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TWI609971B - 肥粒鐵－沃斯田鐵系不鏽鋼之製造及使用方法 - Google Patents

肥粒鐵－沃斯田鐵系不鏽鋼之製造及使用方法 Download PDF

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Abstract

本發明係關於一種製造具有良好可成形性、良好可焊性及高伸長率之肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼的方法。熱處理含有在0.17-0.295重量%範圍內之碳及氮之總和C+N的不鏽鋼，其中藉由增加的氮含量補償用來避免焊接期間之敏感化之總和C+N的較低碳含量，以維持可成形性，以致不鏽鋼之微結構於經熱處理狀態中含有45-75%沃斯田鐵，其餘微結構為肥粒鐵，且將不鏽鋼之測量Md30溫度調整為介於0與50℃之間，以利用相變誘導塑性(TRIP)來改良不鏽鋼的可成形性。

Description

肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼之製造及使用方法
本發明係關於一種具有高強度、優良可成形性及良好耐腐蝕性及良好可焊性之貧肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼之製造及使用方法。可成形性係藉由產生所謂相變誘導塑性(TRIP；transformation-induced plasticity)之沃斯田鐵相的受控麻田散鐵相變所達成。低碳含量進一步改良製得鋼的可成形性以及可焊性。
已提出許多貧肥粒鐵-沃斯田鐵系或二相合金來抗衡主要目標在於達成適當強度及腐蝕性能之原料(諸如鎳及鉬)的高成本。當於以下公開案中提及時，若未另作敘述，則元素含量係以重量%計。
美國專利3,736,131描述一種具有4-11% Mn、19-24% Cr、至多3.0% Ni及0.12-0.26% N，含有10至50%沃斯田鐵的沃斯田鐵-肥粒鐵系不鏽鋼，其安定且展現高韌度。高韌度係藉由避免沃斯田鐵相變為麻田散鐵而獲得。
美國專利4,828,630揭示具有17-21.5% Cr、1至低於4% Ni、4-8% Mn及0.05-0.15% N之二相不鏽鋼，其熱安定而可防止相變為麻田散鐵。肥粒鐵含量需維持低於60%以達成良好延展性。
EP專利1327008描述一種具有20-23% Cr、3-8% Mn、 1.1-1.7% Ni及0.15-0.30% N之具高強度、良好延展性及高結構安定性的貧二相合金。
WO專利申請案2006/071027描述一種具有19.5-22.5% Cr、0.5-2.5% Mo、1.0-3.0% Ni、1.5-4.5% Mn及0.15-0.25% N之低鎳二相鋼，其相較於類似鋼具有改良的熱延展性。
EP專利1352982揭示一種藉由引入特定量之肥粒鐵相來避免沃斯田鐵系Cr-Mn鋼中之延遲龜裂的方式。
近年來已在極大程度上使用貧二相鋼，且根據美國專利4,848,630、EP專利1327008、EP專利申請案1867748及美國專利6,623,569之鋼已在商業上使用於大量應用中。根據EP 1327008之Outokumpu LDX 2101®二相鋼已被廣泛地使用於儲槽、運輸交通工具等等中。此等貧二相鋼具有與其他二相鋼相同的問題-使其較沃斯田鐵系不鏽鋼更不可應用於高度成形零件的有限可成形性。因此，二相鋼於諸如板式熱交換器之組件中的應用有限。然而，由於沃斯田鐵相之合金含量可變得相當低成為介穩而藉由如下文所述之機構產生增加塑性，因此貧二相鋼具有改良延展性的獨特潛力。
