一種節鎳奧氏體不銹鋼及其制造方法

專利名稱：：一種節鎳奧氏體不銹鋼及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及奧氏體不銹鋼，具體地說，是涉及一種熱加工性和成形性優良的節鎳奧氏體不銹鋼。
背景技術：
：目前國內外廣泛使用的奧氏體不銹鋼，以300系和200系為主，例如AISI304和AISI201等奧氏體不銹鋼，然而這些奧氏體不銹鋼都含有較多的鎳，而大量鎳的添加導致了這些奧氏體不銹鋼原材料成本的提高，因此限制了這些鋼的應用范圍和可持續發展。傳統的節鎳型奧氏體不銹鋼，包括AISI201和AISI301等，如表2所述，一般是采用了氮、錳代鎳的合金化方法，明顯降低了原材料成本，但由于奧氏體穩定化元素鎳含量的降低，加之其它奧氏體穩定化元素如錳、氮等含量不夠高，直接導致這些不銹鋼在室溫下變形時會出現應變誘發馬氏體。雖然變形過程中應變誘發馬氏體的出現會提高材料的強度和硬度，從而提高不銹鋼抵抗外力變形的能力，但由于馬氏體的出現卻會犧牲不銹鋼的成形性，尤其是經過沖壓變形之后會出現延遲破裂，從而這些不銹鋼不適合作為沖壓制品用不銹鋼。在奧氏體不銹鋼領域中，在基于奧氏體不銹鋼不同服役條件下，為了降低成本而且提高奧氏體不銹鋼的室溫成形性和良好的熱加工性能，采用了不同的設計思路。尤其是近年來由于鎳價的高位運行和劇烈波動以及針對應變誘發馬氏體導致的延遲破裂現象，人們采用了在不銹鋼中進一步降低鋼中鎳含量和進一步添加奧氏體穩定化元素錳和氮，并且為了提高不銹鋼的延性以及奧氏體的穩定性而添加少量銅的合金化思路。如表1及表2所示是現有技術的節鎳型奧氏體不銹鋼的相關文獻及其相應的化學成分及特征。3<table>tableseeoriginaldocumentpage4</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage5</column></row><table>表1及表2中，公開號為CN1584098的專利申請描述了一種節鎳型奧氏體不銹鋼的化學組成，在這些化學組成中雖然采用了進一步降低鎳含量(Ni《1.2%)，提高錳含量(8.5%《Mn《10.0%)的合金化方法，但由于并沒有考慮由于鎳含量的降低所帶來的熱加工難度，也就是熱加工的可制造性較差而不利于節鎳奧氏體不銹鋼的制造。表1及表2中，專利ZL02152273.1和ZL200410047238.6描述了一種節鎳型奧氏體不銹鋼的化學組成，在這些化學組成中雖然也采用了進一步降低鎳含量(1.0%《Ni《5.0%)，提高錳含量(7.5%《Mn《10.5%)的合金化方法，并且專利ZL02152273.1也考慮到添加微量B改善熱加工。但鎳含量依然較高，而且沒有考慮到Ca處理提高鋼液純凈度以及夾雜物改性可以避免成形過程中出現起皮、沙眼而改善不銹鋼成形性的作用。表1及表2中，專利ZL200610103367.1描述了一種節鎳型奧氏體不銹鋼的化學組成，在這些化學組成中雖然也采用了進一步降低鎳含量(0.6%《Ni《1.3%)，提高錳含量(8.5%《Mn《12.0%)的合金化方法，并且也考慮到添加微量稀土元素鈰改善熱加工性。但是鋼中氮含量較低(N《0.15%)，而氮在不銹鋼中是強烈形成和穩定奧氏體的元素，氮含量的降低難以避免應變馬氏體的出現，而且沒有考慮到Ca處理提高鋼液純凈度以及夾雜物改性可以避免成形過程中出現起皮、沙眼而改善不銹鋼成形性的作用，同時稀土元素在工業化大生產中難以加入而且收得率不穩定而不利于工業化大生產的組織。