CN100588735C

CN100588735C - 节镍型无钴马氏体时效超高强度钢

Info

Publication number: CN100588735C
Application number: CN200710120512A
Authority: CN
Inventors: 王春旭; 刘宪民; 厉勇; 张景海; 李建新; 刘树勋; 邢峰; 刘蕤
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2007-08-21
Filing date: 2007-08-21
Publication date: 2010-02-10
Anticipated expiration: 2027-08-21
Also published as: CN101100728A

Abstract

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，主要适用于高强度的旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等。该节镍型无钴马氏体时效超高强度钢的化学组成成分(重量%)为：C≤0.03%，Si≤0.1%，Mn≤0.1%，Ni 11.5-14.5%，Cr 3.75-5.25%，Mo 2.25-3.75%，Ti 1.2-1.6%，Al≤0.30%，Co≤0.50%，S≤0.01%，P≤0.01%，O≤30PPm，N≤30PPm，余为Fe。本发明与现有技术相比具有成本低、保持较高的屈服强度和塑韧性，机加工性能优良的优点，是属于一种综合性能优良的超高强度钢。

Description

节镍型无钴马氏体时效超高强度钢

技术领域

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，主要适用于高强度的旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等。

背景技术

在现有技术中，制造高强度旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等类似的部件使用的材料大多数是18Ni含Co马氏体时效钢，是60年代初由国际镍公司(INCO)首先开发出来的，其方案是在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到1400、1700、1900Mpa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)钢，后来又开发了18Ni(350)、13Ni(400)，但由于含有大量的Co元素(7.5-15％)以及大量的Ni，使得其原料成本很高易受资源短缺的制约，因此长时间以来极大地限制了18Ni系列马氏体时效钢的广泛应用。

进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发取得了很大进展，如美国的T-250(18Ni-3Mo-1.4Ti-0.1Al)、韩国的W-250(18Ni-4.5W-1.4Ti-0.1Al)和前苏联的H16Φ6M6(16Ni-6V-6Mo)均相继问世。这些钢不仅使生产成本降低了20～30％，而且性能也十分接近相应强度水平的含钴马氏体时效钢。但这些钢中仍然含有大量的Ni，在一些低Ni的马氏体时效钢中性能又达不到目前18Ni含Co钢的水平，因此需要开发无Co低Ni的马氏体时效钢使之性能与T250钢相当。

发明内容

本发明的目的在于提供一种成本低、保持较高的屈服强度和塑韧性，机加工性能优良的节镍型无钴马氏体时效超高强度钢。

根据上述目的，本发明整体的技术方案为：

本发明是基于Fe-Ni-Cr系合金，在超低碳的无Co马氏体基体上利用Fe2Mo、Ni3Ti、Ni3Al的时效析出进行强化。在降低Ni含量的同时，以Cr代Ni降低成本节省资源、并使综合性能达到与T250马氏体时效钢相当的水平。

合金体系中，主要元素是Fe、Ni、Cr，三者形成超低碳的板条马氏体基体组织，同时含有强化元素Mo、Ti等，这些元素主要与基体中的Ni形成Fe2Mo、Ni3Ti、Ni3Al等强化相进行强化达到高强度；另外钢中要严格控制C、S、P、Si、Mn、O、N等杂质元素的含量，以提高材料的塑性和韧性。

根据上述目的和整体的技术方案，本发明具体的技术方案为：

该节镍型无钴马氏体时效超高强度钢的化学组成成分(重量％)为：C≤0.03％，Si≤0.1％，Mn≤0.1％，Ni 11.5-14.5％，Cr 3.75-5.25％，Mo2.25-3.75％，Ti 1.2-1.6％，Al≤0.30％，Co≤0.50％，S≤0.01％，P≤0.01％，O≤30PPm，N≤30PPm，余为Fe。

上述化学组成成分的设计依据如下：

镍：Ni对马氏体时效钢的基体并无强化作用，而马氏体时效钢中之所以要含有足够数量的Ni，是为了保证固溶或奥氏体化之后的冷却中(不管冷却速度如何)都能生成马氏体，而不生成铁素体或其它的相。