存在一些於二相鋼中利用介穩沃斯田鐵相來改良強度及延展性的參考文獻。美國專利6,096,441係關於基本上含有18-22% Cr、2-4% Mn、低於1% Ni及0.1-0.3% N之具有高拉伸伸長率的沃斯田鐵-肥粒鐵系鋼。與就麻田散鐵形成而言之安定性相關的參數應係在特定範圍內，從而產生改良的 拉伸伸長率。美國專利申請案2007/0163679描述一種主要藉由控制沃斯田鐵相中之C+N含量而具有高可成形性之相當廣範圍的沃斯田鐵-肥粒鐵系合金。
相變誘導塑性(TRIP)係介穩沃斯田鐵系鋼的已知效應。舉例來說，拉伸測試樣品中之局部頸縮受到軟沃斯田鐵至硬麻田散鐵之應變誘導相變的阻礙，將變形輸送至樣品的另一位置並產生較高的均一變形。若沃斯田鐵相經正確設計的話，則TRIP亦可用於肥粒鐵-沃斯田鐵系(二相)鋼。針對特定TRIP效應設計沃斯田鐵相的典型方式係使用針對沃斯田鐵安定性基於其化學組成之經確定或經修改的實驗式，其中一者係Md30溫度。Md30溫度係經定義為0.3真應變產生50%沃斯田鐵相變為麻田散鐵之溫度。然而，實驗式係針對沃斯田鐵系鋼建立，將其應用於二相不鏽鋼時存在風險。
由於沃斯田鐵相之組成係取決於鋼化學及熱史，因而設計二相鋼之沃斯田鐵安定性更為複雜。此外，相形態及尺寸會影響相變行為。美國專利6,096,441已使用針對總體組成之表示式且主張一獲得期望效應所需之特定範圍(40-115)。然而，此資訊僅對用於此特定研究中之鋼的熱史有效，因沃斯田鐵組成將隨退火溫度而改變。在美國專利申請案2007/0163679中，測量沃斯田鐵之組成，且將沃斯田鐵相之一般Md式針對鋼指定為在-30至90之範圍內以展現期望性質。
沃斯田鐵安定性之實驗式係基於標準沃斯田鐵系鋼之研究，且對於二相鋼中之沃斯田鐵相的可用性可能有限，因安定性之條件不僅受限於組成，而且受限於殘留應力及相或晶粒參數。如美國專利申請案2007/0163679中所揭示，一種更直接的方式係藉由測量沃斯田鐵相之組成來評估麻田散鐵之安定性，然後計算在冷加工後隨即形成的麻田散鐵量。然而，此係相當麻煩且成本昂貴的程序，且需要高級冶金實驗室。另一種方式係使用熱力資料庫來預測平衡的相平衡及各相之組成。然而，該等資料庫無法描述在大多數實際情況中於熱機械處理後普遍存在的非平衡條件。對具有部分介穩沃斯田鐵相之不同二相組成物的廣泛研究顯示退火溫度及冷卻速率對沃斯田鐵含量及組成具有極大影響，使得基於實驗式來預測麻田散鐵形成有困難。為能完全控制二相鋼中之麻田散鐵形成，似乎需要沃斯田鐵組成以及微結構參數的知識，但並不足夠。
鑑於先前技術問題，本發明之一適當方式係替代地測量不同鋼的Md30溫度，及使用此資訊來針對高延展性二相鋼設計最佳組成及製造步驟。由測量Md30溫度所得的額外資訊係針對不同鋼的溫度依賴性。由於形成過程係在不同溫度下發生，因此應知曉此依賴性及使用其來模擬形成行為。
