CN113227431B - 高强度不锈钢 - Google Patents

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Abstract

公开了一种不锈钢，其通过应变诱发马氏体相的形成和马氏体相强度的提高而具有2200MPa或更大的屈服强度。根据本发明的一个实施方案的高强度不锈钢以重量％计包含：0.14％至0.20％的C、0.8％至1.0％的Si、0％(不包括)至0.5％(包括)的Mn、15.0％至17.0％的Cr、4.0％至5.0％的Ni、0.6％至0.8％的Mo、0.5％或更少的Cu、0.05％至0.11％的N、以及余量的Fe和不可避免的杂质，并且满足0.25％或更多的C+N和40℃或更高的Md30值。

Description

高强度不锈钢
技术领域
本公开涉及高强度不锈钢，并且更特别地，涉及通过产生应变诱发马氏体相和提高马氏体相强度而具有优异的屈服强度的不锈钢。
背景技术
奥氏体不锈钢是由于其优异的特性，例如可成型性、耐腐蚀性和可焊接性而最常使用的代表性不锈钢。特别地，奥氏体不锈钢的特性之一是其在加工期间伴随着相转变。换言之，如果使奥氏体相稳定的元素不能使奥氏体相充分地保持在高合金状态下，则在塑性变形期间奥氏体相转变为马氏体相，从而引起强度大大增加。其中，代表性的钢种之一STS301系列不锈钢的特征在于由于不稳定的相稳定性而导致其根据塑性变形的加工硬化程度高。例如，经热处理的STS301钢的屈服强度为约300MPa，但是当其被冷轧75％或更多时，通过增加应变诱发马氏体相，屈服强度增加到1800MPa。因此，STS301系列为最高硬度(冷轧)材料(full hard material)并且用于要求高弹性应力和高强度的领域中，例如汽车垫片和弹簧。
近来，最高硬度(冷轧)材料的STS301系列被用作可折叠智能手机的折叠部件，并且考虑到外观设计的美观，折叠部件的曲率半径设计得更小是趋势。随着曲率半径减小，折叠部件的材料厚度变得更薄，要求材料本身的屈服强度为至少2000MPa以补偿变薄材料的强度。STS301系列的现有材料即使在75％冷轧压下率下也不容易获得2000MPa或更大的屈服强度。此外，在85％或更大的冷轧压下率下可以确保2000MPa或更大的强度，但是由于在最终热处理之后存在一些残余应力而难以确保平坦度。因此，有必要开发与现有STS301钢相比，即使在75％或更小的压下率下也具有优异的屈服强度的材料。
发明内容
技术问题
本公开通过由合金组成控制实现应变诱发马氏体相分数和马氏体相强度的提高来提供与现有STS301系列不锈钢相比具有优异的冷轧材料屈服强度的不锈钢。
技术方案
根据本公开的一个方面，高强度不锈钢以重量百分比(％)计包含：C：0.14％至0.20％、Si：0.8％至1.0％、Mn：多于0％且为0.5％或更少、Cr：15.0％至17.0％、Ni：4.0％至5.0％、Mo：0.6％至0.8％、Cu：0.5％或更少、N：0.05％至0.11％，剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且C+N：0.25％或更多，以及由下式(1)表示的Md30值满足40℃或更高。
(1)Md30(℃)＝551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*(Ni+Cu)-18.5*Mo
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo意指各元素的含量(重量％)。
由下式(2)表示的Ms值可以满足-110℃或更低。
(2)Ms(℃)＝502-810*C-1230*N-13*Mn-30*Ni-12*Cr-54*Cu-46*Mo
由式(2)表示的Ms值可以满足-117℃或更低，或者下式(3)的值可以满足17.0或更大。
(3)Ni/(C+N)
