奧氏體系不銹鋼板和其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及奧氏體系不銹鋼板和其制造方法，具體而言，涉及例如適合作為汽車、 電車等的結(jié)構(gòu)構(gòu)件使用的、兼顧了碰撞相應的高應變速率區(qū)域中的強度和壓制成型相應的 低應變速率區(qū)域中的韌性的奧氏體系不銹鋼板和其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，作為對環(huán)境問題的應對，期望汽車、鐵道等的燃油經(jīng)濟性提高，作為其解 決對策，車體的輕量化是非常有效的。進而，對于車體的輕量化，形成占重量的大部分的結(jié) 構(gòu)構(gòu)件的原材料的輕量化、具體而言原材料的薄壁化是有效的。然而，原材料的薄壁化使剛 性、碰撞時的沖擊吸收能力降低。因此，近年來，特別是推出將高強度原材料應用于結(jié)構(gòu)構(gòu) 件。
[0003] 例如，汽車的前縱梁等需要在不發(fā)生較大變形的情況下吸收沖擊能量。作為這樣 的較小應變區(qū)域中的沖擊吸收能力的指標，考慮碰撞相應的應變速率ΙΟΟΟ/s下的10%流動 應力是合適的。另外，作為壓制成型性的指標，考慮適用壓制相應的應變速率o.l/s下的均 勻伸長率是合適的。即，可以說應變速率1000/s下的10 %流動應力和應變速率〇 . ι/s下的均 勻伸長率優(yōu)異的材料作為結(jié)構(gòu)構(gòu)件是合適的。具體而言，期望應變速率1000/s下的10%流 動應力與應變速率o.l/s下的均勻伸長率之積變?yōu)?50MPa以上的沖擊吸收能力和壓制成型 性中的任一者、或兩者極其優(yōu)異的材料。
[0004] 專利文獻1中公開了如下發(fā)明：大量添加 Mn，不會在變形時引起加工誘發(fā)馬氏體相 變、由于奧氏體的孿晶變形而提高強度的奧氏體系不銹鋼。然而，該發(fā)明的奧氏體系不銹鋼 中，完全不引起加工誘發(fā)馬氏體相變，因此存在所得強度和伸長率的均衡性不充分的情況。 具體而言，專利文獻1中，作為實施例，記載了動態(tài)拉伸試驗中的10%流動應力和靜態(tài)拉伸 試驗中的斷裂伸長率，二者之積均停留在小于400MPa。
[0005] 專利文獻2中公開了低Ni型的汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件用奧氏體系不銹鋼的發(fā)明。然而，該發(fā) 明的奧氏體系不銹鋼的晶體粒徑粗大至數(shù)1〇μπι，因此，作為汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件進行成型時，大多 在彎曲加工部的表面產(chǎn)生龜裂，作為結(jié)構(gòu)構(gòu)件的特性是不充分的。
[0006] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0007] 專利文獻
[0008] 專利文獻1:日本特開2009-30128號公報 [0009] 專利文獻2:日本特開2010-196103號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0010] 發(fā)明要解決的問題
[0011]為了實現(xiàn)結(jié)構(gòu)構(gòu)件進一步的輕量化、設計自由度的提高，目前對原材料也要求高 應變速率下的高強度化和低應變速率下的韌性提高。因此，即使為由專利文獻1、2所公開的 奧氏體系不銹鋼，有時也無法充分滿足最新的制品所要求的性能。 _2] 用于解決問題的方案
[0013] 本發(fā)明人等在兼顧一般作為相反的特性的高強度和高韌性的情況下，研究了鋼的 各種高強度化的手法，結(jié)果發(fā)現(xiàn):通過在各種高強度化的手法中，有效運用(a)基于固溶C、 固溶N的強化、（b)基于變形時的相變誘發(fā)塑性(TRIP效果）的強化和(c)基于晶粒微細化的 強化，從而可以兼顧高應變速率下的高強度和低應變速率下的高韌性，從而完成了本發(fā)明。 本發(fā)明如以下所述。
[0014] [1]
[0015] -種奧氏體系不銹鋼板，其中，以質(zhì)量％計，C:0.02~0.30%、Cr:10.0~25.0%、 Ni:3.5~10.0%、Si:0~3.0%、Mn:0.5%~5.0%、N:0.10~0.40%、Mo :0~3.0%、Cu:0~ 3.0%、1^:0~0.10%、他：0~0.50%、￥:0~1.0%，〇+3\10.4%以上，余量由卩6和雜質(zhì)組 成，由下述⑴式規(guī)定的Md 3Q值為0°C以上且50°C以下，Cr碳化物和Cr氮化物的體積率為1 % 以下，并且母相的平均晶體粒徑為ΙΟμπι以下。
[0016] Mcbo值（。〇=497 · 462(%C+%N)-9.2(%Si)-8.1(%Mn)-13.7(%Cr)-20(%Ni + %Cu)-18.5(%Mo) · · · (1)
[0017]
[0018] [2]
[0019]根據(jù)[1]所述的奧氏體系不銹鋼板，其中，以質(zhì)量％計，含有Mo:0.4~3.0%、Cu: 0.4~3.0%中的至少1種。