本發明之主要目的為提供一種於貧二相不鏽鋼中之應變 誘導麻田散鐵相變，以獲得優良可成形性及良好耐腐蝕性以及良好可焊性的受控製造方法。可藉由主要包含以下組分(以重量%計)的合金而達成期望效應：低於0.05%碳(C)、0.2-0.7%矽(Si)、2-5%錳(Mn)、19-20.5%鉻(Cr)、0.8-1.5%鎳(Ni)、低於0.6%鉬(Mo)、低於1%銅(Cu)、0.16-0.26%氮(N)、其餘的鐵(Fe)及存於不鏽鋼中之無可避免的雜質。C+N之總和係在0.17-0.295%之範圍內，其中藉由增加的氮含量補償用來避免焊接期間之敏感化之總和C+N的較低碳含量，以維持可成形性。視情況，合金可進一步包含一或多種審慎添加的元素：0-0.5%鎢(W)、0-0.2%鈮(Nb)、0-0.1%鈦(Ti)、0-0.2%釩(V)、0-0.5%鈷(Co)、0-50 ppm硼(B)、及0-0.04%鋁(Al)。鋼可包含低於0.010重量%，較佳低於0.005重量%硫(S)，低於0.040重量%磷(P)之微量元素作為無可避免的雜質，以使硫及磷之總和(S+P)小於0.04重量%，且總氧(O)含量低於100 ppm。在金屬粉末之情況中，最大氧含量可高達250 ppm。
根據本發明之二相鋼應於經熱處理狀況中包含45至75%沃斯田鐵，其餘相為肥粒鐵且無熱麻田散鐵。熱處理可使用不同的熱處理方法，諸如溶液退火、高頻感應退火或局部退火，在900至1200℃，最好1000至1150℃之溫度範圍內進行。為獲得期望的延展性改良，量測Md30溫度應係在零與+50℃之間。應使用描述鋼組成與熱機械處理之間之關聯的 實驗式來設計該等鋼的最佳可成形性。本發明之基本特徵羅列於隨附申請專利範圍中。
本發明之一重要特徵係二相微結構中沃斯田鐵相的行為。對不同合金的研究顯示僅在狹窄組成範圍內才可獲得期望性質。然而，本發明之主要概念係揭示一種藉由特定二相合金之增強可焊性來獲得最佳延展性的程序，其中所提出之鋼呈現具有此效應的實例。然而，由於所有元素皆會影響沃斯田鐵含量，增加沃斯田鐵安定性及影響強度和耐腐蝕性，因而合金化元素之間的平衡至為關鍵。此外，微結構的尺寸及形態將會影響相安定性以及材料強度，且對於受控製程而言必須受限。
由於無法預測介穩肥粒鐵-沃斯田鐵系鋼之可成形性行為，因而提出新的概念或模型。此模型係基於結合實驗描述的經量測冶金及機械值，以針對具有訂製性質之產品選擇恰當熱機械處理。
微結構中不同元素之效應說明於下，元素含量係以重量%描述：碳(C)分配至沃斯田鐵相且會強烈影響沃斯田鐵安定性。相對於碳化物僅在降低熱處理溫度時才沈澱之不鏽鋼中的正常行為，頃發現在本發明，碳化物在將熱處理溫度增加至高於臨界值時亦可沈澱。此行為不利於在自熔焊接及接近所有類型焊接之受熱影響區域中獲得的機械及腐蝕性質。此驚 人效應可自沃斯田鐵相範圍成溫度之函數的形狀來理解，在此三相點呈現沃斯田鐵、肥粒鐵及碳化物三相平衡曲線在較高溫度下回到較高碳含量及較低鉻。此效應導致具有稍高碳含量之合金組成在三相區域內移動，導致碳化物沈澱而非保留在期望的沃斯田鐵-肥粒鐵二相範圍內。為避免此效應，應將碳含量限制在低於0.05%之範圍內，較佳低於0.035%之範圍內。
氮(N)係二相合金中的重要沃斯田鐵安定劑，其如同碳，會增加沃斯田鐵安定性。氮亦會增加強度、應變硬化及耐腐蝕性。關於Md30溫度之經公開的一般實驗式指示氮及碳對沃斯田鐵安定性具有相同的強烈影響，但本研究顯示氮於二相合金中有較弱的影響。氮可以較碳大的程度添加至不鏽鋼，而不會對耐腐蝕性有不利影響。此外，應將沃斯田鐵範圍維持地儘可能大，以避免碳化物沈澱的不利焊接效應，進一步添加碳、氮及鎳有益於沃斯田鐵的安定性。碳的上述限制使得必需以降低碳含量以其他方式來安定沃斯田鐵。結合碳合金化的有限可能性，較佳氮及鎳兩者稍微增加。氮及碳兩者會強烈影響TRIP效應且過高的值會降低期望的TRIP最佳值；可接受0.16%至0.26%氮，且碳及氮之總和C+N應在0.17-0.295%，較佳0.2-0.29%及更佳0.23-0.27%之範圍內，以維持沃斯田鐵安定性或甚至改良變形期間的沃斯田鐵行為。
