一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法

一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法
【专利摘要】一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法，该钢的化学成分重量百分比为：C：0.15～0.20％，Si：0.2～0.8％，Mn：17.0～19.0％，Cr：13.5～14.5％，N：0.25～0.30％，Cu：0.5～0.8％，B：0.0015～0.0040％，其余为Fe及不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：C+N≥0.43％，1.00≤(Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)≤1.20，Md30/50温度≤?100℃。该钢在凝固过程中为全奥氏体模式(无δ相形成)，室温时硬度达到HV425～497，屈服强度1100～1350MPa，同时保证室温形变硬化达到高强度后仍保持无磁性，且不含镍，不需形变后消磁热处理，成本显著降低，可以广泛用于纺织、电子、仪器仪表等要求高硬度、耐磨和无磁性的行业。
【专利说明】
一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及无镍不锈钢及其制造方法，具体涉及一种高硬度无磁无镍不锈钢及其 制造方法。
【背景技术】
[0002] 硬态不锈钢是指将不锈钢板或者钢带进行调质乳制(形变硬化），给予钢带一定的 冷乳压下量，冷加工后不做退火处理，获得硬态不锈钢产品。硬态不锈钢一般比固溶处理 (或退火处理)后的相同材料强度高、硬度高，因此，材料更耐磨，使用寿命更长。常用的硬态 不锈钢主要为300系奥氏体不锈钢中的S30400(304)和S30100(301)。
[0003] 硬态不锈钢常用于纺织、电子、仪器仪表等行业。以纺织行业为例，服装加工完成 后有一道工序是利用检针机或者磁性仪检测，如果检测到导磁，则认为服装中存在折断的 纺织针，不能流入下道工序。当服装的拉链、纽扣或者标签采用不锈钢制造时，必须满足无 磁性(不导磁)的要求，才能不干扰检针机的工作。这些技术领域同时又要求高硬度，以解决 耐磨和变形的问题。
[0004] 另一个问题是，常规的奥氏体不锈钢在不变形的条件下可以满足无磁的要求，但 是在加工成纽扣或者拉链、标签过程中，加工或变形工序会导致材料由无磁变为带磁，从而 无法满足应用。比如304是无磁的，可是弯折或者成形时，就由无磁变为导磁。常规的工艺是 消磁热处理，但是消磁热处理导致工件变形，且增加成本。
[0005] 根据ASTM A240标准，304的标准成分为：C<0.08%，Si<0.75%，Mn<2.0%，Cr: 18.0~20.0%，Ni :8.0~10.5%，一般地304的典型成分为CO .06%，Si 0.4%，Mn 1.0%，Cr 18 %，Ni 8 %。为获得较高硬度，304可以进行冷加工硬化。如图1所示，304冷加工变形30 % 时，硬度HV由退火态HV 179提高到HV 376,随变形量增加，硬度进一步提高。但是，在硬度提 高的同时，304逐渐由无磁变为导磁材料，即磁性仪可以检测到逐渐增加的磁性相含量。
[0006] 这种由无磁转变为带磁性的过程，不仅产生在冷加工乳制硬化以提高硬度的过程 中，还出现在终端用户将不锈钢加工成所需要的部件、零件或者形状的过程中，而这种过程 既不可避免，又无法在后续过程中采用其他工艺消除此过程产生的磁性（消磁热处理可以 部分消除冷加工磁性相，但是成本高，且易导致零部件变形）。因此，304或者硬态304在无磁 领域的应用被限制在对磁性要求不高的场合，对于那些要求微弱磁性或者完全无磁的领 域，304则无法满足。
[0007] 304的问题还在于价格较高，8%Ni占304不锈钢成本的50%以上。尤其是对成本敏 感的纺织等行业，既要求高硬度、加工成型后完全不导磁或者弱导磁，又要求低成本，304的 应用受到了限制。