Ni对提高钢的韧性有积极作用。时效处理后基体中含Ni量低于10％时会引起韧性降低。Ti完全以Ni₃Ti金属间化合物形式存在消耗Ni，以析出强化方式提高强度；Mo有一部分生成Ni₃Mo，也以析出强化方式消耗Ni。

马氏体时效钢中的Ni能促进Ni₃Mo的时效沉淀。但减少Ni含量足以使粗大的Laves相析出。

马氏体时效钢中含Ni是为了保证固溶和奥氏体化之后的时效过程中都能生成马氏体。对实用的18Ni马氏体时效钢成分体系，首先析出Ni₃Ti和Fe₂Mo，然后析出Ni₃Mo。Ni含量少时，Ni₃Ti仅限于晶界和板条界上。

铬：Cr是铁素体形成元素，Cr含量的增加，将降低获得完全马氏体的能力。在马氏体时效钢中，Cr和Ni一样固溶在基体中，具有固溶强化作用；Cr还显著提高钢的淬透性。

Cr与强化元素之间如Ti、Mo等不形成强化相，但Cr却影响这些强化相的析出动力，由于Cr代替了Ni因此使基体中的Ni含量降低，降低了Ni₃Ti和Ni₃Mo等的析出动力，因此过多的Cr含量将降低钢的强度，最佳的Cr含量应控制在一个合适的水平。

对无Co马氏体时效钢而言，Ni和Cr的含量范围对获得的最佳强度和韧性需要严格控制。为保证韧性来说，需要17％左右的(镍+铬)，为保证奥氏体完全转变成马氏体，(镍+铬)不应大于21％。

钼：Mo生成Fe₂Mo和Ni₃Mo这两种析出物，可在不降低韧性情况下提高强度。Mo可与Ni生成Ni₃Mo金属问化合物，强化基体，并能抑制P和S在晶界的析出。但如添加Mo过多，则于基体析出Fe₂Mo，使基体韧性降低，并在这类析出物于晶界析出时容易富积H₂，使延迟破坏敏感性提高。故取Mo含量控制在3％左右。

钛：Ti可通过形成Ni₃Ti提高钢的强度。当Ti含量超过1.6％，针状的Ni₃Ti将于晶界析出，使韧性急剧下降。但是，当Ti含量达不到1.2％时，不仅强度达不到要求，在时效过程中抑制奥氏体析出效果减小，因而促进时效中的软化(过时效)。故将Ti含量保持在1.2～1.6％。

Ti对强度及韧性都有明显的影响。Ti在时效过程中形成Ni₃Ti强化钢，但是韧性损失较大，再加上Ti的偏析的影响，使钢断裂韧度明显下降。

当钢中存在杂质元素C、N夺取部分Ti形成Ti(C、N)，造成对钢的脆化，降低钢的韧性与塑性。Ti可固定钢中夹杂物S生成TiS，减少晶界偏析。Ti的下限为0.8％。如添加Ti过多，则引起Ni₃Ti析出物增加，导致基体韧性下降，所以上限不超过1.60％。

杂质元素的控制

碳：碳对马氏体的强度的影响是非常巨大的，即使在碳的含量非常低的情况下，也会使马氏体的强度显著提高。C与Ti生成TiC非金属夹杂物，不仅降低钢的韧性，而且多消耗Ti：C是妨碍Ti析出强化的元素，控制在0.005％以下可以消除上述不利影响。故将C量限制在0.01％以下。

氮：马氏体时效钢通常采用真空熔炼，所以N含量很低，仅为25～35ppm。从前人们很少注意微量N的作用。但最近的研究表明，即使微量N对钢的韧性也有很大负面影响，是超高强度钢韧性发生变化的原因之一。N在钢中存在形式几乎完全属于TiN：N不仅以TiN的非金属夹杂物形式使韧性下降，而且TiN呈点序列状排列，犹如钢中存在的裂纹缺陷一样，使钢韧性变差。因此把N含量控制在30ppm以下。

氧：O是钢中非金属氧化物的形成元素，钢中的O主要以各种氧化物的形式存在。氧化物对钢的塑韧性造成损害，特别是氧化物尤其是表面、次表面的氧化物对钢的疲劳性能影响显著，因此目前此类超高强度钢多采用真空冶炼工艺进行生产，尽可能去除钢中的O减少氧化物的含量，因此把O含量控制在30ppm以下。