表1及表2中，專利ZL99110134.0描述了一種節鎳型奧氏體不銹鋼的化學組成，在這些化學組成中雖然也采用了進一步降低鎳含量(1.0%《Ni《4.0%)，提高錳含量(5.0%《Mn《11.0%)的合金化方法，并且也考慮到添加微量元素B和Ca處理，但該專利鎳含量依然較高而且該專利并沒有提及氮元素，使該專利的產品具有了良好的耐蝕性卻不具備良好的成形性。表1及表2中，專利ZL98117555.4描述了一種節鎳型奧氏體不銹鋼的化學組成，在這些化學組成中將鎳含量降低到了極低含量(0.1%《Ni《2.0%)，但是錳含量(5.0%《Mn《9.0%)不是很高而且范圍過寬，會降低奧氏體的穩定性，從而難以避免室溫變形過程中出現過量應變誘發馬氏體而降低不銹鋼的成形性。
發明內容本發明的目的在于提供一種熱加工性和室溫成形性優良的節鎳型奧氏體不銹鋼及其制造方法。本發明的奧氏體不銹鋼，其化學成分重量百分比組成為0.05%《C《0.15%、Si<1.00%、9.00%<Mn<10.00%、14.00%《Cr《16.00%、0.50%《Ni<1.00%、0.15%<N《0.25%、1.50%<Cu《2.00%、10X10—4%《B《30X10—4%、1X10—4%《Ca《50X10—4%、P<0.030%、S<0.020%，余量為Fe和不可避免雜質。優選地，在125(TC高溫時，本發明的奧氏體不銹鋼其S-鐵素體體積分數小于10%。優選地，本發明的奧氏體不銹鋼其奧氏體穩定化溫度McU^rC)范圍為小于25t:，所述的奧氏體穩定化溫度由下式確定Md3(l/5(I(°C)=551-462X(C%+N%)_9.2XSi%_8.lXMn%-29X(Ni%+Cu%)-613.8XCr%-18.5XMo%-68XNb%-1.42X(ASTM晶粒度No.-8.0)。本發明的奧氏體不銹鋼的制造方法，包括如下步驟經電弧爐單煉法、電爐+A0D兩步法、電爐+A0D+V0D三步法冶煉或非真空感應爐熔煉；對鋼液進行Ca處理和B處理；連鑄或模鑄成鋼坯；鍛造或軋制；中間退火；酸洗。優選地，Ca處理采用喂Ca-Si-Ba絲的方式當鋼中Ca含量滿足1X10—4%《Ca《50X10—A^時，停止喂Ca-Si-Ba絲，鋼包底部進行吹Ar軟攪拌IO分鐘以上，軟攪拌完成后鋼液靜置10分鐘以上。更優選，喂Ca-Si-Ba絲溫度為15201600°C。優選地，在上述的鋼液靜置完成后進行B合金化處理，以Fe-B絲的方式加入到鋼液中，當鋼中B含量滿足10X10—4%《B《30X10—4%時，停止喂Fe-B絲。更優選，喂Fe-B絲溫度為14801550°C。優選地，在Ca處理和B處理后，微調溫度滿足連鑄或模鑄要求進行鋼液的澆鑄，連鑄澆鑄溫度是14651490。C，模鑄澆鑄溫度是15201600°C。鋼液在測試固溶態機械性能時經過固溶處理，優選地固溶處理溫度為1040IIO(TC。鋼液在測試冷軋態或軋硬態機械性能時不經過固溶處理。優選地，本發明的奧氏體不銹鋼的制造方法中，熱軋或熱鍛造的起始溫度范圍為11701250°C。優選地，本發明的奧氏體不銹鋼的制造方法中，中間退火溫度為1000IIO(TC。本發明通過降低鎳(鎳含量小于1.0%)含量，從而顯著節約了原料成本。但是由于鎳是不銹鋼中形成、穩定和擴大奧氏體組織的元素，而且能夠提高不銹鋼的延性和成形性。當鎳含量降低到0.51.Owt.%的情況下，一方面會縮小高溫奧氏體相區給熱塑性加工(熱軋、熱鍛)帶來困難，容易出現邊裂、表裂等邊部質量和表面質量缺陷；另外，由于鎳的降低會降低不銹鋼的延性和成形性，尤其是在沖壓過程中容易出現起皮、沙眼等缺陷，特別是節鎳奧氏體不銹鋼在沖壓過程容易出現應變誘發馬氏體而發生延遲破裂。成形過程中的起皮、沙眼等缺陷與不銹鋼的冶金質量，也就是夾雜物數量、種類、大小、分布等因素強相關，而室溫成形過程中出現的延遲破裂是與室溫條件下奧氏體的穩定性強相關，也就是與溫度Md^5。