[0008] 304等常规奥氏体不锈钢为δ铁素体+奥氏体凝固模式，J.C.Ma发表于Materials Science and Engineering A Volume 444,Issues 1-2,25January2007,Pages 64-68的石开 究结果显示304凝固过程中δ铁素体的存在和保留。奥氏体不锈钢304具有磁性或导磁的原 因在于：（1)凝固或者热加工过程中产生导磁的δ相(铁素体相）；（2)冷加工后出现磁性马氏 体相。抑制磁性相出现的主要途径就是扩大凝固时的奥氏体相区，提高冷加工时奥氏体相 的稳定性。常规方法是提高镍含量，并由此产生了一个新的不锈钢牌号S30500(305)，标准 成分为：(：<0.12%^<0.75%，]\111<2.0%，0 17.0~19.0%，附10.5~13.5%。常用的 典型成分为:C 0.06%，Si 0.4%，Mn 1.0%，Cr 18%，Ni 10.5%。镍含量提高后，305冷变 形后马氏体相含量远远低于同样压下的304不锈钢，因此可以满足低磁条件下的应用要求。 但是由于305不锈钢中镍含量高达10.5%，因此其成本大大提高。不锈钢中每增加1%的镍， 意味着增加10~15%的原材料成本。另一方面，305在冷加工变形累计到一定程度时，仍产 生磁性，无法满足较高标准的无磁要求。
[0009] 分析304不锈钢中奥氏体向应变诱发马氏体转变可以发现，马氏体相变的发生和 量的增加取决于奥氏体相的稳定性。一般用Mdwso温度来评价奥氏体相转变为应变诱发马 氏体相的趋势，其含义是应变50 %时，产生马氏体相含量达到30 %的温度。换句话说，材料 在该温度下变形50 %时，马氏体相含量可达到30 %。如果Mdwso温度越高，代表该材料中奥 氏体相越不稳定，材料发生应变诱发马氏体相变的趋势就越明显，其中，Md3Q/5() = 580-520C- 2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo。
[0010] 将304不锈钢的典型成分代入Md3_温度公式，计算得到Md3_(304) = 50°C，305不 锈钢的典型成分代入Md3Q/5()温度公式，计算得到Md3Q/5()(305)=27°C。可见，304的Md3Q/5()温度 较高，因此，在冷乳过程中容易发生应变诱发马氏体相相变，导致材料产生磁性；305的 Md3〇/5Q温度与304比较降低了23°C，因此其应变诱发马氏体相变发生的量要小于304,原因在 于305中镍含量与304相比提高了2%。但是305加镍后，Md3〇/5()温度与304比较仅降低23°C，在 变形量稍大时仍产生磁性，因此，限制了该材料的推广和应用。
[0011] 针对纺织、电子、仪器仪表等行业的需求，已出现一些相关专利或者研究，主要沿 着两个不同的方向发展（1)提高Ni、Mn含量，增加奥氏体稳定性，使材料在变形时不产生磁 性相；（2)降低Ni含量，通过Μη、N合金化，增加奥氏体稳定性，使材料在变形时不产生磁性 相，同时降低成本。Ni是稳定奥氏体最常见的元素，现有无磁不锈钢均为含镍体系。
[0012] 中国专利CN93121570.6公开了一种新型奥氏体无磁不锈钢，其化学成分为：C< 0.12%，Si<1.0%，Mn:10~13%，Ρ<0·03%，S<0.03%，Cr:12~14%，Ni:4~6%，Cu:1.5 ~2.5%，Re <0.02%，其余为Fe。其成分特点是含稀土元素，且Cr含量远低于304;添加 Μη、 Cu都有利于降低Mdwso温度，减少或避免冷加工过程中磁性马氏体相的出现，但添加 Ni 4~ 6%，成本较高。
[0013]中国专利CN90107850.6公开了一种单相奥氏体无磁不锈钢，其化学成分为：C < 0.08%，Si<1.5%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.2~14.95%，Ni:12.0~13.9%，Cu:2.5~ 3 · 5 %，P < 0 · 025 %，S < 0 · 015 %，Re: 0 · 005~0 · 05 %，其余为Fe。该材料基体组织稳定，经 20%~80%变形后，仍为单相奥氏体组织，而且导磁率性能稳定，但其镍含量高达12.0~ 13.9%，所以虽然具有优良的无磁特性，但成本显著增加。

