CN115398022A - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
CN115398022A
CN115398022A CN202180028609.8A CN202180028609A CN115398022A CN 115398022 A CN115398022 A CN 115398022A CN 202180028609 A CN202180028609 A CN 202180028609A CN 115398022 A CN115398022 A CN 115398022A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled
cold
steel sheet
austenitic stainless
steel
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
CN202180028609.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115398022B (zh
Inventor
宋硕原
白种洙
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 CN115398022A publication Critical patent/CN115398022A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115398022B publication Critical patent/CN115398022B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/58—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
    • 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

本说明书公开了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。根据所公开的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的一个实施方案，所述奥氏体不锈钢以重量％计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足表达式(1)至(4)：(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12(3)551‑462(C+N)‑9.2Si‑8.1Mn‑13.7Cr‑29(Ni+Cu)≤70(4)11≤1+45C‑5Si+0.09Mn+2.2Ni‑0.28Cr‑0.67Cu+88.6N≤17在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu表示各元素的含量(重量％)。

Description

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
技术领域
本公开内容涉及奥氏体不锈钢及其制造方法，并且更特别地涉及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。
背景技术
车辆市场趋势正在从基于常规内燃机的车辆行业向基于电池的生态友好型车辆市场转变。即，对中型或大型车辆高度感兴趣的常规内燃机车辆市场正在向偏爱小型或轻型车辆的基于电池的车辆市场转变。
保护电池的结构材料需要具有高强度，以保护电池免受安全事故例如***的风险或免受外部冲击并且为了乘客的安全，结构材料还需要轻量化以防止小型或轻型车辆的重量增加。除用于保护电池的结构材料之外，一般结构材料已变得尺寸更小且强度更高，以符合环境法规。因此，需要开发适用于整个工业的具有高生产率、优异的稳定性、高强度和优异的可成形性的材料。
不锈钢由于优异的耐腐蚀性而为适用于整个工业的材料。特别地，具有优异的延伸率的奥氏体不锈钢在形成复杂形状以满足消费者的各种需求方面不存在问题，并且在美学外观方面是有利的。
然而，与常见碳素钢相比，奥氏体不锈钢具有较低的屈服强度，并且在经济上是不利的，因为在其中使用了昂贵的合金元素。因此，需要开发具有高水平屈服强度和适当抗拉强度并且保持优异的可成形性的结构材料用不锈钢。
此外，存在与构成大多数碳素钢的元素相比，构成奥氏体不锈钢的合金元素昂贵的问题。特别地，包含在奥氏体不锈钢中的Ni可能在价格竞争力方面引起问题，因为其昂贵并且由于因价格波动大而引起的其不稳定的供应及需求而难以稳定地供应Ni。因此，需要开发其中诸如Ni的昂贵元素的含量降低的低成本奥氏体不锈钢。
发明内容
技术问题
为了解决上述问题，提供了具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，为了实现上述目的，具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％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)至(4)：
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
在本公开内容的各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，经冷轧和退火的钢板的屈服强度可以为400MPa或更大。
在本公开内容的各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，经冷轧和退火的钢板的延伸率可以为55％或更大。
在本公开内容的各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，光整冷轧钢板的屈服强度可以为800MPa或更大。
在本公开内容的各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，光整冷轧钢板的延伸率可以为25％或更大。
此外，根据本公开内容的一个方面，为了实现上述目的，制造具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法包括：制备钢坯，所述钢坯以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％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)至(4)；对钢坯进行热轧以制备热轧钢板，然后对热轧钢板进行热退火以制备经热轧和退火的钢板；对经热轧和退火的钢板进行冷轧以制备冷轧钢板，然后在1050℃或更高的温度下对冷轧钢板进行冷退火以制备经冷轧和退火的钢板；以及对经冷轧和退火的钢板进行光整冷轧以制备光整冷轧钢板：
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
在制造各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法中，光整冷轧可以以20％或更大的压下率进行。
在制造各具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法中，钢坯在800℃或更高的高温下的断面收缩率可以为50％或更大。
有益效果
根据本公开内容的一个实施方案，提供了具有优异屈服强度的奥氏体不锈钢，其中通过在冷轧之后在1050℃或更高的温度下进行冷退火而制备的经冷轧和退火的钢板具有优异的屈服强度，并且在进行光整冷轧以进一步提高强度之后，可以获得足够成形的优异延伸率。此外，可以提供即使使用减少量的昂贵的合金元素也具有高生产率的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢。
具体实施方式
根据本公开内容的一个实施方案的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％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)至(4)。
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
发明实施方式
在下文中，将参照附图详细描述本公开内容的实施方案。然而，本公开内容的实施方案可以以许多不同的形式实施，并且不应被解释为限于本文中阐述的实施方案。相反，提供这些实施方案使得本公开内容将是彻底且完整的，并且将向本领域技术人员充分地传达本发明的构思。
此外，本文中所使用的术语仅用于描述特定实施方案。除非另有说明，否则以单数使用的表达涵盖复数的表达。在整个说明书中，诸如“包含”或“具有”的术语旨在指示说明书中所公开的特征、操作、功能、组分、或其组合的存在，并且不旨在排除可以存在或可以添加一种或更多种其他特征、操作、功能、组分、或其组合的可能性。
同时，除非另有定义，否则本文中所使用的所有术语具有本公开内容所属领域的普通技术人员通常理解的相同含义。因此，除非本文中明确如此定义，否则不应以理想化或过度正式的含义解释这些术语。如本文所用，除非上下文另有明确说明，否则单数形式也旨在包括复数形式。
整个说明书中所使用的术语“约”、“基本上”等意指当提出自然制造和物质可允许误差时，这样的可允许误差对应于一个值或与该值相似，并且这样的值旨在为了清楚地理解本发明或防止无意识的侵权者非法地使用本发明的公开内容。
根据本公开内容的一个实施方案的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质。
在下文中，将描述关于本公开内容的实施方案中合金元素的含量的数值限制的原因。
碳(C)：大于0重量％且至多0.08重量％
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不仅可能由于固体强化效应而使可冷加工性劣化，而且还可能导致Cr碳化物的晶界析出，从而不利地影响延性、韧性、耐腐蚀性等，并且使元素之间的焊接特性劣化。因此，可以将其上限设定为0.08重量％。
氮(N)：0.2重量％至0.25重量％
氮(N)是本公开内容中最重要的元素。氮是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元素。然而，过量的N可能导致在制备钢坯时出现诸如氮孔的缺陷，并且由于固溶强化效应而使可冷加工性劣化。因此，可以将其上限设定为0.25重量％。
硅(Si)：0.8重量％至1.5重量％
在炼钢工艺期间充当脱氧剂的硅(Si)是对于改善耐腐蚀性有效的元素。此外，在置换元素中，Si是用于提高钢材的屈服强度的有效元素。考虑到这些效果，在本公开内容中Si可以以0.8重量％或更大的量添加。然而，过量的作为铁素体相稳定元素的Si可以促进铸造钢坯中δ铁素体的形成，从而不仅使可热加工性劣化，而且使钢材的延性和冲击特性劣化。因此，可以将Si含量的上限设定为1.5重量％。
锰(Mn)：8.0重量％至9.5重量％
作为被添加作为Ni替代物的奥氏体相稳定元素的锰(Mn)可以以8.0重量％或更大的量添加，以通过抑制应变诱导马氏体的形成来提高可冷加工性。然而，过量的Mn会导致基于S的夹杂物(MnS)的形成增加，从而导致奥氏体不锈钢的延性和韧性劣化，并且在炼钢工艺期间可能导致形成Mn烟，从而导致制造风险增加。此外，过量的Mn使产品的耐腐蚀性快速劣化。因此，可以将Mn含量的上限设定为9.5重量％。
铬(Cr)：15.0重量％至16.5重量％
铬(Cr)是铁素体稳定元素，但对抑制马氏体相的形成有效。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，过量的作为铁素体稳定元素的Cr可能促进在钢坯中大量地形成δ铁素体，从而导致可热加工性劣化和对材料特性的不利影响。因此，可以将其上限设定为16.5重量％。
镍(Ni)：大于0重量％且至多1.0重量％
添加作为强奥氏体相稳定元素的镍(Ni)以改善可热加工性和可冷加工性。然而，由于Ni是昂贵的元素，因此在添加大量Ni的情况下，原材料的成本可能增加。因此，考虑到钢材的成本和效率二者，可以将Ni含量的上限设定为1.0％。
铜(Cu)：0.8重量％至1.8重量％
在本公开内容中，添加作为奥氏体相稳定元素的铜(Cu)代替镍(Ni)。此外，作为改善钢材在还原环境下的耐腐蚀性的元素的Cu可以以0.8重量％或更大的量添加。然而，过量的Cu不仅增加了钢材的成本，而且还导致在低温下液化和脆化。此外，过量的Cu可能在钢坯的边缘上偏析，从而使钢材的可热加工性劣化。因此，考虑到钢材的成本、效率和特性，可以将Cu含量的上限设定为1.8重量％。
本公开内容的组成的剩余组分为铁(Fe)。然而，组成可以包含从原材料或周围环境中不可避免地并入的非预期杂质。在本公开内容中，不排除添加除上述合金元素之外的其他非预期合金元素。由于杂质对于本领域任何技术人员而言是已知的，因此在本公开内容中没有具体提及杂质。
不可避免的杂质的实例包括磷(P)和硫(S)，并且根据本公开内容的一个实施方案，可以包含P(至多0.035重量％)和S(至多0.01重量％)中的至少一者。
磷(P)：至多0.035重量％
作为不可避免地包含在钢中的杂质的磷(P)是钢材的晶界腐蚀或可热加工性劣化的主要成因元素，并因此，优选将P含量控制得尽可能低。在本公开内容中，可以将P含量的上限设定为0.035重量％。
硫(S)：至多0.01重量％
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为可热加工性劣化的主要成因元素，并因此，优选将S含量控制得尽可能低。在本公开内容中，可以将S的上限设定为0.01重量％。
改善钢材的屈服强度对于减轻钢材的重量和提高稳定性是重要的。此外，应获得足够的延伸率以制造具有各种形状的结构材料，包括电池模块壳体。此外，为了获得奥氏体不锈钢的价格竞争力，需要减少昂贵的奥氏体稳定元素例如Ni的量，并且应适当地调节替代昂贵元素的元素例如Mn、N和Cu的量。
然而，在Ni含量减少并添加Mn、N和Cu的情况下，加工硬化会快速提高，从而使钢材的延伸率劣化并且导致对热变形的抗性降低，从而使生产率劣化，并因此应考虑各合金元素的协调。考虑到如上所述钢材的屈服强度、延伸率和价格竞争力，除了上述组成之外，合金元素组成可以进一步被限制成满足表达式(1)至(4)。
在本公开内容中，为了获得通过对钢材进行冷轧和退火而制备的经冷轧和退火的钢板的优异延伸率，得出关于奥氏体相分数的表达式(1)。
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
在此，Mn、Ni和N分别表示元素的含量(重量％)。
随着表达式(1)的值减小，奥氏体相的分数减小。当表达式(1)的值小于7.5时，奥氏体不锈钢可以以5％或更大的量包含δ铁素体，或者在冷轧期间发生向马氏体相的相转变。因此，奥氏体不锈钢的延伸率可能劣化，并因此，在本公开内容中，可以将表达式(1)的值的下限设定为7.5以获得足够的延伸率。
此外，为了获得奥氏体不锈钢的高屈服强度，考虑到通过钢材的应力场来改善屈服强度，在本公开内容中得出表达式(2)。
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
随着表达式(2)的值增加，由于合金元素之间的尺寸差异，晶格之间的应力场增加，使得承受对外部应力的塑性变形的极限增加。当表达式(2)的值小于12时，难以获得本公开内容中所需的屈服强度。因此，在本公开内容中，可以将表达式(2)的值的下限设定为12以获得高强度特性。
此外，考虑到由奥氏体不锈钢变形引起的相转变，在本公开内容中得出表达式(3)。
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
随着表达式(3)的值增加，奥氏体相容易通过外部应力转变。具体地，当表达式(3)的值超过70时，奥氏体不锈钢表现出快速应变诱导马氏体转变行为，从而导致塑性加工不均匀。因此，可能出现奥氏体不锈钢的延伸率劣化的问题，并因此可以将表达式(3)的值的下限设定为70。
此外，考虑到由于奥氏体不锈钢变形而引起钢材的位错滑移行为，得出表达式(4)。
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17.
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
随着表达式(4)的值减小，表现由外部应力引起奥氏体相的交叉滑移变得困难。当表达式(4)的值小于11时，奥氏体不锈钢仅表现出相对于变形的平面滑移行为，并且位错因外部应力而快速堆积。因此，可能出现不均匀塑性加工和高加工硬化的问题。因此，奥氏体不锈钢的延伸率可能劣化，可能难以进行光整冷轧，并且在高温下变形期间可能出现热轧缺陷例如边缘裂纹，从而导致生产率降低的问题。考虑到这一点，可以将表达式(4)的下限设定为11。
相反地，当表达式(4)的值太高时，交叉滑移频繁发生，从而导致其中应力集中在钢材的薄弱部分中的塑性不均匀性增加的问题。随着钢材的强度增加，这样的脆化和塑性不均匀性倾向于增加，并因此如本公开内容中具有高强度的钢材的延伸率可能劣化。考虑到这一点，可以将表达式(4)的值的上限设定为17。
由于与市售300系列奥氏体不锈钢相比，其中Ni含量减少的Cr-Mn钢具有较差的可热加工性，因此实际屈服由于在热加工期间出现边缘裂纹而可能降低，并且纠正成本可能增加，或者可能需要投资另外的设备来减少边缘裂纹。根据本公开内容，通过满足上述合金元素组成并使用表达式(1)至(4)适当地设计合金元素组成而无需添加单独的工艺和设备，可以获得优异的可热加工性。根据本公开内容的一个实施方案，具有上述合金元素组成的钢坯在800℃或更高的高温下的断面收缩率可以为50％或更大。
在根据本公开内容的一个实施方案的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，经冷轧和退火的钢板的屈服强度可以为400MPa。此外，在具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，经冷轧和退火的钢板的延伸率可以为55％或更大。在这方面，“经冷轧和退火的钢板”是指通过经由热轧、退火、冷轧和退火对钢坯进行处理而制备的钢材。
在根据本公开内容的一个实施方案的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢中，光整冷轧钢板的屈服强度可以为800MPa或更大。此外，根据一个实施方案，特别地，屈服强度可以为800MPa或更大，以及延伸率可以为25％或更大。在这方面，“光整冷轧钢板”是指通过对上述经冷轧和退火的钢板进行光整冷轧而制备的钢材。
在下文中，将描述制造根据本公开内容的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法。
根据本公开内容的一个实施方案的制造具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法包括：制备钢坯，所述钢坯以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％的Cu、以及剩余部分中的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足表达式(1)至(4)；对钢坯进行热轧以制备热轧钢板，然后对热轧钢板进行热退火以制备经热轧和退火的钢板；对经热轧和退火的钢板进行冷轧以制备冷轧钢板，然后在1050℃或更高的温度下对冷轧钢板进行冷退火以制备经冷轧和退火的钢板，以及对经冷轧和退火的钢板进行光整冷轧以制备光整冷轧钢板。
关于合金元素的含量和表达式(1)至(4)的数值限制的原因如上所述。在下文中，将详细描述制造步骤中的每一者。
可以将具有上述合金元素组成的钢坯在1000℃至1300℃的温度下热轧以制备热轧钢板，然后在1000℃至1100℃的温度下退火以制备经热轧和退火的钢板。在这方面，退火热处理可以进行10秒至10分钟。
随后，对经热轧和退火的钢板进行冷轧以制备冷轧钢板，然后进行退火以制备经冷轧和退火的钢板。常规地，作为用于改善奥氏体不锈钢的屈服强度的方法，在如上所述的冷轧之后在1000℃或更低的低温下进行低温退火热处理。低温退火热处理是利用在冷轧期间累积在钢材中的能量来提高强度而无需完成再结晶的方法。然而，在这样的已经历低温退火热处理的奥氏体不锈钢中，在随后的酸洗过程期间可能出现欠酸洗，或者可能无法获得美学外观以及品质不均匀的可能性。
根据本公开内容的一个实施方案，对经热轧和退火的钢板进行冷轧以制备冷轧钢板，然后在1050℃或更高的温度下进行退火以制备经冷轧和退火的钢板。在这种情况下，退火热处理可以进行10秒至10分钟。
根据本公开内容，由于在冷轧之后没有进行低温退火，因此可以获得优异的延伸率，并且可以通过设计合金元素组成来获得适当的屈服强度水平。
根据本公开内容的经冷轧和退火的钢板的屈服强度可以为400MPa或更大。
根据本公开内容的经冷轧和退火的钢板的延伸率可以为55％或更大。
通过如上所述设计合金元素组成，经冷轧和退火的钢板可以具有适当的屈服强度，而无需通过不会对生产造成负荷的工艺进行低温退火处理从而确保优异的价格竞争力。
此外，根据本公开内容，在冷轧之后不进行低温退火处理的情况下，通过调节合金元素组成和随后的光整冷轧，可以获得高屈服强度。根据本公开内容的一个实施方案，光整冷轧钢板的屈服强度可以为800MPa或更大。根据本公开内容，光整冷轧可以以20％或更大的压下率进行。
光整冷轧可以通过利用在冷变形期间奥氏体相转变为应变诱导马氏体时的高加工硬化现象或者利用钢材的位错堆积来提高强度。然而，通过光整冷轧，钢材的延伸率可能快速劣化。
根据本公开内容，通过经由如上所述设计合金元素组成来适当控制相转变和位错行为，可以防止由光整冷轧引起的钢材延伸率的快速降低。因此，根据本公开内容的一个实施方案，可以提供其中光整冷轧钢板具有800MPa或更大的屈服强度和25％或更大的延伸率的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢。
在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开内容。然而，需要注意的是，以下实施例仅旨在更详细地说明本公开内容，并不旨在限制本公开内容的范围。这是因为本公开内容的范围由权利要求中所描述的事项以及能够由此合理推断的事项确定。
{实施例}
通过锭料熔化制备具有下表1中所示的合金元素组成的钢坯，将其在1250℃下加热2小时，并进行热轧以制备热轧钢板。然后，在1100℃下使热轧钢板经受退火热处理90秒，以制备经热轧和退火的钢板。随后，以70％的压下率对钢材进行冷轧以制备冷轧钢板，然后在1100℃下使其经受退火热处理10秒，以制备经冷轧和退火的钢板。
发明例和比较例中的每一者的合金元素组成以及通过将合金元素的含量代入表达式(1)和(4)而获得的值示于下表1中。
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551—462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
[表1]
Figure BDA0003890384620000121
测量了发明例和比较例的各经冷轧和退火的钢板的屈服强度、抗拉强度和延伸率。此外，测量了分别通过以20％对根据发明例和比较例的经冷轧和退火的钢板进行光整冷轧而制备的光整冷轧钢板的屈服强度、抗拉强度和延伸率。
屈服强度、抗拉强度和延伸率的测量根据ASTM标准来进行，并且测量的屈服强度(yield strength，YS，MPa)、抗拉强度(tensile strength，TS，MPa)和延伸率(elongation，EL，％)示于下表2中。此外，在180°粘附弯曲测试之后测量退火材料中裂纹的出现，并且结果示于下表2中。
[表2]
Figure BDA0003890384620000131
参照表2，在满足由本公开内容提出的合金元素组成并且满足表达式(1)至(4)的发明例1至4的情况下，确定经冷轧和退火的钢板具有400MPa或更大的屈服强度和55％或更大的延伸率。此外，参照表2，发明例1至4的光整冷轧钢板即使在光整冷轧之后，也具有800MPa或更大的屈服强度和25％或更大的足够延伸率。此外，确定根据发明例1至4的钢材由于1.0重量％或更少的相对低的Ni含量而具有价格竞争力。
参照表1和表2，将评估根据比较例的钢材。
作为市售标准奥氏体不锈钢的根据比较例1的钢材具有低的屈服强度，因为钢材不满足本公开内容的合金元素组成和表达式(2)、(3)和(4)。此外，比较例1的商业奥氏体不锈钢由于远高于根据本公开内容的Ni含量的8.1重量％的高Ni含量而具有差的价格竞争力。
由于比较例2不满足表达式(1)，因此在冷轧和退火之后大量的初始δ铁素体残留在钢材中。在成形过程例如将钢材弯曲期间，由于相差在δ铁素体相与奥氏体相之间的界面处容易出现裂纹，并因此表达式(1)的低值涉及弯曲时的裂纹。因此，虽然比较例2表现出由高Si含量引起的高屈服强度和高延伸率，但是由于残留的δ铁素体而通过弯曲测试出现裂纹，表明包括弯曲特性的可成形性较差。
根据比较例3至5的所有钢材均为不满足表达式(1)至(4)的钢类型。由于不满足表达式(1)，因此在冷轧和退火之后大量的初始δ铁素体残留在钢材中，并因此包括弯曲特性的可成形性差。此外，由于不满足表达式(2)，因此获得低屈服强度。此外，由于表达式(3)的值超过100，因此由于相转变为应变诱导马氏体而容易出现塑性不均匀性。此外，由于表达式(4)的值太低，因此由于平面滑移而发生严重的位错堆积。因此，延伸率劣化。特别地，由于不满足表达式(3)和(4)而劣化的比较例3至5的延伸率在光整冷轧之后进一步劣化，使得钢材的物理特性不适合作为光整冷轧钢板。
在比较例6中，由于不满足表达式(1)，因此获得差的包括弯曲特性的可成形性，并因此在冷轧和退火之后大量的初始δ铁素体残留在钢材中。此外，虽然比较例6的钢材由于高Si含量和表达式(2)而具有高屈服强度，但是由于表达式(3)和(4)的影响而延伸率不够。
由于不满足表达式(1)，因此比较例7的钢材具有差的包括弯曲特性的可成形性，并因此在冷轧和退火之后大量的初始δ铁素体残留在钢材中。此外，由于表达式(3)的值大于100(其不满足表达式(3))，因此由于相转变为应变诱导马氏体而在变形期间容易出现塑性不均匀。因此，经冷轧和退火的钢板和光整冷轧钢板具有差的延伸率。
比较例8的钢材满足除Cu之外的合金元素的含量，并且满足表达式(1)至(4)。因此，经冷轧和退火的钢板具有优异的屈服强度和延伸率。然而，比较例8由于过多的Cu含量而具有差的可热加工性。以下将参照表3更详细地描述对其的评估。
根据比较例9和10的钢材由于过量的Si和Cu而具有差的可热加工性。以下将参照表3更详细地描述对其的评估。
由于不满足表达式(1)，因此根据比较例11和12的钢材由于在冷轧和退火之后残留在钢材中的大量初始δ铁素体而具有差的包括弯曲特性的可成形性。此外，由于表达式(4)的值太高，因此在比较例11和12中其中应力集中在钢材的薄弱部分的塑性不均匀性由于频繁的交叉滑移而增加。因此，经冷轧和退火的钢板和光整冷轧钢板具有差的延伸率。虽然在商业钢材中，因交叉滑移集中的应力对延伸率的影响是可忽略的，但是在如比较例11和12中具有太高的表达式(2)的值的高强度钢材中，延伸率显著劣化。
根据本公开内容的奥氏体不锈钢由于因优异的可热加工性而引起的高生产率和高实际屈服而具有优异的价格竞争力。为了比较评估可热加工性，在不同温度下测量了数个具有高延伸率的比较例和发明例的钢坯的断面收缩率。通过高温拉伸测试根据ASTM标准进行断面收缩率的测量，并且结果示于表3中。
[表3]
Figure BDA0003890384620000161
参照表3，确定了在满足由本公开内容提出的合金元素组成并且满足表达式(1)至(4)的发明例1至4的情况下，在800℃或更高的高温下获得50％或更大的断面收缩率。
作为商业标准奥氏体不锈钢，根据比较例1的钢材由于添加少量的Cu和N以减少提高强度所需的Si和Ni的量而具有优异的可热加工性。然而，大量的为昂贵元素的Ni包含在商业300系列奥氏体不锈钢中，300系列奥氏体钢具有相当低的价格竞争力。此外，如表2中所评估的，由于不满足合金元素组成和表达式(2)、(3)和(4)，因此钢材具有差的屈服强度。
在比较例2、6、9和10中，添加过量的Si以改善经冷轧和退火的钢板的屈服强度，并且为了价格竞争力添加过量的Cu替代Ni。根据比较例2、6、9和10的钢材由于过量的Si和Cu而具有低的可热加工性。
由于以本公开内容中提出的范围添加使可热加工性劣化的Si和Cu，因此根据比较例7的钢材具有优异的可热加工性。然而，如表2中所评估的，由于不满足表达式(1)，因此钢材具有差的可成形性，并且由于不满足表达式(3)，因此经冷轧和退火的钢板和光整冷轧钢板具有差的延伸率。
比较例8的Cu含量超过了由本公开内容提出的范围。过多的Cu在钢坯的边缘或表面上偏析，导致液态金属脆化，从而使比较例8的可热加工性劣化。在比较例8中，由于可热加工性差，实际屈服可能因在热轧之后出现边缘裂纹而降低，因此校正成本可能增加，或者可能需要投资另外的设备来减少边缘裂纹。
虽然已经参照示例性实施方案特别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，可以做出形式和细节上的多种改变。
工业适用性
根据本公开内容，可以提供在各种工业领域中适用的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢。

Claims (8)

1.一种具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢，以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％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)至(4)：
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示元素的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢，其中经冷轧和退火的钢板的屈服强度为400MPa或更大。
3.根据权利要求1所述的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢，其中经冷轧和退火的钢板的延伸率为55％或更大。
4.根据权利要求1所述的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢，其中光整冷轧钢板的屈服强度为800MPa或更大。
5.根据权利要求4所述的具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢，其中所述光整冷轧钢板的延伸率为25％或更大。
6.一种制造具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法，所述方法包括：
制备钢坯，所述钢坯以重量百分比(重量％)计包含：大于0％且至多0.08％的C、0.2％至0.25％的N、0.8％至1.5％的Si、8.0％至9.5％的Mn、15.0％至16.5％的Cr、大于0％且至多1.0％的Ni、0.8％至1.8％的Cu、以及剩余的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足以下表达式(1)至(4)；
对所述钢坯进行热轧以制备热轧钢板，然后对所述热轧钢板进行热退火以制备经热轧和退火的钢板；
对所述经热轧和退火的钢板进行冷轧以制备冷轧钢板，然后在1050℃或更高的温度下对所述冷轧钢板进行冷退火以制备经冷轧和退火的钢板；以及
对所述经冷轧和退火的钢板进行光整冷轧以制备光整冷轧钢板：
(1)Ni+0.47Mn+15N≥7.5
(2)23(C+N)+1.3Si+0.24(Cr+Ni+Cu)+0.1Mn≥12
(3)551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)≤70
(4)11≤1+45C-5Si+0.09Mn+2.2Ni-0.28Cr-0.67Cu+88.6N≤17
其中C、N、Si、Mn、Cr、Ni和Cu分别表示各元素的含量(重量％)。
7.根据权利要求6所述的制造具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法，其中所述光整冷轧以20％或更大的压下率进行。
8.根据权利要求6所述的制造具有高强度和高可成形性的低成本奥氏体不锈钢的方法，其中所述钢坯在800℃或更高的高温下的断面收缩率为50％或更大。
CN202180028609.8A 2020-04-22 2021-02-02 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 Active CN115398022B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200048614A KR102385472B1 (ko) 2020-04-22 2020-04-22 고강도, 고성형의 저원가 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR10-2020-0048614 2020-04-22
PCT/KR2021/001345 WO2021215630A1 (ko) 2020-04-22 2021-02-02 고강도, 고성형의 저원가 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115398022A true CN115398022A (zh) 2022-11-25
CN115398022B CN115398022B (zh) 2023-11-28

Family

ID=78269451

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180028609.8A Active CN115398022B (zh) 2020-04-22 2021-02-02 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

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230142021A1 (zh)
EP (1) EP4119693A4 (zh)
JP (1) JP7395769B2 (zh)
KR (1) KR102385472B1 (zh)
CN (1) CN115398022B (zh)
WO (1) WO2021215630A1 (zh)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5286310A (en) * 1992-10-13 1994-02-15 Allegheny Ludlum Corporation Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel
CN101270455A (zh) * 2007-03-23 2008-09-24 宝山钢铁股份有限公司 1000MPa级节镍型亚稳奥氏体不锈钢
KR20080106200A (ko) * 2006-12-27 2008-12-04 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 충격 흡수 특성이 우수한 구조 부재용 스테인리스 강판
KR101952818B1 (ko) * 2017-09-25 2019-02-28 주식회사포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법
CN109837470A (zh) * 2017-11-29 2019-06-04 宝钢不锈钢有限公司 一种高强度含氮经济型奥氏体不锈钢及其制造方法
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

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100545089B1 (ko) * 2001-12-26 2006-01-24 주식회사 포스코 가공경화형 오스테나이트계 스테인레스강
KR20060025873A (ko) * 2004-09-17 2006-03-22 주식회사 포스코 열간 가공성 및 냉간 가공성이 우수한 고망간 고질소오스테나이트계 스테인리스강
KR20060075725A (ko) * 2004-12-29 2006-07-04 주식회사 포스코 가공경화형 저 니켈 오스테나이트계 스테인레스강
KR100641577B1 (ko) * 2005-04-19 2006-10-31 주식회사 포스코 고망간 및 고질소 오스테나이트계 스테인레스강
CN101724790B (zh) * 2008-10-23 2012-12-19 宝山钢铁股份有限公司 一种节镍奥氏体不锈钢及其制造方法
FI125442B (fi) 2010-05-06 2015-10-15 Outokumpu Oy Matalanikkelinen austeniittinen ruostumaton teräs ja teräksen käyttö
JP6095619B2 (ja) * 2014-08-19 2017-03-15 日新製鋼株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板およびメタルガスケット
KR101638007B1 (ko) 2014-12-11 2016-07-13 한국기계연구원 강도와 인성이 우수한 니켈 저감형 저원가 오스테나이트계 스테인리스 강
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 (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5286310A (en) * 1992-10-13 1994-02-15 Allegheny Ludlum Corporation Low nickel, copper containing chromium-nickel-manganese-copper-nitrogen austenitic stainless steel
