CN105200340A - 800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢及制造方法和温成型方法 - Google Patents

Abstract

800～1600MPa级高强奥氏体不锈钢及制造方法和温成型方法，该钢化学成分重量百分比为：C：0.04～0.14％，Si：0.2～0.6％，Mn：2～12％，Cr：12～18％，Ni：0.5～6.5％，P≤0.03％，S≤0.02％，N：0.05～0.25％，Cu：0～2％，还含有Mo，Nb，Ti中一种或者多种，余量为Fe和不可避免杂质，且需满足：20.5≤W(Ni)eq≤25.5。通过控制轧制过程中压下量为10～40％得到本发明的高强奥氏体不锈钢，其抗拉强度为800～1600MPa，伸长率为13～40％。同时利用本发明的温成型方法，可以得到超复杂成型的高强不锈钢零部件，其具有良好耐蚀性、高强度以及良好的抗延迟开裂能力。

Description

800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢及制造方法和温成型方法

技术领域

本发明涉及奥氏体不锈钢，具体涉及一种800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢及制造方法和温成型方法。

背景技术

在汽车产品的轻量化进程中，碳钢高强钢在汽车行业已经取得广泛地应用，汽车的全生命周期成本的理念也逐渐深入汽车行业，因此对汽车的使用寿命提出了严格要求，其中对材料的高强度、耐蚀性要求是必不可少的，尤其在新能源汽车上，采用高强不锈钢来制作车架及零部件，可以在提高车身耐腐蚀性能的同时，减少不锈钢钢材本身重量来降低整车重量，工艺中也省去了碳钢高强钢的电泳等涂装工艺，起到了环保作用。因此，采用高强不锈钢来制作汽车车架和零部件是提升车身使用寿命和降低全生命周期成本的最佳选择。

目前，市场上的高强不锈钢有AISI304、AISI301、AISI201等经过冷加工手段获得的加工硬化型高强不锈钢。现有高强不锈钢制造均利用亚稳态奥氏体不锈钢的形变诱导马氏体原理，通过冷变形来提高材料的强度。但是这些钢种在采用冷加工方式强化后会产生大量的形变马氏体和残余应力。同时在后续制作复杂零部件的冷变形过程中，亚稳态奥氏体不锈钢会进一步有形变诱导马氏体和残余应力的产生，以及塑形的降低，这一方面影响了进一步成型的进行，特别是复杂零部件的成型；另一方面，大量的形变马氏体导致的残余应力增加了材料延迟开裂的风险。

采用形变诱导马氏体钢-高强奥氏体不锈钢的难点在于如何克服以上两个难点，而关于形变诱导马氏体不锈钢型的高强不锈钢在后续成型工艺中如何减少形变马氏体含量和降低残余应力的产生方法，国内外没有相关的报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢及制造方法和温成型方法，该高强度奥氏体不锈钢为一种亚稳态奥氏体不锈钢，其微观组织为奥氏体+形变马氏体的复相组织，其中马氏体体积分数为0.75～30％，最终满足抗拉强度达到800～1600MPa，伸长率达到13～40％。通过温成型工艺后，获得复杂成型的产品，该产品具有良好耐蚀性，高强度以及良好的抗延迟开裂能力，满足汽车轻量化，高安全性能，耐蚀性良好等要求，特别适用于汽车车架以及汽车零部件。

为达到上述目的，本发明的技术方案如下：

800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.14％，Si：0.2～0.6％，Mn：2～12％，Cr：12～18％，Ni：0.5～6.5％，P≤0.03％，S≤0.02％，N：0.05～0.25％，Cu：0～2％，还含有Mo，Nb，Ti中一种或者多种，其中，0≤Nb+Ti≤2％，Mo≤2％，余量为Fe和不可避免杂质，且上述元素同时需满足如下关系：20.5≤W(Ni)eq≤25.5，其中，W(Ni)eq＝W(Ni)+0.65W(Cr)+0.98W(Mo)+1.05W(Mn)+0.35W(Si)+12.6W(C)+0.03(T-300)，T为(室温+273.15)。

