CN116490627A - 具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢 - Google Patents

具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢 Download PDF

Info

Publication number
CN116490627A
CN116490627A CN202180076487.XA CN202180076487A CN116490627A CN 116490627 A CN116490627 A CN 116490627A CN 202180076487 A CN202180076487 A CN 202180076487A CN 116490627 A CN116490627 A CN 116490627A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
alloy
composition
alloy composition
ltoreq
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.)
Pending
Application number
CN202180076487.XA
Other languages
English (en)
Inventor
胡安·F·阿尔马格罗·贝略
朱莉娅·孔特雷拉斯·福特斯
哈维尔·洛佩斯·卡列
拉斐尔·桑切斯·罗德里格斯
安娜·罗莎·卡雷罗·费尔南德斯
何塞·卡洛斯·加西亚·阿朗索
特雷莎·古铁雷斯·塞科
艾纳基·皮尔兹·毕尔巴鄂
祖里尼·阿蒙达拉因·贝拉斯科
乔·格里姆伍德
沙利文·史密斯
朱塞佩·达安杰洛
米凯莱·玛丽亚·泰代斯科
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.)
Acerinox Europe
Fundacion Tecnalia Research and Innovation
Original Assignee
Acerinox Europe
Fundacion Tecnalia Research and Innovation
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 Acerinox Europe, Fundacion Tecnalia Research and Innovation filed Critical Acerinox Europe
Publication of CN116490627A publication Critical patent/CN116490627A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/0247—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
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C22C33/06—Making ferrous alloys by melting using master alloys
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

提供了具有降低的Ni含量的奥氏体不锈钢合金组合物。这些合金与包括使厚度减少优选大于65％的马氏体热机械处理的工艺相结合，提供了新一代先进高强度钢，其拉伸强度和总伸长率的组合在1000MPa/35‑55％至1350MPa/25‑45％的范围内，且有良好的成形性和焊接性能，可用于制造许多产品，特别是在汽车行业中。

Description

具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢
技术领域
本发明一般涉及具有高拉伸强度和伸长性能的低镍含量的奥氏体不锈钢合金、其制造方法以及由其制造的制品。
背景技术
不锈钢是一种钢合金，具有按质量计最低10.5％的铬含量和按质量计最高1.2％的碳，并且特点是其耐腐蚀性和机械性能。铬通过与空气和水中的氧反应形成显微镜下薄的氧化铬惰性表面膜。该钝化层通过阻止氧扩散到钢表面来防止进一步腐蚀，并从而防止腐蚀扩散到金属主体中。
不锈钢可按其晶体结构分为四种主要类型：奥氏体、铁素体、马氏体和双相(奥氏体-铁素体结构)。奥氏体不锈钢以奥氏体为其主要晶体结构(面心立方(FCC))。这种奥氏体晶体结构是通过添加足够的奥氏体稳定元素如镍、锰、碳和氮来实现的。标准奥氏体不锈钢包含16％至25％的铬，至少8％的镍和其余的铁，通常还包含其他合金元素以获得不同的性能。奥氏体钢具有通常比铁素体等级好得多的良好成形性和焊接性，即使在非常低的温度下也出色的韧性(抗冲击性)，并且在退火条件下不带磁性，尽管当它们被冷加工时可以产生一定程度的磁性，诸如在螺栓中或在弯曲的边缘处。奥氏体钢以其在广泛温度范围内(从低温到高温)的良好机械性能以及良好的可加工性和耐腐蚀性而闻名，是使用最广泛的不锈钢等级。它们可以很容易地用于制造各种物品。
全球对不锈钢的快速增长的需求和随之钢铁生产中对合金金属的高需求已导致金属价格上涨。特别是镍已经变得昂贵。因此，已经进行了各种尝试来用其他合金元素替代奥氏体不锈钢中的镍。然而，这些钢已被证明不适用于需要冷加工(包括大减速比)的某些制品。
当前的奥氏体不锈钢(ASS)具有高强度和出色的延性，并因此满足许多车辆功能要求。然而，一般来说，由于其合金含量，ASS对于许多部件来说是昂贵的选择。奥氏体不锈钢主要有两个子类。
传统不锈钢主要通过添加镍来实现其奥氏体结构。直到2003年，所生产不锈钢等级中几乎70％都是传统ASS，其通常包含8-10wt％的Ni以在室温下稳定奥氏体相。其中最常见的是等级EN-1.4301，其包含约18％ Cr和8％Ni。这个8％的Ni是为了使铁素体全部转变为奥氏体而可以加入到18％Cr不锈钢中的最小Ni量。另一种常见的钢是等级EN-1.4401，其本质上是添加了2％的钼(Mo)以改善耐腐蚀性的等级EN-1.4301。然而，合金元素尤其Ni价格的上涨，以及这些价格的剧烈波动，使得不锈钢用户对使用传统ASS极为担忧。
低Ni ASS用也是奥氏体形成元素的锰(Mn)和氮(N)替代Ni，使得制造商和最终用户不易受价格波动的影响。氮是一种气体，且在出现问题(诸如形成氮化铬和气孔)之前只能添加有限的量。Mn和N的组合通常不足以将所有铁素体转变为奥氏体，因此仍添加了一些Ni，尽管与传统ASS等级中使用的相比量较少。此外，在低Ni ASS中，作为铁素体形成元素的Cr的量减少，以减少所需的奥氏体形成元素的量。然而，与传统ASS等级相比，低Ni ASS的性能遭受较低的耐腐蚀性、较低的成形性和延性，导致应用范围窄得多。
另一方面，与传统的ASS相比，更大量N的存在也导致更高的强度和硬度。例如，等级EN-1.4372具有的屈服强度比等级EN-1.4301高约20％。然而，缺点是它们更难成形。可以通过添加铜来改善成形性，铜还具有作为奥氏体形成元素的优点，但在这种情况下应变硬化率降低。
与等级EN-1.4301的组合物相比，一些最常见的注册低Ni ASS等级如下：
EN:欧洲标准。
在一些行业中，需要具有极高强度和良好延性和成形性的钢。同时，重要的是这些钢允许轻量化策略(通过减少厚度而不损失机械性能)并且具有低成本。屈服强度水平超过550MPa的钢通常称为先进高强度钢(AHSS)。由于拉伸强度超过780MPa，这些钢有时也被称为“超高强度钢”。
随着研究的深入，AHSS在汽车中的应用正在迅速扩大，以满足通过轻型车辆结构改善安全性和燃油效率的需求。AHSS主要是微观结构包含除了铁素体、珠光体或渗碳体以外的相的钢，例如，马氏体、贝氏体、奥氏体和/或残余奥氏体，其量足以产生独特的机械性能。目前正在应用或钢铁界正在增加研究的AHSS等级主要是双相(DP)、复相(CP)、铁素体-贝氏体(FB)、马氏体(MS)、相变诱导塑性(TRIP)、热成型(HF)、孪晶诱导塑性(TWIP)和淬火配分(Q&P)。
AHSS等级旨在满足某些零件的功能性能要求。每种类型都具有独特的微观结构特征、合金添加剂、加工要求、与其使用相关的优点和限制。最近，开发“第三代”AHSS的资金和研究有所增加。这些是具有改进的强度-延性组合的钢，如本发明中提出的钢。亚稳态ASS是ASS的重要等级之一，其中在变形过程中奥氏体可以转变为马氏体。因此，与其中奥氏体稳定的等级相比，亚稳态等级具有更高的拉伸强度和更好的成形性。亚稳态ASS被用于各种结构应用，诸如铁路和机动车结构部件，出于汽车减重和碰撞安全的需要。然而，它们具有相对较低的屈服强度，这限制了它们的结构应用。
WO2014/135441描述了一种不含Ni的锰和铬合金不锈钢，其为完全奥氏体的，具有通过冷加工(冷轧)然后在再结晶温度以下进行热处理的特殊硬化机制。这在微观结构中诱导单个位错和机械孪晶，通过孪晶诱导塑性(TWIP)改善性能，这种效应需要大量的Mn(高于20％)。这些大量的Mn会降低钢的耐腐蚀性。
US2009/0324441公开了一种奥氏体钢铸件，特点是其具有的Ni含量为2-8％，Mn含量为5-12％，Cr含量为12-20％，N含量为0.005-0.500％，Mo含量为0.0-2.5％,Nb含量为0.0-1.2％,Cu含量为0-2％,Si含量为0-4％,并且C含量为0.01-0.15％。此外，该合金包含大于0至4％的Al作为基本成分。Al和Si的存在促进了室温下马氏体的形成和TRIP效应，增加了拉伸强度和伸长率。问题在于铝会使钢变脆，特别是在弯曲操作中，因为会形成B2晶体结构。
WO2016/027009公开了一种低镍奥氏体不锈钢，特点是该钢按重量计包含：0.0-0.4％ C、0-3％ Si、3-20％ Mn、10-30％ Cr、0.0-4.5％ Ni、0-3％ Mo、0-3％ Cu、0.05-0.50％ N、0.0-0.5％ Nb、0.0-0.5％ Ti、0.0-0.5％ V，余量为Fe及不可避免的杂质。在低于1050℃的冷变形和退火后，晶粒尺寸小于10微米。