溫度強相關。針對以上事實，本發明采用理論計算和試驗驗證相結合的方式確定合金體系。首先采用理論方法設計出合金體系，也就是合理匹配不銹鋼中的各元素，尤其是奧氏體形成和穩定化元素如碳、氮、錳、銅等元素，并通過磁性測量、金相組織檢驗等試驗驗證設計的不銹鋼是否為奧氏體不銹鋼。隨之通過微合金化處理，也就是通過Ca處理提高鋼液的純凈度和夾雜物改性，并通過夾雜物形貌觀察驗證Ca處理的效果。B處理提高本發明不銹鋼的熱塑性加工性能，并通過熱連軋方式軋制不銹鋼驗證其熱塑性加工性能。按照不同壓下量對本發明的不銹鋼進行室溫軋制，檢驗不同壓下量誘發的馬氏體含量的測定界定奧氏體組織的室溫穩定性并檢驗軋制過程中是否出現起皮、沙眼等現象。特別表現在其奧氏體穩定溫度Md3。/5。低于25°C，因而減輕乃至避免節鎳奧氏體不銹鋼成形過程中的延遲破裂現象。而且在125(TC高溫時，其S-鐵素體體積分數小于10%，適合于熱連軋方式制造和制品用不銹鋼。因此，本發明的熱加工性和成形性優良的節鎳奧氏體不銹鋼，其化學成分重量百分比組成為0.05%《C《0.15%、Si<1.00%、9.00%<Mn<10.00%、14.00%《Cr《16.00%、0.50%《Ni<1.00%、0.15%<N《0.25%、1.50%<Cu《2.00%、10X10—4%《B《30X10—4%、1X10—4%《Ca《50X10—4%、P<0.030%、S<0.020%，余量為Fe和不可避免雜質。本發明的節鎳型奧氏體不銹鋼在室溫下進行30%真應變的冷軋壓下時，所述節鎳型奧氏體不銹鋼中馬氏體含量小于50X，也就是本發明不銹鋼的McU/5。溫度低于25°C。具體地，本發明節鎳型奧氏體不銹鋼中C:0.05%《C《0.15%，碳是強烈形成、穩定和擴大奧氏體區的元素，在本發明節鎳型奧氏體不銹鋼中，由于鎳含量極低，碳對室溫下形成奧氏體組織起到重要作用。但是碳太高會降低不銹鋼的塑性，而且對不銹鋼的耐蝕性不利，碳太低會導致不銹鋼的奧氏體組織穩定性不夠，所以碳要有適當的百分含量。Ni:0.50%《Ni<1.00%，形成并穩定奧氏體且擴大奧氏體區的元素。Mn:9.00%<Mn<10.00%，錳是比較弱的奧氏體形成元素，但在不銹鋼中是強烈的奧氏體組織穩定元素，并能提高氮在鋼中的溶解度。在節鎳型奧氏體不銹鋼中，錳與鋼中碳、氮等元素發生復合作用，以部分取代鎳，并且確保不銹鋼在室溫下為奧氏體組織，同時也能顯著降低不銹鋼的Md^5。的溫度值。為了達到以上目的，錳含量必須大于9.0%。另外，由于錳含量大于10.0%時，錳元素的奧氏體化形成能力減弱，甚至于促進鐵素體組織的形成，所以本發明的不銹鋼錳含量必須小于10.0%。Cu:1.50%<Cu《2.00%，在不銹鋼中添加銅可以提高延性和降低不銹鋼的加工硬化而提高不銹鋼的成形性。對于節鎳型奧氏體不銹鋼而言，由于鎳含量極低，而銅是形成奧氏體的元素，為了確保不銹鋼室溫狀態下為奧氏體組織，所以本發明的不銹鋼中銅含量大于1.5%，但過量銅的添加會降低不銹鋼的熱加工性能，所以銅的上限為2.0%而確保不銹鋼具有良好的熱加工性能。Cr:14.00%《Cr《16.00%，鉻是不銹鋼中最重要的合金元素，可以確保鋼獲得不銹性和一定的耐蝕性，本發明中鉻的含量范圍，既能保證鋼具有良好的不銹耐蝕性，又能保證室溫下鋼為單相奧氏體組織。N:0.15%<N《0.25%，氮在不銹鋼中是非常強烈的形成、穩定和擴大奧氏體區的元素。氮在不銹鋼中除了可以替代貴重資源，如鎳之外，而且在不明顯降低材料塑性和韌性的前提下可以明顯提高材料的強度。還可以提高不銹鋼的不銹性和耐蝕性以及延緩碳化物析出等。