经过固溶退火处理后，工业上的奥氏体不锈钢合金的抗拉强度的范围在 440-640Mpa之间，铸件的断裂延伸率可超过20％[1，2]。
奥氏体不锈钢合金的合金元素不包含铝元素，却常常包括含量在1％的硅元 素。在冶金生产过程中，如果钢水与氧气之间的反应得不到抑制，铝和高含量的 硅元素将削弱铸钢件的纯度。因为这个原因，奥氏体不锈钢合金中的硅铝合金含 量应该加以控制，尽量减少。
典型的奥氏体不锈钢铸件通常含有5％-10％的δ铁，δ铁的含量导致在0.2％的 形变量处的屈服强度和抗拉强度增加，断裂延伸率与纯奥氏体不锈钢微观结构相 比得到减小。为了形成奥氏体-铁素体微观结构，经过铸件的化学成分调整，镍 和铬达到平衡。低的δ铁含量改变了凝固结构。在晶界积累的不良熔融产品正在 减少，这一事实积极影响易感性的热裂纹。
一般来讲，奥氏体不锈钢铸件的铬含量是19％左右。除此之外，还含有2-3％ 的钼。铬和钼形成一层钝化保护层，提高耐蚀强度，特别是对卤化物。这也有利 于铁素体的形成。奥氏体不锈钢的镍含量大约为10％，碳元素含量大约为0.03％ [1-3，6]。改变化学成分，可能会生成有特殊性能的铸钢合金。所以，专利申请 [7]揭示了一种不锈钢铸件具有高腐蚀疲劳性和高点蚀性耐性。
与铸造的奥氏体钢不同，在现今的奥氏体合金的铸造中TRIP(相变诱发塑 性)仍在研究。仍然没有具体的技术来开发奥氏体不锈钢的TRIP效应。其原因 显然是奥氏体铸件不是冷加工形成，人工形成的部件应用于铸态。所以，在铸造 合金部件在技术上不能产生TRIP效应，相对于可锻合金部件，将提高令冷形成 性。到现在为止，对于奥氏体铸件合金的TRIP效应没有涉及的文献提及。就是 这个原因，TRIP效应在塑性屈服成型的贡献还没有量化。
迄今为止，在室温下具有TRIP效应并可以合金化，尤其是与硅和铝合金化 的轻质奥氏体钢，被应用于在工业生产的各种学科方面的可锻合金中。
这些既是奥氏体不锈钢也是非钝化钢，例如高锰钢，奥氏体轻质结构钢。由 于TRIP效应，他们的高的冷成形性是十分值得注意的[4，5]。
高锰奥氏体不锈钢的铬含量低于12％，这就是为什么它是不锈的原因。在这 些钢里，铁的氧化层形成在表面和材料的铁锈上。如果铝和硅的氧化物遮蔽了这 些铁锈层，其抗蚀性能将得到提高。专利DE 199 00 199描述的是含有锰元素的高 强度轻质结构钢。合金元素铝、硅、镍、锰、氮的浓度与发明的铸钢的浓度十分 相似。与发明的钢不同，这种钢的铬含量低于10％，因此这不是不锈钢。然而， 该钢不能应用于铸件，而是用于生产车体和半成品预应力混凝土货物。
热轧或冷轧半成品用于冷轧的厨师原始材料。经由不同的化学组成和形成条 件，奥氏体合金的TRIP性能得到调节[5]。
从奥氏体可锻合金可知，现有技术的缺点仍是未开发TRIP效果，提高铸钢 的性能。
参考文献
[1]DIN EN 10213
[2]DIN EN 10283
[3]Konstruieren und Giessen 29(2004)1，p.27-55
[4]，Bleche Rohre 5/2006，p.30-31
[5]ATZ1/2005，volume 107，p.68-72
[6]SEW 410
[7]Patent DE 33 06 104 A1
[8]High Nitrogen Steels，Springer-Verlag Berlin Heidelberg 1999
本申请独立权利要求的目的是生产奥氏体不锈钢合金铸件，该铸件的抗拉 强度大于550MPa，断裂延伸率大于30％，并把它用于技术应用中。
本发明的目的是通过如下方式得到：奥氏体不锈钢铸件含铝量大于0且小于 或者等于4％，硅含量的范围在0-4％，特别是在1-4％，抗拉强度大于550Mpa，断 裂延伸率大于30％，在以下合金化范围制造，该合金化范围要取决于以下四点的 配比，(Crequiv.＝14；Niequiv.＝8)，(Crequiv.＝14；Niequiv.＝14)，(Crequiv.＝22；Niequiv.＝8)and (Crequiv.＝22Niequiv.＝16)，其中铬与镍的当量是通过关系式(1)和(2)，经由铸 钢的化学成分计算得来的：