US4814140A公开了一种奥氏体不锈钢合金，特点是拉伸强度为约900MPa，包含3.57％ Ni、5.94％ Mn、15.96％ Cr、0.16％ N、0.98％ Si和0.102％C，据称具有改进的抗磨损性。US4814140A没有提及冷轧。
US4609577A公开了一种合金，其包含2.94％ Ni、6.45％ Mn、16.31％ Cr、0.16％N、0.21％ Mo、0.63％ Cu、0.90％ Si和0.05％ C，作为堆焊层以改善诸如钢轧辊的产品的金属间耐磨性和耐腐蚀性。
WO2012/160594A1公开了一种旨在抑制磁导率的增加同时保持所需硬度的合金。该合金包含1.0-2.0％ Ni、7.0-9.0％ Mn、16.0-18.0％ Cr、0.10-0.20％N、0.00-2.0％Mo,0.00-0.10％ Nb、0.00-2.3％ Cu、0.00-1.0％ Si和0.00-0.12％C，并且其特点是-50≤Md30Mn≤-30。对于WO2012/160594A1合金，预期不会实现拉伸强度和总伸长率的良好组合。
尽管如此，仍然需要新的替代AHSS钢，与现有等级相比，其具有改善的拉伸强度-伸长率组合，具有良好的成形性能，更高效连接能力的潜力，成本更低，满足例如机动车行业的严格要求。
发明内容
本发明提供了一种低Ni奥氏体不锈钢合金组合物，其具有高拉伸性能，拉伸强度和总伸长率的组合在1000MPa/35-55％伸长率至1350MPa/25-45％伸长率范围内，具有良好的成形性和良好的焊接性能，允许减轻重量。通过适当的马氏体热机械处理，其包括冷轧以诱导从亚稳态奥氏体向马氏体转变和冷轧诱导的马氏体通过热处理逆转为奥氏体，这些合金提供了奥氏体微观结构，改善了材料的机械性能。此外，在冲压工艺之后，它们保留了良好的伸长率，这在机动车行业中可能是有用的以在碰撞事件中吸收更多能量。该新合金可用于需要复杂形状和高碰撞要求的机动车应用，诸如中央通道、座椅下横梁、侧槛等。
因此，在第一方面，本发明涉及一种合金组合物，其包含：
Ni：2.00至3.60wt％之间；
Mn：6.0至7.0wt％之间；
Cr：15.0至16.5wt％之间；
N：0.085至0.180wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：0.00至0.10wt％之间；
Cu：0.00至1.00wt％之间；
Si：0.50至1.00wt％之间；
C：0.065至0.095wt％之间；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
另一方面，本发明涉及用于由本发明的合金制备奥氏体不锈钢的方法，包括以下步骤：
a)在1200℃至1300℃，诸如1260℃至1285℃的温度下热轧上文定义的合金；
b)在1000℃至约1200℃，诸如1080℃至1120℃的温度下对来自步骤(a)的合金进行固溶退火70至170秒；
c)冷轧来自步骤(b)的所得合金以获得厚度减少大于50％；
d)在900℃至1200℃之间，诸如950℃至1100℃之间的温度下将来自步骤(c)的所得合金退火30至300秒，诸如30至200秒。
发明人已经发现这种马氏体热机械处理提供了改善材料的强度和延性的奥氏体微观结构。
本发明还涉及可由前述方法获得的奥氏体不锈钢。优选地，本发明的奥氏体不锈钢具有在1000MPa/35-55％伸长率至1350MPa/25-45％伸长率范围内的拉伸强度和总伸长率的组合。
另一方面，本发明涉及所限定的奥氏体不锈钢在机动车工业中的用途。
具体实施方式
本发明提供了新的合金，其在适当的马氏体热机械处理之后，呈现奥氏体显微结构不锈钢，具有良好的生产和机械性能、抗点蚀性能和焊接性能。这些合金提供了拉伸强度和总伸长率的良好组合，超过1000MPa和超过25％的伸长率，优选在1000MPa/35-55％伸长率至1350MPa/25-45％伸长率的范围内。这允许减少部件的厚度，并因此本发明的钢满足轻质需求并且可用于它们的工业用途。
在本发明的上下文中，总伸长率根据标准UNE-EN ISO 6892-1:2017测量。
除非另有定义，否则本文使用的所有技术和科学术语具有与本公开所属领域的普通技术人员通常理解相同的含义。
合金组合物
本发明的合金组合物已经过精心设计以确保奥氏体不锈钢的工业制造，其具有低Ni含量、强度和伸长率性能的优异组合，而不损害耐腐蚀性、焊接性和成形性，其可用于具有高机械和成形性要求的机动车零件中，同时减轻它们的重量。
对于组合物的设计，使用允许分析合金元素及其含量的多种组合的方程式和实验数据，考虑了与实现新合金的良好制造和性能相关的不同参数(SFE、Md30、铁素体指数和PRE-Mn因子)。
参数SFE(堆垛层错能)和Md30与成形工艺中奥氏体转变为马氏体的稳定性有关。特别地，SFE是指位错的运动，SFE越低，在其形成时奥氏体转变为马氏体的趋势就越高。
对于Md30，该参数定义了在30％的真实拉伸应变后50％的奥氏体转变为马氏体的温度。较高的Md30值意味着较低的奥氏体稳定性，并因此更容易马氏体形成。Nohara等人提出了以下经验方程式来确定Md30(Nohara K.,Ono Y.and Ohashi N.:“Composition andgrain size dependencies of strain-induced martensitic transformation inmetastable austenitic stainless steels”,Tetsu-to-Hagane 63(1977)772–782),方程式(I):
Md30(℃)＝
551-462(％C+％N)-9.2％Si-8.1％Mn-13.7％Cr-29(％Ni+％Cu)-18.5％Mo-68％Nb。
在方程式(I)中，每种元素的％应理解为重量百分比，wt％，因此意味着方程式(I)中每种元素的％是本文公开的每种实施方式中每种元素的量。实施例提供了对于本发明的三种示例性合金组合物的Md30值。
在实施方式中，在本文公开的任何实施方式中，本发明的合金的特征在于Md30值为至少55，优选至少60，更优选至少65。
因此，本领域普通技术人员将容易理解产生至少55的Md30值的本发明合金中每种元素的量是多少。
本发明合金的特点还可以是Md30值不大于170，优选不大于165，甚至更优选不大于160。在更特定的实施方式中，本发明合金的特点是Md30值在55至170之间，优选在60至165之间，且更优选在65至160之间。
在特定的实施方式中，本发明的合金组合物的特点是，根据方程式Md30(℃)＝551-462(％C+％N)-9.2％Si-8.1％Mn-13.7％Cr-29(％Ni+％Cu)-18.5％Mo-68％Nb获得的Md30值为至少55，优选至少60，更优选至少65。在特定的实施方式中，本发明的合金的特点还在于如上所述计算的Md30值不大于170，优选不大于165，甚至更优选不大于160。在更特定的实施方式中，本发明合金的特点是如上所述计算的Md30值为在55至170之间，优选在60至165之间，且更优选在65至160之间。
铁素体指数对于避免热轧步骤期间的热延性问题是重要的，其涉及奥氏体不锈钢的可加工性。其表示在铸造过程中可以凝固并存在于热轧阶段期间和因此存在于此步骤后的材料中的δ铁素体的量。在生产条件下，该相在材料中的存在会降低其与成形性和耐腐蚀性相关的性能。铁素体指数越低，加工性越好。
最后，PRE-Mn(耐点蚀当量-Mn)值与材料的耐点蚀性有关，且是化学组成的函数。Mn对腐蚀行为有负面影响，本发明的合金具有高含量的这种元素，因此将Mn包括在PRE方程中以考虑其有害影响：PRE-Mn越高，预期耐点蚀性越高。
在一种实施方式中，本发明的组合物包含：
Ni：2.00至3.60wt％之间；
Mn：6.0至7.0wt％之间；
Cr：15.0至16.5wt％之间；
N：0.085至0.180wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：大于0.00且不大于0.40wt％；
Cu：0.00至1.00wt％之间；
Si：0.40至1.00wt％之间；
C：0.060至0.095wt％之间；
S：0.00至0.007wt％之间；
P：0.00至0.045wt％之间；
Ti：大于0.00且不大于0.45wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
在本说明中，元素的量及其小数点根据标准EN 10088-2(2015)中针对不锈钢化学组成规定的公差给出。
指定的范围对于实现所需性能的良好平衡很重要。
下表中的合金组合物A1-A5是本发明的特定实施方式，数值以wt％表示，且Fe为组合物和附带杂质的余量：
在本发明中，合金中存在的每种元素的量以重量百分比wt％表示。在本发明中，范围表示为包括或不包括下限值和/或上限值。本领域技术人员将容易理解，诸如例如0.085≤N≤0.180的范围意味着合金中存在的元素N的量在0.085至0.180之间，并且下限值和上限值被考虑在这样的范围内。反之，符号“<”意指排除其旁边表示的值。例如，在0.00<Ti<0.40范围内，Ti量大于0.00且小于0.40，因此不包括下限值和上限值。因此，本领域技术人员容易理解，0.070至小于0.095之间的C范围是包括下限值但不包括上限值的范围，即相当于0.070≤C<0.095的范围。
本发明的合金组合物具有低于EN-1.4372等级中的Ni含量。据观察，该元素的减少对马氏体热机械处理具有积极影响，促进冷轧工艺中应变诱导的马氏体形成，并为最终钢提供良好的性能。然而，已经发现，Ni含量越低，δ铁素体形成就越高，因此控制它以避免热轧过程中的问题很重要。该相的高含量在高温下会产生热延性问题(边缘开裂和裂片)。