此外，根据本发明的一个实施方案，基体组织以面积分数计可以包含45％或更多的马氏体相，残余的奥氏体相和铁素体相，并且铁素体相可以为4％或更少。
此外，根据本发明的一个实施方案，不锈钢可以是压下率为60％或更大且屈服强度为2200MPa或更大的冷轧材料。
有益效果
根据本公开的实施方案的高强度不锈钢在屈服强度为2200MPa或更大的具有60％的压下率的冷轧材料的情况下可以表现出高强度和优异的疲劳特性。
附图说明
图1是示出Md30、(C+N)含量与屈服强度(YS)之间的相关性的图。
图2是示出比较例1和发明例1根据压下率的屈服强度的图。
图3是示出根据本公开的一个实施方案的发明例和比较例的应力-应变曲线的图。
具体实施方式
根据本公开的一个实施方案的高强度不锈钢以全部组成的重量百分比(％)计包含：C：0.14％至0.20％、Si：0.8％至1.0％、Mn：多于0％且为0.5％或更少、Cr：15.0％至17.0％、Ni：4.0％至5.0％、Mo：0.6％至0.8％、Cu：0.5％或更少、N：0.05％至0.11％，剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且C+N：0.25％或更多，以及由下式(1)表示的Md30值满足40℃或更高。
(1)Md30(℃)＝551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*(Ni+Cu)-18.5*Mo
发明实施方式
在下文中，将参照附图详细地描述本公开的实施方案。提供以下实施方案以向本领域普通技术人员传递本公开的技术构思。然而，本公开不限于这些实施方案，并且可以以另外的形式实施。在附图中，为了阐明本公开，可能未示出与描述无关的部分，并且此外，为了易于理解，或多或少地夸大地示出了组件的尺寸。
近来，为了应用于可折叠智能手机的折叠部件或弹簧，正在进行小型化和薄化。这种小且薄的钢板材料要求小的曲率半径以及抵抗沿负载方向的应力波动的优异的弹性应力和疲劳特性。特别地，疲劳失效是这样的失效类型：其在沿负载方向的应力波动重复时发生，即使当应力低于弹性极限时也会发生，并且特征在于不伴随可以宏观上感知的塑性变形。为了改善疲劳特性，本质上需要提高材料的强度，使得弹性极限应力可以成比例地增加。
为了在这些应用中使用，通过因冷加工引起奥氏体相的马氏体相转变而硬化的亚稳奥氏体不锈钢是合适的。因此，在本公开中，通过由优化奥氏体稳定元素的含量限制Md30的温度范围来在变形期间诱发应变诱发马氏体相转变，并控制C+N的含量以确保最终冷轧材料的强度。
根据本公开的高屈服强度实现方法包括(1)将Md30控制在40℃或更高以提高应变诱发马氏体相分数，以及(2)包含0.25％或更多的C+N以提高马氏体相强度。
根据本公开的一个实施方案的高强度不锈钢，以全部组成的重量百分比(％)计包含：C：0.14％至0.20％、Si：0.8％至1.0％、Mn：多于0％且为0.5％或更少、Cr：15.0％至17.0％、Ni：4.0％至5.0％、Mo：0.6％至0.8％、Cu：0.5％或更少、N：0.05％至0.11％，剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
在下文中，描述了本公开的实施方案中限制合金元素含量的数值的原因。在下文中，除非另有说明，否则单位为重量％。
C的含量为0.14％至0.20％。
C是奥氏体相形成元素，并且是由于固溶强化而有效提高材料强度的元素。此外，由于其即使在加工期间的马氏体相转变期间也大大有助于增强效果，因此优选添加0.14％或更多以在60％或更大的压下率下确保2200MPa或更大的屈服强度。然而，在过量添加的情况下，在材料制造期间，在中心形成偏析和粗碳化物，这不利地影响作为后处理的热轧-退火-冷轧-冷轧退火过程。此外，由于C容易与碳化物形成元素例如Cr(其在耐腐蚀性方面有效)结合，并通过降低晶界周围的Cr含量而降低耐腐蚀性，因此优选地在0.2％或更少的范围内添加以使耐腐蚀性最大化。
