一种高强高韧不锈钢及其加工方法
【专利摘要】一种高强高韧不锈钢及其加工方法，该不锈钢包含如下特征：（1）所述不锈钢含有重量百分比为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，其余为Fe；（2）所述不锈钢包含奥氏体和应变诱发马氏体组织，其中马氏体为不规则的近似纺锤体形状，其长轴平均尺寸在50~1000 nm之间，短轴平均尺寸在20~500 nm之间，马氏体在不锈钢中的体积百分比为0.1~20%；马氏体与奥氏体的界面存在一个元素偏聚层，该偏聚层厚度为1~20 nm，层内Ni、Mn、N、Si元素的含量分别是各元素在不锈钢中平均含量的1.2~3倍。本发明制得的不锈钢具备高强高韧性，屈服强度提高至1000 MPa以上且延伸率保持在30%以上，避免了传统材料加工技术固有的强度与塑性此消彼长的矛盾。
【专利说明】
-种高强高初不诱钢及其加工方法
技术领域
[0001] 本发明设及一种高强高初不诱钢材料及其加工方法，具体来说是一种具有高屈服 强度高延伸率的不诱钢及其加工方法。 技术背景
[0002] 汽车工业是影响国民经济发展、技术进步和社会现代化的支柱产业具有重要地 位，我国明确提出要加速发展汽车工业。汽车工业的发展与钢铁材料是密不可分的，汽车制 造行业是薄钢板的最大用户，为了降低油耗，节约能源，汽车要向轻量化发展，因此对汽车 用钢板提出了越来越高的要求。
[0003] 一汽奥迪A6、上海大众B5、上海通用的Buick轿车及一些家用轿车等就大量采用了 高强度、锻锋钢板W及激光拼焊板等大众系列轿车用钢板采用德国标准，品种设及热锻锋、 电锻锋和局强度钢板等，最宽达1800mm，最厚达4mm;富康轿车用钢板义用法国标准，W热锻 锋为主;夏利轿车用钢板采用日本标准，W热锻锋合金化为主;切诺基吉普车用钢采用美国 标准，热锻锋和热锻锋合金化并用。
[0004] 热社高强度钢板多用于车架等承受应力较大的零件、不同车型的纵横梁等，此类 钢板在载货汽车上用量很大，约占载重车用热社钢板总量的60%-70%。因此既要有较高 的强度，又要有较好的成形性。一般汽车用热社钢板最高强度为500MPa，虽然添加师、Ti等 微合金元素高其强度，但对成形性有影响，从而限制了它的应用。目前为了提高强度水平， 开发了双相钢和TRIP钢。
[0005] 双相钢(高强度钢)铁素体-马氏体复合组织钢板的特点是在细小的铁素体基体上 分布大约15%的硬相，并通过固溶原子进一步强化。其生产工艺是在社制钢板时，在铁素体 和奥氏体的双相区停留一段时间，有相铁素体大量析出，剩余相奥氏体的切农度增加，然后 采用快速冷却方法使奥氏体组织转变为马氏体组织。由于钢中主要是铁素体相，大约80% ~90%，其总延伸率较高，同时由于从奥氏体转变为马氏体时体积膨胀而引起周围部分形 成位错，使屈服强度降低并具有良好成形性能铁素体-马氏体复合组织钢板的抗拉强度在 550~650M化之间，新研制的马氏体复合组织热社钢板最高强度为780MPa，延伸率为21 %。
[0006] TRIP钢(高强度钢）由于成形性的限制，双相钢无法达到SOOMPa的强度水平，为满 足更高强度的需求，并解决强度与塑性矛盾开发了相变诱导塑性钢，简称TRIP钢，TRIP钢是 作为高延伸性高强度钢板的希望之星而登场的。TRIP钢的成分WC-Mn-Si合金系统为主其 成分特点是低碳、低合金化和钢质纯净。其生产工艺是在热社时，采用双相区临界退火和贝 氏体转变区保溫的热处理工艺具有铁素体、贝氏体和约10%的残余奥氏体Ξ相组织，具有 10%的残余奥氏体的热社钢板在加工成型时，残余奥氏体逐渐转变为马氏体组织，由于硬 化克服了局部变形提高了总延伸率。高强度来自于马氏体、贝氏体和合金元素固溶强化的 共同贡献。TRIP钢性能变化范围为：屈服强度340MPa~860MPa，抗拉强度eiOMPalO~80MPa， 延伸率22%~37%。
[0007] 随着汽车轻量化和安全性能要求的进一步提高，对汽车用高强钢，尤其是作为保 险杆用钢提出更高的强初性要求。通常要求钢板具有lOOOM化W上的屈服强度和不低于 30%的延伸率。如此高的性能指标是上述双相钢和TRIP均无法达到的性能水平。因此迫切 需要开发新型先进高强高初钢。
【发明内容】
