含钛的超高强度亚稳奥氏体不锈钢及其制造方法

专利名称：：含钛的超高强度亚稳奥氏体不锈钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种不锈钢，所述不锈钢是用作同时要求高强度、高疲劳性能以及耐腐蚀性的部件和组件，例如板簧、卷簧，硅单晶晶片生产中所用的叶片板(bladeplate)的最佳材料，尤其涉及具有极高抗拉强度的超高强度亚稳奥氏体不锈钢，以及所述钢的制造方法。在采用不锈钢制造诸如前述的部件或组件时，通常使用的是马氏体不锈钢、加工硬化不锈钢或沉淀硬化不锈钢。马氏体不锈钢通过由高温奥氏体态淬火获得马氏体相变强化来进行生产。实例包括SUS410和SUS420J2。通过对此类钢进行淬火-退火回火处理，可以获得高的强度和韧性。然而，当产品极薄时，淬火时的热应变会导致产品变形。这样就难于制造出具有所要求形状的产品。至于加工硬化不锈钢，在固溶处理态为奥氏体相的钢之后被进行冷加工以产生应变诱发马氏体相，从而获得高强度。此类亚稳奥氏体不锈钢的典型实例有SUS301和SUS304。这类钢的强度取决于冷加工的程度和马氏体的量。上述的淬火期间的热应变问题在此不会出现。然而，单单通过冷加工很难对强度进行精确控制。当冷加工程度过大时，各向异性增加，从而导致韧性下降。沉淀硬化不锈钢通过添加具有高沉淀硬化能力的元素以及时效硬化处理获得。含有添加元素Cu的SUS630和含有添加元素Al的SUS631是典型实例。前者在固溶处理后是马氏体单相组织并且由该组织进行时效硬化处理。所获得抗拉强度最高仅约为1400N／mm2。后者固溶处理后的组织是亚稳奥氏体相，并且，在通过冷加工或其它此类预处理使亚稳奥氏体相部分转变成马氏体相后再进行时效处理。硬化效果通过析出金属间化合物Ni3Al获得，而且，通过增加马氏体相的有利产生，抗拉强度可增至约1800N／mm2。利用这种时效硬化的不锈钢也包括为获得比前述传统不锈钢更高强度所开发的不锈钢。例如，日本专利申请公开(KOKAI)61-295356(1986)和4-202643(1992)均提出了对同时添加Cu和Si的亚稳奥氏体不锈钢进行适当程度的冷加工，之后再时效硬化处理的方法。这类方法可提供具有约2000N／mm2的抗拉强度的高强度钢。然而，通过所述方法获得高硬度的时效硬化温度范围很窄。因此，不容易应用于商业生产。在日本专利申请公开6-207250(1994)(此后记为’250)和7-300654(1995)(此后记为’654)，本发明人后来公开了，通过对同时添加有Mo和Si的亚稳奥氏体不锈钢进行适当程度的冷加工，之后，再于高温下进行时效硬化处理，可以获得具有约2000N／mm2的抗拉强度并且韧性也优异的高强度钢。虽然该方法要求对钢组成进行严格控制，但是今天的炼钢技术可完全满足这一要求。此外，由于时效硬化温度范围宽，而且，时效硬化可以在短时间发生，因此，该方法适合用于钢带的连续生产。可以说，前述’250和’654的内容已在相当程度上建立了2000N／mm2级强度的高强度不锈钢的生产技术。然而，最近，对强度更高的不锈钢材料，主要是用作弹簧材料和叶片板的不锈钢材料的需求正不断增加。为满足这一需求，需要开发和提供能够可靠获得不低于2200N／mm2的抗拉强度的钢材料。另一方面，18Ni马氏体时效型钢被认为是一种抗拉强度为2000-2400N／mm2的超高强度金属材料。例如，已知18Ni-9Co-5Mo-0．7Ti系的马氏体时效型钢和18Ni-12．5Co-4．2Mo-1．6Ti系的马氏体时效型钢的抗拉强度分别达到2000N／mm2和2400N／mm2。