一種高強高韌不銹鋼及其加工方法
【專利摘要】一種高強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高韌性，屈服強度提高至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)固有的強度與塑性此消彼長的矛盾。
【專利說明】
-種高強高初不誘鋼及其加工方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明設(shè)及一種高強高初不誘鋼材料及其加工方法，具體來說是一種具有高屈服 強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)是影響國民經(jīng)濟發(fā)展、技術(shù)進步和社會現(xiàn)代化的支柱產(chǎn)業(yè)具有重要地 位，我國明確提出要加速發(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，因此對汽車 用鋼板提出了越來越高的要求。
[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標(biāo)準(zhǔn)，品種設(shè)及熱鍛鋒、 電鍛鋒和局強度鋼板等，最寬達1800mm，最厚達4mm;富康轎車用鋼板義用法國標(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 標(biāo)準(zhǔn)，熱鍛鋒和熱鍛鋒合金化并用。
[0004] 熱社高強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 的強度，又要有較好的成形性。一般汽車用熱社鋼板最高強度為500MPa，雖然添加師、Ti等 微合金元素高其強度，但對成形性有影響，從而限制了它的應(yīng)用。目前為了提高強度水平， 開發(fā)了雙相鋼和TRIP鋼。
[0005] 雙相鋼(高強度鋼)鐵素體-馬氏體復(fù)合組織鋼板的特點是在細小的鐵素體基體上 分布大約15%的硬相，并通過固溶原子進一步強化。其生產(chǎn)工藝是在社制鋼板時，在鐵素體 和奧氏體的雙相區(qū)停留一段時間，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，同時由于從奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時體積膨脹而引起周圍部分形 成位錯，使屈服強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度為780MPa，延伸率為21 %。
[0006] TRIP鋼(高強度鋼）由于成形性的限制，雙相鋼無法達到SOOMPa的強度水平，為滿 足更高強度的需求，并解決強度與塑性矛盾開發(fā)了相變誘導(dǎo)塑性鋼，簡稱TRIP鋼，TRIP鋼是 作為高延伸性高強度鋼板的希望之星而登場的。TRIP鋼的成分WC-Mn-Si合金系統(tǒng)為主其 成分特點是低碳、低合金化和鋼質(zhì)純凈。其生產(chǎn)工藝是在熱社時，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，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。高強度來自于馬氏體、貝氏體和合金元素固溶強化的 共同貢獻。TRIP鋼性能變化范圍為：屈服強度340MPa~860MPa，抗拉強度eiOMPalO~80MPa， 延伸率22%~37%。
[0007] 隨著汽車輕量化和安全性能要求的進一步提高，對汽車用高強鋼，尤其是作為保 險桿用鋼提出更高的強初性要求。通常要求鋼板具有l(wèi)OOOM化W上的屈服強度和不低于 30%的延伸率。如此高的性能指標(biāo)是上述雙相鋼和TRIP均無法達到的性能水平。因此迫切 需要開發(fā)新型先進高強高初鋼。

【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)固有的強度與塑性此消彼長的矛盾。
[0009] 為解決上述技術(shù)問題，發(fā)明人進行了種種研究，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)來實現(xiàn)高強高初綜合性能。
[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)將試樣在室溫下進行一定程度的變形，變形過程采用多道次小變形逐步增加 變形量的方式進行，每道次的截面收縮率增量為0.01~0.1，累計總截面收縮率應(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是與層錯能(SFE)相關(guān)的參數(shù)，通過查閱相關(guān)層錯能與α對應(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)動能相關(guān)參數(shù)，通過查閱化學(xué)驅(qū)動能與防?應(yīng) 的數(shù)據(jù)可獲知β，
[0021] η是指前因子，通常取2;
[0022] (C)對經(jīng)步驟(b)處理的試樣進行退火處理，退火溫度為50~550°C，退火時間為 lOmin~10化，冷卻得到不誘鋼。
[0023] 步驟(a)中，為了獲得高強度和擴大奧氏體區(qū)，原料中添加了C和N元素，但是C含量 超過0.1 %或N含量超過0.2 %時，在晶界上會析出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)致材料層錯能過高而無法在室溫發(fā)生馬氏體相 變，添加太少又將導(dǎo)致材料在冷卻過程過早相變?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] 進一步，步驟(a)中，固溶處理的溫度為1050°C~1150°C，保溫時間為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 試樣進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化效果 不明顯，但是馬氏體含量太高將嚴重損害塑性，因此將馬氏體含量控制在1%~20%。為了 有效發(fā)揮馬氏體的強化作用，通過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，其長軸平均尺寸為50~lOOOnm，短軸尺寸平均為20~5(K)nm。進 一步，步驟(b)中，變形方式為社制、沖壓、鍛造或拉拔。其中層錯能和相變驅(qū)動能均由材料 的化學(xué)成分確定，當(dāng)材料的化學(xué)成分確定時，其對應(yīng)的層錯能和相變驅(qū)動能也確定。其中層 錯能可通過公式(2)計算：