矽(Si)一般係基於去氧化目的於熔融廠中添加至不鏽鋼中，且其不應低於0.2%。矽安定二相鋼中之肥粒鐵相，但其具有較目前表示式中所示者更強烈之對抗麻田散鐵形成之對沃斯田鐵安定性的安定化效應。因此，矽之最大值為0.7%，較佳0.6%，最佳0.4%。
錳(Mn)係安定沃斯田鐵相及增加氮於鋼中之溶解度的重要添加物。藉此，錳可部分地置換昂貴的鎳及使鋼達到正確的相平衡。過高的含量將使耐腐蝕性降低。錳對於對抗變形麻田散鐵之沃斯田鐵安定性具有較公開文獻中所指出者強的效應，且必需小心地控制錳含量。錳之範圍應係自2.0至5.0%。
鉻(Cr)係使鋼耐腐蝕之主要添加物。作為肥粒鐵安定劑之鉻亦係於沃斯田鐵與肥粒鐵之間產生恰當相平衡的主要添加物。為產生此等功能，鉻含量應為至少19%，及為將肥粒鐵相限制於適用於實際用途之水準，最大含量應為20.5%。
鎳(Ni)係用於安定沃斯田鐵相及用於良好延展性之基本合金化元素，且必需添加至少0.8%至鋼。由於對於對抗麻田散鐵形成之沃斯田鐵安定性具有重大影響，鎳需以狹窄範圍存在。由於鎳之高成本及價格波動，鎳於實際鋼中之最大值應為1.5%，及較佳1.35%。
銅(Cu)通常係以0.1-0.5%之殘餘量存於大多數不鏽鋼中，因原料大多係呈含有此元素之不鏽鋼廢料的形式。銅係 沃斯田鐵相之弱安定劑，但對麻田散鐵形成之抗性具有強烈效應，且在評估實際合金之可成形性時必需加以考慮。可故意添加至多1.0%。
鉬(Mo)係可經添加以提高耐腐蝕性的肥粒鐵安定劑。鉬提高沃斯田鐵安定性，且與其他添加物一起，不可將鉬添加至超過0.6%。
對一些貧二相合金進行麻田散鐵形成之詳細研究。特別注意沃斯田鐵安定性、麻田散鐵形成及Md30溫度對機械性質之效應。此在設計最佳性質之鋼等級時至為關鍵的知識係先前技術專利中所缺乏。針對根據表1之一些選定合金進行測試。
Figure TWI609971BD00001
合金A、B、C、D及E係本發明之實例。參考合金1係根據美國專利申請案2007/0163679，而LDX 2101係EP 1327008之商業製造實例-一種具有對變形麻田散鐵形成具良好安定性之沃斯田鐵相的貧二相鋼。
合金A-C係於真空感應爐中以60公斤規模製造成小平板，其經熱軋及冷軋至1.5毫米厚度。合金D及E係以100噸規模製造，隨後熱軋及冷軋成具有不同最終尺寸之線圈形式。 合金2101係以100噸規模商業製造，熱軋及冷軋成線圈形式。對於所有受測試合金，在自1000至1150℃之不同溫度下進行使用溶液退火之熱處理，隨後快速空氣冷卻或水驟冷。
使用掃描式電子顯微鏡(SEM)利用能量分散式及波長分散式光譜分析測量沃斯田鐵相之化學組成，及將含量列於表2。使用光學顯微鏡中之影像分析對經蝕刻樣品測量沃斯田鐵相之比率(%γ)。
Figure TWI609971BD00002
藉由使拉伸樣品在不同溫度下應變至0.30真應變及經由利用Satmagan設備測量經相變麻田散鐵之比例(麻田散鐵%)來確定實際的Md30溫度(Md30測試溫度)。Satmagan係一種磁天平，其中藉由將樣品置於飽和磁場中及經由比較由樣品所誘發之磁力及重力來確定鐵磁相之比例。將經量測的麻田散鐵含量及所得之實際Md30溫度(Md30測量)連同使用針對沃斯田鐵組成之Nohara表示式Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo-68Nb (Md30 Nohara)所得之預測溫度列於表3中。在真應變0.3下之沃斯田鐵相變為麻田散鐵之測量比率相對於測試溫度繪示於圖1中。
