奥氏体TWIP不锈钢，及其生产和应用
阅读：775发布：2020-05-12
专利汇可以提供奥氏体TWIP不锈钢，及其生产和应用专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 的目的是具有新型化学组成的孪生诱发高塑性奥氏体不锈 钢 ，及其在 汽车 工业中以及在需要高耐 腐蚀 性和高可成形性以及高抗性钢的机械特性的所有应用中的用途。本发明还涉及这种具有高孪生诱发塑性的奥氏体 不锈钢 的制造方法。，下面是奥氏体TWIP不锈钢，及其生产和应用专利的具体信息内容。
1.一种具有高孪生诱发塑性和高机械性质和可成形性的奥氏体不锈钢，定义为，Rp0.2 包含在250～650 MPa之间，
Rm 包含在700～1200 MPa之间，
A80 包含在60～100%之间，
其特征在于，其具有一定化学组成，包含以重量计如下元素：C 0.01-0.50；N 0.11-
0.50；Mn 7-10；Ni 0.01-6.0；Cu 0.01-6.0；Si 0.001-0.5；Al 0.001-2.0；Cr 11-20；Nb
0.001-0.5；Mo 0.01-2.0；Co 0.01-2.0；Ti 0.001-0.5或V 0.001-0.5中的至少一种；剩余部分是Fe和不可避免的杂质，并且
在室温下形变30%后，其马氏体体积分数(ε+α’)低于5%，并且其在冷形变过程中形成以体积分数计的包含在2～20%之间的大量孪晶。
2.如权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其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；Ta 0.001-0.5。
3.如前述权利要求中任一项所述的奥氏体不锈钢，其包含具有如下重量%的如下元素：
S+Se+Te<0.5 和/或P+Sn+Sb+As<0.2。
4.如权利要求1或2所述的奥氏体不锈钢，其特征在于，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 1.0-5.0；Si 0.01-0.3；Al
0.01-1.5；Nb 0.02-0.3；Co 0.05-0.3；Mo 0.05-1.5。
5.如权利要求1或2所述的奥氏体不锈钢，其特征在于，如下元素具有如下重量%：C+N
0.15-0.5；Cu+Ni 3.0-5.0；Mo+Co 0.05-3.0；Nb+V+Ti 0.05-1.0。
6.制造如权利要求1～5中任一项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：
- 使所述钢在通过连续浇铸或通过锭料获得的产品条件下热形变；或
- 在退火热轧制产品或热轧制未退火产品的条件下，以高于30%的还原率使所述钢产品冷形变，
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，随后在室温下以1°C/秒-100°C/秒范围内的速率冷却。
7.如权利要求1～5所述的奥氏体不锈钢在制造具有复杂几何学的汽车构件中、能量吸收中、结构强化中和/或通过深模塑进行的应用中的用途，其中需要高耐腐蚀性。
奥氏体TWIP不锈钢，及其生产和应用
技术领域
[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≥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>11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-3A1-3Si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(WO99/01585，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(WO2006/025412，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；
[0011] ●氢脆(RFSR-CT-2005-00030，WO2012/07715A2)；
[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] 发明详述
[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。
[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，通过轧制和退火，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：Rp0.2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；Al 0.001-2.0；Cr 11-20；Nb 0.001-0.5；Mo 0.01-2.0；Co 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。
[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；Ta 0.001-0.5。
[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 1.0-5.0；Si 0.01-0.3；Al 0.01-1.5；Nb 0.02-0.3；Co 0.05-0.3；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+Co 0.05-3.0；Nb+V+Ti 0.05-1.0。
[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ε。硅趋于降低堆垛层错能量的值，并且其趋于促进马氏体ε和α’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轧制产品或热轧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℃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℃/秒-100℃/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，所述产品通过热轧制平板(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)，在热轧制和冷却之后，能够在高温下退火或以部分重结晶形式直接应用。