这些钢的韧性也相当好。然而，由于含有大量的昂贵元素如Ni，Co和Mo，这些钢的成本非常高。因此，这些钢实际用作便宜的弹簧等的材料是不可能的。鉴于上述情形，本发明的目的是使用亚稳奥氏体不锈钢作为材料制造并提供具有不低于2200N／mm2的高抗拉强度的超高强度金属材料。而且，本发明不仅能够提供在连续生产线上时效获得的钢带，而且也能够提供在加工成各种组件后通过分批处理来进行时效的钢。本发明人曾作过各种努力来使文献’250和’654教导的钢的抗拉强度增加至2200N／mm2的水平。然而，不能够始终如一地使这些钢的强度达到如此高的水平。通过进一步研究发现，使文献’250和’654教导的钢的强度超过2000N／mm2涉及一个合金设计方面的基本困难。因此，本发明人认为必须开发具有不同化学组成的新钢。照此推理，本发明人认为，从钢类型方面考虑，到目前为止较有利的是使用添加有Mo和Cu的沉淀硬化的亚稳奥氏体不锈钢，并且，还认为，与传统实践不同，通过采用另外还含有Ti的组成体系，能够获得2200N／mm2的高强度。本发明人还了解到，非常优选进行冷加工来在金属组织中产生应变诱发的马氏体相，以便获得由50-95vol％的马氏体+奥氏体构成的时效前组织。基于这一认识，本发明得以完成。在本发明的第一个方面，通过提供一种超高强度亚稳奥氏体不锈钢使前述目标得以实现，所述不锈钢的化学组成包含，以质量百分比计，不高于0．15％C，高于1．0-6．0％的Si，不高于5．0％的Mn，4．0-10．0％的Ni，12．0-18．0％的Cr，不高于3．5％的Cu，不高于5．0％的Mo，不高于0．02％的N，0．1-0．5％的Ti，余者为Fe和不可避免的杂质，并满足Si+Mo≥3．5％，其由方程(1)定义的Md(N)值为20-140，所述钢冷加工后的组织为由50-95vol％马氏体相和余者主要为奥氏体相构成的多相组织，并且存在分布在马氏体相中的Mo系析出相和Ti系析出相Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-300N-26Cu-10Mo…(1)所谓“主要为奥氏体相”，意思是析出相、金属间夹杂物以及少量(约低于1％)的δ铁素体相可以包括在内。例如，可以根据当用光学显微镜观察时发现奥氏体晶粒在加工方向上伸长的事实来确定冷加工组织的存在。典型的Mo系析出相包括Fe2Mo和Fe3Mo。典型的Ti系析出相包括Ni16Ti6Si7(G相)和Ni3Ti，这些析出相的存在可以采用显微观察方法，如使用电子显微镜来加以确定。在本发明的第二个方面，提供有一种根据所述第一个方面的超高强度亚稳奥氏体不锈钢，其中，所述钢进一步含有不高于0．5％(质量)的V和不高于0．5％(质量)的Nb中之至少一种。换言之，本发明的第二个方面提供一种超高强度亚稳奥氏体不锈钢，所述不锈钢的化学组成包括，以质量百分比计，不高于0．15％的C，高于1．0-6．0％的Si，不高于5．0％的Mn，4．0-10．0％的Ni，12．0-18．0％的Cr，不高于3．5％的Cu，不高于5．0％的Mo，不高于0．02％的N，0．1-0．5％的Ti，在不高于0．5％的V和不高于0．5％的Nb中之至少一种，余者为Fe和不可避免的杂质，满足Si+Mo≥3．5％，由方程(1)定义的Md(N)值为20-140，所述钢冷加工后的组织是一种由50-95vol％的马氏体相和余者主要为奥氏体相构成的多相组织，并且存在分布于马氏体相中的Mo系析出相和Ti系析出相。在本发明的第三个方面，提供有根据所述第一个或第二个方面的钢，其中，Cu含量为1．0-3．