但是由于氮在不銹鋼中的溶解度有限，為了避免鋼在凝固過程中出現皮下氣泡，氮含量的確定必須與其它合金元素協調作用，以確保氮以固溶狀態存在，并且與其它合金元素復合作用確保不銹鋼在室溫下為單相奧氏體組織。另外，為了降低不銹鋼Md3。/5。的溫度值而避免變形過程中出現過量應變誘發馬氏體，該發明中氮含量大于0.15%，小于等于CN101724790A說明書7/16頁0.25%，同時也可以確保在125(TC高溫時，不銹鋼中S-鐵素體體積分數小于10%，適合于熱連軋方式制造。Si:<1.00%，硅在不銹鋼中是形成鐵素體的合金元素，因此為了確保本發明的不銹鋼在室溫下為單相奧氏體組織，鋼中硅含量必須加以一定的限制。P:<0.030%，磷在不銹鋼中被視為有害元素，應盡量控制得越低越好。S:S<0.020%，硫在不銹鋼中也被視為有害元素。尤其在本發明，鋼中錳含量高，需要嚴格控制硫的含量，越低越好。B:適量的硼加入到不銹鋼中，通過晶界強化可以改善不銹鋼的熱加工性能，尤其是對節鎳型奧氏體不銹鋼而言，B的作用顯得更為重要，但過量的硼會生成低熔點的共晶相反而惡化熱加工性能，所以本發明中硼含量控制在1030ppm。Ca:由于Ca與0和S有很強的親和力，因此，冶金工作者長期致力于采用Ca處理爐外精煉技術進行脫0和脫S，可以迅速降低鋼中氧的活度，加快脫氧速度和降低鋼的總氧量。另外，由于節鎳型奧氏體不銹鋼的錳含量較高，鋼中易于生成MnS夾雜物，而MnS是一種低熔點夾雜物，在熱軋過程中會變成長條狀而降低不銹鋼的力學性能。當鋼進行Ca處理脫氧之后生成的CaO利于脫S，脫S產物要么上浮去除而凈化鋼液或者殘留鋼中，殘留鋼中的夾雜物在鋼冷卻時，夾雜物中的S溶解度降低而以CaS析出，而CaS是高熔點球形夾雜物，在熱軋過程中不變形，析出的夾雜物的尺寸小而且呈彌散狀分布，由此而起到凈化鋼液和夾雜物改性的目的。但是由于Ca在鋼中的溶解度低而且蒸氣壓高，所以鋼液中加入的Ca含量不能過高，否則會降低不銹鋼的熱加工性能，所以本發明中Ca含量控制在150ppm。本發明的節鎳型奧氏體不銹鋼的化學成分配比是經過合金熱力學計算的，如ThermoCalc熱力學計算軟件，首先計算出常壓下鋼液中氮的溶解度和固態時鋼中氮的固溶度，并結合鋼的鎳當量和鉻當量計算，設計出室溫下為奧氏體組織，而且奧氏體的Md^5。的溫度值小于251:，其1(13。/5。(")的計算式為Md3(l/5(I(°C)=551-462X(C%+N%)_9.2XSi%-8.lXMn%-29X(Ni%+Cu%)-13.8XCr%-18.5XMo%-68XNb%-1.42X(ASTM晶粒度No.-8.0)根據以上計算公式，當鋼中0.05%《C《0.15%、Si<1.00%、9.00%<Mn<10.00%、14.00%《Cr《16.00%、0.50%《Ni<1.00%、0.15%<N《0.25%、1.50%<Cu《2.00%、10X10—4%《B《30X10—4%、1X10—4%《Ca《50X10—4%、P<0.030%、S<0.020%，余量為Fe和不可避免雜質時，本發明的節鎳奧氏體不銹鋼應變誘發馬氏體溫度的計算結果如圖l所示。從圖1中可以看出本發明的不銹鋼在產生真應變30%，出現50%馬氏體的溫度Md3。/5。小于25t:，也就是說在常溫下，本發明的不銹鋼受到軋制、撞擊等外力作用而發生變形時，本發明的不銹鋼生成的馬氏體含量較少，甚至于沒有，從而有利于提高不銹鋼的成形性和減輕乃至于避免延遲破裂的發生。本發明設計出的節鎳型奧氏體不銹鋼經電爐、AOD、VOD三步法冶煉或電爐、AOD二步法冶煉或電爐或非真空感應爐單煉后，經過連續鑄造或模鑄鑄造成鋼坯；再經過鍛造或軋制、固溶處理(測試固溶態機械性能時需經過固溶處理，測試冷軋態機械性能時不需要固溶處理)、酸洗等工序制成不銹鋼板材、帶材和棒材等。