增加，这样的脆化和塑性不均匀性的影响增加，从而无法获得钢材的延伸率，并因此将表达式(1)的上限设定为7。
此外，考虑由于奥氏体不锈钢的变形而发生相转变，在本公开内容中得到以下表达式(2)。
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
在根据本公开内容的一个实施方案的具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢中，由以上表达式(2)表示的值满足等于或小于110的范围。
本发明人已经发现随着表达式(2)的值增加，奥氏体相更容易因外部应力转变成马氏体相。具体地，当表达式(2)的值超过110时，奥氏体不锈钢因外部变形表现出快速变形诱导的马氏体转变行为并且出现塑性不均匀性。因此，奥氏体不锈钢的延伸率和屈强比降低，并因此，将表达式(2)的值的上限设定为110。
此外，在本公开内容中，为了获得奥氏体不锈钢的屈服强度，考虑应力场对钢材的屈服强度的影响得出以下表达式(3)，并且如下得出指示奥氏体不锈钢中的铁素体的残余量的表达式(4)。
表达式(3)：4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn
表达式(4)：((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
随着表达式(3)的值增加，晶格之间的应力场由于合金中的元素之间的原子尺寸的差异而增加，并因此对抵抗外部应力的塑性变形的耐受性增加。
表达式(4)表现出铁素体相在高温下的稳定性。随着表达式(4)的值增加，在高温下产生的铁素体的量增加，并因此在室温下剩余的铁素体的分数增加。因此，可以提高奥氏体不锈钢的屈服强度。
在本公开内容中，为了获得奥氏体不锈钢的屈服强度，通过同时考虑应力场对屈服强度和铁素体分数的影响并且建立表达式(3)与表达式(4)之间的相关性而得出以下表达式(5)。
表达式(5)：[4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn]+0.16*[((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161]
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
在表达式(5)中，值0.16为考虑其中应力场对屈服强度的影响更大的情况而获得的加权值。所述加权值为由可商购材料和开发中的材料在实验上得出的常数。
在根据本公开内容的一个实施方案的具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢中，通过表达式(5)获得的值满足等于或大于17的范围。当表达式(5)的值小于17时，奥氏体不锈钢的屈服强度不能为600MPa或更大。
满足上述合金元素的组成比和关系表达式的根据本公开内容的奥氏体不锈钢可以具有0.6或更大的屈强比(屈服强度/抗拉强度)、600MPa或更大的屈服强度以及35％或更大的延伸率。
如上所述，奥氏体不锈钢还可以具有高屈服强度和高屈强比。因此，使用所述奥氏体不锈钢不仅容易地进行结构构件的形成和制造，而且可以获得所制造的结构构件的稳定性和对使用者的可靠性。
然后，将描述根据本公开内容的另一个实施方案的用于制造具有改善强度的奥氏体不锈钢的方法。
根据本公开内容的另一个实施方案的用于制造具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢的方法可以包括：制备板坯，所述板坯以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少(不包括0)的C、0.2％或更少(不包括0)的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少(不包括0)的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)；将板坯热轧；将经热轧的钢板热退火；将经热轧经退火的钢板冷轧；以及将经冷轧的钢板在1,050℃或更高的温度下冷退火。
对合金元素的含量的数值限制的原因如上所述。
具有上述组成的不锈钢通过以下来生产：通过连续铸造或钢锭铸造来制备板坯，并进行一系列热轧和热退火过程，然后进行冷轧和冷退火过程。
常规地，作为提高奥氏体不锈钢的强度的方法，已经引入光整冷轧。光整冷轧是利用在冷加工期间奥氏体相转变成应变诱导马氏体时发生的高加工硬化或者利用钢材的位错堆积的方法。然而，对其应用光整冷轧的奥氏体不锈钢的延伸率快速降低，从而使得难以进行后续过程，并且可能出现表面缺陷。
此外，为了易于光整冷轧，通常使用促进位错堆积和相转变的合金组成。在这种情况下，加工硬化增加并且屈强比降低，从而导致钢材的塑性不均匀性的问题。
同时，作为用于改善奥氏体不锈钢的屈服强度的方法，在1,000℃或更低的低温下常规地进行最终冷退火过程。低温退火为利用冷轧期间材料中积累的能量而不完成再结晶的方法。然而，对其应用低温退火的奥氏体不锈钢可能具有这样的缺点：元素的非均匀分布、后续酸洗过程期间不足的酸洗效果和差的表面形状。
在本公开内容中，作为除去光整冷轧和低温退火的这样的缺点的方法，已经进行了尝试以通过在1,050℃或更高的高温下冷退火获得奥氏体不锈钢的屈强比。
例如，可以将板坯在1,100℃至1,300℃的一般轧制温度下热轧，并且可以将经热轧的钢板在1,000℃至1,100℃的温度下热退火。在这种情况下，热退火可以进行10秒至10分钟。
然后，可以将经热轧经退火的钢板冷轧以制备薄板。
在本公开内容中，在冷轧之后，在1,050℃或更高的相对高温度下进行冷退火热处理以获得600Mpa或更大的屈服强度、0.6或更大的屈强比以及35％或更大的延伸率。
冷退火可以在1,050℃或更高的温度下进行。此外，根据本公开内容的一个实施方案的冷退火可以在1，050℃或更高的温度下进行10秒至10分钟。
通过调节上述合金元素和关系表达式，在不进行另外的光整冷轧或低温退火的情况下，最终经冷轧经退火的钢材可以经由一般冷轧和冷退火而具有高屈服强度和高屈强比，并因此可以获得价格竞争力。
根据本公开内容的具有提高的强度的奥氏体不锈钢可以用于例如一般成形用产品例如诸如板坯、方坯、钢坯、卷材、带材、板材、片材、棒材、细棒材、线材、型钢、管道或管材的产品中。
在下文中，将参照以下实施例更详细地描述本公开内容。
通过锭料熔化来制备具有下表1中所示的各种合金元素的组成比的板坯，将其在1,250℃下加热2小时并且热轧。在热轧之后，在1,100℃下进行热退火90秒。然后，以70％的压下率进行冷轧并且在1,100℃下进行冷退火。
各实验钢种的合金元素的组成(重量％)以及表达式(1)、表达式(2)、表达式(3)、表达式(4)和表达式(5)的值示于下表1中。
表1
Figure BDA0003659115540000111