0％(质量)，Mo含量为1．0-4．5％(质量)。在本发明的第四个方面，提供有一种根据所述第一个至第三个方面中之任何一项的钢，其中，所述钢是具有不低于2200N／mm2的抗拉强度的薄板钢或线材钢。在本发明的第五个方面，提供有一种具有不低于2200N／mm2的抗拉强度的超高强度亚稳奥氏体不锈钢的生产方法，其包括一个对具有根据本发明的第一个方面的化学组成的钢进行固溶处理的步骤，一个对所述固溶处理的钢进行冷加工以获得具有含有50-95vol％的马氏体相的金属组织的钢的步骤，以及一个在300-600℃的温度范围对所述冷加工的钢进行0．5-300分钟时效处理的步骤。此处的“50-95vol％的马氏体”主要包括通过冷加工新产生的应变诱发马氏体相，但也包括固溶处理后已存在的冷却诱发马氏体相。所述马氏体相以外的部分主要是奥氏体相。在本发明的第六个方面，根据所述第五个方面的方法适应于进一步含有不高于0．5％(质量)的V和不高于0．5％(质量)的Nb中之至少一种的钢，即，具有根据所述第二个方面的化学组成的钢。在本发明的第七个方面，根据所述第五个或第六个方面的方法应用于其中Cu含量为1．0-3．0％(质量)和Mo含量为1．0-4．5％(质量)的钢。在本发明的第八个方面，提供有根据所述第五至第七个方面中之任何一项的方法，其中，进行时效处理的钢是一种具有包含50-95vol％的马氏体相的金属组织的钢，所述金属组织的获得过程为实施固溶处理步骤以获得由奥氏体相相构成的组织或者主要含有奥氏体相并且冷却诱发马氏体相不超过30vol％的组织，之后，对所述钢进行冷加工，以产生应变诱发马氏体相。在本发明的第九个方面，提供所述第五至第八个方面中之任何一项的方法，其中所述时效步骤采用成批方式进行，时间为10-300分钟。图1示出了Ti含量对在525℃时效60分钟的钢的抗拉强度的影响。图2示出了Ti含量对在525℃时效处理60分钟的钢的疲劳极限的影响。图3示出了时效温度对时效的本发明钢和对照钢的抗拉强度的影响。作为获得具有不低于2200N／mm2的抗拉强度的超高强度亚稳奥氏体不锈钢的条件，本发明规定了组元范围受到严格限制的独特的钢的化学组成。此外，在时效之前优选对钢的金属组织进行优化。现在，对决定本发明的特性进行说明。C(碳)是一种奥氏体形成元素，它能非常有效地抑制δ铁素体在高温下形成并且增加冷加工诱发的马氏体相的固溶强化。然而，当C含量太高时，在时效期间会容易出现粗大的Cr的碳化物，而且，这些碳化物趋于使晶界的耐腐蚀性能下降。此，由于本发明钢中的Ti含量较高，也会形成大量的Ti的碳化物，这些碳化物会损害钢的疲劳性能，为了防止出现这些有害影响，本发明中C含量被限定为不高于0．15％(质量)。Si(硅)通常用于加工硬化不锈钢等中起脱氧作用，其含量不高于1．0％(质量)，参见SUS301和SUS304。然而，在本发明中，采用比上述含量更高的Si为的是起在冷加工期间显著促进应变诱发马氏体的形成的作用。Si也能够通过对应变诱发马氏体相进行硬化并且还通过以固溶态进入奥氏体相对其进行硬化来促进时效后强度的提高。另外，硅通过在时效期间与Cu作用来提高时效硬化能力。高于1．0％(质量)的Si含量对于充分获得Si的上述这些有利作用是必需的。然而，当其含量超过6．0％(质量)时，在带卷焊接期间，即使对冷却温度加以控制，也容易诱发高温开裂，这会引起各种加工问题。因此，将Si含量确定为高于1．0至6．0％(质量)。优选Si含量为高于1．0％至4．0％(质量)。Mn(锰)是控制奥氏体相稳定性的元素。由于当Mn含量高时，马氏体相难于在冷加工时诱发形成，故确定其含量不高于5．