Figure TWI609971BD00003
在於Beraha蝕刻劑中蝕刻之後使用光學影像分析進行肥粒鐵及沃斯田鐵含量之測量，且結果記述於表4。亦評估微 結構之以沃斯田鐵寬度(γ-寬度)及沃斯田鐵間距(γ-間距)表示的結構細度。此等數據連同在縱向(縱)及橫向(橫)中之均一伸長率(Ag)及破裂伸長率(A50/A80)結果包含於表4中。
Figure TWI609971BD00004
所得微結構之實例示於圖5及6中。拉伸測試(標準應變速率0.001s-1/0.008s-1)之結果呈現於表5中。
Figure TWI609971BD00005
為研究耐腐蝕性，在於1M NaCl溶液中於25℃下使用標準甘汞電極利用10毫伏/分鐘(mV/min)之電壓掃描濕研磨至320網目表面光度的樣品上測量合金之孔蝕電位。對各等級進行三個個別測量。結果顯示於表6中。
Figure TWI609971BD00006
根據ASTM G150於0.1M NaCl中在接收表面上測量合金之臨界孔蝕溫度(CPT)。結果顯示於表7中。
Figure TWI609971BD00007
結果顯示根據本發明之合金之大多數的臨界孔蝕溫度值係介於參考合金之典型臨界孔蝕溫度值之間。
亦於自熔TIG焊接珠粒於板上後測量合金D及E上之臨界孔蝕溫度。結果列示於表8中。
Figure TWI609971BD00008
此外，根據ASTM A262實務A經由觀察及分類經蝕刻微結構而評估於珠粒上於板材料上對粒間侵蝕的敏感性。結果列示於表9中。
Figure TWI609971BD00009
表9中之凹槽結構意謂在微結構中，一或多個晶粒被凹槽完全圍繞。雙重結構含有一些凹槽，但沒有任何一個晶粒被完全圍繞。因此，焊接1.0毫米材料D之較低CPT與此微結構已經輕度敏化的觀察相關聯。然而，如表8所示，焊接0.8毫米材料D獲得良好的CPT值。
表2顯示相平衡及沃斯田鐵相之組成隨溶液退火溫度而改變。沃斯田鐵含量隨溫度增加而減小。取代元素中之組成變化小，而間隙元素碳及氮則顯示較大變化。由於根據有效式之碳及氮元素對於對抗麻田散鐵形成的沃斯田鐵安定性具有強烈效應，因而看來控制其於沃斯田鐵中之含量係為關鍵。如表3所示，對於在較高溫度下之熱處理，計算Md30溫度明顯較低，顯示較大安定性。然而，測量Md30溫度不展現此依賴性。對於合金A、B及C，當提高溶液溫度100 ℃時，Md30溫度僅稍微降低3-4℃。此差異可歸因於數個效應。舉例來說，較高的退火溫度產生較粗的微結構，已知其會影響麻田散鐵形成。測試實例具有約2至6微米左右的沃斯田鐵寬度或沃斯田鐵間距。具有較粗微結構之產物顯現不同安定性且偏離描述。結果顯示使用當前確立的表示式來預測麻田散鐵形成並不實用，即使採用先進的冶金方法亦然。
圖1中描繪來自表3之結果，且曲線顯示對於受測試合金而言，溫度對麻田散鐵形成的影響類似。此依賴性係針對經設計可成形性之實驗描述的一重要部分，由於在工業形成製程中，溫度會顯著地變化。
圖2說明沃斯田鐵之Md30溫度(測量)及經相變應變誘發麻田散鐵量(cα’)對機械性質的強烈影響。在圖2中，受測試鋼之真應力-應變曲線係以細線顯示。粗線對應於藉由將應力-應變曲線微分而得之鋼的應變硬化速率。根據Considére標準，在應力-應變曲線與應變硬化曲線之相交處發生對應於均一伸長率之頸縮開始，之後應變硬化無法補償由薄化所致之材料之負荷承載能力的降低。