本發明不銹鋼的制造過程，無論是感應爐、電爐、A0D、VOD工序還是軋制、固溶處9理、酸洗等工序均為現有常規技術，在此不再贅述。為了提高本發明不銹鋼的成形性和彌補鎳的降低而帶來的熱塑性加工的難度，本發明不銹鋼在連鑄或模鑄成鋼坯之前必須進行Ca處理和B處理，通過Ca處理而提高鋼液的純凈度和夾雜物改性，通過B合金化處理提高了材料的熱加工性能。通過合理的合金體系設計和微合金處理方法提高了不銹鋼的成形性，避免了成形過程中出現起皮、沙眼等缺陷并減輕了延遲破裂現象，進一步拓寬了節鎳奧氏體不銹鋼的應用范圍。Ca處理和B處理是在連鑄或模鑄用鋼包中進行的。在對鋼液進行Ca處理和B處理之前，鋼液已經經過還原處理，鋼中主要化學成分，如Cr、Mn、Ni、Cu、N、Si、P、S必須滿足本發明不銹鋼的要求范圍。然后進行Ca處理，Ca處理是采用了喂Ca-Si-Ba絲的方式，最好喂絲溫度為15201600°C。根據溫度情況和鋼中的氧含量確定Ca-Si-Ba絲的加入量，只要鋼中Ca含量滿足1X10—4%《Ca《50X10—4%即停止喂Ca-Si-Ba絲。鋼包底部進行吹Ar軟攪拌10分鐘以上、軟攪拌完成后鋼液靜置IO分鐘以上。鋼液軟攪拌和靜置都是為了便于夾雜物的上浮和去除。靜置完成后進行鋼液的B合金化處理，是以Fe-B絲的方式加入到鋼液中，最好喂絲溫度為14801550°C。根據溫度情況確定Fe-B絲的加入量，只要鋼中B含量滿足10X10—4%《B《30X10—4%即停止喂Fe-B絲。微調溫度滿足連鑄或模鑄要求便可以進行鋼液的澆鑄了。本發明具有如下優點1)本發明奧氏體不銹鋼鋼中鎳含量極低，鎳含量小于1.0%，顯著降低了奧氏體不銹鋼的原材料成本。2)本發明的不銹鋼通過適量添加奧氏體形成元素，如碳、錳、氮、銅，一方面確保了室溫狀態下為單相奧氏體組織，另一方面也提高了奧氏體組織的穩定性，使不銹鋼的Md^5。小于25°C，從而提高不銹鋼的成形性，減輕乃至于避免延遲破裂現象的發生。3)本發明的節鎳型奧氏體通過添加適量的B，從而顯著改善了熱加工性能，適合于熱連軋機組進行工業化生產，并確保本發明不銹鋼具有良好的邊部和表面質量。4)本發明的奧氏體不銹鋼通過Ca處理提高了鋼液純凈度以及夾雜物改性，有助于避免成形過程中出現起皮和沙眼等缺陷，從而顯著改善不銹鋼的成形性。下面進一步結合實施例也就是試驗驗證本發明不銹鋼是一種具有良好成形性和熱加工性能的不銹鋼。圖1是本發明的合金體系奧氏體穩定化溫度Md3。/5。(°C)的理論計算結果。圖2是實施例1和對比鋼冷軋壓下時磁性相體積分數比較。圖3是實施例4制得的節鎳奧氏體不銹鋼熱軋黑皮巻經1070°C固溶處理后的金相組織照片。圖4是實施例5與對比鋼的夾雜物分析結果。圖5是實施例2制得的不銹鋼黑皮巻。具體實施例方式以下用實施例結合附圖對本發明作更詳細的描述。這些實施例僅僅是對本發明較佳實施方式的描述，并不對本發明的范圍有任何限制。各個實施例中鋼的成分如表3所示。實施例1:采取電弧爐和A0D兩步法冶煉不銹鋼，在連鑄之前喂Ca-Si-Ba線和Fe_B線而實現Ca處理和B合金化處理，連鑄成板坯，熱軋制成3.00mm厚的熱軋巻板。經過中間退火，中間退火溫度為100IIO(TC，然后分別測試退火后和不同冷軋壓下量時出現的應變誘發馬氏體的體積分數。其具體結果如表4所示。本實施例的節鎳型奧氏體不銹鋼的化學成分見表3。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>[<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>實施例2:采取電爐、A0D、VOD三步法冶煉不銹鋼。