将具有上述组成的经冷轧的钢材在1,100℃下冷退火10秒，然后测量经冷轧经退火的材料的延伸率、屈服强度、抗拉强度和屈强比。具体地，根据ASTM标准方法在室温下进行拉伸测试，并且将由此测量的屈服强度(MPa)、抗拉强度(MPa)、延伸率(％)和屈强比示于下表2中。
表2
Figure BDA0003659115540000121
图1为用于描述本公开内容的表达式(1)的值与表达式(2)的值之间的关系的图。参照图1，将比较例8的钢种分类为比较例，因为虽然满足表达式(1)和表达式(2)的范围，但是表达式(5)的值不能达到17。
参照表2，确定了在满足由本公开内容提出的合金元素的组成比以及表达式(1)、表达式(2)和表达式(5)的范围的实施例1至3情况下，可以获得600MPa或更大的屈服强度、0.6或更大的屈强比和35％或更大的优异的延伸率。此外，由于可以减少作为昂贵的奥氏体稳定性元素的Ni的含量，因此可以获得奥氏体不锈钢的价格竞争力。
比较例1和2示出了可商购的标准奥氏体不锈钢。由于不满足由本公开内容提出的合金元素的组成比，特别是添加了大于7％的Ni，因此不能获得价格竞争力，此外，表达式(5)的值小于17，从而无法获得600MPa或更大的期望的屈服强度。
比较例3不满足由本公开内容提出的表达式(1)、表达式(2)和表达式(5)的范围，并因此确定了由于快速加工硬化而获得低屈服强度和低屈强比。
比较例4示出了其中表达式(1)的值为2.87(其不能达到3.2)的情况。虽然由于表达式(2)的值小于110而在变形期间没有发生快速的马氏体转变，并且由于表达式(5)的值大于17而获得高屈服强度。但是由于表达式(1)的低值而进行由外部应力导致的位错堆积，并因此使抗拉强度快速增加，从而无法获得0.6或更大的屈强比。
比较例5示出了其中表达式(1)的值为8.99(其超过7)的情况，显著地出现塑性不均匀性，并因此获得非常低的延伸率。
比较例6和7示出了其中表达式(2)的值分别为113.0和165.4(其超过110)的情况。由于由变形发生了快速的马氏体相转变，因此抗拉强度快速增加，从而无法获得0.6或更大的屈强比。特别地，虽然比较例6满足由本公开内容提出的合金元素的组成比并且满足表达式(1)和表达式(5)的范围，但是由于不满足表达式(2)的值而使抗拉强度快速增加，并因此获得0.28的低屈强比。
由于比较例8的钢种满足由本公开内容提出的合金元素的组成比并且满足表达式(1)和表达式(2)的范围，因此通过控制由变形导致的加工硬化而获得大于0.6的屈强比。然而，表达式(5)的值不能达到17，并因此不能获得600MPa或更大的屈服强度。
如上所述，根据所公开的实施方案，可以通过调节合金元素和其间的关系表达式来制备具有0.6或更大的屈强比、600MPa或更大的屈服强度和35％或更大的延伸率的奥氏体不锈钢。
虽然已经参照示例性实施方案具体地描述了本公开内容，但是本领域技术人员应理解，在不脱离本公开内容的精神和范围的情况下，可以进行形式和细节上的各种改变。
工业实用性
根据本公开内容的一个实施方案的奥氏体不锈钢由于高屈强比以及高屈服强度和高延伸率而可以应用于结构构件例如汽车。

Claims (10)

1.一种具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢，以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少但不包括0的C、0.2％或更少但不包括0的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少但不包括0的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)：
表达式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si≤7
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤110
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中所述奥氏体不锈钢满足以下表达式(3)：
表达式(3)：[4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn]+0.16*[((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161]≥17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
3.根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中屈强比为0.6或更大。
4.根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中屈服强度为600MPa或更大。
5.根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中延伸率为35％或更大。
6.一种用于制造具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢的方法，所述方法包括：
制备钢坯，所述板坯以重量百分比(重量％)计包含：0.1％或更少但不包括0的C、0.2％或更少但不包括0的N、1.5％至2.5％的Si、6.0％至10.0％的Mn、15.0％至17.0％的Cr、0.3％或更少但不包括0的Ni、2.0％至3.0％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)和表达式(2)；
将所述板坯热轧；
将经热轧的钢板热退火；
将经热轧经退火的钢板冷轧；以及
将经冷轧的钢板在1,050℃或更高的温度下冷退火：
表达式(1)：3.2≤5.53+1.4Ni-0.16Cr+17.1(C+N)+0.722Mn+1.4Cu-5.59Si≤7
表达式(2)：551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤110
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述板坯满足以下表达式(3)：
表达式(3)：[4.4+23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1*Mn]+0.16*[((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161]≥17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu指示各元素的含量(重量％)。
8.根据权利要求6所述的方法，其中所述冷退火进行10秒至10分钟。