0％(质量)。考虑到与其它元素间的平衡，其实际含量就限定在此范围内。Mn含量的下限优选0．2％(质量)，上限优选2．5％(质量)。Ni(镍)是一种为在高温及室温下获得奥氏体相所要求的元素。在本发明中，有必要对获得一种由单一奥氏体相构成或者主要由奥氏体相构成，同时还含有不高于30vol％的冷却诱发马氏体相的固溶处理后的组织给予特殊关注。当Ni含低于4．0％(质量)时，这种组织难于获得，原因是在高温下有大量的δ铁素体相产生，此外，在由固溶处理温度冷却至室温的过程中，容易产生马氏体相。另一方面，当Ni含量超过10．0％(质量)时，马氏体相难于通过冷加工诱发形成。因此，确定Ni含量为4．0-10．0％(质量)。优选Ni含量的下限为5．0％(质量)，上限优选为8．5％(质量)。Cr(铬)是一种保证耐腐蚀性所要求的元素，以本发明钢的预期用途上考虑，要求Cr含量不低于12．0％(质量)。然而，由于Cr是一种铁素体形成元素，故当其含量较高时，δ铁素体相很容易在高温下形成。须添加奥氏体形成元素(C，N，Ni，Mn，Cu等)来消除这一影响，但这些元素的过量添加又会使奥氏体相稳定化，并导致马氏体相不能通过冷加工充分诱发形成。因此，将Cr含量的上限设定为18．0％(质量)。优选Cr含量为12．0-16．5％(质量)。Cu(铜)通过在时效期间与Si相互作用而表现出显著的硬化作用。然而，过量Cu的存在会损害热加工性能，从而成为钢开裂的原因之一。因此，确定Cu含量不高于3．5％(质量)。优选Cu含量的下限为1．0％(质量)，优选上限为3．0％(质量)。最优选Cu含量高于1．0％(质量)，但低于或等于3．0％(质量)。Mo(钼)可改善耐腐蚀性并且具有在时效期间使碳化物和／或氮化物细小弥散分布的作用。本发明采用高的时效温度，以便降低过大的轧制应变，轧制应变程度过大会对疲劳性能有不利影响。然而，高温时效时应变的过快释放对强度不利。元素Mo对于抑制应变在高温时效期间的突然释放极为有效。Mo也在时效期间形成析出相(Fe2Mo，Fe3Mo等)。甚至在相当高的温度进行时效时，这些Mo系析出相的出现也能有效提高强度。因此，Mo的添加可防止高温时效所引起的强度降低。然而，由于当Mo含量过高时，在高温下容易产生δ铁素体相，故确定Mo含量不高于5．0％(质量)，应优选确保Mo含量不低于1．0％(质量)，以充分获得Mo的前述有利作用。然而，当热加工性是需关注的一个主要问题时，应优选设定Mo含量的上限为4．5％(质量)，因为当Mo含量较高时，高温下的变形抗力较大。因此，优选Mo含量的下限为1．0％(质量)，上限优选为4．5％(质量)。N(氮)是一种奥氏体形成元素，并且也被认为是一种能有效硬化奥氏体相和马氏体相的元素。因此，一般认为N的添加有利于不锈钢获得高强度。然而，在本发明中，由于添加有Ti，其添加原因后面将作介绍，结果N的添加难于获得优异的疲劳性能。具体而言，当N含量较高时，会形成大量的对疲劳性能有损害作用的TiN金属间夹杂物。基于各种研究的结果，在要求添加Ti的本发明中，从获得超高强度钢所要求的疲劳性能的角度考虑，优选不添加N，而维持N含量在不高于0．02％(质量)的低水平。而且，已确定，即使N含量低至不高于0．02％(质量)，也能获得具有2200N／mm2量级的抗拉强度的超高强度钢。因此，本发明中确定N含量为不高于0．02％(质量)。Ti(钛)是一种本发明中重要的添加元素。已知Ti通过形成时效析出相对不锈钢强度的提高起促进作用。然而，除了添加有大量Co的马氏体时效型不锈钢以外，还没有报导指出有任何不锈钢(即，由普通组成元素构成的不锈钢)利用Ti的沉淀硬化获得了2200N／mm2的超高强度。