[0008] 本发明的目的在于提供一种高强高初不诱钢及其加工方法，W解决传统材料加工 技术固有的强度与塑性此消彼长的矛盾。
[0009] 为解决上述技术问题，发明人进行了种种研究，结果发现，在3XX系不诱钢中，除了 规定母材的基本成分W外，还需限定组织和加工条件，利用弥散分布的纳米马氏体W及界 面元素偏聚导致的马氏体失活效应来实现高强高初综合性能。
[0010] 本发明采用的技术方案如下：
[0011] 本发明提供了一种不诱钢，该不诱钢包含如下特征：
[0012] (1)所述不诱钢含有重量百分比为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，其余为化;各化学组分中，P和S为杂质；
[0013] (2)所述不诱钢包含奥氏体和应变诱发马氏体组织，其中马氏体为不规则的近似 纺键体形状，其长轴平均尺寸在50~lOOOnm之间，短轴平均尺寸在20~500nm之间，马氏体 在不诱钢中的体积百分比为0.1~20%;马氏体与奥氏体的界面存在一个元素偏聚层，该偏 聚层厚度为1~20nm，层内Ni、Mn、N、Si元素的含量分别是各元素在不诱钢中平均含量的1.2 ~3倍。
[0014] 本发明提供了一种所述不诱钢的加工方法，包括如下步骤：
[0015] (a)将化学元素组成符合要求的原料进行固溶处理，冷却得到试样;原料的化学元 素组成为:重量百分含量为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，其余为 Fe；
[0016] (b)将试样在室溫下进行一定程度的变形，变形过程采用多道次小变形逐步增加 变形量的方式进行，每道次的截面收缩率增量为0.01~0.1，累计总截面收缩率应符合公式 (1)
[0017] 1-θχρ{-β[1-θχρ(-αε )]"}<〇. 3(1)
[001引ε是截面收缩率，
[0019] α是与层错能(SFE)相关的参数，通过查阅相关层错能与α对应的数据可获得α，
[0020] β是与该试样材料马氏体相变化学驱动能相关参数，通过查阅化学驱动能与防?应 的数据可获知β，
[0021] η是指前因子，通常取2;
[0022] (C)对经步骤(b)处理的试样进行退火处理，退火溫度为50~550°C，退火时间为 lOmin~10化，冷却得到不诱钢。
[0023] 步骤(a)中，为了获得高强度和扩大奥氏体区，原料中添加了C和N元素，但是C含量 超过0.1 %或N含量超过0.2 %时，在晶界上会析出Cr碳化物，降低钢材塑性，因而将其上限 分别定为0.1%和0.2%。为了使该不诱钢在室溫具有应变诱发马氏体效应，原料中添加了 化和Ni元素，但是化和Ni元素添加太多将导致材料层错能过高而无法在室溫发生马氏体相 变，添加太少又将导致材料在冷却过程过早相变为马氏体，因此并将Cr和Μ元素含量分别 限定在15%~17%和5%~7%。
[0024] 进一步，步骤(a)中，固溶处理的溫度为1050°C~1150°C，保溫时间为Imin~2h，冷 却方式为泽水或者泽油。
[0025] 本发明为了获得高强度，利用前述所提的应变诱发马氏体效应，步骤(b)在室溫对 试样进行一定程度的加工变形，使部分奥氏体转变为马氏体。马氏体含量太少则强化效果 不明显，但是马氏体含量太高将严重损害塑性，因此将马氏体含量控制在1%~20%。为了 有效发挥马氏体的强化作用，通过多道次小变形的变形方式使所产生的应变诱发马氏体为 不规则的近似纺键体形状，其长轴平均尺寸为50~lOOOnm，短轴尺寸平均为20~5(K)nm。进 一步，步骤(b)中，变形方式为社制、冲压、锻造或拉拔。其中层错能和相变驱动能均由材料 的化学成分确定，当材料的化学成分确定时，其对应的层错能和相变驱动能也确定。其中层 错能可通过公式(2)计算：
[0026] SFE = -53+6.2(%Ni)+0.7(%Cr)+3.2(%Mn)+9.3(%Mo)(2)
[0027] 式(2)中，％Ni、％化、％Mn、％Mo表示运些元素各自在不诱钢中的重量百分含量。 [00%]本发明步骤(C)中，为在不降低塑性的条件下还能进一步提高屈服强度，对经步骤 (b)多道次小变形后的试样进行长时间低溫退火，由于Ni、Mn、Si、N是奥氏体扩大化元素，它 们在马氏体中的能量高于其在奥氏体的能量，倾向于由马氏体向奥氏体扩散，通过本发明 的50~550°C退火lOmin~10化处理，使上述元素发生扩散并在马氏体和奥氏体界面富集产 生界面偏聚区，该偏聚区的产生将导致马氏体周围被一层更稳定的奥氏体包围和束缚，无 法在后续的变形中继续长大而失活，从而使得试样在变形过程中必须重新通过位错运动、 塞积W诱发马氏体形核长大。进一步，步骤(C)中，加热方式为随炉升溫，冷却方式为随炉冷 却或空冷。