9.根据权利要求6所述的方法，其中所述热轧在1,100℃至1,300℃的温度下进行。
10.根据权利要求6所述的方法，其中所述热退火在1,000℃至1,100℃的温度下进行10秒至10分钟。
CN202080081452.0A 2019-10-29 2020-07-08 具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法 Active CN114729436B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2019-0135211 2019-10-29
KR1020190135211A KR102272785B1 (ko) 2019-10-29 2019-10-29 항복비가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
PCT/KR2020/008950 WO2021085800A1 (ko) 2019-10-29 2020-07-08 항복비가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114729436A true CN114729436A (zh) 2022-07-08
CN114729436B CN114729436B (zh) 2024-03-19

Family

ID=75715279

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080081452.0A Active CN114729436B (zh) 2019-10-29 2020-07-08 具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220403491A1 (zh)
EP (1) EP4036268A4 (zh)
JP (1) JP2023500839A (zh)
KR (1) KR102272785B1 (zh)
CN (1) CN114729436B (zh)
WO (1) WO2021085800A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114015846B (zh) * 2021-10-19 2023-03-31 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种降低低铬铁素体不锈钢屈服强度的工艺方法
KR20240055380A (ko) 2022-10-20 2024-04-29 주식회사 포스코 항복비가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB8403744D0 (en) * 1983-02-15 1984-03-14 Jgc Corp Stainless steel alloy composition
JPS61124556A (ja) * 1984-11-20 1986-06-12 Kawasaki Steel Corp 低ニツケルオ−ステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US5286310A (en) * 1992-10-13 1994-02-15 Allegheny Ludlum Corporation Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel
KR20030050211A (ko) * 2001-12-18 2003-06-25 주식회사 포스코 성형성 및 내시효균열성이 우수한 연질 오스테나이트계스테인레스강 및 그 제조방법
JP2008038191A (ja) * 2006-08-04 2008-02-21 Nippon Metal Ind Co Ltd オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法
CN104105805A (zh) * 2011-12-28 2014-10-15 Posco公司 高强度奥氏体系不锈钢及其制造方法
KR20180018908A (ko) * 2016-08-10 2018-02-22 주식회사 포스코 니켈 저감형 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2019112142A1 (ko) * 2017-12-06 2019-06-13 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고경도 오스테나이트계 스테인리스강
CN110062814A (zh) * 2016-12-13 2019-07-26 株式会社Posco 具有优异的强度和延展性的低合金钢板
KR20210157976A (ko) * 2020-06-23 2021-12-30 주식회사 포스코 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS505968B1 (zh) * 1970-04-30 1975-03-10
GB1323919A (en) * 1969-12-27 1973-07-18 Nisshin Steel Co Ltd Austenitic stainless steels
BE754371A (fr) * 1970-01-13 1971-01-18 Nisshin Steel Co Ltd Aciers inoxydables austenitiques
JPS505971B1 (zh) * 1970-05-12 1975-03-10
JP3245356B2 (ja) * 1996-07-22 2002-01-15 川崎製鉄株式会社 張り出し成形性に優れたオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
KR20060075725A (ko) * 2004-12-29 2006-07-04 주식회사 포스코 가공경화형 저 니켈 오스테나이트계 스테인레스강
FI125442B (fi) * 2010-05-06 2015-10-15 Outokumpu Oy Matalanikkelinen austeniittinen ruostumaton teräs ja teräksen käyttö
FI127274B (en) * 2014-08-21 2018-02-28 Outokumpu Oy HIGH-STRENGTH AUSTENITE STAINLESS STEEL AND ITS PRODUCTION METHOD