这可能与添加Ti所遇到的难于克服的困难有关，最突出之处在于(1)、单独使用Ti的沉淀硬化或者附加地利用Mo的沉淀硬化，通过对马氏体组织的钢进行时效，很难获得高达2200N／mm2的超高强度水平，(2)、特别是在开发其可靠性需特别加以关注的超高强度钢时，由于考虑到Ti的添加会损害疲劳性能并会产生其它有害作用，故难于采用添加有Ti的组成设计。本发明通过采用各种强化机制的全面组合使上述困难(1)得以克服，其中，利用Mo和Ti起沉淀硬化作用，此外，还对C等的固溶强化以及冷加工所产生的加工硬化进行了有效利用，本发明通过降低N含量和将Ti含量严格限制在0．1-0．5％(质量)使所述困难(2)得以克服。已认识到当Ti含量低于0．1％(质量)时，由于在此含量水平Ti的硬化效果不能充分利用，因此不能获得2200N／mm2量级的超高强度。另一方面，当Ti含量超过0．5％(质量)时，即使如前面所介绍的那样，将N含量降低，疲劳性能也会急剧下降。因此，本发明中确定Ti含量为0．1-0．5％(质量)。V(钒)在高温下会形成碳化物。这些碳化物所产生的沉淀硬化和V本身所产生的固溶强化会使钢的强度提高。然而，当V含量高于0．5％(质量)时，会损害钢的韧性。因此，添加V时，其含量须不高于0．5％(质量)。Nb(铌)，同V一样，会在高温下形成碳化物。这些碳化物所产生的沉淀硬化和Nb本身所产生的固溶强化会使钢的强度提高。然而，当Nb含量高于0．5％(质量)时，会损害钢的韧性。因此，添加Nb时，其含量须不高于0．5％(质量)。Mo系析出相在本发明中通过时效形成，由于这些析出相的形成位置的数目随Si的添加而增多，故Mo系析出相的尺寸会得到相应细化。为确保Mo系析出相足够细小并且均匀分布，必需控制总的Si+Mo含量不低于3．5％(质量)，在该含量范围，Mo系析出相能显著提高钢的强度。在本发明中，有利地利用冷加工所诱发的马氏体相变，以便能非常可靠地获得2200N／mm2或更高的抗拉强度，而且，在时效步骤前获得总量为50-95vol．％的马氏体非常有利。首先，作为实现上述想法的一个条件，大部分组织在固溶处理后必须含有奥氏体相。通过研究，本发明人认为，非常优选固溶处理后的组织或者是“单一奥氏体相”或者“以奥氏体相为主，同时还含有不高于30vol％的冷却诱发的马氏体相”。第二，极为有效的是钢具有这样一种化学组成，藉助该化学组成，在室温下进行冷加工而不需要采用任何极端措施就可产生加工诱发的马氏体相，获得总量为50-95vol％的马氏体。例如，当进行冷轧时，优选在中等(易实现)的轧制压下量，即20-60％，而不需进行特别强烈的加工或温度控制的条件下，能够获得前述数量的马氏体。此时通过仅仅轻微加工就使马氏体相突然诱发形成将不可能获得充分程度的加工(充分程度的轧制压下量)并且因此不可能利用加工硬化所产生的强度提高效应。结果就不能获得超高强度。为满足所述这些要求，能严格限定奥氏体相抗加工稳定性的合金设计必不可少。在本发明中，采用由下述方程(1)定义的Md(N)值作为所述稳定性的指数Md=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-300N-26Cu-10Mo…(1)，其中，Cr，Si，…，Mo分别代表C含量，Si含量，…，Mo含量(每种含量均用％(质量)表示)。在Md(N)低于20的钢中，由于奥氏体相在进行冷加工时很稳定，因此，不能充分形成有益于超高强度的马氏体相。在Md(N)高于140的钢中，在相对低的冷轧压下量下，组织就已几乎全部为单一马氏体相。