Crequiv.＝％Cr+％Mo+1.5％Si+0.5％W+0.9％Nb+4％Al+4％Ti +1.5％V+0.9％Ta(1)
Niequiv.＝％Ni+30％C+18％N+0.5％Mn+0.3％Co+0.2％Cu-0.2％Al(2)
这里以质量百比计算，且剩余的主要成分含有铁和铸钢中必然包含的其他 元素，如氧、磷、硫，这种铸钢在高负载下表现出TRIP性能。
令人惊讶的是，这种含有铝和硅合金的本发明的奥氏体铸钢合金部件，在抗 拉试验中，在室温以及低温条件下就能触发变形诱发性马氏体形态。马氏体形态 引起TRIP性能。作为TRIP效应的结果，抗拉强度和断裂延伸率得到提高，缩颈 得到改善。
本发明的奥氏体不锈钢合金铸件的优点就是用于提高抗拉强度和断裂延伸率。这 意味着TRIP性能致使铸件同时更加强壮更加坚韧。所以它可以适应更大的外力， 更强的变形，也不会断裂。所以，本发明的TRIP铸钢的应用范围得到扩展。首 先，由此产生的轻质结构钢可以节约能源和材料。这种铸钢的拉应力屈服强度超 过550MPa，断裂延伸率大于30％。因此，这种铸钢可以用来做成缓解冲击的铸 件。这意味着在应用上钢是铸造的，完整地，而不用暴露在拉应力载荷中。然而， 如果一个撞击或者一个重的外在载压力发生，由于潜在的显出TRIP性能，这个 铸件可以提供高的抗拉强度和高德断裂延伸率。
在奥氏体铸造合金部件中，奥氏体内部的化学成分影响TRIP性能。然而， 这要求稳定的奥氏体和稳定的铁素体元素是相容的。奥氏体铸钢的微观结构与相 同元素的可锻合金的微观结构是不同的。首先，奥氏体不锈钢铸件的微观结构中 含有凝固诱导熔融，大部分在凝固过程中得到保存。其次，树突状凝固可以引起 奥氏体晶格缺陷。当奥氏体和铁素体同时出现在不锈钢铸件中时，在冷却过程中 内应力产生。而且，在高温下，合金元素发生分离。当这些发生时，奥氏体凝固 元素首先积聚在奥氏体中。与此同时，在铁素体固化元素下奥氏体慢慢耗尽。在 铸钢合金部件中TRIP效应的影响因素至今还没有得知。
为了马氏体诱发形变和TRIP效应的形成，本发明铸件材料的微观结构必须 由介稳马氏体构成。所以，在室温和低温之下，奥氏体趋向于形成马氏体诱发形 变。为了产生这样的奥氏体，要调节奥氏体铸件中相应的铬与镍当量。换言之， 钢的化学组分中稳定铁素体和稳定奥氏体的元素必须是相适应，如本专利权利要 求所详述。调节铬与镍当量用于生产奥氏体铸钢部件，该奥氏体铸钢部件的TRIP 效应不同于铬与镍当量的奥氏体可锻合金铸件所具有的TRIP效应。
镍和/或锰添加到奥氏体铸钢中，用于在高温下可能形成合金奥氏体。在这 点上锰作为一个便宜的元素代替镍。这通常会伴随着耐蚀性能的变坏。在某些环 境中，增加氮的含量有利于补偿这个缺点。氮可以提高强度和耐蚀性能[8]并且 同时影响奥氏体的稳定。本发明的钢铸件中铬的含量范围大概在12-20％，但是 不能少于10％。铬含量高于12％的钢可以作为钝化材料的保证。另外，铬可以增 强铁素体稳定。像铬含量的提高一样，它也可以影响奥氏体的稳定性，原因在于 它妨碍了马氏体的形成。本发明的材料为了在室温得到TRIP效应，稳定的奥氏 体和铁素体只得彼此调整。在本发明的铸铁中，必要元素铝和硅的用量调整到相 当。溶解到奥氏体中的铝和硅影响相应的含量，并且借助影响因素进行描述。此 外，经过不同含量的铝和硅，TRIP效应通过氮化物的分离和固化，选择性的进 行调整，例如AlN。而且，分离的结果既细化了晶粒，而且使奥氏体更加稳定。 在有细致纹理的奥氏体中通过高速的AlN氮分离，铸钢零件的剖面的强度和韧性 得到改良。元素硅和铝的可用性意味着在钢种更加昂贵的合金元素可以被替代， 如镍、铬。
优选，本发明的奥氏体不锈钢铸件的锰的含量为0-25％，铬的含量在12-20％ 之间，但是不少于10％，镍含量为0-12％，铌含量为0-1.2％，钽的含量为0-1.2％ 之间，碳含量在0.01-0.15％之间，氮含量在0.005-0.5％之间，铜含量为0-4％，钴 含量为0-1％，钼含量为0-4％，钨含量为0-3％，钛含量为0-1％，钒的含量为0-0.15％。 由于TRIP效应的作用，在室温和低温条件下本发明的奥氏体铸钢部件在拉伸的 外在受力情况下得到触发，机械性能得到提高。所以，抗拉强度增加到大于 550Mpa，断裂延伸率超过30％。在室温和低温的条件下，尽管强度增加，但铸 钢材料仍然十分坚韧。此外，在室温和低温的情况下，本发明的铸钢件有很好的 能量吸收能力在室温这种能量吸收能力大约在0.30到0.40J/mm3。这就意味着在 迅速加载的情况下，例如撞击的条件下，铸钢件同时发生稳定和变形两种变化， 而不发生断裂。所以，铸钢部件尤其适合使用在有冲击载荷的汽车零部件制造中。