本发明的合金组合物中的Ni量为2.00≤Ni≤3.60，优选2.00≤Ni≤3.40，更优选2.00≤Ni≤3.20，甚至更优选2.10≤Ni≤3.20。在优选的实施方式中，组合物A1中的Ni含量使得2.00<Ni<3.60，优选2.00<Ni<3.40，更优选2.00<Ni≤3.20，甚至更优选2.10<Ni≤3.20。在另一实施方式中，这些Ni量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Ni量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Ni量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Ni量适用于组合物A5。已经看出，这些Ni量促进了适当的马氏体热机械处理，具有期望的最终性能，而没有工业生产问题。
由于Mn元素对PRE-Mn值的负面影响，Mn的减少也有利于马氏体热机械处理和耐点蚀性，然而据分析，必须控制这种减少以避免热轧问题，因为Mn含量越低，δ铁素体形成就越高。
本发明的合金组合物中的Mn含量为6.0≤Mn≤7.0，优选6.2≤Mn≤6.9，更优选6.2≤Mn≤6.8，甚至更优选6.2≤Mn≤6.7。在优选的实施方式中，组合物A1中的Mn含量使得6.0<Mn<7.0，优选6.2<Mn<6.9，更优选6.2<Mn<6.8，甚至更优选6.2<Mn<6.7。在另一实施方式中，这些Mn量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Mn量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Mn量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Mn量适用于组合物A5。这些Mn值有利于最终钢的性能，特别是有利于控制耐点蚀性，而不会出现热轧问题。
关于Cr的影响，研究表明它的减少对马氏体热机械处理和控制δ铁素体形成是积极的，这避免了增加N和C含量，后者在冷轧过程中对马氏体形成是有害的，然而Cr含量越低，耐点蚀性越差，因此对该元素的含量进行了调整以使耐点蚀性至少与EN-1.4372相等。
本发明的合金组合物中的Cr量为15.0≤Cr≤16.5，优选15.2≤Cr≤16.3，更优选15.2≤Cr≤16.2，甚至更优选15.2≤Cr≤15.9。在优选的实施方式中，组合物A1中的Cr含量使得15.0<Cr<16.5，优选15.2<Cr<16.3,，更优选15.2<Cr<16.2，甚至更优选15.2<Cr≤15.9。在另一实施方式中，这些Cr量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Cr量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Cr量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Cr量适用于组合物A5。
应控制N的量，以避免在熔炼车间和热轧阶段出现问题。此外，它是一种重要的元素，因为已经观察到它的减少会导致在冷轧步骤中奥氏体相转变为马氏体不稳定。然而，它的存在对于控制δ铁素体形成和保持耐点蚀性至少与EN-1.4372相当是重要的。
本发明的合金组合物中的N量为0.085≤N≤0.180，优选0.100≤N≤0.180，更优选0.100≤N≤0.160，甚至更优选0.110≤N≤0.150。在优选的实施方式中，组合物A1中的N含量使得0.085<N<0.180，优选0.100<N<0.180，更优选0.100<N<0.160，甚至更优选0.110<N<0.150。在另一实施方式中，这些N量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些N量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些N量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些N量适用于组合物A5。
还分析了Mo的量，并观察到该元素的减少对马氏体热机械处理具有积极影响，并控制高温下δ铁素体形成。然而，这对耐点蚀性具有不利影响。本发明的合金组合物中的Mo量为0.00≤Mo≤0.50，优选0.00≤Mo≤0.50，更优选0.01≤Mo≤0.50，甚至更优选0.01≤Mo≤0.40。在优选的实施方式中，组合物A1中的Mo含量使得0.00<Mo<0.50，优选0.01<Mo<0.50，更优选0.01<Mo<0.40。在又一实施方式中，这些Mo量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Mo量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Mo量适用于组合物A5。
关于Nb含量，研究表明该元素的减少对马氏体热机械处理具有积极影响。另一方面，已知Nb的碳化物和碳氮化物是控制奥氏体晶粒尺寸的有力元素，可带来更好的机械性能。在本发明的合金组合物中，Nb的量为0.00<Nb≤0.40，优选0.00<Nb≤0.30，更优选0.00<Nb≤0.20，甚至更优选0.05≤Nb≤0.20。在优选实施方式中，组合物A1中的Nb含量使得0.00<Nb<0.40，优选0.00<Nb<0.30，更优选0.00<Nb<0.20，甚至更优选0.05<Nb<0.20。在另一实施方式中，这些Nb量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Nb量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Nb量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Nb量适用于组合物A5。
Cu的量对奥氏体相的稳定性具有影响，因为它是奥氏体形成元素，因此它对奥氏体到马氏体的形成有负面影响。另一方面其可以改善合金的延性。还观察到，Cu越低，在高温下的δ铁素体形成就越高。本发明合金组合物中的Cu量为0.00≤Cu≤1.00，优选0.00≤Cu≤0.70，更优选0.00≤Cu≤0.60，甚至更优选0.40≤Cu≤0.60。在优选的实施方式中，组合物A1中的Cu含量使得0.00<Cu<1.00，优选0.00<Cu<0.70，更优选0.00<Cu<0.60，甚至更优选0.40<Cu<0.60。在另一实施方式中，这些Cu量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Cu量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Cu量适用于组合物A4，而在又一个实施方式中，这些Cu量适用于组合物A5。
已经看出，Si的减少对于控制热轧过程中δ铁素体析出是积极的。合金组合物中的Si量为0.40≤Si≤1.00，优选0.50≤Si≤0.90，更优选0.50≤Si≤0.80，甚至更优选0.50≤Si≤0.75。在优选的实施方式中，组合物A1中的Si含量使得0.40<Si<1.00，优选0.50<Si<0.90，更优选0.50<Si<0.80，甚至更优选0.50<Si<0.75。在另一实施方式中，这些Si量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Si量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Si量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Si量适用于组合物A5。
必须控制C的水平以避免高轧载荷。已经看出，C水平的降低对奥氏体到马氏体的形成具有重要的积极影响，增加了奥氏体的不稳定性，但是还看出C含量越低，δ铁素体形成就越高且耐腐蚀性越高。合金组合物中的C量为0.060≤C≤0.095，优选0.065≤C≤0.095，更优选0.070≤C≤0.095，甚至更优选0.070≤C<0.095。在优选的实施方式中，组合物A1中的C含量使得0.060<C<0.095，优选0.065<C<0.095，更优选0.070<C<0.095。在另一实施方式中，这些C量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些C量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些C量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些C量适用于组合物A5。
Ti的量对耐点蚀性能有很好的影响，因为它是一种稳定元素，避免了碳化铬的析出。钛作为钢中的微合金也是非常有效的，通过形成氮化物(TiN)和碳化物(TiC)影响微观结构。不希望受特定理论的束缚，这种行为被认为与更好的晶粒尺寸控制有关，并且可能与可以改善钢的机械性能的析出物的性质和形态的改变有关。
合金组合物中的Ti量为0.00<Ti≤0.45，优选0.00<Ti≤0.40，更优选0.00<Ti≤0.30，更优选0.00<Ti≤0.10，甚至更优选0.00<Ti≤0.045。在优选实施方式中，组合物A1中的Ti含量使得0.00<Ti<0.45，优选0.00<Ti<0.40，更优选0.00<Ti<0.30，更优选0.00<Ti<0.10，甚至更优选0.00<Ti<0.045，进一步优选0.00<Ti<0.015。在另一实施方式中，这些Ti量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些Ti量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些Ti量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些Ti量适用于组合物A5。