【发明内容】

[0014]本发明的目的在于提供一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法，该钢材料在凝 固过程中为全奥氏体模式（无 S相形成），该钢硬度达到HV425~497,屈服强度为1100~ 1350MPa，磁性相含量为0%，大大提高硬度和强度且无磁，同时显著降低成本，可以广泛用 于纺织、电子、仪器仪表等要求高硬度、耐磨和无磁性的行业。
[0015] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0016] 一种高硬度无磁无镍不锈钢，其化学成分重量百分比为:C:0.15~0.20%，Si :0.2 ~0.8%，Μη:17·0~19.0%，Cr:13.5~14.5%，Ν:0·25~0.30%，Cu:0.5~0·8%，Β:0·0015 ~0.0040%，其余为Fe及不可避免的杂质;且上述元素同时需满足如下关系：
[0017] C+N> 0.43% ；
[0018] 1.00< (Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)<1.20；
[0019] 580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo <-100°C。
[0020] 进一步，所述高硬度无磁无镍不锈钢的化学成分还包含:V <0.1%、Nb <0.1%中 的一种或两种，以重量百分比计。
[0021] 又，所述高硬度无磁无镍不锈钢的化学成分还需满足如下关系：[0.021 (Cr+ 0.9Mn)-0.204]/N> 1.50〇
[0022] 所述高硬度无磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥 氏体组织。
[0023] 所述高硬度无磁无镍不锈钢的硬度为HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa， 磁性相含量为0 %。
[0024]在本发明的成分设计中：
[0025] C、N(碳、氮）：在本发明所述的无镍体系中，碳、氮是强奥氏体形成元素，一定程度 上可以取代镍，促进奥氏体形成，并稳定奥氏体组织，显著降低Mdwso温度。每添加0.1 %C， 可以使 Md3Q/5Q(Md3()/5() = 580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo)温度降低 52°C，每添加 0.1 % N，可以使Mdwso温度降低30 °C，有效抑制应变过程中磁性马氏体相的形成。但是，当 碳、氮含量过高时，易形成富铬碳化物或氮化物，导致晶间腐蚀。另外，氮含量过高时易产生 凝固气孔，热乳时变形抗力大、易产生边裂缺陷。但是如何综合控制无镍体系中C、N含量，是 本发明的关键。本发明钢中控制C:0.15~0.20%，N:0.25~0.30%且C+N2 0.43%。同时控 制合金中氮的溶解度是实际氮含量的1.5倍以上，确保连铸时无气泡生成的风险，即控制 [0.021(Cr+0.9Mn)-0.204]/N>1.50〇
[0026] Si(硅）：硅是铁素体形成和稳定元素，在熔炼过程中用于脱氧，同时硅可以提高铁 素体相的高温强度。但是硅含量过高时将降低氮的溶解度，并加速金属间相的析出。因此， 本发明钢中设计硅含量为〇. 2~0.8 %。
[0027] Μη(锰）：锰是奥氏体形成和稳定元素，可以利用锰一定程度上取代镍，获得奥氏体 组织，同时锰的添加可以显著提高氮的溶解度，另外锰的添加也可以降低Mdwso温度，每添 加1 % Μη，可以使Md3〇/5()温度降低16 °C。因此，本发明钢中控制Μη含量为17.0~19.0 %。
[0028] Cr(铬）：铬是钢获得耐腐蚀性能的最重要元素，为保证良好的耐蚀性，需要添加较 高的铬。但铬是主要的铁素体形成元素，过高的铬将导致材料中出现铁素体相，不能保证全 奥氏体凝固模式。本发明钢中控制Cr含量为13.5~14.5%，同时利用N提高耐蚀性的效果辅 助改善耐蚀性。
[0029] Cu(铜）：铜是奥氏体形成元素，可以提高不锈钢的塑性和在还原性酸中的耐腐蚀 性。但是铜也是成本较高的元素。因此，本发明钢中控制铜含量为0.5~0.8%。