进一步，所述高强度奥氏体不锈钢的微观组织为奥氏体+形变马氏体的复相组织，其中，马氏体体积分数为0.75～30％。

所述高强度奥氏体不锈钢的抗拉强度为800～1600MPa，伸长率为13～40％。

本发明化学成分设计中：

C：C是强烈形成、稳定和扩大奥氏体区的元素，C对室温下形成奥氏体组织起到重要作用。但是C含量太高会降低不锈钢的塑形，而且对不锈钢的耐蚀性不利。因此，本发明控制C含量为0.04～0.14％。

Si：Si在低镍奥氏体不锈钢的冶炼过程中作为脱氧剂加入，因此，为了控制钢种的总氧含量，钢中必须具有一定的还原Si含量。但Si又是铁素体形成元素，为了确保不锈钢在室温下为单相奥氏体组织，Si的含量必须加以限制，本发明控制Si含量为0.2～0.6％。

Mn：Mn是较弱的奥氏体形成元素，但在不锈钢中是强烈的奥氏体组织稳定元素，并能提高N在钢中的溶解度。在节镍型奥氏体不锈钢中，Mn与钢中C、N等元素复合作用，部分取代Ni在奥氏体不锈钢中的作用，但Mn对奥氏体不锈钢的耐蚀性有着负面影响，因此Mn含量不能太高，本发明控制Mn含量为2～12％。

Cr：Cr是不锈钢中最重要的合金元素，是获得不锈钢耐蚀性的重要保证，Cr含量不能太高，主要是因为Cr是铁素体形成元素，本发明的Cr含量为12～18％。

Ni：Ni是形成和稳定奥氏体相最重要的元素，并且还可以增强不锈钢抗还原酸的能力，并提高不锈钢的加工性能，提高冲击韧性的作用。但是由于Ni为贵金属，可以根据不同汽车部件的要求不同，设计含量不同，本发明根据汽车部件的要求不同，控制Ni含量为0.5～6.5％。

N：N在不锈钢中是非常强烈地形成、稳定和扩大奥氏体区的元素。N在不锈钢中除了可以替代贵金属Ni外，还可以在不明显降低材料塑形和韧性的前提下，明显地提高材料的强度、不锈性和耐蚀性，并且延缓不锈钢中碳化物的析出。但是由于N在不锈钢中的溶解度有限，为了避免不锈钢在凝固过程中出现气泡，N含量必须与其它合金元素的含量匹配以确保N固溶态存在，因此，本发明控制N含量为0.05～0.25％。

Cu：提高Cu含量，会导致不锈钢的热加工性能变差，但是Cu可以提高不锈钢的冷加工性能，在低于M_d点0～40℃的范围内可以进行温成型，形变马氏体含量不明显增加，因此本发明控制Cu含量为0～2％。

Mo，Nb，Ti：这三者合金主要是为了提高材料的耐蚀性，因此根据部件对耐蚀性的要求不同，添加其中的一种或者几种。

Nieq：当镍当量(Nieq)＞25.5时，奥氏体组织处于稳定状态，不锈钢在控制轧制过程中不会诱发马氏体相变，不能得到高强不锈钢。当镍当量＜20.5时，不锈钢在控制轧制时及其容易产生诱发马氏体相变，塑形急剧降低，不利于控制轧制的进行。

本发明所述的800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其包括如下步骤：按上述化学成分冶炼、浇铸；然后，热轧、热轧后退火+酸洗，或热轧、热轧后退火+酸洗、冷轧、冷轧后退火+酸洗；再进行室温轧制，控制轧制总压下量为10～40％。

当亚稳态奥氏体不锈钢成分确定时，调整不同的室温轧制压下量，可以得到不同强度级别的高强不锈钢。在本发明在室温下当总压下量控制在10～40％范围内，可以得到抗拉强度为800～1600MPa，伸长率为13～40％的高强不锈钢板材。