在受測試鋼之均一伸長率下之Md30溫度及麻田散鐵含量亦顯示於圖2。明顯可見鋼之應變硬化速率基本上係與麻田散鐵形成程度相關。形成愈多麻田散鐵，則所達到的應變硬化速率就愈高。因此，藉由謹慎調整Md30溫度，可使機械性質(即拉伸強度及均一伸長率之組合)最佳化。
顯而易見，基於本實驗結果，最佳Md30溫度之範圍實質上較由先前技術專利所指出者窄。過高的Md30溫度會導致應變硬化速率快速達到峰值。於達到峰值後，應變硬化速率快速降低，導致早期開始頸縮及低均一伸長率。根據實驗結果，鋼C之Md30溫度看來接近上限。如Md30溫度甚高，則均一伸長率實質上將降低。
另一方面，如Md30溫度過低，則於變形期間形成不足夠的麻田散鐵。因此，應變硬化速率維持低，且因此，在低應變值下發生頸縮開始。在圖2中，LDX 2101呈現具低均一伸長率之安定二相鋼等級的典型行為。鋼B之Md30溫度為17℃，其足夠高可達成足夠的麻田散鐵形成，而確保高伸長率。然而，如Md30溫度再更低，則將形成過少麻田散鐵，且伸長率將明顯較低。
基於實驗，應設計化學組成及熱機械處理，以使所得鋼之Md30溫度範圍係在介於0與+50℃之間，較佳介於10℃與45℃之間，及更佳20-35℃。
表5中之拉伸測試數據說明所有根據本發明之鋼的破裂伸長率高，而具有更安定沃斯田鐵之商業貧二相鋼(LDX 2101)展現標準二相鋼典型的較低伸長率值。圖3a說明沃斯田鐵之測量Md30溫度對延展性的影響。關於實際實例，針對介於10與30℃間之Md30溫度獲得最佳延展性。
圖3b中描繪計算Md30溫度對延展性的影響。
圖3a及圖3b之兩圖清楚說明無論Md30溫度係如何獲得，在Md30溫度值與伸長率之間皆存在幾乎拋物線的關聯。尤其對於合金C，在測量與計算Md30值之間存在明顯差異。此等圖顯示Md30溫度之期望範圍甚窄於計算預測值，此意謂製程控制需經甚佳地最佳化，以獲得期望的TRIP效應。圖4顯示使用實例在自約50至70%之最佳延展性範圍內的沃斯田鐵含量。圖5中，在40℃下測試合金A之Md30溫度，其微結構中具有18%麻田散鐵(灰色影像)及約30%沃斯田鐵(黑色影像)，其餘為肥粒鐵(白色影像)。
圖6顯示在1050℃下退火後之本發明合金B的微結構。圖6中之相為肥粒鐵(灰色)、沃斯田鐵(白色)及麻田散鐵(在沃斯田鐵(白色)帶內之暗灰色)。圖6中，部分a)係關於參考材料，部分b)係關於在室溫下進行Md30溫度測試，部分c)係關於在40℃下進行Md30溫度測試及部分d)係關於在60℃下進行Md30溫度測試。
控制Md30溫度對於達成高變形伸長率至為關鍵。亦應將變形期間之材料溫度列入考慮，因其會大大地影響可能形成的麻田散鐵量。表5及圖3a及3b中之數據係參照室溫測試，但無法避免因絕熱加熱所致的一些溫度增加。因此，具低Md30溫度之鋼若在高溫下變形時可能不會展現TRIP效應，而對於室溫下之最佳延展性而言具有明顯過高之Md30溫度的鋼將展現在高溫下的優異伸長率。在不同溫度下對合 金A及C的拉伸測試(表10)展現以下的相對伸長率變化：
Figure TWI609971BD00010
結果顯示具有較低Md30溫度之合金A在高溫下展現伸長率之降低，而具有較高Md30溫度之合金C當溫度提高時展現增加的伸長率。
表6顯示以在1M NaCl中之孔蝕電位表示之耐孔蝕性至少與沃斯田鐵系標準鋼304L一樣良好。