[0041] i)加热阶段直至最高温度(0.01-50℃)；
[0042] ii)在最高温度均热(800-1200℃保持10-3600秒的时间)；
[0043] iii)冷却至室温(冷却速率1-100℃/秒)。
[0044] 在冷轧制的产品中，冷循环的起始材料由在热轧制退火条件下的热形变产品或粗产品组成。冷制造循环的最优条件可限定如下：
[0045] i)冷轧制工艺的还原率高于30％；
[0046] ii)加热直至最高温度(10-50℃/秒)；
[0047] iii)在最高温度均热(800-1200℃保持多于10秒)；
[0048] iv)冷却至室温(冷却速率1-100℃/秒)。
[0049] 本发明的另一个目的是如上所述的奥氏体不锈钢的用途，其用于需要具有高耐腐蚀性的以复杂几何学方式制造汽车构件、用于能量吸收、用于结构强化和/或用于通过深拉的应用。
[0050] 发明详述
[0053] 图2显示依据室温下MPa中的张力相对于取自冷轧制和退火的钢带的测试段的形变曲线(％)。
[0054] 图3显示支持汽车主体盖(柱子)的构件，其可用本发明的钢制成。
[0055] 在实施例中，PREN是耐点蚀当量(Pitting Resistance Equivalent Number)的首字母缩写，并且其是局部耐腐蚀性的综合评价指数。
[0056] 实施例1
[0057] 通过连续浇铸车间(casting plant)生产的冷轧制平板获得三种不同的1.0-厚的冷钢带样品。热钢带被冷轧制(50％还原)并且根据表1所示的模式经历最终的重结晶退火。
[0058]
[0059] 表1
[0060] 考虑的钢的化学组成示于下表。
[0061]
[0062] 表2
[0063] 表3显示关于表2的钢的机械性质。
[0064]
[0065] 表3
[0066] 实施例1.1和1.2的钢显示根据本发明那些的机械性质。在室温下形变30％的样品1.1和1.2，具有高于8％的孪晶百分比并且几乎完全缺失马氏体(ε+α’)。图1显示实施例1.1的钢和具有高Mn(TWIP-HIGH Mn)的两种参照钢AISI304和TWIP钢冷形变过程中的硬化方面的比较。
[0067] 实施例1.1的钢的微结构在室温下形变30％之后具有低于1％的马氏体(ε+α’)百分比。通过光学显微镜评估的孪晶的百分比的结果为10％。然而，实施例1.3的钢在形变过程中具有较差TWIP效果(形变30％后存在的孪晶组分低于1％)。
[0068] 主体实施例的抗腐蚀(corrosionistic)性质示于下表4。
[0069]
[0070]
[0071] 表4
[0072] 实施例1.1和1.2的相关产品可用于制造需要良好耐腐蚀性和高机械抗性以及优越的能量吸收能力的汽车构件(例如汽车的结构元件)。图3显示可采用实施例1.1和1.2的钢获得的汽车的支柱。所述支柱是支持其上的盖的主体部分，并且其在主体高部分的结构强度方面具有极高重要性。
[0073] 实施例2
[0074] 对连续浇铸车间生产的钢坯进行热轧获得两个10.0mm-厚的盘条。所述盘条的最终重结晶退火的条件示于下表。
[0075]
[0076] 表5
[0077] 主题盘条的化学组成示于下表。
[0078]
[0079] 表6
[0080] 表7显示关于表6的钢的机械性质。
[0081]
[0082]
[0083] 表7
[0084] 钢2.1的机械性质优越。事实上，室温下形变30％的样品2.1的孪晶百分比高于8％，并且完全没有马氏体(ε+α’)。相反，2.2的化学组成显示较差延性。
[0085] 室温下形变30％的钢2.2的微结构事实上具有低于1％的孪晶百分比。形变过程中产生的低孪晶组分解释了所述材料的低工作硬化以及获得的较差延性。图2显示实施例2.1的相关钢的室温下拉升形变的图表。
[0086] 所述钢的抗腐蚀性质示于下表。
[0087]
[0088] 表8
[0089] 实施例3
[0090] 厚度为2.0mm的相同热轧制钢带的三个样品经历示于下表的三种不同的重结晶退火循环，目的在于检验所述退火循环对于最终微结构和机械性质的作用。
[0091]
[0092] 表9
[0093] 示例样品的化学组成示于下表10。
[0094]C N Mn Ni Cu Si Al Cr Nb Mo Co Ti V Ta
0.1 0.25 8.5 2 1 0.2 0.1 17 0.05 1.0 0.05 0.08 0.1 0.1
0.1 0.25 8.5 2 1 0.2 0.1 17 0.05 1.0 0.05 0.08 0.1 0.1
[0095] 表10
[0096] 3种测试样品的机械性质示于下表。
[0097]
[0098]
[0099] 表11
[0100] 在实施例3.1中，在低温退火确定了部分重结晶和极细粒径(约1μm)。这允许获得较高屈服应力值，并且仍保持高剩余延性。
[0101] 实施例3.2的相关产品的机械性质显著高于现有技术中的那些不锈钢。然而，实施例3.3的钢的性质显著较低，这归因于退火循环中碳化物的沉降。在室温下形变30％之后，实施例3.3的微结构表征为8％的马氏体(ε+α’)。通过光学显微镜评估的孪晶组分的结果是低于1％。在形变过程中生成的低孪晶组分解释了该材料的低工作硬化以及获得的较差延性。
[0102] 本文示例的钢的抗腐蚀性质示于下表。
[0103]
[0104] 表12
[0105] 比较实施例3.3的钢中，不合适的工艺条件确定了不适用于汽车领域应用的机械性质和抗腐蚀性质。
[0106] 实施例4
[0107] 由热轧制和后续的冷轧制(50％还原率)和最终的退火获得本发明的钢的两个1.5mm-厚的钢带样品。退火条件示于表13。
[0108]
[0109] 表13
[0110] 主题样品的化学组成示于下表。
[0111]
[0112] 表14
[0113] 表15显示表14的样品相关的机械性质。
[0114]
[0115] 表15
[0116] 实施例4.1的微结构表征为在30％形变时孪晶的体积分数高于8％。在用光学显微镜观察形变30％的实施例4.2的相关钢的微结构之后，并没有观察到孪晶的存在。
[0117] 本实施例中考虑的钢的抗腐蚀性质示于表16。
[0118]
[0119] 表16
[0120] 本发明实施例4.1中获得的产品具有高机械抗性和良好的耐腐蚀性和延性。所述功能性质使该产品相较于比较性的钢4.2而言更加适合于汽车构件应用。
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