CN109112430A (zh) * 2017-06-26 2019-01-01 宝钢不锈钢有限公司 一种低成本高强度节镍奥氏体不锈钢及制造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB8403744D0 (en) * 1983-02-15 1984-03-14 Jgc Corp Stainless steel alloy composition
JPS61124556A (ja) * 1984-11-20 1986-06-12 Kawasaki Steel Corp 低ニツケルオ−ステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US5286310A (en) * 1992-10-13 1994-02-15 Allegheny Ludlum Corporation Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel
KR20030050211A (ko) * 2001-12-18 2003-06-25 주식회사 포스코 성형성 및 내시효균열성이 우수한 연질 오스테나이트계스테인레스강 및 그 제조방법
JP2008038191A (ja) * 2006-08-04 2008-02-21 Nippon Metal Ind Co Ltd オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法
CN104105805A (zh) * 2011-12-28 2014-10-15 Posco公司 高强度奥氏体系不锈钢及其制造方法
KR20180018908A (ko) * 2016-08-10 2018-02-22 주식회사 포스코 니켈 저감형 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
CN110062814A (zh) * 2016-12-13 2019-07-26 株式会社Posco 具有优异的强度和延展性的低合金钢板
WO2019112142A1 (ko) * 2017-12-06 2019-06-13 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고경도 오스테나이트계 스테인리스강
KR20210157976A (ko) * 2020-06-23 2021-12-30 주식회사 포스코 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN114729436B (zh) 2024-03-19
WO2021085800A1 (ko) 2021-05-06
EP4036268A1 (en) 2022-08-03
US20220403491A1 (en) 2022-12-22
JP2023500839A (ja) 2023-01-11
KR20210050774A (ko) 2021-05-10
EP4036268A4 (en) 2022-08-24
KR102272785B1 (ko) 2021-07-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US7794552B2 (en) Method of producing austenitic iron/carbon/manganese steel sheets having very high strength and elongation characteristics and excellent homogeneity
KR101706485B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2009506206A (ja) 加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN102971442A (zh) 延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN109072387B (zh) 屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
CN108315637B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
CN114729436B (zh) 具有提高的屈强比的奥氏体不锈钢及其制造方法
JP4472015B2 (ja) 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
CN114040990B (zh) 具有改善的强度的奥氏体不锈钢和用于制造其的方法
JP4471688B2 (ja) 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
CN107109581B (zh) 高强度、高延展性的铁素体系不锈钢板及其制造方法
US8293379B2 (en) Quenchable steel sheet having high hot press workability and method of manufacturing the same
US20120234438A1 (en) Process for Production of Cold-Rolled Steel Sheet Having Excellent Press Moldability, and Cold-Rolled Steel Sheet
US4533391A (en) Work-hardenable substantially austenitic stainless steel and method
CN116018421A (zh) 具有优异的生产率和成本降低效果的高强度奥氏体不锈钢及其生产方法
CN115398022B (zh) 具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢及其制造方法
KR20230091618A (ko) 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법
JP3831057B2 (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2004068040A (ja) 加工性に優れた高強度鋼管及びその製造方法
CA2082807A1 (en) High-strength steel sheet for forming and production thereof
KR20150025948A (ko) 고탄소강 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant