高强度奥氏体不锈钢及其制备方法本发明涉及展现出强度和延伸率的良好组合以及力学性质的高各向同性的高强
度奥氏体不锈钢。本发明还涉及该钢的制备方法。
退火状况下的奥氏体不锈钢的屈服强度相对低。用于增加奥氏体不锈钢带材的屈
服强度的常规方法是平整，即通过冷轧来强化该钢带材。然而，平整具有重要的劣势：经平
整的钢的力学性质倾向于为高度各向异性的。例如，经平整的奥氏体不锈钢的屈服强度在
横向上可比在轧制方向的平行方向高至多20％。各向异性是缺点，例如使该奥氏体不锈钢
的成形更加困难。
此外，平整以牺牲延伸率为代价来增加强度。对于一些奥氏体不锈钢号，平整工艺
之后剩余的延伸率和可成形性可为太低的。
钢的晶粒尺寸的细化是增加奥氏体不锈钢的屈服强度的众所周知且有效的方法。
可利用该方法替代平整。根据众所周知的Hal l－Petch关系，该钢的屈服强度随着减小的
晶粒尺寸而增加。晶粒尺寸的细化与平整相比还具有优势：力学性质的各向异性显著更低。
然而，细晶粒化的钢的制备是困难的，因为晶粒生长在其初始阶段非常快，并且因此工艺窗
口(即用于达到一定小晶粒尺寸和强度水平的可允许的时间和温度范围)可为太小的。如果
该工艺窗口太小，则力学性质沿着该钢带材可变化太大。在不能达到目标力学性质的情况
下，可出现显著的屈服损失。
众所周知，可通过向奥氏体不锈钢添加形成碳化物和氮化物的元素来限制晶粒生
长。这些元素形成碳化物和氮化物，由于所谓的Zener钉扎效应，其限制晶粒生长。例如，JP
公开2010215953公开了包含铌(Nb)、钛(Ti)或钒(V)的奥氏体不锈钢。然而，这种钢的缺点
在于其包含至少4.5重量％的镍。JP公开2014001422涉及奥氏体不锈钢板材(在母相中具有
10μm或更小的平均晶体晶粒尺寸)及其制造方法，该钢以重量％计包含C:0.02至0.30％、
Cr:10.0至25.0％、Ni:3.5至10.0％、Si:3.0％或更少、Mn:0.5％至5.0％、N:0.10至0.40％、
C+3×N:0.4％或更多，且Fe和杂质为余量,并且还任选地包含Mo:<3％,Cu:<3％,Nb:<
0.5％,Ti:<0.1％和V:<1％使得Nb+Ti+V的总和为0-1.6％。根据这篇JP公开2014001422，当
使用Nb、Ti和V作为合金化组分时，镍含量在5.0－6.6重量％的范围。由于高且波动的镍价
格，这样的奥氏体不锈钢不是足够有成本效率的。对于更有成本效率的低镍高强度奥氏体
不锈钢存在市场需求。
本发明的目的是防止现有技术的缺点并且制备展现出小晶粒尺寸、高强度和各向
同性力学性质的有成本效率的高强度奥氏体不锈钢。本发明还涉及该钢的加工方法，并且
用形成碳化物和氮化物的元素将该钢合金化，以便限制晶粒生长并且因而改进该钢的可加
工性。本发明的基本特征列在所附的权利要求中。
根据本发明，用形成碳化物和氮化物的元素例如铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)对奥氏体
不锈钢进行合金化。用于碳化物和氮化物析出物的这些元素有效地限制晶粒生长。因此，在
为了制备用于由本发明的奥氏体不锈钢制成的冷变形产物的细晶粒尺寸而进行的退火工
艺期间，这些碳化物析出物和氮化物析出物的存在使得较大的工艺窗口和可加工性成为可
能。为了提供足够强的效果，应添加大于0.05重量％的铌(Nb)、钛(Ti)或钒(V)的组中的至
少一种元素。为了保持奥氏体不锈钢有成本效率，铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)的总量低于0.5重
量％。
通过与常规含镍奥氏体不锈钢相比镍含量的降低使根据本发明的奥氏体不锈钢
有成本效率。因此，根据本发明的钢包含不大于4.5重量％的镍。
本发明的不锈钢是奥氏体不锈钢，其以重量％计包含0-0.4％的C、0-3％的Si、3-
20％的Mn、10-30％的Cr、0-4.5％的Ni、0-0.5％的Mo、0-3％的Cu、0.05-0.5％的N、0-0.5％
的Nb、0-0.5％的Ti、0-0.5％的V，铌(Nb)含量、钛(Ti)含量和钒(V)含量的总量在0.05-
0.5％的范围使得铌(Nb)、钛(Ti)或钒(V)的组中的至少一种元素的含量大于0.05％，余量
为Fe和不可避免的杂质，例如磷、硫和氧。为了确保所需的力学性质，对于冷变形的产物而
言在退火之后的晶粒尺寸小于10微米，优选小于7微米，并且更优选小于5微米。在轧制方向
的横向和平行方向上测量的该不锈钢的屈服强度之间的差异小于5％。
经由常规的不锈钢工艺路线制备根据本发明的高强度奥氏体不锈钢，尤其包括熔
化、AOD(氩氧脱碳)转炉和钢包处理、连铸、热轧、冷轧、退火和酸洗。然而，低于1050℃的温
度(该温度低于常规制备工艺中的温度)将根据本发明的奥氏体不锈钢退火。退火温度的降
低减缓了晶粒生长，并且因而可实现较小的晶粒尺寸和较高的屈服强度。然而，为了避免有
害的敏化现象，该退火温度应高于700℃。所需的退火温度范围因而为700－1050℃，并且退
火时间为1－400秒，优选1－200秒。冷变形压下量(例如冷轧压下量)在退火工艺之前应该
高得足以能够形成细晶粒尺寸。变形压下量程度例如冷轧压下量程度应为至少50％。
参考以下附图更加详细地描述本发明，其中
图1显示了退火时间和温度对不包含铌的参比合金的晶粒尺寸的影响，
图2显示了退火时间和温度对包含0.05％铌的根据本发明的测试合金的晶粒尺寸
的影响，
图3显示了退火时间和温度对包含0.11％铌的根据本发明的测试合金的晶粒尺寸
的影响，
图4显示了退火时间和温度对包含0.28％铌的根据本发明的测试合金的晶粒尺寸
的影响，
图5显示了退火时间和温度对包含0.45％铌的根据本发明的测试合金的晶粒尺寸
的影响，以及
图6显示了退火窗口，即退火时间和温度的组合，对应于在不包含铌和包含0.11％
铌的测试合金中达到2－3微米(μm)晶粒尺寸。
研究了具有不同量的铌的五种奥氏体测试合金1－5。在表1中显示了测试合金的
化学组成。
表1测试合金1－5的化学组成
以全规模生产来制备合金1并且在中试规模生产设备中制备合金2－5。在熔化、浇
铸和热轧之后，使材料经受60％冷轧压下量。在冷轧的材料上在不同的温度下并且持续不
同的退火时间采用Gleeble1500热机械模拟机进行退火测试。加热速率为200℃/s并且在自
然空气冷却之前冷却速率200℃/s降到400℃。
图1－5显示退火时间和退火温度对分别具有不同铌(Nb)含量的合金1、2、3、4和5
的所得晶粒尺寸的影响。从附图可观察到通过铌合金化显著限制了晶粒生长，因为图1－5
的时间－温度坐标系统中例如在5微米(μm)下的面积将根据铌含量的增加而增加。相应地，
对应于不同晶粒尺寸的轮廓线偏移至右上方向，这表明当向根据本发明的奥氏体不锈钢添
加铌(Nb)时退火温度和时间的可允许的范围变得更大。此外，可以观察到采用0.11重量％
铌(Nb)合金化已经实现了相对大的效果。铌(Nb)含量的进一步增加没有对晶粒生长的进一
步的强烈效果。
图6还证实了铌(Nb)含量的有益效果。图6呈现了退火窗口，即基于实验结果所限
定的用于达到2－3微米的晶粒尺寸的退火温度和退火时间的可允许的组合。明显的是对于
具有0.11重量％铌(Nb)的合金3而言该退火窗口大得多。例如，在约900℃的温度范围，对于
没有铌(Nb)的合金1而言可允许的退火时间范围仅为约1－10s，然而对于具有0.11重量％
铌(Nb)的合金3而言可允许的退火时间范围为1－100s。这样的差异使合金3的加工更加可
行，导致更加均匀的产品品质和较好的产量和效率。
为了研究根据本发明的制备方法对不锈钢的力学性质的效果，测试了另外两种合
金。在表2中显示了这些合金的化学组成。
表2测试合金6和7的化学组成
在中试规模生产设备中制备合金6和7。在熔化、浇铸和热轧之后，如合金1－5一
样，使合金6和7经受60％冷轧压下量。在与轧制方向的0°、45°和90°的角度从冷轧片材切割
拉伸测试样品。随后在实验室炉中在900℃和950℃的温度下将拉伸测试样品退火300秒并
且水淬。
表3呈现了在具有与轧制方向的0°、45°和90°的角度的拉伸测试方向上测量的这
些样品的测试结果。还显示了材料的晶粒尺寸。可观察到在不同的方向上测量的所测量的
屈服强度值彼此接近，即性质没有展现出高各向异性。在轧制方向的横向和平行方向上测
量的合金6和7的屈服强度之间的差异小于5％。此外，由于Nb合金化的有益效果，尽管相当
长的退火时间，合金6和7的晶粒尺寸保持在低水平，
这导致有吸引力的力学性质。
表3对于合金6和7而言的力学性质的结果