正如所解释的，大多数合金元素对材料具有相对的影响(即改善某些性能，但使另一些性能恶化)。发明人已经发现，利用所建议的元素范围，可以实现良好的平衡以提供具有如上所述的显著特性的ASS。
至于其他元素，诸如P和S，对奥氏体稳定性的影响非常小，且通常以EN-1.4372和传统ASS中常用的量存在。S的含量对于避免热延性问题以及控制耐腐蚀性和焊接性是重要的。
合金组合物中的S量为0.00≤S≤0.007，优选0.00≤S≤0.0065，更优选0.00≤S≤0.006，甚至更优选0.00≤S≤0.005。在优选的实施方式中，组合物A1中的S含量使得0.00≤S<0.007，优选0.00≤S<0.0065，优选0.00≤S<0.006，甚至更优选0.00≤S<0.005。在另一实施方式中，这些S量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些S量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些S量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些S量适用于组合物A5。
合金组合物中的P量为0.00≤P≤0.045，优选0.00≤P≤0.04，更优选0.00≤P≤0.035。在优选的实施方式中，组合物A1中的P含量使得0.00≤P<0.045，优选0.00≤P<0.04，更优选0.00≤P<0.035。在另一实施方式中，这些P量适用于组合物A2。在又一实施方式中，这些P量适用于组合物A3。在进一步的实施方式中，这些P量适用于组合物A4，而在又一实施方式中，这些P量适用于组合物A5。
在特定的实施方式中，本发明的合金组合物使得元素的量独立地选自替代选项a)至l)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且小于3.60wt％，优选小于3.40wt％；
b)Mn：大于6.0且小于7.0wt％，优选大于6.2且小于6.9wt％；
c)Cr：大于15.0且小于16.5wt％，优选大于15.2且小于16.3wt％；
d)N：0.085至0.180wt％之间，优选0.100至0.180wt％之间；
e)Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
f)Nb：大于0.00且小于0.40wt％；
g)Cu：大于0.00且小于1.00wt％，优选小于0.70wt％；
h)Si：大于0.40且小于1.00wt％，优选大于0.50且小于0.90wt％；
i)C：0.060至0.095wt％之间，优选0.065至0.095wt％之间；
j)S：小于0.007wt％；
k)P：小于0.045wt％；
l)Ti：大于0.00且小于0.45wt％，优选小于0.40wt％。
在特定的实施方式中，本发明的合金组合物使得元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且小于3.40wt％，优选不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.9wt％，优选小于6.8wt％；
c)Cr：大于15.2且小于16.3wt％，优选小于16.2wt％；
d)N：0.100至0.180wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.40wt％，优选小于0.30wt％；
f)Cu：大于0.00且小于0.70wt％，优选小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.90wt％，优选小于0.80wt％；
h)C：0.065至0.095wt％之间，优选0.070至0.095wt％之间；
i)Ti：大于0.00且小于0.40wt％，优选小于0.30wt％。
在特定的实施方式中，本发明的合金组合物使得元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且不大于3.20wt％，优选大于2.10且不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.8wt％，优选小于6.7wt％；
c)Cr：大于15.2且小于16.2wt％，优选不大于15.9wt％；
d)N：0.100至0.180wt％之间，优选0.100至0.160wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.30wt％，优选小于0.20wt％；
f)Cu：大于0.00且小于0.60wt％，优选大于0.40且小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.80wt％，优选小于0.75wt％；
h)C：0.070至0.095wt％之间，优选0.070至小于0.095wt％之间；
i)Ti：大于0.00且小于0.30wt％，优选小于0.10wt％。
在特定的实施方式中，本发明的合金组合物使得元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.10且不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.7wt％；
c)Cr：大于15.2且不大于15.9wt％；
d)N：0.100至0.160wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.20wt％；
f)Cu：大于0.40且小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.75wt％；
h)C：0.070至小于0.095wt％之间；
i)Ti：大于0.00且小于0.10wt％。
下表中的合金组合物是本发明的进一步特定实施方式，数值以wt％表示，且Fe是组合物和附带杂质的余量：
在一种实施方式中，本发明的组合物包含Mo。
在一种实施方式中，本发明的组合物包含Cu。
在特定实施方式中，本发明的合金包含S。
在特定实施方式中，本发明的合金包含P。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo和Cu。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo和S。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo和P。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含S和P
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo和S。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo、Cu和S。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo、Cu和P。
在另一实施方式中，本发明的组合物包含Mo、Cu、S和P。
上述实施方式的组合也被认为是本发明的一部分。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至3.00wt％之间；并且Mn的量为6.2至6.5wt％之间。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至3.00wt％之间；并且Cr的量为15.4至15.9wt％之间。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至约3.00wt％之间；并且N的量为0.100至0.160wt％之间。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至约3.00wt％之间；并且Cu的量为0.40至0.60wt％之间。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至约3.00wt％之间；并且Si的量为0.50至0.75wt％之间。
在实施方式中，合金的组成如上所限定，但其中Ni的量为2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至约3.00wt％之间；并且C的量为0.070至0.090wt％之间。
在更优选的实施方式中，合金组合物包含：
Ni：2.00至3.20wt％之间；最优选为约2.00至约3.00wt％之间；
Mn：6.2至6.5wt％之间；
Cr：15.4至15.9wt％之间；
N：0.100至0.160wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：0.00至0.10wt％之间；
Cu：0.40至0.60wt％之间；
Si：0.50至0.75wt％之间；
C：0.070至0.090wt％之间；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
在一种实施方式中，本发明的不锈钢的特点是它选自扁材、长材或粉末产品。
合金的铸造
不锈钢制造的第一步是选择原材料，不锈钢和碳钢的废料、金属Mn和铬铁。考虑到以上限定的组合物，本领域技术人员将能够选择实现所需组合物所必需的原材料。将原材料引入电弧炉中，在那里通过石墨电极的作用熔化。当钢呈液态时，将其倒入转运钢包并移至AOD转炉，在那里进行脱碳、还原、脱硫工艺和化学组成的最终调整。最后，液态金属通过连铸机,在那里凝固成板坯格式。