KR20080106200A (ko) * 2006-12-27 2008-12-04 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 충격 흡수 특성이 우수한 구조 부재용 스테인리스 강판
CN101270455A (zh) * 2007-03-23 2008-09-24 宝山钢铁股份有限公司 1000MPa级节镍型亚稳奥氏体不锈钢
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
KR101952818B1 (ko) * 2017-09-25 2019-02-28 주식회사포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법
CN109837470A (zh) * 2017-11-29 2019-06-04 宝钢不锈钢有限公司 一种高强度含氮经济型奥氏体不锈钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023522999A (ja) 2023-06-01
EP4119693A4 (en) 2024-04-24
JP7395769B2 (ja) 2023-12-11
US20230142021A1 (en) 2023-05-11
KR102385472B1 (ko) 2022-04-13
CN115398022B (zh) 2023-11-28
KR20210130426A (ko) 2021-11-01
EP4119693A1 (en) 2023-01-18
WO2021215630A1 (ko) 2021-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110100032B (zh) 屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法
EP1937861A1 (en) High strength hot rolled steel sheet containing high mn content with excellent workability and method for manufacturing the same
JP2019505668A (ja) 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN113811624B (zh) 经冷轧的马氏体钢及其马氏体钢的方法
CN109072387B (zh) 屈服比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
CN110832100B (zh) 用于拼焊板的钢材料及使用该钢材制造热冲压部件的方法
US20220403491A1 (en) Austenitic stainless steel having increased yield ratio and manufacturing method thereof
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
KR101999000B1 (ko) 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법
CN110983197A (zh) 800MPa级高冷弯冷轧双相钢板及其制备方法
CN111542631A (zh) 超高强度冷轧钢板及其制造方法
KR101403215B1 (ko) 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
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
KR102403849B1 (ko) 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
KR101035767B1 (ko) 연질 열연강판 및 그 제조방법
KR102497433B1 (ko) 강도 및 내식성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
KR20140041290A (ko) 냉연강판 및 그 제조 방법
KR102237622B1 (ko) 고장력 열연 강판 및 그 제조방법
EP4257719A1 (en) Ferritic stainless steel with improved grain boundary erosion, and manufacturing method thereof
KR20130056051A (ko) 슬라브 코너크랙이 없는 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20110076431A (ko) 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN117500951A (zh) 弯曲特性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法
CN118318059A (zh) 弯曲特性优异的超高强度钢板及其制造方法
KR20160138772A (ko) 고성형성의 열연 강판 및 이의 제조 방법
KR20150060211A (ko) 자동차 외판용 냉연강판 및 그 제조방법

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