一種高強(qiáng)高韌不銹鋼及其加工方法
【專利摘要】一種高強(qiáng)高韌不銹鋼及其加工方法,該不銹鋼包含如下特征:(1)所述不銹鋼含有重量百分比為0.01%~0.1%的C,0.05%~0.2%的N,不高于0.03%的P,不高于0.003%的S,0.5~1%的Si,1.0~2.0%的Mn,15%~17%的Cr,5%~7%的Ni,其余為Fe;(2)所述不銹鋼包含奧氏體和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體組織,其中馬氏體為不規(guī)則的近似紡錘體形狀,其長(zhǎng)軸平均尺寸在50~1000 nm之間,短軸平均尺寸在20~500 nm之間,馬氏體在不銹鋼中的體積百分比為0.1~20%;馬氏體與奧氏體的界面存在一個(gè)元素偏聚層,該偏聚層厚度為1~20 nm,層內(nèi)Ni、Mn、N、Si元素的含量分別是各元素在不銹鋼中平均含量的1.2~3倍。本發(fā)明制得的不銹鋼具備高強(qiáng)高韌性,屈服強(qiáng)度提高至1000 MPa以上且延伸率保持在30%以上,避免了傳統(tǒng)材料加工技術(shù)固有的強(qiáng)度與塑性此消彼長(zhǎng)的矛盾。
【專利說(shuō)明】
-種高強(qiáng)高初不誘鋼及其加工方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明設(shè)及一種高強(qiáng)高初不誘鋼材料及其加工方法,具體來(lái)說(shuō)是一種具有高屈服 強(qiáng)度高延伸率的不誘鋼及其加工方法。 技術(shù)背景
[0002] 汽車工業(yè)是影響國(guó)民經(jīng)濟(jì)發(fā)展、技術(shù)進(jìn)步和社會(huì)現(xiàn)代化的支柱產(chǎn)業(yè)具有重要地 位,我國(guó)明確提出要加速發(fā)展汽車工業(yè)。汽車工業(yè)的發(fā)展與鋼鐵材料是密不可分的,汽車制 造行業(yè)是薄鋼板的最大用戶,為了降低油耗,節(jié)約能源,汽車要向輕量化發(fā)展,因此對(duì)汽車 用鋼板提出了越來(lái)越高的要求。
[0003] 一汽奧迪A6、上海大眾B5、上海通用的Buick轎車及一些家用轎車等就大量采用了 高強(qiáng)度、鍛鋒鋼板W及激光拼焊板等大眾系列轎車用鋼板采用德國(guó)標(biāo)準(zhǔn),品種設(shè)及熱鍛鋒、 電鍛鋒和局強(qiáng)度鋼板等,最寬達(dá)1800mm,最厚達(dá)4mm;富康轎車用鋼板義用法國(guó)標(biāo)準(zhǔn),W熱鍛 鋒為主;夏利轎車用鋼板采用日本標(biāo)準(zhǔn),W熱鍛鋒合金化為主;切諾基吉普車用鋼采用美國(guó) 標(biāo)準(zhǔn),熱鍛鋒和熱鍛鋒合金化并用。
[0004] 熱社高強(qiáng)度鋼板多用于車架等承受應(yīng)力較大的零件、不同車型的縱橫梁等,此類 鋼板在載貨汽車上用量很大,約占載重車用熱社鋼板總量的60%-70%。因此既要有較高 的強(qiáng)度,又要有較好的成形性。一般汽車用熱社鋼板最高強(qiáng)度為500MPa,雖然添加師、Ti等 微合金元素高其強(qiáng)度,但對(duì)成形性有影響,從而限制了它的應(yīng)用。目前為了提高強(qiáng)度水平, 開(kāi)發(fā)了雙相鋼和TRIP鋼。
[0005] 雙相鋼(高強(qiáng)度鋼)鐵素體-馬氏體復(fù)合組織鋼板的特點(diǎn)是在細(xì)小的鐵素體基體上 分布大約15%的硬相,并通過(guò)固溶原子進(jìn)一步強(qiáng)化。其生產(chǎn)工藝是在社制鋼板時(shí),在鐵素體 和奧氏體的雙相區(qū)停留一段時(shí)間,有相鐵素體大量析出,剩余相奧氏體的切農(nóng)度增加,然后 采用快速冷卻方法使奧氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。由于鋼中主要是鐵素體相,大約80% ~90%,其總延伸率較高,同時(shí)由于從奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)體積膨脹而引起周圍部分形 成位錯(cuò),使屈服強(qiáng)度降低并具有良好成形性能鐵素體-馬氏體復(fù)合組織鋼板的抗拉強(qiáng)度在 550~650M化之間,新研制的馬氏體復(fù)合組織熱社鋼板最高強(qiáng)度為780MPa,延伸率為21 %。