[0029] 本发明优选所述不诱钢的加工方法由步骤(a)~(C)组成。
[0030] 本发明的有益效果在于:本发明通过室溫变形制备的不诱钢屈服强度达到eOOMPa W上延伸率达到30%;通过后续退火试样屈服强度提高至1000M化W上且延伸率保持在 30% W上。所W，本发明制得的不诱钢不仅具备高强高初性，且避免了传统材料加工技术固 有的强度与塑性此消彼长的矛盾。
【附图说明】
[0031 ]图1为本发明实施例1的工程应力应变曲线，1为室溫加工变形所获得的试样;2为 室溫加工之后又长时间低溫退火所获得的试样。
[0032] 图2为本发明的X射线谱线，1为实施例1室溫加工变形所获得的试样，2为实施例17 室溫加工变形所获得的试样。
[0033] 图3为本发明实施例3室溫加工变形所获得的试样的透射电镜中屯、暗场照片，照片 中白亮区域为马氏体。
[0034] 图4a为本发明实施例1室溫变形且低溫热处理后所获得试样的Ξ维原子探针结果 之界面元素偏聚区分布图。
[0035] 图4b为本发明实施例1室溫变形且低溫热处理后所获得试样的Ξ维原子探针结果 之基体与界面处化、Ni、Mn、Si和N元素的分布曲线。
【具体实施方式】
[0036] 下面W具体实施例对本发明的技术方案做进一步说明，但本发明的保护范围不限 于此：
[0037] 实施例1:
[003引将含有重量百分比为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，其余为化的钢于1050°C保溫化之后泽水。将所得试样于室 溫下进行多道次社制变形，每道次的社制变形量为0.05，累计总变形量为0.2。之后将所得 试样于450°C保溫2地，空冷。采用透射电子显微镜观察所得试样内部马氏体的形状和尺寸， 采用X射线衍射测量所得试样马氏体的含量。根据《GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1 部分:室溫试验方法》进行拉伸试验，测试试样屈服强度和延伸率。采用Ξ维原子探针测试 试样中马氏体周围的成分。
[0039] 实施例2:
[0040] 所用材料成分为 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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0041 ] 实施例3:
[0042] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0043] 实施例4:
[0044] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0045] 实施例5:
[0046] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0047] 实施例6:
[004引所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0049] 实施例7:
[0化0]所用材料成分为 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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0化1] 实施例8:
[0化2]所用材料成分为 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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0化3] 实施例9:
[0054] 所用固溶溫度为1150°C，时间为Imin，冷却方式为泽水，其他内容均与实施例1相 同。
[0055] 实施例10:
[0056] 所用固溶溫度为1100°C，时间为30min，冷却方式为泽油，其他内容均与实施例1相 同。
[0057] 实施例11:
[0058] 所用室溫变形方式为冲压而非社制，其他内容均与实施例1相同。
[0059] 实施例12:
[0060] 所用室溫变形方式为锻造而非社制，其他内容均与实施例1相同。
[006。 实施例13:
[0062] 所用室溫变形方式为拉拔而非社制，其他内容均与实施例1相同。
[0063] 实施例14:
[0064] 所用室溫社制道次变形量为0.01，其他内容均与实施例1相同。
[0065] 实施例15:
[0066] 所用室溫社制道次变形量为0.1，累计变形量为0.3，其他内容均与实施例1相同。
[0067] 实施例16:
[0068] 所用室溫社制累计变形量为0.15，其他内容均与实施例1相同。
[0069] 实施例17:
[0070] 所用室溫社制道次变形量为0.01，累计变形量为0.1，其他内容均与实施例1相同。 [007。 实施例18:
[0072] 室溫社制后所用退火工艺为550°C退火lOmin，其他内容均与实施例1相同。
[0073] 实施例19:
[0074] 室溫社制后所用退火工艺为50°C退火10化，其他内容均与实施例1相同。
[007引实施例20:
[0076] 室溫社制后所用退火工艺为150°C退火50h，其他内容均与实施例1相同。
[0077] 对比例1:
[007引所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0079] 对比例2:
[0080] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0081 ] 对比例3:
[0082] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0083] 对比例4:
[0084] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[00化]对比例5:
[0086] 所用材料成分为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，其余为化其他内容均与实施例1相同。
[0087] 对比例6:
[0088] 所用室溫社制每道次变形量为0.2,其他内容均与实施例1相同。
[0089] 对比例7:
[0090] 所用室溫社制累计变形量为0.5,其他内容均与实施例1相同。
[0091] 对比例8:
[0092] 室溫社制后所用退火工艺为650°C退火2地，其他内容均与实施例1相同。
[0093] 对比例9:
[0094] 室溫社制后所用退火工艺为250°C退火5min，其他内容均与实施例1相同。
[00M] 上述实施例的结果如表1和表2所示：
[0096] 表1为上述实施例长时间低溫退火所得试样的马氏体含量和尺寸
[0097]
[009引
[0099] 表2为上述实施例室溫变形所得试样和长时间低溫退火所得试样的屈服强度与延 伸率
[0100]
[0101]
[0102]表3为上述实施例长时间低溫退火所得试样的Ξ维原子探针测试所得元素含量
[0103]
[0104] 结果分析如下：
[0105] 实施例1~8是考察成分对马氏体形态、含量和尺寸的影响作用的例子。实施例1-8 均得到了纺键体马氏体，且含量在1 %~20 %之间，长轴在100~1000皿，短轴在20~500皿。 而对比例1由于C和N含量过高，产生了大量Cr化合物;对比例2由于化含量过高，扩大了铁素 体区，导致奥氏体区太小，马氏体含量较高且相互连接在一起形成块状马氏体;对比例3由 于Ni含量过高，显著扩大奥氏体区且奥氏体过于稳定无法在室溫加工变形阶段发生应变诱 发马氏体效应，组织中无马氏体;对比例4由于Cr含量太低，相当于Ni含量过高，使得奥氏体 过于稳定无法在室溫加工变形阶段发生应变诱发马氏体效应，组织中无马氏体;对比例5由 于Ni含量太低，奥氏体过于不稳定，在固溶冷却过程完全转变为马氏体组织；W上结果说明 只有材料成分符合本发明所公开的范围，才能获得合理的马氏体含量和尺寸。
[0106] 实施例1，9，10是考察固溶处理方式对材料微结构和性能的影响作用的例子。无论 是泽水还是泽油，只要在本发明规定的保溫溫度和时间范围内都能获得理想的马氏体形 态、含量和尺寸的微观结构，并在低溫热处理后表现出强度显著提高而且不降低延伸率的 优异的力学性能。