在進行連鑄之前喂Ca-Si-Ba線和Fe-B線而實現Ca處理和B合金化處理，連鑄成板坯，熱軋制成3.OOmm厚的熱軋巻板。經過中間退火、酸洗，然后進行冷軋，測試所得節鎳型奧氏體不銹鋼冷在經過50%冷軋壓下量之后，本發明不銹鋼的冷軋板硬度的變化情況，其結果如表5所示。本實施例的節鎳型奧氏體不銹鋼的化學成分見表3。表5實施例2與4%Ni節鎳奧氏體不銹鋼在不同冷軋壓下量時硬度對比<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>實施例3:采取電弧爐單煉法冶煉不銹鋼，連鑄成板坯。在進行連鑄之前喂Ca-Si-Ba線和Fe-B線而實現Ca處理和B合金化處理。然后從連鑄坯中心部位切取200mmX200mmX100mm的鑄坯，分別在IOO(TC，1050°C，IIO(TC，1150°C，1200°C，1250。C下各保溫30分鐘，隨之采用快速水冷的方式將高溫組織固定并用鐵素體儀測試高溫鐵素體的含量，其結果如表6所示。表6經過高溫加熱后實施例3的高溫鐵素體含量<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>實施例46采取非真空感應爐冶煉不銹鋼，模鑄成錠。在進行模鑄之前喂Ca-Si-Ba線和Fe_B線而實現Ca處理和B合金化處理。然后對鑄錠進行機械車光測量鑄錠表面殘余鐵素體含量。隨后進行鍛造和熱軋、固溶處理和酸洗，再次測量鐵素體含量，其結果如表7所示。對實施例4熱軋、固溶處理之后的不銹鋼進行金相組織分析；實施例5與對比鋼進行夾雜物對比分析；對實施例6制得的不銹鋼和對比鋼進行了不同壓下量的冷軋，并測定了熱軋固溶退火態以及不同壓下量的軋硬態的室溫拉伸力學性能，包括室溫屈服強度(RpO.2)、室溫抗拉強度(Rm)、室溫延伸率(A50mm)以及室溫屈服強度與抗拉強度的比值(RpO.2/Rm)，其結果分別如表7、8和表9所示。表7實施例46的磁性相體積分數測量結果<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>表8實施例6制得的節鎳奧氏體不銹鋼的冷軋加工特性<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表9對比鋼制得的節鎳奧氏體不銹鋼的冷軋加工性能<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>從表4可以看出實施例l制得的不銹鋼在熱軋退火處理后，經鐵素體儀測量實施例1制得的不銹鋼為無磁。表7可以看出實施例46制得的不銹鋼無論是鑄錠還是熱軋固溶處理后都為無磁不銹鋼。尤其是圖3給出的實施例4制得的節鎳奧氏體不銹鋼熱軋黑皮巻經107(TC固溶處理后的金相組織照片可以得出本發明制得的不銹鋼鋼在經過固溶處理之后，其室溫狀態下為無磁，也就是說本發明制得的不銹鋼是奧氏體不銹鋼。從表3、表4和圖2的結果可以看出，本發明的節鎳型奧氏體不銹鋼實施例1經不同壓下量冷軋后，出現應變誘發馬氏體的體積分數比4XNi的節鎳奧氏體不銹鋼略少。說明實施例1的室溫狀態下奧氏體穩定性略好于4%Ni的節鎳奧氏體不銹鋼。說明采用本發明制得的奧氏體在明顯降低鎳含量的基礎上，其奧氏體穩定性依然可以達到4%Ni的節鎳奧氏體不銹鋼水準。另外，在室溫狀態下進行真應變30%的壓下(壓下率25.92%)時，馬氏體體積分數只有5%左右，即使是冷軋壓下率為52.83%時，馬氏體體積分數也只有15.57%，說明實施例1的McU^CC)溫度遠低于室溫，有利于提高不銹鋼的成形性，尤其是可以減緩延遲破裂的發生率。