[0030] V(钒）、Nb(铌）：钒、铌作为可选元素，主要作用是细化组织，提高钢液纯净度，提高 热加工性能，其含量均控制在0.1 %以下。
[0031] B(硼）：本发明由于无镍和C、N较高，其热加工性能较差，热乳时易导致钢卷边裂报 废。硼的添加可以细化组织，提高晶界强度，改善热塑性，但是硼过量将导致材料热加工性 反而恶化，因此，本发明经过探索，发现在本合金体系中，添加0.0015 % < B < 0.0040 %可以 获得最佳的热加工性能。
[0032] 本发明化学成分中控制C+N 2 0 ·43%，1 ·00 < (Cr+Mo+1 · 5Si )/(30N+30C+0 · 25Cu+ 0.5MnH 1.20:保证钢材料从凝固开始到凝固终了过程中不产生铁素体相即全奥氏体凝 固，同时不发生晶粒过度长大导致裂纹的现象。
[0033]同时，本发明控制Md3Q/5()温度< _100°C，确保奥氏体具有高稳定性，形变硬化或者 成形65%时，材料的变形模式为孪晶或位错增殖，不产生马氏体相变，因此无马氏体相生 成。
[0034]本发明所述高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其包括以下步骤：
[0035] (1)按上述成分冶炼，铸造成铸坯，铸造时过热度< 35°C ;然后锻造或热乳，加热温 度1180~1230°C ;再进行退火+酸洗；
[0036] (2)将步骤1)得到的钢板进行冷乳+冷乳后退火+酸洗，其中，冷乳后退火温度为 1100~1130°C;然后，调质乳制，控制压下率为40~65%。
[0037] 本发明在铸造时控制过热度< 35°C，以避免全奥氏体凝固模式下晶粒长大导致的 裂纹;并控制锻造或热乳过程中加热温度为1180~1230Γ，避免晶粒长大导致裂纹。
[0038]本发明控制冷乳后退火温度为1100~1130Γ:原因在于本发明无镍成分体系中碳 含量为0.15~0.20%，碳化物析出量大，冷乳后较高的退火温度才能确保碳化物充分固溶。 碳化物如果固溶不充分将导致材料的耐蚀性下降。更关键的是如果碳以碳化物而非固溶的 形式存在，其对奥氏体的稳定性没有贡献，无法确保奥氏体相在冷应变过程中保持稳定。 [0039]通过本发明的冷加工变形，材料的强度和硬度提高，其中，硬度可以达到HV 425~ 497,且尤其保证冷加工变形过程中磁性相0%。本发明钢种的高硬度来源于成分设计中的 固溶强化和调质乳制。但是本发明与常规的形变硬化不同，本发明通过特殊的成分设计和 压下率配合，使硬化来源于位错+孪晶，而非常规奥氏体不锈钢的位错+马氏体相变。但当压 下率过大时，随着应变的积累，本发明的成分也存在产生马氏体相变的可能性。因此，本发 明配合成分体系控制压下率在40~65%。
[0040] 本发明利用C、N元素取代Ni元素，获得室温下的奥氏体组织，有效降低昂贵的Ni元 素含量，从而降低成本；同时利用C、N等元素显著降低Mdwso温度，提高奥氏体相的稳定性， 抑制应变诱发马氏体相的产生；另外，C、N作为固溶强化元素，本身也可以提高材料强度和 硬度。
[0041] 全奥氏体凝固模式是本发明的核心创新点之一。现有奥氏体不锈钢基本以δ铁素 体+奥氏体方式凝固，而δ相为磁性相(等同于导磁相）。即使后续热加工过程可以降低δ相比 例，但难以完全消除。本发明提出了控制成分体系中全奥氏体凝固模式的设计原则，以及控 制铬当量/镍当量<1.20时，可以确保无镍，设计得到含Μη、Ν成分体系的全奥氏体凝固模 式，具有高温凝固全无磁和低温冷加工全无磁的优良特性。
[0042]本发明采用两种方式复合获得高硬度：固溶强化，控制材料中C+N 2 0.43%，固溶 强化可以使屈服强度提高300MPa以上。形变硬化，将材料进行压下率为40~65%的乳制，通 过形变强化获得高硬度。但前提是材料的]^3()/5() = 580-520(：-23丨-16111-23附-30(^-26〇1- 10M〇 < -100°C，保证材料的奥氏体具有高稳定性，冷变形时不产生导磁的马氏体相。并最终 在无镍的条件下获得HV 425~497的高硬度。