Si的含量为0.8％至1.0％。
用于脱氧效果而部分添加Si，并且用于固溶强化的目的而优选地添加0.8％或更多。如果过量，则其降低在炼钢期间的炉渣流动性，以及通过由与氧结合形成夹杂物而降低耐腐蚀性。因此，优选将Si含量限制在0.8％至1.0％。
Mn的含量为多于0％且为0.5％或更少。
当Mn的含量高时，N的溶解性得到改善。然而，如果含量过量，则Mn与钢中的S结合以形成MnS，并且不仅降低耐腐蚀性，而且降低热加工性。因此，优选将Mn的含量限制在0.5％或更少。
Cr的含量为15.0％至17.0％。
Cr是用于确保不锈钢的耐腐蚀性的必要元素。增加含量会提高耐腐蚀性，但是由于降低的Md30使应变诱发马氏体相分数降低，使得难以确保强度。因此，为了确保不锈钢的耐腐蚀性和强度，将Cr的含量限制在15.0％至17.0％。
Ni的含量为4.0％至5.0％。
Ni与Mn和N一起为奥氏体稳定元素，并且在Md30控制中起主要作用。如果Ni含量太低，则奥氏体相稳定性差，并且存在在冷却过程期间形成热致马氏体相的可能性。相反地，Ni含量的过度增加由于降低的Md30而降低应变诱发马氏体相分数，因此将Ni含量限制在4.0％至5.0％。
Mo的含量为0.6％至0.8％。
Mo与Cr一起为用于确保耐腐蚀性并大大有助于固溶强化效果的必要元素。然而，优选地将Mo的含量限制在0.6％至0.8％，因为当过量时其可能导致热加工性劣化。
Cu的含量为0.5％或更少。
与Ni一样，Cu是奥氏体相稳定元素并且具有使材料软化的效果，因此优选地将其控制在0.5％或更少。
N的含量为0.05％至0.11％。
与C一样，N是形成奥氏体相的元素，并且是通过固溶强化来改善材料强度的有效元素。同时，即使在应变诱发马氏体相转变期间，其也大大有助于强化效果，因此需要添加0.05％或更多。然而，由于过量的添加可能由于N孔隙的形成而导致表面开裂，因此优选将其限制在0.11％或更少。
此外，根据本公开的一个实施方案，C+N含量满足0.25％或更多。
在压下率为60％或更大的冷轧材料中，为了实现用于本公开的2200MPa或更大的屈服强度，需要确保根据稍后将描述的Md30的应变诱发马氏体相分数并提高强度。通过将C+N含量控制在0.25％或更多，可以提高应变诱发马氏体相的强度。即使满足0.14％至0.2％的C和0.05％至0.11％的N中的每个范围，当C+N含量少于0.25％时，也难以确保最终冷轧材料的2200MPa或更大的屈服强度。
除以上合金元素之外，不锈钢的其余部分由Fe和其他不可避免的杂质构成。
此外，根据本公开的一个实施方案，由下式(1)表示的Md30值满足40℃或更高，并且基体组织以面积分数计包含45％或更多的应变诱发马氏体相、残余的奥氏体相和铁素体相。
(1)Md30(℃)＝551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*(Ni+Cu)-18.5*Mo
在亚稳奥氏体不锈钢中，马氏体转变通过在高于马氏体转变初始温度(Ms)的温度下进行塑性加工而发生。通过这样的加工引起相变的上限温度由Md值表示，并且特别地，将在施加30％应变时发生50％相转变为马氏体时的温度(℃)称为Md30。当Md30值高时，容易产生应变诱发的马氏体相，而当Md30值低时，应变诱发的马氏体相性对难以形成。该Md30值被用作确定亚稳奥氏体不锈钢的奥氏体稳定程度的指标。
关于常规Md30与疲劳特性之间的相关性，有这样的研究：在变形期间从奥氏体相向应变诱发马氏体相转变的趋势对材料的疲劳特性具有最大的影响。然而，仅将Md30控制在适当范围内对疲劳特性的改善是不足的，并且确定了其与强度相关的比例更大。即使在对于相同的Md30值的相同的加工历史下产生特定量的应变诱发马氏体相，除非确保强度，否则也难以期望疲劳特性的大大改善。通常，这是因为强度高的材料具有高弹性极限应力并具有优异的疲劳特性。