本发明通过上述化学成分设计获得一种亚稳态奥氏体不锈钢，利用其在冷形变的条件下可以获得形变诱导马氏体以提高材料强度的原理，获得奥氏体+形变马氏体的复相组织，其中马氏体体积分数为0.75～30％，当马氏体含量超过30％，容易发生延迟开裂；马氏体体积分数小于0.75％时，抗拉强度达不到800Mpa。

本发明所述800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的温成型方法，其包括如下步骤：将上述制备的高强奥氏体不锈钢加热到150～500℃，保温0.5～10min，然后在成型温度T：(M_d-40)℃≤T≤500℃条件下进行辊成型、辊成型、弯管、冲压等成型工艺，制造出抗拉强度为800～1600MPa，伸长率13～40％的复杂成型的高强度不锈钢产品。

进一步，所述800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的M_d30≥-30℃且120≤M_d≤200℃，其中，M_d30为变形30％，诱发50％马氏体转变的温度，M_d30＝413-9.5W(Ni)-13.7W(Cr)-8.1W(Mn)-9.2W(Si)-18.5W(Mo)-462[W(C)+W(N))]﹜℃，M_d为形变诱导马氏体转变的温度。

所制造得到的复杂成型的高强度不锈钢产品的抗拉强度为800～1600Mpa，伸长率为13～40％。

本发明通过调整上述800～1600MPa级高强度不锈钢的化学成分，保证同时满足M_d30≥-30℃且120≤M_d≤200℃，在成型温度(M_d-40)℃≤T≤500℃之间采用辊成型、折弯、冲压等热成型的方法，可以实现温成型要求。M_d要求控制在120～200℃之间，当M_d＝120℃，(M_d-40)℃＝80℃为温成型的下限温度，在80℃成型时，马氏体含量不明显增加，在低于80℃成型时，马氏体含量急剧增加，塑形急剧下降；M_d＝200℃时会使温成型的上限温度超过500℃，这也是基于钢在M_d＞200℃时的冷却速度较快，不利于大生产的控制，在辊成型等热成型过程中，钢的M_d超过200℃，对润滑油也会有特殊要求。当通过理论计算M_d30不小于-30℃时，对于本发明实验得到M_d的实测范围为120≤M_d≤200℃。

本发明提供的所述800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的温成型方法中，要防止形变马氏体的逆转变、碳化物的析出以及表面颜色的变化，材料表面加热温度控制在150～500℃，加热时间0.5～10min；成型过程中，当加热温度超过500℃，起到强化作用的马氏体会发生逆转变，高强不锈钢的强度降低，因此，控制加热上限为500℃。

本发明将M_d控制在120～200℃之间，在(M_d-40)℃～500℃之间采用辊成型，冲压、弯管等成型方法，可以在保持高强不锈钢原有强度和塑形以及不增加残余应力的前提下，进行较大的变形和制造出复杂形状的产品，而制造的零部件和方管等产品具有抗延迟开裂的能力。

本发明利用形变诱导马氏体相变的原理来满足高强不锈钢强度的需求，同时调整合金组成，控制温成型的温度范围，在保持高强不锈钢原有强度和塑形以及不增加残余应力的前提下，进行较大的变形和制造出复杂形状的产品。另外，根据汽车部件对冲击性和耐蚀性的要求不同，适当调整Ni的含量和添加适当的Mo，Nb，Ti等合金。

本发明的计算公式：

W(Ni)eq＝W(Ni)+0.65W(Cr)+0.98W(Mo)+1.05W(Mn)+0.35W(Si)+12.6W(C)+0.03(T-300)；

M_d30＝﹛413-9.5W(Ni)-13.7W(Cr)-8.1W(Mn)-9.2W(Si)-18.5W(Mo)-462[W(C)+W(N))]﹜℃，中，W(元素符号)表示对应元素的重量百分含量×100。

本发明的有益效果：

1)本发明合金成分要求为亚稳态不锈钢，合金范围较大，可以根据耐蚀性要求、室温的疲劳、冲击等性能的要求，设计出不同合金成分的亚稳态不锈钢；对于耐蚀性要求一般的，可以设计出经济型的不锈钢，节省合金成本。