[0043]本发明材料在凝固过程中无 δ相形成，凝固模式为全奥氏体凝固，且材料从凝固到 室温均不产生磁性相。且钢材料的Mdwso温度< _100°C，确保在变形成纽扣、拉链等零部件 过程中，材料不产生马氏体相变，不产生磁性相。同时材料无镍，成本比304或现有无磁不锈 钢低20%以上。
[0044] 本发明涉及的公式和关系式中元素符号表示对应元素的重量百分含量X 100。
[0045] 与现有技术相比，本发明的有益效果：
[0046] (1)无磁特性:本发明通过全奥氏体凝固和高奥氏体稳定性的成分设计，高温凝固 时无导磁的δ相生成，室温变形时无导磁的马氏体相生成。同时，高的奥氏体稳定性确保材 料在使用过程中经弯折、成形或者加工时，也不产生导磁相，即维持无磁特性。
[0047] (2)高硬度:本发明在C、N固溶强化的基础上，通过形变强化进一步提高硬度和强 度，使材料室温时硬度达到HV 425~497，屈服强度1100~1350MPa，延伸率2 5 %，同时无磁 性。使用时，在加工成零部件的成形过程中，本发明钢材料继续保持无导磁相产生。
[0048]与常规304(硬度HV 180,屈服强度280MPa)相比，本发明钢的硬度和强度提高3~4 倍，耐磨性和刚度也显著提升，这些性能是建立在无磁性的前提下。常规304也可以通过形 变强化，但常规304变形强化过程中会产生导磁相，满足不了无磁性的要求。
[0049] (3)无镍:本发明钢中不含镍且控制铜含量较低，同时不需形变后消磁热处理，成 本显著降低，远低于304或含镍钢种，适于纺织等民用领域；
[0050] 另一方面，本发明不添加贵重镍元素，但具有高温凝固全无磁和低温冷加工全无 磁的优良特性，也是本发明的创新之一。
【附图说明】
[0051] 图1为现有304(即对比例1)在冷变形过程中硬度和导磁相含量变化示意图。
[0052]图2为本发明实施例3凝固过程中的相含量变化示意图。
[0053]图3为对比例1凝固过程中的相含量变化示意图。
[0054]图4为对比例2凝固过程中的相含量变化示意图。
[0055]图5为对比例3凝固过程中的相含量变化示意图。
【具体实施方式】
[0056]下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0057]表1为本发明实施例及对比例钢的成分，表2为本发明实施例及对比例钢的关键工 艺参数及钢的性能。
[0058]本发明实施例以电炉-A0D冶炼的生产流程为例：将铬铁、镍铁以及废钢等加入电 炉进行融化，恪清后将钢液倒入A0D炉，在A0D炉内进行脱C、脱S和增N、控N的吹炼，当冶炼成 分达到要求时，将钢液倒入中间包，并在立弯式连铸机上进行浇铸。连铸的过热度为35°C以 下，板还拉速为0.8~1.3m/min，确保全奥氏体凝固下组织均勾，无气孔缺陷。将连铸板还放 入辊底式加热炉加热到1180~1230Γ，在热连乳机组上乳制到所需厚度后卷取。然后进行 连续的酸洗退火，退火温度1100~1130 °C，保证碳化物充分固溶。然后进行形变硬化乳制， 压下率40~65%。
[0059]利用磁性测试仪检测了不同材料中导磁马氏体相的含量。力学性能均取自冷乳 板，采用JIS 13B标准加工和检测。本发明钢以及对比钢种力学性能检测见过参见表2。
[0060]由图2可知，本发明实施例3在凝固开始至凝固终了过程中完全无铁素体相生成， 其凝固模式为液相直接转变为奥氏体相；由图3、图4、图5可知，对比例1、对比例2和对比例3 均为铁素体相+奥氏体相析出模式，即先析出部分铁素体相，这些铁素体相在温度降低过程 中可以逐步转化为奥氏体相，但是并不能完全消除，部分铁素体相会保留至室温。
[0061 ]由表2可知，在实现硬度达到HV 425~497时，本发明实施例均保持磁性相含量为 〇，即保持完全无磁的特性。对比例1硬度达到HV 413和441时，磁性相含量达到22.5 %和 29.9%，材料明显变为导磁材料，而且随着其硬度的增加，磁性相比例也增加，无法满足无 磁的用途。对比例2硬度达到HV 422，435和455时，其磁性相含量分别达到0.9%，1.6%和 2.0%，也变为导磁材料，无法满足完全无磁的应用要求。对比例3在硬度达到HV 428和447 时，其磁性相含量仍维持0，但是对比例3中钢种镍含量达到4.5 %，为含镍无磁钢成分体系 且镍含量较高，而本发明中实施例均不含镍，为完全无镍的新成分体系，具有成本低同时性 能优异的材料。