先前技術尚未揭示適當地設計具有TRIP效應之二相鋼的足夠能力，因使用經確定的式預測鋼行為並不安全，其會於組成及於其他規格中產生過寬的範圍。根據本發明，可藉由選擇特定組成範圍及藉由使用涉及測量實際Md30溫度之特殊程序及藉由採用特殊經驗知識來控制製程，而更安全地將貧二相鋼設計及製造成具有最佳延展性以及良好焊接性質。此新穎創新方法需能在高度可成形產品之設計中利用真實TRIP效應。如圖7中所說明，使用工具箱概念，其中使用基於測量之相平衡及沃斯田鐵安定性之實驗模型來選擇將針對經設計可成形性經受特殊熱機械處理的合金組成(沃斯田鐵比例及Md30溫度)。藉由此模型，可設計沃斯田鐵安定性，而得到針對特定客戶或較展現TRIP效應之沃斯田鐵系不鏽鋼具更大彈性之方案應用的最佳可成形性。對於此等 沃斯田鐵系不鏽鋼，調整TRIP效應的唯一方式係選擇另一熔體組成，然而根據本發明，在二相合金中利用TRIP效應，諸如溶液退火溫度之熱處理產生微調TRIP效應而不一定需引入新熔體的可能。然而，如於關於碳及氮之段落中所述，必需將關於碳及氮含量之特殊考慮列入考量。碳含量必需以避免高溫碳化物且改良可焊性的方式選擇。
根據本發明所製得之二相肥粒鐵-沃斯田鐵系鋼可經製成為鑄件、鑄錠、平板、大鋼胚、小鋼胚及扁平產物諸如板、薄片、條、線圈、及長產物諸如棒、桿、線、輪廓及形狀、無縫及焊接管件及/或管材。此外，可製造諸如金屬粉末、成形形狀及輪廓之其他產物。
本發明參照圖式作更詳細說明，其中圖1係顯示使用Satmagan設備之Md30溫度測量之結果圖，圖2顯示Md30溫度及麻田散鐵含量對在1050℃下退火之本發明鋼之應變硬化及均一伸長率的影響，圖3a顯示測量Md30溫度對伸長率的影響，圖3b顯示計算Md30溫度對伸長率的影響，圖4顯示沃斯田鐵含量對伸長率的效應，圖5顯示當於1050℃下退火時，本發明合金A使用電子反射散繞射(EBSD)評估之微結構， 圖6顯示當於1050℃下退火時，本發明合金B之微結構，及圖7係工具箱模型之示意說明。

Claims (23)

  1. 一種製造具有良好可成形性、良好可焊性及高伸長率之肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼的方法，其特徵在於熱處理含有在0.17-0.295重量%範圍內之碳及氮之總和C+N的該不鏽鋼，其中藉由增加的氮含量補償用來避免焊接期間之敏感化之總和C+N的較低碳含量，以維持可成形性，以致不鏽鋼之微結構於經熱處理狀態中含有45-75%沃斯田鐵，其餘微結構為肥粒鐵，且將不鏽鋼之測量Md30溫度調整為介於0與50℃之間，以利用相變誘導塑性(TRIP)來改良不鏽鋼的可成形性。
  2. 如申請專利範圍第1項之方法，其中，該不鏽鋼之Md30溫度係藉由使不鏽鋼應變及經由測量經相變麻田散鐵之比例來測量。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該熱處理係以溶液退火來進行。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該熱處理係以高頻感應退火來進行。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該熱處理係以局部退火來進行。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該退火係在900-1200℃之溫度範圍內進行。