对于根据本公开的高强度不锈钢，通过基于上述合金组成将Md30值控制在40℃或更高，可以将压下率为60％或更大的冷轧材料的应变诱发马氏体相面积分数确保为45％或更多。此外，通过将上述C+N含量控制在0.25％或更多来确保马氏体相的强度。
除了马氏体相之外的基体组织包含奥氏体相和一些铁素体相，并且具体地由4％或更少的在冷轧之前作为初始组织形成的铁素体相和其余的亚稳奥氏体相组成。
因此，本公开的高强度不锈钢可以在压下率为60％或更大的冷轧材料中表现出2200MPa或更大的屈服强度。更优选地，其可以在压下率为70％的冷轧材料中表现出2300MPa或更大的屈服强度。
图1是示出Md30、(C+N)含量与屈服强度(YS)之间的相关性的图。参照图1，当式(1)的Md30值和C+N含量满足本公开的范围时，可以看出最终冷轧材料的屈服强度为2200MPa或更大。
此外，根据本公开的一个实施方案，由下式(2)表示的Ms值可以满足-110℃或更低。
(2)Ms(℃)＝502-810*C-1230*N-13*Mn-30*Ni-12*Cr-54*Cu-46*Mo通过将马氏体转变初始温度Ms控制在-110℃或更低，可以抑制在冷却期间热致马氏体相的形成。当热致马氏体与铁素体的初始组织一起产生时，在冷轧中，由于脆性问题而变得不可能以60％或更大的压下率进行轧制。
另一方面，即使Ms值为-110℃或更低，热致马氏体相也可以在冷却过程期间产生。这是因为式(2)的Ms预测式根据Ni含量而大大改变，并且为了补偿这一点，引入作为主要奥氏体稳定元素的Ni与C+N的比率。
根据本公开的一个实施方案，由式(2)表示的Ms值可以满足-117℃或更低，或者式(3)的值可以满足17.0或更大。
(3)Ni/(C+N)
当Ni含量低时，奥氏体相稳定性降低，因此，即使Ms值足够低，也存在可能产生热致马氏体的问题。难以仅用Ms值表示热致马氏体相的形成对冷却的所有依赖性，这意味着其复杂地依赖于Ni含量和C+N含量，尤其是Ni含量。因此，为了抑制热致马氏体相的形成，优选地满足-117℃或更低的Ms值或者17.0或更大的Ni/(C+N)值中的至少一者。
根据本公开的一个实施方案的高强度不锈钢可以通过热轧-退火-冷轧的一般不锈钢制造过程来制造。在热轧之后，可以在1050℃至1100℃的温度范围内将其保持10分钟内之后进行水冷，以及可以以60％或更大的压下率进行冷轧。
如上所述，即使在热轧之后的退火期间进行水冷，在冷却过程中也不形成热致马氏体相，并且通过冷轧可以确保应变诱发马氏体相分数。
在下文中，将通过本公开的优选实施方案更详细地进行描述。
实例
首先，尝试考察是否可以实现作为本公开中要实现的目标特性的2200MPa或更大的屈服强度。与属于现有301钢组分范围的比较例1进行比较，并将发明例1设计为满足根据本公开的组分体系、C+N范围和Md30范围。
[表1]
Figure BDA0003118965630000081
对于以上比较例1和发明例1，测量根据冷轧压下率的屈服强度并示于下表2中。
[表2]
Figure BDA0003118965630000082
对应于现有301钢种的比较例1仅在达到80％冷轧压下率时表现出2000MPa或更大的屈服强度。即使具有高加工硬化率的301钢在60％的压下率下也表现出小于1600MPa的屈服强度。
另一方面，根据本公开的发明例1在60％压下率下表现出2200MPa或更大的屈服强度，在75％压下率下表现出2400MPa的屈服强度。
图2是示出基于表2中的数据的根据压下率的比较例1和发明例1的屈服强度的图。参照图2，可以看出与比较例1相比，发明例1的根据压下率的强度增加。因此，确定了可以实现本公开的通过由Md30控制来充分形成应变诱发马氏体相并满足C+N含量而使产生的应变诱发马氏体相的强度提高的目的。