[0006] TRIP鋼(高強(qiáng)度鋼)由于成形性的限制,雙相鋼無(wú)法達(dá)到SOOMPa的強(qiáng)度水平,為滿 足更高強(qiáng)度的需求,并解決強(qiáng)度與塑性矛盾開(kāi)發(fā)了相變誘導(dǎo)塑性鋼,簡(jiǎn)稱TRIP鋼,TRIP鋼是 作為高延伸性高強(qiáng)度鋼板的希望之星而登場(chǎng)的。TRIP鋼的成分WC-Mn-Si合金系統(tǒng)為主其 成分特點(diǎn)是低碳、低合金化和鋼質(zhì)純凈。其生產(chǎn)工藝是在熱社時(shí),采用雙相區(qū)臨界退火和貝 氏體轉(zhuǎn)變區(qū)保溫的熱處理工藝具有鐵素體、貝氏體和約10%的殘余奧氏體Ξ相組織,具有 10%的殘余奧氏體的熱社鋼板在加工成型時(shí),殘余奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織,由于硬 化克服了局部變形提高了總延伸率。高強(qiáng)度來(lái)自于馬氏體、貝氏體和合金元素固溶強(qiáng)化的 共同貢獻(xiàn)。TRIP鋼性能變化范圍為:屈服強(qiáng)度340MPa~860MPa,抗拉強(qiáng)度eiOMPalO~80MPa, 延伸率22%~37%。
[0007] 隨著汽車輕量化和安全性能要求的進(jìn)一步提高,對(duì)汽車用高強(qiáng)鋼,尤其是作為保 險(xiǎn)桿用鋼提出更高的強(qiáng)初性要求。通常要求鋼板具有l(wèi)OOOM化W上的屈服強(qiáng)度和不低于 30%的延伸率。如此高的性能指標(biāo)是上述雙相鋼和TRIP均無(wú)法達(dá)到的性能水平。因此迫切 需要開(kāi)發(fā)新型先進(jìn)高強(qiáng)高初鋼。
【發(fā)明內(nèi)容】
[0008] 本發(fā)明的目的在于提供一種高強(qiáng)高初不誘鋼及其加工方法,W解決傳統(tǒng)材料加工 技術(shù)固有的強(qiáng)度與塑性此消彼長(zhǎng)的矛盾。
[0009] 為解決上述技術(shù)問(wèn)題,發(fā)明人進(jìn)行了種種研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn),在3XX系不誘鋼中,除了 規(guī)定母材的基本成分W外,還需限定組織和加工條件,利用彌散分布的納米馬氏體W及界 面元素偏聚導(dǎo)致的馬氏體失活效應(yīng)來(lái)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)高初綜合性能。
[0010] 本發(fā)明采用的技術(shù)方案如下:
[0011] 本發(fā)明提供了一種不誘鋼,該不誘鋼包含如下特征:
[0012] (1)所述不誘鋼含有重量百分比為0.01 %~0.1 %的C,0.05%~0.2%的N,不高于 0.03 % 的P,不高于 0.003% 的S,0.5~1 % 的Si, 1.0~2.0 % 的Μη,15 % ~17% 的Cr,5% ~ 7%的Ni,其余為化;各化學(xué)組分中,P和S為雜質(zhì);
[0013] (2)所述不誘鋼包含奧氏體和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體組織,其中馬氏體為不規(guī)則的近似 紡鍵體形狀,其長(zhǎng)軸平均尺寸在50~lOOOnm之間,短軸平均尺寸在20~500nm之間,馬氏體 在不誘鋼中的體積百分比為0.1~20%;馬氏體與奧氏體的界面存在一個(gè)元素偏聚層,該偏 聚層厚度為1~20nm,層內(nèi)Ni、Mn、N、Si元素的含量分別是各元素在不誘鋼中平均含量的1.2 ~3倍。
[0014] 本發(fā)明提供了一種所述不誘鋼的加工方法,包括如下步驟:
[0015] (a)將化學(xué)元素組成符合要求的原料進(jìn)行固溶處理,冷卻得到試樣;原料的化學(xué)元 素組成為:重量百分含量為0.01 %~0.1 %的C,0.05%~0.2%的N,不高于0.03%的P,不高 于0.003% 的S,0.5~1 % 的Si, 1.0~2.0% 的Μη, 15% ~17% 的Cr ,5% ~7% 的Ni,其余為 Fe;
[0016] (b)將試樣在室溫下進(jìn)行一定程度的變形,變形過(guò)程采用多道次小變形逐步增加 變形量的方式進(jìn)行,每道次的截面收縮率增量為0.01~0.1,累計(jì)總截面收縮率應(yīng)符合公式 (1)
[0017] 1-θχρ{-β[1-θχρ(-αε )]"}<〇. 3(1)
[001引ε是截面收縮率,
[0019] α是與層錯(cuò)能(SFE)相關(guān)的參數(shù),通過(guò)查閱相關(guān)層錯(cuò)能與α對(duì)應(yīng)的數(shù)據(jù)可獲得α,