热轧
在铸造之后，对本发明的合金进行热轧步骤，其中板坯的厚度在高温下通过在两台轧机(一台粗轧机和另一台精轧机)中的多次通过而减小。
本发明的合金优选在1200℃至1300℃之间的温度、优选1240℃至1300℃之间、优选1250℃至1285℃之间、更优选1260℃至1285℃之间、甚至更优选1270℃至1280℃之间的温度下热轧。最优选它们在约1275℃的温度下热轧。该步骤在步进梁式炉中进行，在平层区中的保持时间为45-80分钟，优选50至70分钟之间，最优选约1小时。
热轧的温度、时间和条件(速度、压力等)将由本领域技术人员根据黑卷材的宽度和厚度进行调整。
固溶退火
在热轧步骤之后，对用本发明的合金制成的不锈钢进行固溶退火工艺以恢复微观结构并获得正确的机械性能。
该步骤对于获得以等轴奥氏体晶粒矩阵、完全再结晶结构和减少的残余δ铁素体(通常<1％)为特点的微观结构很重要。
这种热处理的条件、温度和时间很重要。
固溶退火的温度为约1000℃至约1200℃之间，优选约1050℃至约1150℃之间，更优选约1080℃至约1120℃之间，甚至更优选约1090℃至约1110℃之间，最优选为约1100℃。
根据钢带的宽度和厚度，固溶退火处理的时间优选为50至180秒之间，优选为70至170秒之间。
马氏体热机械处理
在固溶退火之后，对材料进行马氏体热机械处理，包括冷轧步骤和退火步骤。
这种处理提供了最终的奥氏体微观结构以及本发明的钢的高性能用途所必需的强度和伸长率的期望机械性能。马氏体热机械工艺包括重型冷轧以诱导马氏体转变，然后通过退火使应变诱导的马氏体(SIM)反向转变为奥氏体。
SIM的体积分数随着应变的增加而增加，并且在称为饱和应变的确定应变下，马氏体形成变得饱和。随着饱和应变后应变的增加，马氏体在变形过程中发生碎裂，导致SIM内部缺陷增加以及在奥氏体恢复过程中成核位点增加。最后，马氏体在随后的退火过程中恢复为奥氏体，导致奥氏体晶粒的形成。
步骤1：冷轧
冷轧在本领域技术人员熟知的设备中进行，通常通过使钢在辊之间通过来实现厚度减小，诸如在森吉米尔(Sendzimir)轧机中，该轧机是可逆式轧机并且具有由20个辊组成的轧机机架。可能需要多次通过才能实现所需的塑性效果和厚度减小。
冷轧优选提供至少50％的厚度减少，更优选至少65％的厚度减少，甚至更优选65％至75％之间的减少。这样，可以获得具有的厚度在2.00和0.50mm之间、更优选在1.5和1.0mm之间并且具有良好机械性能的不锈钢。
该工艺提供了具有高于75％、优选高于85％、最优选高于95％的应变诱导马氏体(SIM)体积分数的材料。马氏体体积分数可以通过将用铁氧体分析仪(ferritoscope)获得的磁性测量的值转换而获得。
步骤2：最终退火
在冷轧步骤之后，对本发明的不锈钢进行退火步骤，以完成马氏体热机械处理。
退火优选使用本领域技术人员熟知的设备进行，诸如在退火和酸洗连续工艺线中。
退火工艺的温度为900℃至1200℃之间，优选950℃至1150℃之间。更优选地，退火工艺的温度为950℃至1100℃之间。甚至更优选地，退火工艺的温度为950℃至1075℃之间。更优选地，退火工艺在950℃至1050℃之间的温度下进行。一般来说，当退火温度降低时，硬度增加，且晶粒尺寸减小。因此，大多数优选约950℃的温度，这也是节能的。
根据卷材的厚度，马氏体热机械工艺中的退火进行30秒至300秒之间，诸如30秒至200秒之间的时间。时间越短，就约节能。
在一种实施方式中，根据卷材的厚度，约950℃的温度和50至300秒之间的时间的退火工艺是优选的。
在另一实施方式中，根据卷材的厚度，约950℃的温度和50至200秒之间的时间的退火工艺是优选的。
在另一实施方式中，根据卷材的厚度，约1000℃的温度和40至175秒之间的时间的退火工艺是优选的。
在另一实施方式中，根据卷材的厚度，约1075℃的温度和30至150秒之间的时间的退火工艺是优选的。
这些温度和时间在拉伸强度/总伸长率、晶粒尺寸和冷成形性方面提供了良好的性能。
本领域技术人员会根据卷材的尺寸和厚度来调整和选择退火条件。卷材越厚，需要的温度和/或时间值就越高。
最终退火工艺提供奥氏体微观结构，其中看不到马氏体，并且包含具有等轴晶粒的完全再结晶奥氏体。
所得奥氏体不锈钢的性能
可通过应用如上限定的马氏体热机械处理而由本发明的合金获得的本发明的奥氏体不锈钢具有显著的性能。
在微观结构方面，它显示出比参考EN-1.4372钢稍细的奥氏体微观结构。在特定的实施方式中，本发明的不锈钢具有至少ASTM 12的晶粒尺寸。
拉伸强度/总伸长率的平衡对于这些材料的工业应用非常重要，其范围为1000MPa/35-55％伸长率至1350MPa/25-45％伸长率。换句话说，本发明的材料可以达到在1000-1350MPa的范围内的拉伸强度值，对于1000MPa的拉伸强度，总伸长率在35-55％的范围内，以及对于1350MPa的拉伸强度，总伸长率在25-45％的范围内。
这远高于参考钢EN-1.4372，其通常具有680至880MPa之间的拉伸强度。本发明的钢还提供通常超过550MPa的高屈服强度值，高于参考EN-1.4372提供的值。
在本说明书中，屈服强度、拉伸强度和总伸长率值对应于根据标准UNE-EN ISO6892-1:2017进行的拉伸测试的结果。
此外，新合金的弯曲性能良好，弯曲处没有裂纹，类似于参考EN-1.4372。
在冲压方面，新合金也表现良好，并且在冲压操作后，它们表现出高拉伸强度和高伸长率，这在碰撞事件中非常有用，以吸收更多能量。
新合金也适用于焊接操作。它们可与传统碳钢相媲美，并且焊缝微观结构无缺陷。焊缝区硬度与母材相近，有利于高拉伸强度。因此，焊接性能对于机动车用途来说是可以接受的。事实上，横向拉伸下的焊接强度远高于高强度碳钢所能达到的强度。新合金很容易焊接到碳钢上，具有良好结果。与碳钢不同，新合金的一个非常显著的优势是它们不需要镀锌层。这意味着工业焊接工艺诸如点焊、激光焊接和MIG/MAG焊接可以以更高的一致性和质量施用，因为碳钢上的锌层是造成激光和MIG/MAG焊接中的孔隙和飞溅以及电阻点焊中快速电极失效的原因。
在虚拟碰撞模拟中，新合金保证了相对于参考钢的良好性能。新材料可允许提高结构性能，其可用于减少零件厚度以及改善车辆被动安全性。
总之，尽管Ni的量减少，但本发明的ASS具有良好的性能。它们易于成形、弯曲或冲压，并且焊接性好。由于它们的拉伸强度和伸长率特性，它们可允许减少部件的厚度并承受碰撞和吸收能量。因此，它们非常适用于车辆行业，尤其是机动车行业。
奥氏体不锈钢的用途
本发明的新ASS可以有很多应用。一个非常重要的优点是它们提供高强度和伸长率，并且它们可以显著减轻重量。高拉伸强度和良好延性的结合允许本发明的合金用于运输工具、消费品和建筑业。
新合金可用于需要复杂形状和碰撞要求的应用，诸如汽车中的中央通道、侧槛、座椅下横梁、仪表板，所有在碰撞中起作用并用螺丝固定在白车身(BIW)上的部件：正面防撞梁+防撞盒、门防撞梁等。
进一步特定的实施方式
实施方式1.一种合金组合物，其包含：
Ni：2.00至3.60wt％之间；
Mn：6.0至7.0wt％之间；
Cr：15.0至16.5wt％之间；
N：0.085至0.180wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：0.00至0.10wt％之间；
Cu：0.00至1.00wt％之间；
Si：0.50至1.00wt％；
C：0.065至0.095wt％；
S：小于0.005wt％；
P：小于0.045wt％；
Ti：大于0.00且小于0.045wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
实施方式2.根据实施方式1所述的合金组合物，其中，元素的量独立地选自替代选项a)至g)中的任一项：
a)Ni：2.00至3.20wt％之间；优选约2.00至约3.00wt％之间；
b)Mn：6.2至6.8wt％之间；
c)Cr：15.2至16.0wt％之间；
d)N：0.100至0.180wt％之间；
e)Cu：0.00至0.60wt％之间；
f)Si：0.50至0.80wt％之间；
g)C：0.070至0.095wt％之间。
实施方式3.根据实施方式1或2中所述的合金组合物，其包含：
Ni：2.00至3.20wt％之间；最优选约2.00至约3.00wt％之间；
Mn：6.2至6.5wt％之间；
Cr：15.4至15.9wt％之间；
N：0.100至0.160wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：0.00至0.10wt％之间；
Cu：0.40至0.60wt％之间；
Si：0.50至0.75wt％之间；
C：0.070至0.090wt％之间；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
实施方式4.一种用于生产奥氏体不锈钢的方法，包括以下步骤：
a)熔炼和铸造如实施方式1至3中任一项所限定的合金组合物；
b)热轧来自步骤a)的合金；
c)对来自步骤b)的合金进行固溶退火；以及
d)使来自步骤c)的合金经受包括冷轧步骤和最终退火步骤的马氏体热机械处理。
实施方式5.根据实施方式4所述的方法，其中，所述热轧在1260℃至1285℃之间的温度下，更优选在1270℃至1280℃之间的温度下进行。
实施方式6.根据实施方式4或5所述的方法，其中，所述固溶退火在1080℃至约1200℃的温度下，更优选在约1090℃至约1110℃之间的温度下进行。
实施方式7.根据实施方式4至6中任一项所述的方法，其中，步骤d)的所述马氏体热机械处理包括冷轧步骤以将厚度减少50％或更多，优选65％或更多。
实施方式8.根据实施方式4至7中任一项所述的方法，其中，步骤d)的所述马氏体热机械处理包括在950℃至1100℃之间、优选950℃至1075℃之间、更优选950℃至1050℃之间的温度下的退火步骤。