接下来，为了检查各范围(例如组分体系中的各合金元素的含量、相应的Md30、以及制造过程中产生的铁素体相和马氏体相)的技术/关键意义，将示于下表3中的组分体系的不锈钢通过实验室真空熔融制备为铸锭。在检查在制备的铸锭中是否产生N孔隙之后，将其再加热并热轧，并在1050℃至1100℃的温度下进行退火，并且使用铁素体范围测量初始铁素体分数。之后，通过冷轧至70％的最终压下率来测量应变诱发马氏体相分数和屈服强度。
[表3]
区分 C Si Mn Cr Ni Mo Cu N C+N
比较例1 0.103 1.11 1.11 17.1 6.5 0.7 0.2 0.064 0.167
比较例2 0.081 0.89 1.11 17 6.4 0.7 0.2 0.1 0.181
比较例3 0.078 0.87 1.1 17 6.4 0.68 0.21 0.03 0.108
比较例4 0.081 0.29 0.29 15.8 6.6 0 0.2 0.11 0.191
比较例5 0.082 0.88 0.3 15.9 6.1 0.74 0.2 0.101 0.183
比较例6 0.154 0.89 0.3 16 6 0.71 0.2 0.098 0.252
比较例7 0.203 0.89 0.3 15.8 5 0.71 0.21 0.093 0.296
比较例8 0.149 0.9 0.31 16.1 4 0.7 0.2 0.092 0.241
比较例9 0.199 0.9 0.31 16.1 2.96 0.69 0.2 0.105 0.304
发明例1 0.157 0.93 0.3 15.8 5 0.71 0.2 0.094 0.251
发明例2 0.196 0.9 0.3 15.9 4.1 0.68 0.2 0.096 0.292
比较例10 0.13 0.89 0.31 16 4.9 0.72 0.19 0.12 0.25
比较例11 0.125 0.9 0.31 15.9 5 0.69 0.2 0.13 0.255
比较例12 0.128 0.89 0.29 16.1 4.5 0.7 0.2 0.12 0.248
比较例13 0.115 0.9 0.29 16 4.5 0.68 0.2 0.14 0.255
比较例14 0.088 0.93 0.3 16.2 5.1 0.77 0.18 0.17 0.258
如表3中所示，为了确保耐腐蚀性，将实验钢种固定在对于Cr为15.0％至17.0％以及对于Mo为0.7％的范围内，并且改变影响奥氏体相稳定性的C、Mn、Ni和N的含量。
因此，在下表4中示出Md30、Ms、Ni/(C+N)、初始铁素体相(α)分数、N孔隙形成、在70％冷轧压下率下的应变诱发马氏体相(α′)分数和屈服强度(YS)。
[表4]
Figure BDA0003118965630000111
图3是示出根据本公开的一个实施方案的发明例和比较例的应力-应变曲线的图。将参照图3以及表3和表4进行描述。
比较例1至5示出了高Ni/(C+N)值，因为Ni含量高达6.0％或更多，而C+N含量少于0.2％。
在比较例1和2中，由于因低Md30值使得奥氏体稳定性高，因此在冷轧之后的应变诱发马氏体相为30.0％或更少，但是比较例3至5示出了在Md30值满足40℃或更高时，在70％冷轧之后产生大于或等于45％的应变诱发马氏体相。
然而，如图3中所示，比较例3至5不满足0.25％或更多的C+N含量。因此，可以看出即使Md30值满足40℃或更高，最终冷轧材料的屈服强度也低至1900MPa的水平。
比较例6具有6.0％的高Ni含量，但是满足0.25％或更多的C+N含量。满足C+N范围，最终冷轧材料的屈服强度为2165MPa(其接近2200MPa)，但是Md30值非常低，导致在冷轧之后应变诱发马氏体相较少。如在比较例6中一样，比较例7在C+N含量为0.25％或更多时也示出了2199MPa的屈服强度，但是由于低Md30值导致在冷轧之后应变诱发马氏体相没有充分形成。
