奥氏体twip不锈钢，及其生产和应用
【技术领域】
[0001] 本发明涉及奥氏体不锈钢领域。
[0002] 本发明的主题是：含有特定化学组成的奥氏体不锈钢，其Cr含量多11% (以重 量计），以及确定微结构和形变模式的制造方法，以使产品在机械抗性方面具有高机械性质 (UTS极限抗拉强度：700-1800Mpa)，尤其是延性（A80>80% )和高耐腐蚀性。在拉伸形变曲 线下检测的特定能量吸收非常高，并且约为0. 5-0. 8J/mm3。所述特征使本发明的钢特别适 用于若干领域例如汽车、家具构件之一和结构应用。 现有技术
[0003] 众所周知，现有技术的奥氏体钢可示意性地分为两大家族：奥氏体不锈钢 (AISI200和AISI300系列类型）和具有高Mn含量的钢（Mn>ll重量％ )。
[0004] 具有高Mn含量的奥氏体钢（Hadfield型和TWIP钢）是其中通过适当添加 Mn和C获得奥氏体结构稳定性的钢。所述TWIP奥氏体钢具有高Mn，Fe-22Mn-0. 6C或 Fe-22Mn-3Al-3Si型，组成高耐性钢领域的独立钢家族，因其具有极其特殊的机械性质 (UTS 700-1000Mpa)，并且其尤其具有极高延性（A80>60% )和工作硬化的特点。这些钢的 奥氏体结构具有面心立方格（FCC)，同时具有低能量的堆垛层错（SFE)，促进通过孪生激活 机械形变（机械诱发孪生）。
[0005] 近十年中，TWIP钢已成为密集研究活动的目标，因为其被认为极其适合需要高度 延性、硬化能力和形变过程中所需的能量吸收性能的应用（W099/01585, EP0889144)。
[0006] 该类型的钢（具有高Mn的TWIP)的一个限制是其对腐蚀的抗性较差；对于汽车领 域的应用，以及通常而言会使钢暴露在无保护从而可能腐蚀的环境中的所有应用而言，需 要通过被覆（例如镀锌）来保护所述钢。锌层粘附的问题使电解镀锌工艺（EG)成为最适 合用于具有高Mn的TWIP钢的一种。
[0007] 现有技术（W02006/025412，US2012/0000580A)中，存在一些试图获得耐腐蚀TWIP 钢的方案，所述耐腐蚀TWIP钢通过添加约12%的Cr至所述具有高Mn的TWIP钢的组成来 获得。这些变化形式具有Fe-25Mn-12Cr-0. 25C-0. 3N型的化学组成，并且其不具有高水平 的耐腐蚀性，并且不适于相对腐蚀性的环境。
[0008] 现有技术中仍未知晓用于工业应用的具有高延性（A80>80% )同时适用于腐蚀性 环境中的高耐性不锈钢（UTS>700MPa)方法。因此，在不同工业领域，需要获得一种不锈钢， 所述不锈钢能够提供制造循环成本和机械性质、耐腐蚀性和高可成形性以及良好表面质量 之间的最优平衡。
[0009] 克服了较差耐腐蚀性和镀锌工艺相关困难的具备高Mn的TWIP奥氏体钢，具有与 高制造成本的制造循环相关联的额外关键问题，这严重干扰了其工业化，以及由此涉及到 的领域例如汽车领域中的应用。实质上，最关键的方面如下；
[0010] ?铁合金成本；
[0011] ?氢脆（RFSR-CT-2005-00030, W02012/07715A2);
[0012] ?对热和冷形变的高耐性；
[0013] ?与高Mn含量相关联的钢作业的环境问题。
[0014] 发明详沐
[0015] 上述关于TWIP奥氏体钢的关键问题由本发明的钢克服，本发明提供奥氏体不锈 钢，其具有一组功能性质，尤其关于延性、成形能力和耐腐蚀性，所述性质相对于现有技术 中的奥氏体钢（具有高Mn的TWIP型钢和奥氏体不锈钢）均得到显著改善。
[0016] 本发明钢的热和冷乳制中的性能与已报道的传统AISI304型不锈钢类似，并且显 著优于一种具有高Mn的TWIP钢。这允许获得薄的厚度，而无需进行双重冷乳制和重结晶 退火。
[0017] 本发明的钢的特点是特定的化学组成和确定成品中微结构的制造方法，该制造方 法允许获得具有最终拉升强度（UTS :700-1000Mpa)尤其是延性（A80>60% )方面的高机械 特征的产品。
[0018] 本发明的钢可制造为不同形式类型，例如，卷板、条、管，并且其允许有效达到所有 机械和制造产业中的所有应用要求，包括对于高耐腐蚀性、优越机械性质、深拉性质和低成 本（尤其重要）。
[0019] 本发明钢主题的化学组成基于多个系列的实验室测试和实验室模型的应用而确 定。然后，通过乳制和退火，使产出的合金形变成产品。
[0020] 产出样品的微结构和机械性质的表征允许确定单一合金元素或合金元素的组合 的彼此独立的组成范围，由此获得具有本发明的功能特征的产品，如本文下文所述。
[0021] 因此，本发明的目的在于，提供具有高孪生诱发塑性（TWIP钢）和高机械和可成形 性性质的奥氏体不锈钢，所述性质如下限定：Rp〇. 2包含在250~650MPa之间；UTS包含在 700和1200MPa之间；A80包含在60~100 %之间，其特征在于其具有化学组成，包含以重量 百分比计的如下元素：C 0.01-0. 50 ;N 0.11-0. 50 ;Mn 6-12 ;Ni 0.01-6. 0;Cu 0.01-6.0; Si 0.001-0. 5 ;A1 0.001-2. 0;Cr 11-20 ;Nb0.00 1-0. 5 ;Mo 0.01-2. 0;C〇 0.01-2.0;剩余 部分是Fe和不可避免的杂质。下文中，未指示时，百分比表示重量％。