[0107] 实施例1，11~13是考察室溫变形方式对材料微结构和性能影响作用的例子。无论 是社制、挤压、锻压还是拉拔均能获得理想的马氏体形态、含量和尺寸的微观结构，并在低 热溫处理后表现出强度显著提高而且不降低延伸率的优异的力学性能。
[0108] 实施例1，14~17是考察室溫道次变形量和累计变形量对材料微结构和性能影响 作用的例子。只要是在本发明所限定的道次变形量范围和累计变形量范围，均可获得理想 的马氏体形态、含量和尺寸的微观结构，并在低溫热处理后表现出强度显著提高而且不降 低延伸率的优异的力学性能。由实施例1和实施例14可知，道次变形量越小，所得马氏体尺 寸越小，强化效果相对越明显。当道次变形量超过限定范围，如对比例6，则无法实现低溫处 理后表现出强度显著提高而且不降低延伸率的效果。由实施例1和实施例15可知，在所限定 范围内累计变形量越大，马氏体含量越高，强化效果也越明显，且能保持低溫退火后延伸率 不降低的特性。当累计变形量超过限定，如对比例7,虽然马氏体含量高强化明显，但是延伸 率很低，无法达到高强高初目标。
[0109]实施例1，18~20是考察室溫变形后退火溫度和时间对材料微结构和性能影响作 用的例子。只要在本发明所限定的退火溫度范围和时间范围，均可得理想的马氏体形态、含 量和尺寸的微观结构，并在低溫热处理后表现出强度显著提高而且不降低延伸率的优异的 力学性能。若退火溫度超过限定范围，如对比例8,则将导致马氏体逆相变回奥氏体，并产生 化化合物，严重劣化材料性能。若退火时间过短，如对比例9，则合金元素尚未来得及扩散富 集。如表3所示，尚未产生明显的元素偏聚层，无法实现强度显著提高而且不降低延伸率的 效果。
【主权项】
1. 一种不锈钢，该不锈钢包含如下特征： (1) 所述不锈钢含有重量百分比为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，其余为卩6; (2) 所述不锈钢包含奥氏体和应变诱发马氏体组织，其中马氏体为不规则的近似纺锤 体形状，其长轴平均尺寸在50~lOOOnm之间，短轴平均尺寸在20~500nm之间，马氏体在不 锈钢中的体积百分比为0.1~20%;马氏体与奥氏体的界面存在一个元素偏聚层，该偏聚层 厚度为1~20nm，层内附111、151元素的含量分别是各元素在不锈钢中平均含量的1.2~3 倍。2. -种如权利要求1所述的不锈钢的加工方法，包括如下步骤： (a) 将化学元素组成符合要求的原料进行固溶处理，冷却得到试样;原料的化学元素组 成为：重量百分含量为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，其余为 Fe; (b) 将试样在室温下进行一定程度的变形，变形过程采用多道次小变形逐步增加变形 量的方式进行，每道次的截面收缩率增量为0.01~0.1，累计总截面收缩率应符合公式(1) 1-θχρ{-β[ l-exp(-ae) ]η} <0.3 (1) ε是截面收缩率， α是与层错能相关的参数， β是与该试样材料马氏体相变化学驱动能相关参数， η是指前因子； (c) 对经步骤(b)处理的试样进行退火处理，退火温度为50~550°C，退火时间为lOmin ~100h，冷却得到不锈钢。3. 如权利要求2所述的不锈钢的加工方法，其特征在于:所述不锈钢的加工方法由步骤 (a)~(c)组成。4. 如权利要求2或3所述的不锈钢的加工方法，其特征在于:步骤(a)中，固溶处理的温 度为1050 °C~1150 °C，保温时间为lmin~2h。5. 如权利要求2或3所述的不锈钢的加工方法，其特征在于:步骤(a)中，冷却方式为淬 水或者淬油。6. 如权利要求2或3所述的不锈钢的加工方法，其特征在于:步骤(b)中，变形方式为乳 制、冲压、锻造或拉拔。7. 如权利要求2或3所述的不锈钢的加工方法，其特征在于:步骤(c)中，加热方式为随 炉升温，冷却方式为随炉冷却或空冷。
【文档编号】C21D1/18GK106011678SQ201610437107
【公开日】2016年10月12日
【申请日】2016年6月17日
【发明人】刘嘉斌, 王宏涛, 方攸同
【申请人】浙江大学