如可以从比较例6和7中看出，当C+N含量为0.25％或更多但是Md30值低时，屈服强度不超过2200MPa。即，可以看出，通过控制Md30以将应变诱发马氏体相分数增加到45％或更多，以及通过增加C+N含量以改善马氏体相本身的强度，可以实现2200MPa或更大的高屈服强度。
比较例8和9示出了在冷却期间产生热致马氏体的情况。在比较例8中，Ms值高于-110℃，导致热致马氏体的形成，虽然C+N含量稍低，但是由于因热致马氏体的形成而不可能进行冷轧，因此不能测量最终屈服强度。在比较例9中，因热致马氏体的形成而不可能进行冷轧。
观察比较例8和9的Ms值，在比较例9中，可以看出，即使Ms值为-116.9℃(其低于-110℃)，也产生了热致马氏体相。这意味着，如上所述，难以仅用Ms值表示热致马氏体相的产生对冷却的所有依赖性，并且其复杂地依赖于Ni含量和C+N含量，尤其是Ni含量。即使当Ms值为-110℃或更低时，如果Ni/(C+N)值为17.0或更小，确定了热致马氏体相也可能由于Ni含量不足而产生。即，即使Ms值为-110℃或更低，当Ms值为-117℃或更高且Ni/(C+N)值为17.0或更小时，也可能产生热致马氏体。
另一方面，在比较例3中，虽然在-51℃下Ms值相当高，但是在冷却过程期间不产生热致马氏体，推测这是由于因高Ni含量导致的高Ni/(C+N)值而引起的。
对于发明例1和2，满足本公开中的所有合金组成，并且根据40℃或更高的Md30值在70％冷轧之后产生45％或更多的应变诱发马氏体。此外，C+N含量分别以0.251％和0.292％的适当的量包含在内，并且如图1和图2中所示，最终冷轧材料的屈服强度测量为2300MPa或更大。
在比较例10至14中，N含量超过0.11％，并在铸锭中产生N孔隙。即使C含量低，由于N含量高，C+N也满足约0.25％或更多，并且具有优异的屈服强度，但是由于在钢表面层上形成N孔隙，因此发现表面裂纹。
在以上描述中，已经描述了本公开的示例性实施方案，但是本公开不限于此。本领域普通技术人员将理解，可以在不脱离所附权利要求的构思和范围的情况下，进行各种改变和修改。
工业适用性
根据本公开的高强度不锈钢可以表现出高强度和优异的疲劳特性，因此可以用作可折叠类型的显示背板材料。

Claims (2)

1.一种高强度不锈钢，以重量百分比计包含：C：0.14％至0.20％、Si：0.8％至1.0％、Mn：多于0％且为0.5％或更少、Cr：15.0％至17.0％、Ni：4.0％至5.0％、Mo：0.6％至0.8％、Cu：0.5％或更少、N：0.05％至0.11％，剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且
C+N：0.25％或更多，由下式(1)表示的Md30值满足40℃或更高，以及由下式(2)表示的Ms值满足-110℃或更低，
其中基体组织以面积分数计包含45％或更多的应变诱发马氏体相，残余的奥氏体相和铁素体相，并且所述铁素体相为4％或更少，以及
其中所述不锈钢是压下率为60％或更大且屈服强度为2200MPa或更大的冷轧材料，
(1)Md30(℃)＝551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*(Ni+Cu)-18.5*Mo
(2)Ms(℃)＝502-810*C-1230*N-13*Mn-30*Ni-12*Cr-54*Cu-46*Mo
在此，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo意指各元素的以重量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的高强度不锈钢，其中由所述式(2)表示的所述Ms值满足-117℃或更低，或者下式(3)的值满足17.0或更大，
(3)Ni/(C+N)。
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