從表3和表5的結果可以看出，本發明的節鎳型奧氏體不銹鋼實施例2經不同壓下量冷軋后，出現應變誘發馬氏體硬化和加工硬化之后，實施例2的硬度高于4%Ni的節鎳奧氏體不銹鋼，說明在進行變形時，本發明需要更大的外力。從表3和表6的結果可以看出，實施例3經過高溫保溫之后，在125(TC保溫30分鐘之后，其高溫鐵素體體積分數只有3.2%，說明實施例3具有良好的熱加工性能。表8和表9分別是實施例6和4.0%Ni節鎳奧氏體不銹鋼對比鋼的冷軋加工特性，檢測結果包括熱軋退火態和不同壓下量時的室溫屈服強度(RpO.2)、抗拉強度(Rm)、延伸率(A5。mm)和屈服強度與抗拉強度的比值(RpO.2/Rm)。從檢測結果可以看出本發明的實施例6需要經過48.57%的冷軋壓下時，其屈服強度與抗拉強度的比值(RpO.2/Rm)才能達到89.6%。而4.0%Ni節鎳奧氏體不銹鋼對比鋼卻只需要經過32.48%的冷軋壓下時，其屈服強度與抗拉強度的比值(Rp0.2/Rm)就已經達到89.8%。說明本發明制得的不銹鋼室溫加工性能好于4.0%Ni節鎳奧氏體不銹鋼對比鋼。另外，從實施例6和對比鋼在冷軋過程中的強度變化情況來看實施例6的強度要高于對比鋼，說明本發明不銹鋼在冷軋過程中需要更大的外力。另外，從表8和表9的結果也可以看出本發明實施例6所制得的不銹鋼，與對比鋼相比在顯著降低鎳含量的情況下，其熱軋退火態室溫延伸率基本與對比鋼相當，也再次證明采用本發明的合金化方法制得的節鎳奧氏體不銹鋼具有良好的延伸和成形性能。圖4是本發明實施例5制得的節鎳奧氏體不銹鋼與對比鋼的夾雜物分析結果。從圖4可以看出由于本發明采用了Ca處理方法，制得的不銹鋼的夾雜物以彌散狀球性夾雜物為主而且數量比對比鋼少，而對比鋼以長鏈狀夾雜物居多而且尺寸較大，因此本發明通過Ca處理技術提高了鋼液的純凈度而且取得了夾雜物改性的效果，有利于本發明不銹鋼的冷加工性能的改善而且可以避免成形過程中出現起皮、沙眼等缺陷而改善成形性。圖5是本發明實施例2制得的節鎳奧氏體不銹鋼經過熱連軋機組熱軋之后得到的黑皮巻質量信息，從黑皮巻的邊部質量來看黑皮巻邊部無明顯的邊裂缺陷，而且黑皮巻表面也沒有氧化皮咬入等缺陷，說明本發明制得的不銹鋼通過B合金化處理之后具有良好的熱連軋加工性能。綜上所述，本發明通過Ca處理技術提高了鋼液的純凈度而且取得了夾雜物改性的效果，有利于本發明不銹鋼的冷加工性能的改善而且可以避免成形過程中出現起皮、沙眼的缺陷而改善成形性。本發明制得的不銹鋼經過熱連軋軋制之后，制得的黑皮巻具有良好的邊部和表面質量，具有良好的熱連軋加工性能。本發明的節鎳型奧氏體不銹鋼，在明顯降低鎳的前提下，也就是將鎳含量降低至0.51.Owt.X的范圍內，其Md3。^rC)溫度點略低于4.0%Ni的節鎳奧氏體不銹鋼，有助于改善本發明不銹鋼的成形性和減少延遲破裂的發生率。另外，本發明制得的不銹鋼的室溫延伸率與4.0%Ni節鎳奧氏體不銹鋼相當，也確保了本發明不銹鋼具有良好的延伸性和成形性。但是本發明不銹鋼的室溫狀態下加工時，其硬度較大，說明變形時需要更大的外力。以上雖然通過實施例對本發明的特點進行了較詳細的說明，但不僅僅限于這些實施例，在不脫離本發明構思的條件下，還可以有更多其他等效的實施例。權利要求一種節鎳奧氏體不銹鋼，其化學成分重量百分比組成為0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、0.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、10×10-4％≤B≤30×10-4％、1×10-4％≤Ca≤50×10-4％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量為Fe和不可避免雜質。2.