这就会使得冷轧期间韧性下降，而且，由于冷加工不充分，也难于获得超高强度。因此，在本发明中，对各组成元素含量加以控制，以使Md(N)值为20-140。优选Md(N)值的下限为60，上限为135。对具有上面所述化学组成的钢进行制备，热轧，任选进行冷轧，并且进行固溶处理，以获得一种由亚稳态单一奥氏体相构成或者主要由亚稳态奥氏体构成，但也包含一些冷却诱发的马氏体相的金属组织。由于前述的化学组成控制，此时冷却诱发的马氏体相的量低于约30vol％。在本发明中，对固溶处理的钢进行冷加工以产生加工应变。此时大部分的亚稳奥氏体相转变成马氏体。为了在时效后获得不低于2200N／mm2的抗拉强度，使此阶段钢中马氏体的量不低于50vol％(优选大于50vol％)非常有效。这会使得在时效期间能有效促进硬化的析出相的形核位置的数目充分增加。然而，为确保钢的韧性，优选所述组织不是100％的马氏体。优选组织结构是一种具有总量为50-95vol％的马氏体，余者主要为奥氏体相的“多相组织”，其Md(N)值被调整在上述合适范围的钢可以通过控制冷加工比，相当容易地获得这种多相组织。所述冷加工采用普通冷轧进行。然而，依据钢的应用目的，冷轧后的钢可以进一步进行某些其它类型的冷加工如旋压。或者，所述钢可以不使用从一开始即固溶处理一结束就进行冷轧，而使用其它冷加工。当要生产线材或盘形时，通常对钢进行拔丝。就一切情况而言，为了获得2200N／mm2级的超高强度钢，当准备进行时效时使钢中马氏体的量为50-95vol％是非常有利的。在时效步骤，在300-600℃对所述含有大量马氏体相的冷加工的钢进行热处理，其中保温时间为0．5-300分钟。通过将时效温度设定为300℃或更高，会完全出现沉淀硬化效果，所要求的超高强度就能够获得。而且，由于去除了过度的加工应变，也获得了良好的韧性。然而，当所述热处理在高于600℃的温度进行时，应变诱发马氏体相会发生回复／再结晶或者可能会部分逆转变成奥氏体相，从而使钢软化。保温时间少于0．5分钟时，不会发生充分的时效硬化。超过300分钟的过长热处理又会造成由过时效引起的软化，而且，由于碳化物在晶界析出会导致耐腐蚀性下降。本发明的一个特点是可以在时效步骤采用选自0．5-300分钟的较宽范围的保温时间实现本发明，这就能够通过将冷轧钢带连续通过加热炉来生产超高强度钢带，而且，也能够对被加工成所要求的组件的钢进行分批时效。在进行分批处理的生产场所，通常难于将保温时间精确控制至诸如几分钟的短期间。因此，当采用分批时效时，优选使用10-300分钟的保温时间。通过前述的化学组成控制，固溶处理，冷加工和时效处理，可以获得具有本发明钢的特征的金属组织，即，一种“展现由50-95vol％马氏体和余者主要为奥氏体相构成的冷加工多相组织，以及具有分布在所述马氏体相中的Fe2Mo，Fe3Mo和其它Mo系析出相以及Ni16Ti6Si7，Ni3Ti和其它Ti系析出相的组织”，该亚稳奥氏体不锈钢能获得2200N／mm2量级的高强度。加工实施例表1示出了试验样品的化学组成和Md(N)值。表中标号为T1-T8的化学组成处于由本发明确定的范围内(本发明钢)，而标号为N1-N7的相应值处于本发明的范围以外(对照钢)。表1(质量％)<tablesid="table1"num="001"><table>编号CSiMnNiCrCuMoNTiNbVMd(N)T10．0732．450．287．3615．671．432．230．0110．210．020．0350T20．0802．980．697．8913．211．653．860．0140．380．020．