[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一步提高屈服強度，對經(jīng)步驟 (b)多道次小變形后的試樣進行長時間低溫退火，由于Ni、Mn、Si、N是奧氏體擴大化元素，它 們在馬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散，通過本發(fā)明 的50~550°C退火lOmin~10化處理，使上述元素發(fā)生擴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 法在后續(xù)的變形中繼續(xù)長大而失活，從而使得試樣在變形過程中必須重新通過位錯運動、 塞積W誘發(fā)馬氏體形核長大。進一步，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)明通過室溫變形制備的不誘鋼屈服強度達到eOOMPa W上延伸率達到30%;通過后續(xù)退火試樣屈服強度提高至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高初性，且避免了傳統(tǒng)材料加工技術(shù)固 有的強度與塑性此消彼長的矛盾。
【附圖說明】
[0031 ]圖1為本發(fā)明實施例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 室溫加工之后又長時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為實施例1室溫加工變形所獲得的試樣，2為實施例17 室溫加工變形所獲得的試樣。
[0033] 圖3為本發(fā)明實施例3室溫加工變形所獲得的試樣的透射電鏡中屯、暗場照片，照片 中白亮區(qū)域為馬氏體。
[0034] 圖4a為本發(fā)明實施例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。
【具體實施方式】
[0036] 下面W具體實施例對本發(fā)明的技術(shù)方案做進一步說明，但本發(fā)明的保護范圍不限 于此：
[0037] 實施例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 溫下進行多道次社制變形，每道次的社制變形量為0.05，累計總變形量為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金屬材料拉伸試驗第1 部分:室溫試驗方法》進行拉伸試驗，測試試樣屈服強度和延伸率。采用Ξ維原子探針測試 試樣中馬氏體周圍的成分。
[0039] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0041 ] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0043] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0045] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0047] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0049] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0化1] 實施例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)容均與實施例1相同。
[0化3] 實施例9:
[0054] 所用固溶溫度為1150°C，時間為Imin，冷卻方式為澤水，其他內(nèi)容均與實施例1相 同。
[0055] 實施例10:
[0056] 所用固溶溫度為1100°C，時間為30min，冷卻方式為澤油，其他內(nèi)容均與實施例1相 同。
[0057] 實施例11:
[0058] 所用室溫變形方式為沖壓而非社制，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0059] 實施例12:
[0060] 所用室溫變形方式為鍛造而非社制，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[006。 實施例13:
[0062] 所用室溫變形方式為拉拔而非社制，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0063] 實施例14:
[0064] 所用室溫社制道次變形量為0.01，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0065] 實施例15:
[0066] 所用室溫社制道次變形量為0.1，累計變形量為0.3，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0067] 實施例16:
[0068] 所用室溫社制累計變形量為0.15，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0069] 實施例17:
[0070] 所用室溫社制道次變形量為0.01，累計變形量為0.1，其他內(nèi)容均與實施例1相同。 [007。 實施例18:
[0072] 室溫社制后所用退火工藝為550°C退火lOmin，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0073] 實施例19:
[0074] 室溫社制后所用退火工藝為50°C退火10化，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[007引實施例20:
[0076] 室溫社制后所用退火工藝為150°C退火50h，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0077] 對比例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)容均與實施例1相同。
[0079] 對比例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)容均與實施例1相同。
[0081 ] 對比例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)容均與實施例1相同。
[0083] 對比例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)容均與實施例1相同。
[00化]對比例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)容均與實施例1相同。
[0087] 對比例6:
[0088] 所用室溫社制每道次變形量為0.2,其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0089] 對比例7:
[0090] 所用室溫社制累計變形量為0.5,其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0091] 對比例8:
[0092] 室溫社制后所用退火工藝為650°C退火2地，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[0093] 對比例9:
[0094] 室溫社制后所用退火工藝為250°C退火5min，其他內(nèi)容均與實施例1相同。
[00M] 上述實施例的結(jié)果如表1和表2所示：
[0096] 表1為上述實施例長時間低溫退火所得試樣的馬氏體含量和尺寸
[0097]
[009引
[0099] 表2為上述實施例室溫變形所得試樣和長時間低溫退火所得試樣的屈服強度與延 伸率
[0100]
[0101]
[0102]表3為上述實施例長時間低溫退火所得試樣的Ξ維原子探針測試所得元素含量
[0103]
[0104] 結(jié)果分析如下：
[0105] 實施例1~8是考察成分對馬氏體形態(tài)、含量和尺寸的影響作用的例子。實施例1-8 均得到了紡鍵體馬氏體，且含量在1 %~20 %之間，長軸在100~1000皿，短軸在20~500皿。 而對比例1由于C和N含量過高，產(chǎn)生了大量Cr化合物;對比例2由于化含量過高，擴大了鐵素 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;對比例3由 于Ni含量過高，顯著擴大奧氏體區(qū)且奧氏體過于穩(wěn)定無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)，組織中無馬氏體;對比例4由于Cr含量太低，相當(dāng)于Ni含量過高，使得奧氏體 過于穩(wěn)定無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)，組織中無馬氏體;對比例5由 于Ni含量太低，奧氏體過于不穩(wěn)定，在固溶冷卻過程完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織；W上結(jié)果說明 只有材料成分符合本發(fā)明所公開的范圍，才能獲得合理的馬氏體含量和尺寸。
[0106] 實施例1，9，10是考察固溶處理方式對材料微結(jié)構(gòu)和性能的影響作用的例子。無論 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] 實施例1，11~13是考察室溫變形方式對材料微結(jié)構(gòu)和性能影響作用的例子。無論 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] 實施例1，14~17是考察室溫道次變形量和累計變形量對材料微結(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。由實施例1和實施例14可知，道次變形量越小，所得馬氏體尺 寸越小，強化效果相對越明顯。當(dāng)?shù)来巫冃瘟砍^限定范圍，如對比例6，則無法實現(xiàn)低溫處 理后表現(xiàn)出強度顯著提高而且不降低延伸率的效果。由實施例1和實施例15可知，在所限定 范圍內(nèi)累計變形量越大，馬氏體含量越高，強化效果也越明顯，且能保持低溫退火后延伸率 不降低的特性。當(dāng)累計變形量超過限定，如對比例7,雖然馬氏體含量高強化明顯，但是延伸 率很低，無法達到高強高初目標(biāo)。
[0109]實施例1，18~20是考察室溫變形后退火溫度和時間對材料微結(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。若退火溫度超過限定范圍，如對比例8,則將導(dǎo)致馬氏體逆相變回奧氏體，并產(chǎn)生 化化合物，嚴重劣化材料性能。若退火時間過短，如對比例9，則合金元素尚未來得及擴散富 集。如表3所示，尚未產(chǎn)生明顯的元素偏聚層，無法實現(xiàn)強度顯著提高而且不降低延伸率的 效果。
【主權(quán)項】
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) 將試樣在室溫下進行一定程度的變形，變形過程采用多道次小變形逐步增加變形 量的方式進行，每道次的截面收縮率增量為0.01~0.1，累計總截面收縮率應(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)動能相關(guān)參數(shù)， η是指前因子； (c) 對經(jīng)步驟(b)處理的試樣進行退火處理，退火溫度為50~550°C，退火時間為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】C21D1/18GK106011678SQ201610437107
【公開日】2016年10月12日
【申請日】2016年6月17日
【發(fā)明人】劉嘉斌, 王宏濤, 方攸同
【申請人】浙江大學(xué)