实施方式9.根据实施方式8所述的方法，其中，根据钢的厚度，所述马氏体热机械处理的所述退火步骤进行30秒至200秒之间的时间。
实施方式10.一种可由根据实施方式4-9中任一项所述的方法获得的奥氏体不锈钢。
实施方式11.一种奥氏体不锈钢，其包含实施方式1-4中任一项所述的合金组合物。
实施方式12.根据实施方式10或11所述的奥氏体不锈钢，其具有根据标准UNE-ENISO 6892-1:2017测量的1000MPa/35-55％至1350MPa/25-45％的拉伸强度/总伸长率。
实施方式13.实施方式10至12中任一项所述的奥氏体不锈钢在制造车辆零件中的用途。
实施方式14.根据实施方式13所述的用途，其中，所述车辆是汽车。
实施例
现在将通过实施例的方式描述本发明，这些实施例用于说明本发明和示例性实施方式的测试。然而，应理解本发明不以任何方式限于以下实施例。
考虑到本说明书中包含的参数和讨论，定义了三种组合物，其理论上满足具有强度和伸长率的良好平衡的新低Ni ASS的要求(组合物在以下称为“合金1”、“合金2”和“合金3”)。这些合金与出于比较原因用作参考的EN-1.4372等级合金(样品在以下称为Ref.合金)一起被铸造并进行实验测试。
材料生产
在真空感应炉Pfeiffer-Balzers VSG-030中将组合物铸造成35kg铸锭。这种类型的炉允许在真空或惰性气体气氛下产生炉次，并且包括熔化/凝固室、动力装置和真空系统。原材料(废料和铁合金)根据炉次目标化学组成进行计算，并装入坩埚内，坩埚位于感应线圈内。这些原材料的加热和熔化是由感应线圈的磁场产生的电流产生的。
生产35kg重的炉次的原材料是基础材料和铁合金。选择由ACERINOX生产的标准EN-1.4372合金作为基础材料(见表1)，通常每炉次中使用约23.5kg这种合金。
表1用作铸锭的基础材料的EN-1.4372等级的组成(wt％)
C Cr Cu Mn Mo N Nb Ni SI Ti S P
基础材料 0.073 16.1 0.57 7.0 0.15 0.086 0.076 4.31 0.44 0.030 0.001 0.029
对于合金1、合金2和合金3，考虑基础材料的化学组成、目标化学组成和铁合金的效率，计算每种新组合物所需的铁合金。表2示出了对于新的3种化学组合物中每一种熔化的原材料的重量。对于参考合金，仅熔化基础材料而不添加任何铁合金。
表2每种生产的化学组合物的原材料重量(kg)
炉次 Mo FeCrNb FeCraC FeSiCr FeCrbC Mn Ni Fe Cu 基础
合金1 0.026 0.427 0.188 0.285 2.154 0.665 - 8.711 0.045 23.5
合金2 0.026 0.680 0.138 0.283 2.177 0.665 - 8.495 0.045 23.5
合金3 0.026 0.476 0.152 0.151 2.461 0.665 0.140 8.385 0.045 23.5
通过X射线荧光光谱法和Leco分析仪对铸锭的化学组成进行C、N和S元素分析(表3)。
表3铸造合金的化学组成
Fe为组合物和最终杂质的余量
热轧
在生产铸锭后，下一阶段是在实验室规模对材料进行热机械处理，以重现工业生产中通常进行的热轧。这种类型的处理是通过锻造工艺使用30马力的落锤Titan Saab 270进行的。从每个铸锭上切下样品。选择样品的厚度以在锻造工艺中应用75％的总压下量，并然后在冷轧过程中能够应用约70％的压下量水平。应用的锻造条件是：
·在Carbolite RHF 15/10实验室烘箱中在1240℃下浸泡处理15min。
·二冲程锻造，在1050℃下中间处理1分钟以恢复锻造样品中的温度。
·水淬火
固溶退火
在锻造阶段之后，在Carbolite RHF 15/10实验室烘箱上应用固溶退火处理以恢复微观结构。这种热处理的条件(温度和时间)被限定为在工业固溶退火处理后获得与参考EN-1.4372等效的微观结构。这种微观结构的特点是等轴奥氏体晶粒基体、准完全再结晶和最低残余δ铁素体(通常<1％)。工业材料的典型粒度尺寸为约ASTM 8.0。还存在一些残余热锻纹理。向所有合金锻造样品应用的固溶退火的热条件为：加热温度1100℃，以及时间80秒。
冷轧
下一阶段是使用Norton duo轧机在实验室规模上对样品进行冷轧。该轧机由两个辊组成，其距离由飞轮控制。对每个样品应用数次通过以达到最终厚度。用铁素体计Fischercope MMS测量样品在冷轧工艺之前和之后的磁性。表4示出了所应用压下量的平均值、样品的最终厚度以及冷轧之前和之后的磁性值和马氏体体积分数，这是通过将磁性值乘以1.7的校正因子得到的(这是这些钢等级的常见做法)。
表4冷轧之前和之后样品的磁性值以及所应用压下量的信息
最终退火
最后，在马氏体热机械处理的最后阶段，对冷轧的样品进行退火，以使马氏体恢复为奥氏体。为了很好地控制热循环，在Gleeble 3800机器上应用退火处理。Gleeble系统可以模拟各种热/机械处理，精确控制应用于样品的热和机械参数。
通过改变加热温度和时间来限定三种不同的退火处理。一旦样品达到目标温度，就应用连续快速冷却来模拟水淬火。表5示出了应用于每种合金的退火处理。
表5应用于每种合金的退火处理的条件
新合金的表征
对在Gleeble机器中退火的样品进行表征，以分析每种合金/处理的性能。主要的表征活动是拉伸试验、微观结构分析和晶粒尺寸鉴定。此外，考虑到磁性值越高TRIP效应越高，还对拉伸样品进行了磁性测量以分析TRIP效应。
退火的样品的拉伸试验根据欧洲标准UNE-EN ISO 6892-1:2017在室温下进行，使用Instron 5585H机器并使用标距长度为12.5mm的次尺寸样品。然后，根据标准ISO 2566-2:2000，将伸长率值转换为来自标准A50和A80试样的等效值。对于显微结构分析，通过表面抛光和用草酸蚀刻对样品进行金相学制备。最后，用铁素体计测量试验后拉伸样品的磁性。
表6总结了对于每种合金和退火处理组合获得的主要结果，其示出了每种组合：应用的循环、拉伸试验结果(A12.5的YS-屈服强度、TS-拉伸强度、TEL-总伸长率，并转换为A50和A80)、晶粒尺寸(GS)和拉伸样品的磁性测量(Mag.)。此外，所有样品均显示出再结晶奥氏体微观结构。
表6对于每种合金和在Gleeble中应用的退火处理获得的特性
在屈服强度和拉伸强度方面，与本发明相关的合金显示出相对于参考合金Ref.合金相当大的改进,也提供了高伸长率值。拉伸强度值与拉伸试验后样品的磁性值也存在递增关系(TRIP效应)，因此合金1具有最高的磁性值(大于33)和最高的拉伸强度，其次是合金2(约28)和合金3(约26)，这些值也远高于参考钢Ref.合金的磁性(约14)。
最后，观察到拉伸强度值随着冷轧后样品磁性值的增加而增加(表4)，这对应于SIM的体积分数。因此，预计可以通过增加冷轧期间施加的压下量来提高所获得的拉伸强度值，因为正如参考文献中所记载的那样，压下量百分比的增加会导致冷轧过程中应变诱导马氏体(SIM)的体积分数增加。
除了三种新合金的这种特性之外，还分析了合金2的冲压后的机械性能。为此，首先用液压机冲压经过表5处理3退火的合金2的板材，以生产欧米茄样品。为了用作参考，还按照相同的程序对参考EN-1.4372的工业板材进行了欧米茄冲压。然后，从冲压的样品的顶面和侧面加工出次尺寸拉伸试样。这些试样与用于上述拉伸试验(标距长度为12.5mm)的那些相似，并且拉伸试验以相同的方式进行(标准UNE-EN ISO 6892-1:2017)。表7中的结果表明，合金2显示出高屈服强度和拉伸强度，超过了参考工业EN-1.4372合金的那些，同时保持了高伸长率值。该伸长率值在车辆碰撞过程中可以发挥重要作用，吸收能量。合金2的侧面和顶面的拉伸性能之间的差异更为明显；由于冲压，侧面似乎出现了明显的加工硬化。
表7合金2和EN-1.4372的欧米茄冲压样品的拉伸试验结果
在这一方面，通过使用FE模型(LS-Dyna)的虚拟仿真，将新合金的碰撞行为与目前使用的某些碳钢等级诸如Dual Phase 800的碰撞行为进行了比较。客车车身侧面的一部分被建模并受到可变形屏障的撞击，模拟了简化的横向撞击场景。发现新合金的最大侵入低于所分析的参考碳钢等级。
还评估了电阻点焊，因为它是用于制造钢制车身的主要连接工艺，遵循标准SEP1220-2(Testing and Documentation Guideline for the Joinability of thinsheet of steel-Part 2:Resistance Spot Welding)。
在剪切焊接强度(TSS)和横向张力(CTS)、焊接工艺窗口(可用电流范围作为设定参数)以及焊接微观结构和硬度方面对新合金1-3和参考Ref.合金进行了评估。
发现新合金具有的焊接电流范围为0.8至1.4kA，与传统碳钢相比颇为良好。此外，焊缝微观结构无缺陷并且焊区硬度与母材相似，这有利于高拉伸强度。不锈钢材料很容易与碳钢焊接，结果良好。
还发现横向张力(CTS)下的焊接强度远高于用高强度碳钢所能达到的强度。

Claims (26)

1.一种合金组合物，包含：
Ni：2.00至3.60wt％之间；
Mn：6.0至7.0wt％之间；
Cr：15.0至16.5wt％之间；
N：0.085至0.180wt％之间；
Mo：0.00至0.50wt％之间；
Nb：大于0.00且不大于0.40wt％；
Cu：0.00至1.00wt％之间；
Si：0.40至1.00wt％之间；
C：0.060至0.095wt％之间；
S：0.00至0.007wt％之间；
P：0.00至0.045wt％之间；
Ti：大于0.00且不大于0.45wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量；
其特征在于，根据方程式Md30(℃)＝551-462(％C+％N)-9.2％Si-8.1％Mn-13.7％Cr-29(％Ni+％Cu)-18.5％Mo-68％Nb获得的Md30值为至少55。