0243T30．0621．562．266．9513．682．682．630．0180．230．010．0128T40．0561．531．237．2315．581．231．990．0090．130．030．0254T50．0842．630．658．5614．230．602．650．0150．440．210．4350T60．0922．560．565．8413．621．981．650．0080．260．140．22950．1253．561．896．5313．560．560．030．0160．220．290．0191T80．1051．230．564．9812．561．362．980．0120．190．030．36130N10．0521．631．327．2315．621．222．660．0120．050．040．1250N20．0752．530．568．3314．360．891．590．0150．590．150．0562N30．0752．390．308．2013．401．201．690．0360．360．020．2370N40．0671．781．447．8316．240．701．200．0150．280．030．0244N50．0872．802．307．8414．261．892．250．0180．240．250．067N60．0962．260．086．9815．232．031．560．0130．180．650．0448N70．0781．460．035．6715．652．122．120．0110．070．050．0376</table></tables>T1-T8发明钢N1-N7对照钢所有钢的制备过程均为在真空熔化炉中熔炼、锻造、热轧、中间(道次间)退火、冷轧，进行包括在1050℃保温1分钟并水冷的固溶处理，以及以各种压下量进行冷轧，获得1．2-0．8mm厚的各种冷轧薄板。在525℃对所述冷轧薄板时效处理60分钟。表2示出了每个试样的冷轧压下量，冷轧薄板的马氏体量和抗拉强度，以及时效后薄板的抗拉强度及由疲劳试验确定的疲劳极限。拉伸试验根据JISZ2241中的试验方法，使用JISZ2201中的13B试样进行。疲劳性能根据JISZ2273，在1800转／分的频率(最小／最大应力比值R=-1)下，通过反复弯曲疲劳试验测得。将经1×10-7次循环后不发生断裂的表面最大弯曲应变应力值定义为疲劳极限。表2T1-T8发明钢N1-N7对照钢由表2可看出，Ti含量低于0．1％(质量)的钢N1和N7，Si+Mo含量低于3．5％(质量)的钢N4，以及Md(N)值低于50的钢N5时效后的抗拉强度均未达到2200N／mm2或更高。Ti含量高于0．5％(质量)的钢N2，以及N含量高于0．02％(质量)的钢N3的疲劳性能较差。Nb含量高于0．5％(质量)的钢N6由于有过量Nb系析出相析出，其疲劳性能变差。相比之下，发明钢T1-T8时效后均获得了不低于2200N／mm2的抗拉强度，并且具有优异的疲劳性能。在图1中，示出了在进行525℃×600min的时效处理后表1中钢T1，T2，T4，T4，N1和N2的抗拉强度与其Ti含量之间的关系。可以看出，当Ti含量不低于0．1％(质量)时，获得了抗拉强度不低于2200N／mm2的超高强度钢。图2中示出了经525℃×60min的时效处理后，表1中的钢T1，T2，T4，T5和N2的疲劳极限与其Ti含量之间的关系。可以看出，当Ti含量高于0．5％(质量)时，疲劳极限急剧下降。对表1中的钢T5和N1在各个温度下进行保温时间为30分钟的时效处理，之后，测试抗拉强度，所获结果示于图3。