[0020] β是與該試樣材料馬氏體相變化學(xué)驅(qū)動(dòng)能相關(guān)參數(shù),通過(guò)查閱化學(xué)驅(qū)動(dòng)能與防?應(yīng) 的數(shù)據(jù)可獲知β,
[0021] η是指前因子,通常取2;
[0022] (C)對(duì)經(jīng)步驟(b)處理的試樣進(jìn)行退火處理,退火溫度為50~550°C,退火時(shí)間為 lOmin~10化,冷卻得到不誘鋼。
[0023] 步驟(a)中,為了獲得高強(qiáng)度和擴(kuò)大奧氏體區(qū),原料中添加了C和N元素,但是C含量 超過(guò)0.1 %或N含量超過(guò)0.2 %時(shí),在晶界上會(huì)析出Cr碳化物,降低鋼材塑性,因而將其上限 分別定為0.1%和0.2%。為了使該不誘鋼在室溫具有應(yīng)變誘發(fā)馬氏體效應(yīng),原料中添加了 化和Ni元素,但是化和Ni元素添加太多將導(dǎo)致材料層錯(cuò)能過(guò)高而無(wú)法在室溫發(fā)生馬氏體相 變,添加太少又將導(dǎo)致材料在冷卻過(guò)程過(guò)早相變?yōu)轳R氏體,因此并將Cr和Μ元素含量分別 限定在15%~17%和5%~7%。
[0024] 進(jìn)一步,步驟(a)中,固溶處理的溫度為1050°C~1150°C,保溫時(shí)間為Imin~2h,冷 卻方式為澤水或者澤油。
[0025] 本發(fā)明為了獲得高強(qiáng)度,利用前述所提的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體效應(yīng),步驟(b)在室溫對(duì) 試樣進(jìn)行一定程度的加工變形,使部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。馬氏體含量太少則強(qiáng)化效果 不明顯,但是馬氏體含量太高將嚴(yán)重?fù)p害塑性,因此將馬氏體含量控制在1%~20%。為了 有效發(fā)揮馬氏體的強(qiáng)化作用,通過(guò)多道次小變形的變形方式使所產(chǎn)生的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體為 不規(guī)則的近似紡鍵體形狀,其長(zhǎng)軸平均尺寸為50~lOOOnm,短軸尺寸平均為20~5(K)nm。進(jìn) 一步,步驟(b)中,變形方式為社制、沖壓、鍛造或拉拔。其中層錯(cuò)能和相變驅(qū)動(dòng)能均由材料 的化學(xué)成分確定,當(dāng)材料的化學(xué)成分確定時(shí),其對(duì)應(yīng)的層錯(cuò)能和相變驅(qū)動(dòng)能也確定。其中層 錯(cuò)能可通過(guò)公式(2)計(jì)算:
[0026] SFE = -53+6.2(%Ni)+0.7(%Cr)+3.2(%Mn)+9.3(%Mo)(2)
[0027] 式(2)中,%Ni、%化、%Mn、%Mo表示運(yùn)些元素各自在不誘鋼中的重量百分含量。 [00%]本發(fā)明步驟(C)中,為在不降低塑性的條件下還能進(jìn)一步提高屈服強(qiáng)度,對(duì)經(jīng)步驟 (b)多道次小變形后的試樣進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間低溫退火,由于Ni、Mn、Si、N是奧氏體擴(kuò)大化元素,它 們?cè)隈R氏體中的能量高于其在奧氏體的能量,傾向于由馬氏體向奧氏體擴(kuò)散,通過(guò)本發(fā)明 的50~550°C退火lOmin~10化處理,使上述元素發(fā)生擴(kuò)散并在馬氏體和奧氏體界面富集產(chǎn) 生界面偏聚區(qū),該偏聚區(qū)的產(chǎn)生將導(dǎo)致馬氏體周圍被一層更穩(wěn)定的奧氏體包圍和束縛,無(wú) 法在后續(xù)的變形中繼續(xù)長(zhǎng)大而失活,從而使得試樣在變形過(guò)程中必須重新通過(guò)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、 塞積W誘發(fā)馬氏體形核長(zhǎng)大。進(jìn)一步,步驟(C)中,加熱方式為隨爐升溫,冷卻方式為隨爐冷 卻或空冷。
[0029] 本發(fā)明優(yōu)選所述不誘鋼的加工方法由步驟(a)~(C)組成。
[0030] 本發(fā)明的有益效果在于:本發(fā)明通過(guò)室溫變形制備的不誘鋼屈服強(qiáng)度達(dá)到eOOMPa W上延伸率達(dá)到30%;通過(guò)后續(xù)退火試樣屈服強(qiáng)度提高至1000M化W上且延伸率保持在 30% W上。所W,本發(fā)明制得的不誘鋼不僅具備高強(qiáng)高初性,且避免了傳統(tǒng)材料加工技術(shù)固 有的強(qiáng)度與塑性此消彼長(zhǎng)的矛盾。