[0062]由表1-2可见，本发明钢材料的硬度达到HV 425~497度，屈服强度1100~ 1350MPa，延伸率2 5%，具有高硬度且完全无磁的特点；同时利用C、N、Mn能够降低Md3Q/5〇温 度，将材料的Md3Q/5()温度降低到-100 °C以下。材料经过形变硬化加工，具有高强度和高硬度， 可以满足纺织、电子行业等对材料力学性能的需要。同时由于奥氏体相的稳定性提高，材料 的硬化主要通过加工硬化产生，即通过位错和孪晶的产生和堆积产生，而不产生磁性的马 氏体相，确保硬态材料的无磁特性。同时本发明钢材料中无贵重镍元素，成本较低，可以大 量应用于纺织、电子仪器、设备等要求高硬度、低成本且必须无磁的领域。
[0063]
[0065]
【主权项】
1. 一种高硬度无磁无镍不锈钢，其化学成分重量百分比为:c:0.15~0.20%，Si :0.2~ 0.8%，Mn:17.0~19.0%，Cr:13.5~14.5%，N:0.25~0.30%，Cu :0.5~0.8%，B:0.0015~ 0.0040%，其余为Fe及不可避免的杂质;且上述元素同时需满足如下关系： C+N>0.43%； 1.00 < (Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)<1.20； 580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo <-100°C。2. 根据权利要求1所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无磁无镍不 锈钢的化学成分中还包含:V <0.1%、Nb <0.1%中的一种或两种，以重量百分比计。3. 根据权利要求1或2所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无磁无 镍不锈钢的化学成分还需满足如下关系：[0.021 (Cr+0.9Mn)-0.204]/N2 1.50。4. 根据权利要求1-3任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无 磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥氏体组织。5. 根据权利要求1-4任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无 磁无镍不锈钢的硬度达到HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa，磁性相含量为0%。6. 根据权利要求1-5任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其包括以下步 骤： 1) 按权利要求1-3任一项所述化学成分冶炼，铸造成铸坯，铸造时过热度< 35°C ;然后 锻造或热乳，加热温度为1180~1230 °C ;再进行退火+酸洗； 2) 将步骤1)得到的钢板进行冷乳+冷乳后退火+酸洗，其中，退火温度为1100~1130°C ; 然后，调质乳制，控制压下率为40~65%。7. 根据权利要求6所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高硬度 无磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥氏体组织。8. 根据权利要求6或7所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高 硬度无磁无镍不锈钢的硬度达到HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa，磁性相含量为 0%〇
【文档编号】C22C38/26GK105839022SQ201610196107
【公开日】2016年8月10日
【申请日】2016年3月31日
【发明人】张伟, 张鑫, 杜伟, 吴狄峰
【申请人】宝钢不锈钢有限公司