2.根据权利要求1所述的合金组合物，其中，元素的量独立地选自替代选项a)至l)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且小于3.60wt％，优选小于3.40wt％；
b)Mn：大于6.0且小于7.0wt％，优选大于6.2且小于6.9wt％；
c)Cr：大于15.0且小于16.5wt％，优选大于15.2且小于16.3wt％；
d)N：0.085至0.180wt％之间，优选0.100至0.180wt％之间；
e)Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
f)Nb：大于0.00且小于0.40wt％；
g)Cu：大于0.00且小于1.00wt％，优选小于0.70wt％；
h)Si：大于0.40且小于1.00wt％，优选大于0.50且小于0.90wt％；
i)C：0.060至0.095wt％之间，优选0.065至0.095wt％之间；
j)S：小于0.007wt％；
k)P：小于0.045wt％；
l)Ti：大于0.00且小于0.45wt％，优选小于0.40wt％。
3.根据权利要求1或2中任一项所述的合金组合物，包含：
Ni：大于2.00且小于3.60wt％；
Mn：大于6.0且小于7.0wt％；
Cr：大于15.0且小于16.5wt％；
N：0.085至0.180wt％之间；
Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
Nb：大于0.00且小于0.40wt％；
Cu：大于0.00且小于1.00wt％；
Si：大于0.40且小于1.00wt％；
C：0.060至0.095wt％之间；
S：小于0.007wt％；
P：小于0.045wt％；
Ti：大于0.00且小于0.45wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的合金组合物，其特征在于，根据方程式Md30(℃)＝551-462(％C+％N)-9.2％Si-8.1％Mn-13.7％Cr-29(％Ni+％Cu)-18.5％Mo-68％Nb获得的Md30值为至少60。
5.根据权利要求4所述的合金组合物，其特征在于，Md30值为至少65。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的合金组合物，其中，元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且小于3.40wt％，优选不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.9wt％，优选小于6.8wt％；
c)Cr：大于15.2且小于16.3wt％，优选小于16.2wt％；
d)N：0.100至0.180wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.40wt％，优选小于0.30wt％；
f)Cu：大于0.00且小于0.70wt％，优选小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.90wt％，优选小于0.80wt％；
h)C：0.065至0.095wt％之间，优选0.070至0.095wt％之间；
i)Ti：大于0.00且小于0.40wt％，优选小于0.30wt％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的合金组合物，包含：
Ni：大于2.00且小于3.40wt％；
Mn：大于6.2且小于6.9wt％；
Cr：大于15.2且小于16.3wt％；
N：0.100至0.180wt％之间；
Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
Nb：大于0.00且小于0.40wt％；
Cu：大于0.00且小于0.70wt％；
Si：大于0.50且小于0.90wt％；
C：0.065至0.095wt％之间；
S：小于0.007wt％；
P：小于0.045wt％；
Ti：大于0.00且小于0.40wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的合金组合物，其中，所述元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.00且不大于3.20wt％，优选大于2.10且不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.8wt％，优选小于6.7wt％；
c)Cr：大于15.2且小于16.2wt％，优选不大于15.9wt％；
d)N：0.100至0.180wt％之间，优选0.100至0.160wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.30wt％，优选小于0.20wt％；
f)Cu：大于0.00且小于0.60wt％，优选大于0.40且小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.80wt％，优选小于0.75wt％；
h)C：0.070至0.095wt％之间，优选0.070至小于0.095wt％；
i)Ti：大于0.00且小于0.30wt％，优选小于0.10wt％。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的合金组合物，包含：
Ni：大于2.00且不大于3.20wt％；
Mn：大于6.2且小于6.8wt％；
Cr：大于15.2且小于16.2wt％；
N：0.100至0.180wt％之间；
Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
Nb：大于0.00且小于0.30wt％；
Cu：大于0.00且小于0.60wt％；
Si：大于0.50且小于0.80wt％；
C：0.070至0.095wt％之间；
S：小于0.007wt％；
P：小于0.045wt％；
Ti：大于0.00且小于0.30wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的合金组合物，其中，元素的量独立地选自替代选项a)至i)中的任一项：
a)Ni：大于2.10且不大于3.20wt％；
b)Mn：大于6.2且小于6.7wt％；
c)Cr：大于15.2且不大于15.9wt％；
d)N：0.100至0.160wt％之间；
e)Nb：大于0.00且小于0.20wt％；
f)Cu：大于0.40且小于0.60wt％；
g)Si：大于0.50且小于0.75wt％；
h)C：0.070至小于0.095wt％之间；
i)Ti：大于0.00且小于0.10wt％。
11.根据权利要求1至10中任一项所述的合金组合物，包含：
Ni：大于2.10且不大于3.20wt％；
Mn：大于6.2且小于6.7wt％；
Cr：大于15.2且不大于15.9wt％；
N：0.100至0.160wt％之间；
Mo：大于0.00且小于0.50wt％；
Nb：大于0.00且小于0.20wt％；
Cu：大于0.40且小于0.60wt％；
Si：大于0.50且小于0.75wt％；
C：0.070至小于0.095wt％之间；
S：小于0.007wt％；
P：小于0.045wt％；
Ti：大于0.00且小于0.10wt％；
Fe：所述组合物和附带杂质的余量。
12.根据权利要求1至11中任一项所述的合金组合物，包含：
S：大于0.00且小于0.007wt％。
13.根据权利要求1至12中任一项所述的合金组合物，包含：
P：大于0.00且小于0.045wt％。
14.一种用于生产奥氏体不锈钢的方法，包括以下步骤：
a)熔炼和铸造在权利要求1至13中任一项所限定的合金组合物；
b)热轧来自步骤a)的合金；
c)对来自步骤b)的合金进行固溶退火；以及
d)使来自步骤c)的合金经受包括冷轧步骤和最终退火步骤的马氏体热机械处理。
15.根据权利要求14所述的方法，其中，所述热轧在1200℃至1300℃之间的温度、优选在1250℃至1285℃之间、更优选在1270℃至1280℃之间的温度下进行。
16.根据权利要求14或15所述的方法，其中，所述固溶退火在1000℃至1200℃的温度、优选1080℃至1120℃、更优选在1090℃至1110℃之间的温度下进行。
17.根据权利要求14至16中任一项所述的方法，其中，步骤d)的所述马氏体热机械处理包括冷轧步骤以将厚度减少50％或更多，优选65％或更多。
18.根据权利要求14至17中任一项所述的方法，其中，步骤d)的所述马氏体热机械处理包括在900℃至1200℃之间、优选950℃至1150℃之间、更优选950℃至1100℃之间、甚至更优选950℃至1075℃之间的温度下的退火步骤。
19.根据权利要求18所述的方法，其中，根据钢的厚度，所述马氏体热机械处理的所述退火步骤进行30秒至300秒之间、优选30秒至200秒之间的时间。
20.根据权利要求14至19中任一项所述的方法，包括以下步骤：
a)熔炼和铸造在权利要求1至13中任一项所限定的合金组合物；
b)在1200℃至1300℃之间的温度下热轧来自步骤a)的合金；
c)在1000℃至1200℃的温度下对来自步骤b)的合金进行固溶退火；以及
d)使来自步骤c)的合金经受
-马氏体热机械处理，包括冷轧步骤以将厚度减少50％或更多，以及
-最终退火步骤，根据钢的厚度，在900℃至1200℃之间的温度下进行30秒至300秒的时间。
21.一种可由根据权利要求14至20中任一项所述的方法获得的奥氏体不锈钢。
22.根据权利要求1至13或21中任一项所述的奥氏体不锈钢，其特征在于，拉伸强度值在1000-1350MPa的范围内，对于1000MPa的拉伸强度，总伸长率在35-55％的范围内，以及对于1350MPa的拉伸强度，总伸长率在25-45％的范围内，根据标准UNE-ENISO 6892-1:2017测量。