【附圖說(shuō)明】
[0031 ]圖1為本發(fā)明實(shí)施例1的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線,1為室溫加工變形所獲得的試樣;2為 室溫加工之后又長(zhǎng)時(shí)間低溫退火所獲得的試樣。
[0032] 圖2為本發(fā)明的X射線譜線,1為實(shí)施例1室溫加工變形所獲得的試樣,2為實(shí)施例17 室溫加工變形所獲得的試樣。
[0033] 圖3為本發(fā)明實(shí)施例3室溫加工變形所獲得的試樣的透射電鏡中屯、暗場(chǎng)照片,照片 中白亮區(qū)域?yàn)轳R氏體。
[0034] 圖4a為本發(fā)明實(shí)施例1室溫變形且低溫?zé)崽幚砗笏@得試樣的Ξ維原子探針結(jié)果 之界面元素偏聚區(qū)分布圖。
[0035] 圖4b為本發(fā)明實(shí)施例1室溫變形且低溫?zé)崽幚砗笏@得試樣的Ξ維原子探針結(jié)果 之基體與界面處化、Ni、Mn、Si和N元素的分布曲線。
【具體實(shí)施方式】
[0036] 下面W具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案做進(jìn)一步說(shuō)明,但本發(fā)明的保護(hù)范圍不限 于此:
[0037] 實(shí)施例1:
[003引將含有重量百分比為0.01%的C,0.2%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si, 1.0%的Μη,15%的化,5%的Μ,其余為化的鋼于1050°C保溫化之后澤水。將所得試樣于室 溫下進(jìn)行多道次社制變形,每道次的社制變形量為0.05,累計(jì)總變形量為0.2。之后將所得 試樣于450°C保溫2地,空冷。采用透射電子顯微鏡觀察所得試樣內(nèi)部馬氏體的形狀和尺寸, 采用X射線衍射測(cè)量所得試樣馬氏體的含量。根據(jù)《GB/T 228.1-2010金屬材料拉伸試驗(yàn)第1 部分:室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測(cè)試試樣屈服強(qiáng)度和延伸率。采用Ξ維原子探針測(cè)試 試樣中馬氏體周圍的成分。
[0039] 實(shí)施例2:
[0040] 所用材料成分為 0.1 % 的C,0.2% 的N,0.03 % 的P,0.003% 的S ,0.5% 的Si ,1.0% 的Μη,15%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0041 ] 實(shí)施例3:
[0042] 所用材料成分為0.1%的C,0.05%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,15%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0043] 實(shí)施例4:
[0044] 所用材料成分為0.05%的C,0.1%的N,0.02%的P,0.001%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,15%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0045] 實(shí)施例5:
[0046] 所用材料成分為0.05%的C,0.15%的N,0.02%的P,0.001%的S,l%的Si,2.0% 的Μη,15%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0047] 實(shí)施例6:
[004引所用材料成分為0.05 % 的C,0.15 % 的N,0.02% 的P,0.001 % 的S,0.5% 的Si, 1.0%的Μη,17%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0049] 實(shí)施例7:
[0化0]所用材料成分為 0.05 % 的C,0.15 % 的N,0.02 % 的P,0.001 % 的S,0.5 % 的Si, 1.0%的Μη,15%的化,7%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0化1] 實(shí)施例8:
[0化2]所用材料成分為 0.05 % 的C,0.15 % 的N,0.01 % 的P,0.001 % 的S,0.8 % 的Si, 1.5%的Μη,16%的化,6%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0化3] 實(shí)施例9:
[0054] 所用固溶溫度為1150°C,時(shí)間為Imin,冷卻方式為澤水,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相 同。
[0055] 實(shí)施例10:
[0056] 所用固溶溫度為1100°C,時(shí)間為30min,冷卻方式為澤油,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相 同。
[0057] 實(shí)施例11:
[0058] 所用室溫變形方式為沖壓而非社制,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0059] 實(shí)施例12:
[0060] 所用室溫變形方式為鍛造而非社制,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[006。 實(shí)施例13:
[0062] 所用室溫變形方式為拉拔而非社制,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0063] 實(shí)施例14:
[0064] 所用室溫社制道次變形量為0.01,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0065] 實(shí)施例15:
[0066] 所用室溫社制道次變形量為0.1,累計(jì)變形量為0.3,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0067] 實(shí)施例16:
[0068] 所用室溫社制累計(jì)變形量為0.15,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0069] 實(shí)施例17:
[0070] 所用室溫社制道次變形量為0.01,累計(jì)變形量為0.1,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。 [007。 實(shí)施例18:
[0072] 室溫社制后所用退火工藝為550°C退火lOmin,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0073] 實(shí)施例19:
[0074] 室溫社制后所用退火工藝為50°C退火10化,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[007引實(shí)施例20:
[0076] 室溫社制后所用退火工藝為150°C退火50h,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0077] 對(duì)比例1:
[007引所用材料成分為0.2%的C,0.25%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,15%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0079] 對(duì)比例2:
[0080] 所用材料成分為0.05%的C,0.1%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,20%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0081 ] 對(duì)比例3:
[0082] 所用材料成分為0.05%的C,0.1%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,17%的化,9%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0083] 對(duì)比例4:
[0084] 所用材料成分為0.05%的C,0.1%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,13%的化,5%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[00化]對(duì)比例5:
[0086] 所用材料成分為0.05%的C,0.1%的N,0.03%的P,0.003%的S,0.5%的Si,1.0% 的Μη,17%的化,3%的Ni,其余為化其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0087] 對(duì)比例6:
[0088] 所用室溫社制每道次變形量為0.2,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0089] 對(duì)比例7:
[0090] 所用室溫社制累計(jì)變形量為0.5,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0091] 對(duì)比例8:
[0092] 室溫社制后所用退火工藝為650°C退火2地,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[0093] 對(duì)比例9:
[0094] 室溫社制后所用退火工藝為250°C退火5min,其他內(nèi)容均與實(shí)施例1相同。
[00M] 上述實(shí)施例的結(jié)果如表1和表2所示:
[0096] 表1為上述實(shí)施例長(zhǎng)時(shí)間低溫退火所得試樣的馬氏體含量和尺寸
[0097]
[009引
[0099] 表2為上述實(shí)施例室溫變形所得試樣和長(zhǎng)時(shí)間低溫退火所得試樣的屈服強(qiáng)度與延 伸率
[0100]
[0101]
[0102]表3為上述實(shí)施例長(zhǎng)時(shí)間低溫退火所得試樣的Ξ維原子探針測(cè)試所得元素含量
[0103]
[0104] 結(jié)果分析如下:
[0105] 實(shí)施例1~8是考察成分對(duì)馬氏體形態(tài)、含量和尺寸的影響作用的例子。實(shí)施例1-8 均得到了紡鍵體馬氏體,且含量在1 %~20 %之間,長(zhǎng)軸在100~1000皿,短軸在20~500皿。 而對(duì)比例1由于C和N含量過(guò)高,產(chǎn)生了大量Cr化合物;對(duì)比例2由于化含量過(guò)高,擴(kuò)大了鐵素 體區(qū),導(dǎo)致奧氏體區(qū)太小,馬氏體含量較高且相互連接在一起形成塊狀馬氏體;對(duì)比例3由 于Ni含量過(guò)高,顯著擴(kuò)大奧氏體區(qū)且?jiàn)W氏體過(guò)于穩(wěn)定無(wú)法在室溫加工變形階段發(fā)生應(yīng)變誘 發(fā)馬氏體效應(yīng),組織中無(wú)馬氏體;對(duì)比例4由于Cr含量太低,相當(dāng)于Ni含量過(guò)高,使得奧氏體 過(guò)于穩(wěn)定無(wú)法在室溫加工變形階段發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體效應(yīng),組織中無(wú)馬氏體;對(duì)比例5由 于Ni含量太低,奧氏體過(guò)于不穩(wěn)定,在固溶冷卻過(guò)程完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織;W上結(jié)果說(shuō)明 只有材料成分符合本發(fā)明所公開(kāi)的范圍,才能獲得合理的馬氏體含量和尺寸。
[0106] 實(shí)施例1,9,10是考察固溶處理方式對(duì)材料微結(jié)構(gòu)和性能的影響作用的例子。無(wú)論 是澤水還是澤油,只要在本發(fā)明規(guī)定的保溫溫度和時(shí)間范圍內(nèi)都能獲得理想的馬氏體形 態(tài)、含量和尺寸的微觀結(jié)構(gòu),并在低溫?zé)崽幚砗蟊憩F(xiàn)出強(qiáng)度顯著提高而且不降低延伸率的 優(yōu)異的力學(xué)性能。
[0107] 實(shí)施例1,11~13是考察室溫變形方式對(duì)材料微結(jié)構(gòu)和性能影響作用的例子。無(wú)論 是社制、擠壓、鍛壓還是拉拔均能獲得理想的馬氏體形態(tài)、含量和尺寸的微觀結(jié)構(gòu),并在低 熱溫處理后表現(xiàn)出強(qiáng)度顯著提高而且不降低延伸率的優(yōu)異的力學(xué)性能。
[0108] 實(shí)施例1,14~17是考察室溫道次變形量和累計(jì)變形量對(duì)材料微結(jié)構(gòu)和性能影響 作用的例子。只要是在本發(fā)明所限定的道次變形量范圍和累計(jì)變形量范圍,均可獲得理想 的馬氏體形態(tài)、含量和尺寸的微觀結(jié)構(gòu),并在低溫?zé)崽幚砗蟊憩F(xiàn)出強(qiáng)度顯著提高而且不降 低延伸率的優(yōu)異的力學(xué)性能。由實(shí)施例1和實(shí)施例14可知,道次變形量越小,所得馬氏體尺 寸越小,強(qiáng)化效果相對(duì)越明顯。當(dāng)?shù)来巫冃瘟砍^(guò)限定范圍,如對(duì)比例6,則無(wú)法實(shí)現(xiàn)低溫處 理后表現(xiàn)出強(qiáng)度顯著提高而且不降低延伸率的效果。由實(shí)施例1和實(shí)施例15可知,在所限定 范圍內(nèi)累計(jì)變形量越大,馬氏體含量越高,強(qiáng)化效果也越明顯,且能保持低溫退火后延伸率 不降低的特性。當(dāng)累計(jì)變形量超過(guò)限定,如對(duì)比例7,雖然馬氏體含量高強(qiáng)化明顯,但是延伸 率很低,無(wú)法達(dá)到高強(qiáng)高初目標(biāo)。