[0020] [3]
[0021]根據(jù)[1]或[2]所述的奧氏體系不銹鋼板，其中，以質(zhì)量％計，含有選自由Ti :0.01 ~0.10%、Nb:0.02~0.50%、ν:0·02~1.0%組成的組中的1種或2種以上。
[0022] [4]
[0023] 根據(jù)[1]~[3]中的任一項所述的奧氏體系不銹鋼板，其中，應變速率1000/s下的 10 %流動應力與應變速率0.1 /s下的均勻伸長率之積為450MPa以上。
[0024] [5]
[0025] -種奧氏體系不銹鋼板的制造方法，對不銹鋼原材料實施熱乳，然后對所得熱乳 鋼板以滿足下述(2)式的退火溫度T(°C)和退火時間t(sec)實施熱乳板退火，所述不銹鋼原 材料以質(zhì)量％計，C :0.02~0.30%、Cr:10.0~25.0%、Ni:3.5~10.0%、Si:0~3.0%、Mn: 0.5%~5.0%、N:0.10~0.40%、Mo :0~3.0%、Cu:0~3.0%、Ti:0~0.10%、Nb:0~ 0.50%、￥ :0~1.0%，0+3\10.4%以上，余量由卩6和雜質(zhì)組成。
[0026] tXexp(_25007/(T+273))>9.36991 X10-6 · · · (2)
[0027] 發(fā)明的效果
[0028] 本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼板的應變速率1000/s下的10%流動應力與應變速率 〇.l/s下的均勻伸長率之積為450MPa以上，與現(xiàn)有鋼相比可以大幅提高沖擊吸收能力和壓 制成型性中的任一者或兩者，可以實現(xiàn)高應變速率下的高強度化和低應變速率下的韌性提 尚。
【附圖說明】
[0029] 圖1為示出（2)式的圖。
[0030] 圖2為示出利用ΕΡΜΑ射線分析的熱乳退火板的分析結(jié)果的圖，圖2的(a)示出鋼板3 的分析結(jié)果，圖2的(b)示出鋼板43的分析結(jié)果，圖2的（c)示出鋼板44的分析結(jié)果。
【具體實施方式】
[0031] 對本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼板的化學組成、金相組織和制造方法進行說明。需要 說明的是，本說明書中，只要沒有特別限定，則關(guān)于化學組成的"％"表示"質(zhì)量％"。
[0032] 1.化學組成
[0033] (C:0.02 ~0.30%)
[0034] C為固溶強化元素，大大有利于高應變速率下的高強度化?；贑的固溶強化為有 效運用了短程障礙物(Short-range obstacles)的強化，強化的應變速率依賴性大。因此， 與基于合金元素的固溶強化、基于位錯的強化、基于析出物的其他強化相比，低應變速率下 的韌性的劣化小，對于作為本發(fā)明的目的的高應變速率下的高強度化和低應變速率下的韌 性的兼顧是極有效的。因此，將C含量設為0.02%以上。但是，C含量為過量時，在制造過程中 生成粗大的碳化物，強度和韌性的均衡性劣化，因此，將C含量設為0.30%以下。C含量優(yōu)選 為0.04 %以上且0.30 %以下、進一步優(yōu)選為0.06 %以上且0.30 %以下。
[0035] (Cr:10.0 ~25.0%)
[0036] Cr為不銹鋼的基本元素，通過含有10.0 %以上，在鋼材的表面形成鈍化覆膜而發(fā) 揮提高耐腐蝕性的作用。然而，Cr含量為過量時，在高溫下生成δ鐵素體，鋼的熱加工性明顯 劣化。因此，將Cr含量設為10.0%以上且25.0%以下。Cr含量優(yōu)選為15%以上且20%以下。
[0037] (Ni:3.5 ~10.0%)
[0038] Ni為奧氏體系不銹鋼的基本元素，為了穩(wěn)定地得到室溫下具有優(yōu)異的強度和韌性 的均衡性的奧氏體相而含有3.5%以上的Ni。然而，Ni含量過多時，奧氏體相過度穩(wěn)定化，變 形時的加工誘發(fā)馬氏體相變被抑制，難以加工硬化，結(jié)果伸長率降低。因此，將Ni含量設為 3.5%以上且10.0%以下。Ni含量優(yōu)選為3.5%以上且8%以下。
[0039] (Μη:0·5 ~5.0%)
[0040] Μη可以作為熔煉時的脫氧材料使用。另外，Μη為奧氏體穩(wěn)定化元素，且有提高C、N 的固溶度極限、使大量的C、N固溶的效果，考慮與其他元素的均衡性而含有適量。然而，Μη含 量為過量時，在制造過程中生成粗大的Μη化合物，粗大的Μη化合物成為破壞的起點，成型性 劣化。根據(jù)以上的理由，將Μη含量設為0.5%以上且5.0%以下。Μη含量優(yōu)選為1.0%以上且 5.0%以下、進一步優(yōu)選為1.5%以上且5.0%以下。
[0041 ] (Ν:0·10 ~0.40%)
[0042] Ν與C同樣地為固溶強化元素，對高應變速率下的高強度化是有效的。固溶Ν與固溶 C同樣地與基于合金元素的固溶強化、基于位錯的強化、基于析出物的強化相比，低應變速 率下的韌性的劣化小，因此，對作為本發(fā)明的目的的高應變速率下的高強度化和低應變速 率下的韌性提高是極