  7. 如申請專利範圍第6項之方法，其中，該退火係在 1000-1150℃之溫度範圍內進行。
  8. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該測量Md30溫度係調整為介於10與45℃之間。
  9. 如申請專利範圍第8項之方法，其中，該測量Md30溫度係調整為介於20與35℃之間。
  10. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該不鏽鋼含有0.2-0.29重量%之C+N總和。
  11. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該不鏽鋼含有0.23-0.27重量%之C+N總和。
  12. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其中，該不鏽鋼以重量%計含有：低於0.05% C、0.2-0.7% Si、2-5% Mn、19-20.5% Cr、0.8-1.5% Ni、低於0.6% Mo、低於1% Cu、0.16-0.26% N、其餘的Fe及無可避免的雜質。
  13. 如申請專利範圍第12項之方法，其中，該不鏽鋼視情況包含一或多種添加元素：0-0.5重量% W、0-0.2重量% Nb、0-0.1重量% Ti、0-0.2重量% V、0-0.5重量% Co、0-50ppm B、及0-0.04重量% Al。
  14. 如申請專利範圍第12項之方法，其中，該不鏽鋼包含低於0.010重量% S，低於0.040重量% P作為無可避免的雜質，以使總和(S+P)小於0.04重量%，且總氧含量低於100ppm。
  15. 如申請專利範圍第14項之方法，其中，該不鏽鋼包含 低於0.005重量% S，低於0.040重量% P作為無可避免的雜質，以使總和(S+P)小於0.04重量%，且總氧含量低於100ppm。
  16. 如申請專利範圍第12項之方法，其中，該不鏽鋼含有低於0.035重量% C。
  17. 如申請專利範圍第12項之方法，其中，該不鏽鋼含有1.0-1.35重量% Ni。
  18. 如申請專利範圍第12項之方法，其中，該不鏽鋼含有0.18-0.24重量% N。
  19. 一種利用具有良好可成形性、良好可焊性及高伸長率之肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼的方法，其特徵在於基於測量Md30溫度及沃斯田鐵比例熱處理含有在0.17-0.295重量%範圍內之碳及氮之總和C+N的該肥粒鐵-沃斯田鐵系不鏽鋼，其中藉由增加的氮含量補償用來避免焊接期間之敏感化之總和C+N的較低碳含量，以維持可成形性，以針對期望的應用解決方案調整相變誘導塑性(TRIP)效應。
  20. 如申請專利範圍第19項之方法，其中，該熱處理係以溶液退火來進行。
  21. 如申請專利範圍第19項之方法，其中，該熱處理係以高頻感應退火來進行。
  22. 如申請專利範圍第19項之方法，其中，該熱處理係以局部退火來進行。
  23. 如申請專利範圍第1或19項之方法，其中，該不鏽鋼係經製成為鑄件、鑄錠、平板、大鋼胚、小鋼胚、板、薄片、條、線圈、棒、桿、線、輪廓及形狀、無縫及焊接管件及/或管材、金屬粉末、成形形狀及輪廓。
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