如權利要求1所述的節鎳奧氏體不銹鋼，其特征在于，在125(TC高溫時，其S-鐵素體體積分數小于10%。3.權利要求1或2所述的節鎳奧氏體不銹鋼，其特征在于，奧氏體穩定化溫度Md30/50(°C)范圍為小于25t:。4.一種節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，包括如下步驟經電弧爐單煉法、電爐+A0D兩步法、電爐+A0D+V0D三步法冶煉或非真空感應爐熔煉；對鋼液進行Ca處理和B處理；連鑄或模鑄成鋼坯；鍛造或軋制；中間退火；酸洗。5.如權利要求4所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，Ca處理采用喂Ca-Si-Ba絲的方式，當鋼中Ca含量滿足1X10—4%《Ca《50X10—4%時停止喂Ca-Si-Ba絲，鋼包底部進行吹Ar軟攪拌10分鐘以上，軟攪拌完成后鋼液靜置10分鐘以上。6.如權利要求5所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，喂Ca-Si-Ba絲溫度為15201600°C。7.如權利要求5所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，在所述靜置完成后進行B合金化處理，以Fe-B絲的方式加入到鋼液中，當鋼中B含量滿足10X10—4%《B《30X10—4%時，停止喂Fe-B絲。8.如權利要求7所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，喂Fe-B絲溫度為14801550°C。9.如權利要求48任一所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，在Ca處理和B處理后，微調溫度滿足連鑄或模鑄要求進行鋼液的澆鑄，連鑄澆鑄溫度是14651490。C，模鑄澆鑄溫度是15201600°C。10.如權利要求48任一所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，測試固溶態機械性能時經過固溶處理；測試冷軋態或軋硬態機械性能時不經過固溶處理，固溶處理溫度為1040IIO(TC。11.如權利要求48任一所述的節鎳奧氏體不銹鋼的制造方法，其特征在于，中間退火溫度為1000IIO(TC。12.如權利要求48任一所述的節鎳奧氏體不銹鋼制造方法，其特征在于，熱軋或熱鍛造的起始溫度范圍為11701250°C。全文摘要一種節鎳奧氏體不銹鋼，其化學成分重量百分比組成為0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、0.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、10×10-4％≤B≤30×10-4％、1×10-4％≤Ca≤50×10-4％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量為Fe和不可避免雜質。本發明的不銹鋼在進一步降低貴重金屬鎳含量的前提下，通過B合金化處理提高了材料的熱加工性能，通過Ca處理而提高了鋼液的純凈度。通過合理的合金體系設計和微合金處理方法提高了不銹鋼的成形性，避免了成形過程中出現起皮、沙眼等缺陷并減輕了延遲破裂現象，進一步拓寬了節鎳奧氏體不銹鋼的應用范圍。文檔編號C22C38/58GK101724790SQ20081020164公開日2010年6月9日申請日期2008年10月23日優先權日2008年10月23日發明者秦效華申請人:寶山鋼鐵股份有限公司