[0022] 在一个实施方式中，本发明的钢还包含具有如下重量％的如下元素中的至少一 种：Ti 0? 001-0. 5 ;V 0? 001-0. 5〇
[0023] 附加元素，例如Ta+Hf+W+Re的存在，可能有利于进一步增强所述产品的机械抗性 和耐腐蚀性。因此，本发明的钢的一个实施方式还包含具有如下重量％的如下元素中的至 少一种：W 0? 001-0. 5 ;Hf 0? 001-0. 5 ;Re 0? 001-0. 5 ;Ta0.00 1-0. 5。
[0024] 为了获得较好的工作性能，优选具有S+Se+Te〈0. 5。为了降低铸造缺陷，优选 P+Sn+Sb+As〈0. 2。因此，本发明的一个实施方式中，钢还包含具有如下重量％的如下元素： S+Se+Te〈0. 5和 / 或 P+Sn+Sb+As〈0. 2。
[0025] 本发明的另一目的是，根据前述权利要求中任一项所述的奥氏体不锈钢，其中如 下元素具有如下重量％ :c 0? 01-0. 15 ;N 0? 11-0. 30 ;Mn 7-10 ;Cr 16-18 ;Cu 0? 01-3. 0 ;Ni I. 0-5. 0 ;Si 0? 01-0. 3 ;A1 0? 01-1. 5 ;Nb 0? 02-0. 3 ;Co 0? 05-0. 03 ;Mo 0? 05-1. 5。
[0026] 优选地，如下元素具有如下重量％ :C+N 0. 15-0. 5 ;Cu+Ni 3. 0-5. 0; Mo+Co0.0 5-3. 0 ;Nb+V+Ti 0.05-1. 0。
[0027] 在室温下形变30%之后，本发明的奥氏体不锈钢的马氏体体积分数（e +a '）低 于5%，并且其在冷形变过程中形成大量孪晶，以体积分数计，包含在2~20%之间。
[0028] 本发明制备的样品的微结构检测能够证明冶金学机制，所述优越机械性质的基 础，由所述钢的TWIP(孪生诱发塑性）性能构成。在形变过程中，晶粒中由形变诱发孪晶成 核（机械孪晶）。所述性能就实体和特性方面从未在不锈钢（Cr>10%)中观察到，确定了 在形变过程中的微结构的演化就现有技术的不锈钢而言是完全新颖的。
[0029] 碳和氮有助于使奥氏体稳定化，并且其对于获得所需机械性质并防止在形变过程 中形成马氏体相而言具有决定性。其总量在0.12-1. 00%的范围内变化。锰在奥氏体相的 稳定化过程中起到决定性作用。其组成的范围是6-12%。Ni和Cu允许使奥氏体相稳定化。 对于元素组成范围的上限和下限，分别是0. 01和6. 0%。Cr是获得高耐腐蚀性的关键元素。 其组成范围是11-20%，其所提供的耐腐蚀性远高于现有技术的TWIP奥氏体钢。Al (铝）具 有双重功能：增加堆垛层错的能量和防止形成马氏体e。硅趋于降低堆垛层错能量的值， 并且其趋于促进马氏体e和a '的形成。
[0030] 由铌、钛、钴、钽、铪、钼、钨和铼组成的元素的组起到双重冶金学效果。第一作用由 所述钢的机械耐性和耐腐蚀性组成。第二作用由有效阻碍（部分）分离位移的交叉滑移机 制的作用组成。这通过增加对部分位移重组（代表发生交叉滑移的所需条件）的抗性而发 生。由此，这些元素的冶金学作用具有基本的重要性，因为交叉滑移机制是形变诱发孪晶 (机械孪晶）的成核的主要拮抗因素。用于这组元素的重量％形式的量特定地如下：对于 Co和Mo而言，包含在0.01~2重量％之间；对于Nb、Ti和V而言，0.001~0.5重量％; 而最后对于Ta、Hf、W和Re而言，所述量包含在0. 001~0. 5重量％之间。
[0031] 本发明的另一个目的是，用于生产如上所述的奥氏体不锈钢的方法，其特征在于 所述方法包括如下步骤：
[0032] -使通过连续浇铸或通过锭料获得的钢产品热形变；或
[0033] -以高于30%的还原率使作为退火热乳制产品或热乳制未退火产品的钢产品冷 形变，
[0034] 上述热形变或上述冷形变之后，可在800-1200°C的温度范围内进行重结晶退火， 退火进行10-600秒的时间，随后在室温下冷却。
[0035] 优选地，室温下的冷却以1°C/秒-100°C/秒的速率进行。
[0036] 本发明的钢的制造循环对获得上述性质而言具有重要作用。具体而言，需要区分 两种情况：
[0037] 1)通过热形变获得的产品；
[0038] 2)通过冷形变获得的产品。
[0039] 在第一种情况中，所述产品通过热乳制平板（锭料、钢坯）的方式直接获得，所述 平板通过连续浇铸加工获得的。所述产品（例如带、条、盘条等），在热乳制和冷却之后，能 够在高温下退火或以部分重结晶形式直接应用。
[0040] 后文中报道了最优退火条件，其中热处理可以设计为三阶段方案：
[0041] i)加热阶段直至最高