[0109]實(shí)施例1,18~20是考察室溫變形后退火溫度和時(shí)間對(duì)材料微結(jié)構(gòu)和性能影響作 用的例子。只要在本發(fā)明所限定的退火溫度范圍和時(shí)間范圍,均可得理想的馬氏體形態(tài)、含 量和尺寸的微觀結(jié)構(gòu),并在低溫?zé)崽幚砗蟊憩F(xiàn)出強(qiáng)度顯著提高而且不降低延伸率的優(yōu)異的 力學(xué)性能。若退火溫度超過(guò)限定范圍,如對(duì)比例8,則將導(dǎo)致馬氏體逆相變回奧氏體,并產(chǎn)生 化化合物,嚴(yán)重劣化材料性能。若退火時(shí)間過(guò)短,如對(duì)比例9,則合金元素尚未來(lái)得及擴(kuò)散富 集。如表3所示,尚未產(chǎn)生明顯的元素偏聚層,無(wú)法實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度顯著提高而且不降低延伸率的 效果。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種不銹鋼,該不銹鋼包含如下特征: (1) 所述不銹鋼含有重量百分比為0.01 %~0.1 %的C,0.05 %~0.2 %的N,不高于 0.03%的P,不高于0.003% 的S,0.5~1 % 的Si,1.0~2.0%的Μη,15%~17% 的Cr,5%~ 7%的附,其余為卩6; (2) 所述不銹鋼包含奧氏體和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體組織,其中馬氏體為不規(guī)則的近似紡錘 體形狀,其長(zhǎng)軸平均尺寸在50~lOOOnm之間,短軸平均尺寸在20~500nm之間,馬氏體在不 銹鋼中的體積百分比為0.1~20%;馬氏體與奧氏體的界面存在一個(gè)元素偏聚層,該偏聚層 厚度為1~20nm,層內(nèi)附111、151元素的含量分別是各元素在不銹鋼中平均含量的1.2~3 倍。2. -種如權(quán)利要求1所述的不銹鋼的加工方法,包括如下步驟: (a) 將化學(xué)元素組成符合要求的原料進(jìn)行固溶處理,冷卻得到試樣;原料的化學(xué)元素組 成為:重量百分含量為0.01 %~0.1 %的C,0.05%~0.2%的N,不高于0.03%的P,不高于 0.003% 的S,0.5~1% 的Si,1.0~2.0% 的 Mn,15%~17% 的Cr,5%~7% 的 Ni,其余為 Fe; (b) 將試樣在室溫下進(jìn)行一定程度的變形,變形過(guò)程采用多道次小變形逐步增加變形 量的方式進(jìn)行,每道次的截面收縮率增量為0.01~0.1,累計(jì)總截面收縮率應(yīng)符合公式(1) 1-θχρ{-β[ l-exp(-ae) ]η} <0.3 (1) ε是截面收縮率, α是與層錯(cuò)能相關(guān)的參數(shù), β是與該試樣材料馬氏體相變化學(xué)驅(qū)動(dòng)能相關(guān)參數(shù), η是指前因子; (c) 對(duì)經(jīng)步驟(b)處理的試樣進(jìn)行退火處理,退火溫度為50~550°C,退火時(shí)間為lOmin ~100h,冷卻得到不銹鋼。3. 如權(quán)利要求2所述的不銹鋼的加工方法,其特征在于:所述不銹鋼的加工方法由步驟 (a)~(c)組成。4. 如權(quán)利要求2或3所述的不銹鋼的加工方法,其特征在于:步驟(a)中,固溶處理的溫 度為1050 °C~1150 °C,保溫時(shí)間為lmin~2h。5. 如權(quán)利要求2或3所述的不銹鋼的加工方法,其特征在于:步驟(a)中,冷卻方式為淬 水或者淬油。6. 如權(quán)利要求2或3所述的不銹鋼的加工方法,其特征在于:步驟(b)中,變形方式為乳 制、沖壓、鍛造或拉拔。7. 如權(quán)利要求2或3所述的不銹鋼的加工方法,其特征在于:步驟(c)中,加熱方式為隨 爐升溫,冷卻方式為隨爐冷卻或空冷。
【文檔編號(hào)】C21D1/18GK106011678SQ201610437107
【公開(kāi)日】2016年10月12日
【申請(qǐng)日】2016年6月17日
【發(fā)明人】劉嘉斌, 王宏濤, 方攸同
【申請(qǐng)人】浙江大學(xué)