优选，本发明的奥氏体不锈钢铸件，锰的含量为0-25％，铬的含量为12-20％， 镍的含量为0-12％，铌的含量为0-1.2％，钽的含量为0-0.2％，碳的含量为 0.01-0.15％，氮的含量为0.005-0.5％，铜的含量为0-4％，钴的含量为0-1％，钼的 含量为0-4％，钨的含量为0-3％，钛的含量为0-1％，钒的含量为0-0.15％。
优选，本发明的奥氏体不锈钢铸件，铬的含量为16.5％，镍的含量为6.5％，硅 的含量为1.1％，锰的含量为7％，铝的含量为0.05％，碳的含量为0.04％，氮的含量 为0.1％。
本发明的制造铸钢部件的方法包含以下的步骤：准备合金元素，包含0-4％ 的铝，0-4％的硅，在以下合金化范围制造，该合金化范围要取决于以下四点的 配比，(Crequiv.＝14；Niequiv.＝8)，(Crequiv.＝14；Niequiv.＝14)，(Crequiv.＝22；Niequiv.＝8)and (Crequiv.＝22Niequiv.＝16)，然后铬和镍的含量由公式(1)和(2)计算得到：
Crequiv.＝％Cr+％Mo+1.5％Si+0.5％W+0.9％Nb+4％Al +4％Ti+1.5％V+0.9％Ta(1)
Niequiv.＝％Ni+30％C+18％N+0.5％Mn+0.3％Co+0.2％Cu-0.2％Al(2)
其中化学组成成分以质量百比计算，且剩余的主要成分含有铁和铸钢中必然包含 的其他元素，且铸钢是在铸造工艺得到。
优选，铸钢部件可以进一步进行热处理。
用这种方法生产特别合金中，锰含量为0-25％，铬含量为12-20％，镍含量为 0-12％，铌含量为0-1.2％，钽的含量为0-0.2％，碳含量为0.01-0.15％，氮的含量 为0.005-0.5％，铜的含量为0-4％，钴的含量为0-1％，钼的含量为0-4％，钨含量 为0-3％，钛含量为0-1％，钒含量为0-0.15％。
特别的，这种制造方法制造的合金，锰含量为5-12％，镍的含量为2-8％，铜 的含量为0-2％，钴的含量为0-0.5％，钼的含量为0-2.5％，钨的含量为0-0.5％。 按照先前所描述的制作方法，铸钢部件也可以达到这个目标，这种铸件的特征是 抗拉强度大于550Mpa，断裂延伸神率大于30％。
特殊的是，在载荷的作用下，铸钢表现出TRIP效应。
在技术应用方面，本发明的铸钢部件的应用方法包括以下步骤：执行以上述 的一个方法生产铸钢部件的步骤，且在技术应用中使用铸钢部件，其特征在于， 在铸造处理后不经过无屑成型工艺使用。在本发明中，无屑成型工艺或者非加工 成型工艺是全部成型处理，由于机械作用，它将引起铸钢部件的TRIP效应。这 些成型处理如轧制、锻造、压制等等，这些成型工艺是不进行的，这种铸钢部件 被用于应用方面，仍然还有很大的潜力来发挥TRIP效应，所以，在有外力的作 用下，抗拉强度和断裂延伸率都得到保存。然而对铸钢部件进行切割工艺可能不 引起TRIP效应，这并没有脱离本发明的范围。
特别地，这种铸钢特别可以用作于设备的铸造材料和冷藏技术，用于生产气 体，液化和分馏气体时的设备和部件，用于汽车和航天器的部件，用于冲压设备， 例如机动车辆的冲撞盒、液化气传输部件以及在低温下暴露于外部的设备，和/或 铸钢泡沫。
本发明的部件用于汽车和航天器的结构改进，特别是机动车辆的冲撞盒，A， B，或者C支柱，都由以上描述的铸钢部件成型加工而成。
在室温下，奥氏体铸钢部件有含有5％δ铁的奥氏体微观结构。由于抗拉测试 引起TRIP效应，获得的抗拉强度超过550MPa，断裂延伸率超过30％。在温度低 于室温时，尽管强度增加，铸钢部件仍然十分坚韧。本发明的铸钢在室温下的能 量吸收能力大约为0.37J/mm3。