2)通过冷加工控制和合金控制，控制板材强度，可以设计出不同的强度级别和厚度的高强不锈钢，设计出的产品种类可以满足不同的需求。

3)本发明钢具有TRIP效应，具有良好的吸能作用，用在汽车等部件起到良好的安全性能。

4)本发明的温成型方法适应于所有的亚稳态奥氏体不锈钢得到的高强度不锈钢，温成形的温度工艺窗口较宽，容易在大生产中推广应用；通过本发明的温成型工艺可以保持母材的原有强度，在进一步的成型过程中，形变马氏体没有显著增加，大大减少延迟开裂的风险，有利于加工成复杂的零部件。

附图说明

图1为本发明实施例9钢在不同变形温度下的马氏体含量变化示意图。

图2为本发明实施例9钢不同压下量下的马氏体含量变化示意图。

图3为本发明实施例4钢的显微组织照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的性能，表3为本发明钢的热成型工艺及性能。

根据表1所设计的化学成分范围，根据所需要的厚度经过下面两条工艺路径获得不同强度级别的高强不锈钢。1)电炉+AOD冶炼-浇铸-热轧-热轧退火酸洗-控制轧制-(1.8～5.0mm)成品；2)电炉+AOD冶炼-浇铸-热轧-热轧退火酸洗-冷轧-冷轧退火酸洗-控制轧制-(0.5～1.8mm)成品。根据成分和控制轧制，可以获得抗拉强度达到800～1600Mpa，伸长率达到13～40％的高强度奥氏体不锈钢。

性能测试：将不同厚度的板材按照JIS标准，加工成JIS5试样，并按照标准进行测量，通过铁素体仪测量相应高强不锈钢的马氏体含量，测量结果如表2所示。

M_d测量：图1为实施例9的成分在30～600℃时，在热模拟机中进行带温变形实验，找出温度对形变马氏体转变的影响和不同压下量对马氏体转变的影响。如图1所示，当温度小于150℃时变形，马氏体含量急剧增加，当温度大于150℃时变形，马氏体含量无明显变化，因此得到钢的M_d为150℃，当温度在500～600℃变形时，马氏体发生逆转变为奥氏体组织，但当500℃变形时，马氏体发生急剧逆转变为奥氏体组织，材料的强度下降，因此，实施例9的带温成型的上限温度控制在500℃。

图2为实施例9的成分在80℃和150℃时，在热模拟机中进行带温变形实验，此成分的M_d为120℃。当150℃变形时，在压下量为20～40％之间，马氏体含量没有明显变化，在80℃变形时，在压下量为20～40％之间，马氏体含量增加到1.6％，1.6％的马氏体含量对材料的塑形和延迟开裂(马氏体含量大于30％容易出现延迟开裂)的影响不是很明显，因此，是可以采用80℃进行变形即温成型的下限温度控制在M_d-40℃。

温成型：将800～1600MPa的高强不锈钢加热到150～500℃，保温0.5～10min，加热方式：中频、高频等感应加热或加热炉加热；根据M_d点的测量，在不低于(M_d-40)℃点进行辊成型、管成型，弯管，冲压等成型工艺，加工成方管，冲压件等零部件，并对变形较大部位的马氏体含量和残余应力进行测量，具体结果如表3所示。

通过马氏体含量和残余应力的测量结果表明(由表3可知)：变形部位和母材的马氏体含量没有明显变化，残余拉应力没有明显增加，而对比例3和4的冷变形或者冷变形后退火工艺，会导致马氏体含量和残余应力有显著增加。可见，通过本发明温成型的方法，可以得到超高强不锈钢零部件，并且明显降低变形较大处的残余应力(拉应力)，减少延迟开裂的风险。

由图3可知，本发明制造得到的所述高强度不锈钢的微观组织为奥氏体+形变马氏体的复相组织，马氏体体积分数为0.75～30％，其中，图3所示实施例4中马氏体体积分数为6.8％。

Claims (8)