23.根据权利要求1至13、21或22中任一项所述的奥氏体不锈钢，其特征在于，所述奥氏体不锈钢选自扁材、长材或粉末产品。
24.根据权利要求1至13或21中任一项所述的奥氏体不锈钢在机动车、运输工具、消费品和建筑业中的用途。
25.根据权利要求24所述的用途，用于制造车辆、家用或建筑部件。
26.根据权利要求25所述的用途，其中，所述车辆是汽车。
CN202180076487.XA 2020-11-13 2021-11-10 具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢 Pending CN116490627A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20382982.5 2020-11-13
EP20382982 2020-11-13
PCT/EP2021/081262 WO2022101278A1 (en) 2020-11-13 2021-11-10 Low ni content austenitic stainless steel with high strength / ductility properties

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116490627A true CN116490627A (zh) 2023-07-25

Family

ID=73642812

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180076487.XA Pending CN116490627A (zh) 2020-11-13 2021-11-10 具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20230407445A1 (zh)
EP (1) EP4244401A1 (zh)
JP (1) JP2024504546A (zh)
KR (1) KR20230109671A (zh)
CN (1) CN116490627A (zh)
MX (1) MX2023005608A (zh)
TW (1) TW202231891A (zh)
WO (1) WO2022101278A1 (zh)

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4609577A (en) 1985-01-10 1986-09-02 Armco Inc. Method of producing weld overlay of austenitic stainless steel
US4814140A (en) 1987-06-16 1989-03-21 Carpenter Technology Corporation Galling resistant austenitic stainless steel alloy
JP2944865B2 (ja) * 1993-08-31 1999-09-06 山陽特殊製鋼株式会社 高強度冷間加工用ステンレス鋼
CN100507054C (zh) * 2005-11-29 2009-07-01 宝山钢铁股份有限公司 耐腐蚀延伸性好的低镍奥氏体不锈钢
DE102006033973A1 (de) 2006-07-20 2008-01-24 Technische Universität Bergakademie Freiberg Nichtrostender austenitischer Stahlguss und seine Verwendung
US8337749B2 (en) * 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
JP5597006B2 (ja) * 2010-03-26 2014-10-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 構造部材用高強度および高延性オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2012160594A1 (ja) 2011-05-20 2012-11-29 日本金属工業株式会社 ばね用オーステナイト系ステンレス鋼及びばね用ステンレス加工材
DE102013003516A1 (de) 2013-03-04 2014-09-04 Outokumpu Nirosta Gmbh Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten Werkstoffs mit hoher Dehnung
FI127274B (en) 2014-08-21 2018-02-28 Outokumpu Oy HIGH-STRENGTH AUSTENITE STAINLESS STEEL AND ITS PRODUCTION METHOD
JP6798907B2 (ja) * 2017-03-07 2020-12-09 日鉄ステンレス株式会社 低磁性オーステナイト系ステンレス鋼および冷延鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
JP2024504546A (ja) 2024-02-01
EP4244401A1 (en) 2023-09-20
WO2022101278A1 (en) 2022-05-19
MX2023005608A (es) 2023-05-29
US20230407445A1 (en) 2023-12-21
KR20230109671A (ko) 2023-07-20
TW202231891A (zh) 2022-08-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111440996B (zh) 一种6~8mmTMCP在线淬火低屈强比高强耐磨钢NM400卷板及其生产方法
KR100732733B1 (ko) 인장 강도가 780 ＭＰａ 이상이고 우수한 국부 성형성을가지며 용접부 경도 상승이 억제된 고강도 냉연 강판
US8177924B2 (en) High-strength steel sheet and process for producing the same
JP5598157B2 (ja) 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
CN110453146B (zh) 一种无屈服平台的Cr合金化钢及其制备方法
EP2880189B1 (en) A process for producing hot-rolled steel strip and a steel strip produced therewith
CN110257702B (zh) 一种热冲压成形用钢及其热成形方法
CN110863138B (zh) 一种1800MPa级热成形钢及其制造方法
JP2007321207A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN110832101B (zh) 材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
EP4206351A1 (en) 980 mpa-grade bainite high hole expansion steel and manufacturing method therefor
CN110408861B (zh) 一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法
JP2004232022A (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
CN102676926A (zh) 一种复相钢板及其制造方法
CN113528947B (zh) 一种用CSP生产抗拉强度为1500MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法
US20230323493A1 (en) Forged part of steel and a method of manufacturing thereof
CN113528948A (zh) 一种用CSP生产抗拉强度为2000MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法
CN116490627A (zh) 具有高强度/延性性能的低Ni含量奥氏体不锈钢
JP2002294400A (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JPH0790482A (ja) 耐衝撃性に優れた薄鋼板およびその製造方法
CN114761583B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
EP4217518A1 (en) Steel for leaf springs of automobiles and a method of manufacturing of a leaf thereof
CN117230359A (zh) 桥壳钢的制备方法、桥壳钢
KR20220152532A (ko) 강 물품 및 그 제조 방법
CN115354237A (zh) 抗拉强度1000MPa级热轧超高强钢板及其制备方法

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