可以看出，在300-600℃的范围，发明钢T5均能获得不低于2200N／mm2的抗拉强度。本发明能够在亚稳奥氏体不锈钢中获得与18Ni马氏体时效型钢相当的不低于2200N／mm2的超高强度。因此，就能够取得比传统高强度不锈钢的强度提高10％或更多的强度改善而言，本发明具有重要的技术意义。权利要求1．一种超高强度亚稳奥氏体不锈钢其化学组成包含，以质量百分比计不高于0．15％的C，高于1．0％但低于或等于6％的Si，不高于5％的Mn，4．0-10．0％的Ni，12．0-18．0％的Cr，不高于3．5％的Cu，不高于5．0％的Mo，不高于0．02％的N，0．1-0．5％的Ti，余者为Fe和不可避免的杂质，满足Si+Mo≥3．5％，而且具有20-140的由方程(1)定义的Md(N)值；所述钢冷加工后的多相组织为50-95vol％的马氏体相，其余部分主要为奥氏体相；并且存在分布在所述马氏体相中的Mo系析出相和Ti系析出相；其中，Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-300N-26Cu-10Mo…(1)。2．根据权利要求1的钢，其中，所述钢进一步含有不高于0．5％质量的V和不高于0．5％质量的Nb中之至少一种。3．根据权利要求1或2的超高强度亚稳奥氏体不锈钢，其中，Cu含量为1．0-3．0％质量，Mo含量为1．0-4．5％质量。4．根据权利要求1-3中之任何一项的超高强度亚稳奥氏体不锈钢，其中，所述钢是具有不低于2200N／mm2的抗拉强度的薄板钢或线材钢。5．一种具有不低于2200N／mm2的抗拉强度的超高强度亚稳奥氏体不锈钢的生产方法，包括一个对具有如下化学组成的钢进行固溶处理的步骤，所述化学组成包含，以质量百分比计，不高于0．15％的C，高于1．0％但低于或等于6．0％的Si，不高于5．0％的Mn，4．0-10．0％的Ni，12．0-18．0％的Cr，不高于3．5％的Cu，不高于5．0％的Mo，不高于0．02％的N，0．1-0．5％的Ti，余者为铁和不可避免的杂质；满足Si+Mo≥3．5％；并且具有20-140的由方程(1)定义的Md(N)值；其中，Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-300N-26Cu-10Mo…(1)一个对所述固溶处理的钢进行冷加工，以获得具有包含50-95vol％的马氏体相的金相组织的钢的步骤，以及一个在300-600℃的温度范围对所述冷加工的钢进行时间为0．5-300分钟的时效处理的步骤。6．根据权利要求5的方法，其中，所述钢进一步含有不高于0．5％质量的V和不高于0．5％质量的Nb中之至少一种。7．根据权利要求5或6的方法，其中，所述钢中的Cu含量为1．0-3．0％质量，Mo含量为1．0-4．5％质量。8．根据权利要求5-7中之任何一项的方法，其中，所述进行时效处理的钢是一种具有包含50-95vol％的马氏体相的金相组织的钢，所述金相组织的获得过程为采取固溶处理步骤，获得一种含有单一奥氏体相的组织或者一种主要包含奥氏体相，但也含有不高于30vol％的冷却诱发马氏体相的组织，之后，对所述钢进行冷加工，以产生应变诱发马氏体相。9．根据权利要求5-8中之任何一项的方法，其中，所述时效步骤采用分批方式进行，处理时间为10-300分钟。全文摘要抗拉强度不低于2200N/mm文档编号C22C38/44GK1295139SQ00133810公开日2001年5月16日申请日期2000年11月3日优先权日1999年11月5日发明者平村直人,富村宏纪申请人:日新制钢株式会社