1.800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.14％，Si：0.2～0.6％，Mn：2～12％，Cr：12～18％，Ni：0.5～6.5％，P≤0.03％，S≤0.02％，N：0.05～0.25％，Cu：0～2％，还含有Mo，Nb，Ti中一种或者多种，其中，0≤Nb+Ti≤2％，Mo≤2％，余量为Fe和不可避免杂质，且上述元素同时需满足如下关系：

20.5≤W(Ni)eq≤25.5，其中，

W(Ni)eq＝W(Ni)+0.65W(Cr)+0.98W(Mo)+1.05W(Mn)+0.35W(Si)+12.6W(C)+0.03(T-300)，T＝室温+273.15。

2.根据权利要求1所述的800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢，其特征在于，所述高强度奥氏体不锈钢的微观组织为奥氏体+形变马氏体的复相组织，其中，马氏体体积分数为0.75～30％。

3.根据权利要求1或2所述的800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢，其特征在于，所述高强度奥氏体不锈钢的抗拉强度为800～1600MPa，伸长率为13～40％。

4.800～1600Mpa级高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其包括如下步骤：按如下化学成分冶炼、浇铸；然后，热轧、热轧后退火+酸洗，或热轧、热轧后退火+酸洗、冷轧、冷轧后退火+酸洗；再进行室温轧制，室温轧制总压下量为10～40％；

所述高强度奥氏体不锈钢的化学成分重量百分比为：C：0.04～0.14％，Si：0.2～0.6％，Mn：2～12％，Cr：12～18％，Ni：0.5～6.5％，P≤0.03％，S≤0.02％，N：0.05～0.25％，Cu：0～2％，还含有Mo，Nb，Ti中一种或者多种，其中，0≤Nb+Ti≤2％，Mo≤2％，余量为Fe和不可避免杂质，且上述元素同时需满足如下关系：

20.5≤W(Ni)eq≤25.5，其中，

W(Ni)eq＝W(Ni)+0.65W(Cr)+0.98W(Mo)+1.05W(Mn)+0.35W(Si)+12.6W(C)+0.03(T-300)，T＝室温+273.15。

5.根据权利要求4所述的800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高强度奥氏体不锈钢的微观组织为奥氏体+形变马氏体的复相组织，其中，马氏体体积分数为0.75～30％。

6.根据权利要求4或5所述的800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高强度奥氏体不锈钢的抗拉强度为800～1600MPa，伸长率为13～40％。

7.800～1600MPa级高强度奥氏体不锈钢的温成型方法，所述高强度奥氏体不锈钢的化学成分重量百分比为：C：0.04～0.14％，Si：0.2～0.6％，Mn：2～12％，Cr：12～18％，Ni：0.5～6.5％，P≤0.03％，S≤0.02％，N：0.05～0.25％，Cu：0～2％，还含有Mo，Nb，Ti中一种或者多种，其中，0≤Nb+Ti≤2％，Mo≤2％，余量为Fe和不可避免杂质，且上述元素同时需满足如下关系：

20.5≤W(Ni)eq≤25.5，其中，

W(Ni)eq＝W(Ni)+0.65W(Cr)+0.98W(Mo)+1.05W(Mn)+0.35W(Si)+12.6W(C)+0.03(T-300)，T＝室温+273.15；

所述温成型方法包括如下步骤：将所述高强奥氏体不锈钢加热到150～500℃，保温0.5～10min，然后在成型温度T：(M_d-40)℃≤T≤500℃条件下进行成型，制造出抗拉强度为800～1600MPa，伸长率13～40％的复杂成型的高强度奥氏体不锈钢产品；其中，M_d为形变诱导马氏体转变的温度。

8.根据权利要求7所述的温成型方法，其特征在于，所述高强度奥氏体不锈钢的M_d30≥-30℃，且，120℃≤M_d≤200℃，其中，M_d30＝﹛413-9.5W(Ni)-13.7W(Cr)-8.1W(Mn)-9.2W(Si)-18.5W(Mo)-462[W(C)+W(N))]﹜℃。