铝：Al在炼钢时用作脱氧剂，为提高加入Ti的收得率，先用Al脱氧后再加合金元素Ti。Al含量在0.03％以下时，钢中氧含量将超过15ppm，使氧化物颗粒增大，降低钢的韧性。如Al含量大于0.15％时，则容易生成使韧性变坏的Ni₃Al，所以Al含量取小于0.30％。

硅、锰：对马氏体时效钢来说，这些元素都是增加氧化物夹杂的原因，该元素合计如超过0.06％，则对拉伸强度超过250kgf/mm²级的材料的韧性带来有害影响。所以确定Si、Mn、的含量在0.10％以下，降低夹杂物对力学性能的影响。

硫：Ti(C、N)含量对Kic的影响远比S含量的影响为大。因此，S含量对钢韧性的影响，往往要和钢中其它元素综合影响统一考虑。当然S含量对马氏体时效钢韧性的影响不能忽视。据报道，S含量对马氏体时效钢夏氏冲击有较大影响。但当S小于0.01％时，钢的冲击韧性不受S含量的影响，而有些提高。马氏体时效钢中S含量应小于0.01％，并认为钢中含S主要以Ti2S(Y相)夹杂物形式存在。呈长条状，分布于断口，会导致冲击韧性有方向性地下降。

磷：P在钢中很少与其他元素形成化合物，但P通常积聚在晶界或板条边界处，削弱晶界或板条边界的结合强度，从而对钢的韧性造成危害，虽然Mo的存在可以部分抑制P在晶界或边界的积聚，但对于250kgf/mm²级的材料应严格控制钢中的P的含量，将其限定在0.01％以下。

本发明采用与现有技术相似的制备方法：

本发明钢采用真空感应炉冶炼、真空感应+电渣炉重熔或真空感应+真空自耗断重熔的冶炼工艺。熔炼后钢锭应在1200℃下进行均质化处理，随后在1180-850℃范围内进行热加工，热加工后在830-940℃固溶处理，最后在480-530℃范围内进行时效处理。

本发明与现有技术相比具有成本低、保持较高的屈服强度和塑韧性，机加工性能优良的优点，是属于一种综合性能优良的超高强度钢。上述具体优点为：与现有技术相比，本发明不仅不含有短缺金属Co元素，而且以Cr代替Ni降低了Ni的使用，节省了成本节约了资源，综合性能达到与C250、T250钢相当，是属于一种综合性能优良的超高强度钢。室温强度R_m≥1760Mpa，R_P0.2≥1660MPa，A％≥8.0％，Z≥45％。

具体实施例方式

实施例

根据本发明无钴节镍型马氏体时效钢的化学成分范围，在20公斤真空感应炉上冶炼3炉本发明钢，其具体化学成分如表1所示。

3炉钢冶炼浇铸成锭后，进行均质化热处理、锻造成力学性能试样，随后进行固溶和时效处理。其具体工艺参数如下：

钢锭均质化热处理温度1200℃，时间6小时。

热加工加热温度1150-1180℃，加热时间1小时。

固溶温度830～900℃，加热时间1小时，空冷

时效温度500℃，时间5小时。

处理后进行试问的力学性能试验，结果见表2。

为了对比，在表1和表2中加入了C250、T250钢的成分和性能数据。

从表1可以看出，与C250钢相比，本发明不含有Co，节约了战略资源。与T250钢相比，本发明以Cr代Ni降低了Ni含量降低了成本。

从表2看出，本发明与对比钢C250、T250相比，抗拉强度和屈服强度与C250和T250钢相当，延伸率也相当，但发明钢的断面收缩率要高于C250和T250钢，可能与发明钢的性能取自小尺寸试样有关。综合看，发明钢的性能与对比钢C250、T250的性能相当，但不含有Co，降低了Ni含量，因此节约了资源降低了成本。

表1本发明实施例与对比例钢的化学成分表(重量％)

表2本发明实施例与对比例钢的力学性能对比表

Claims

1.一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，其特征在于该钢的化学组成成分(重量％)为C≤0.03％，Si≤0.1％，Mn≤0.1％，Ni 11.5-14.5％，Cr 3.75-5.25％，Mo 2.25-3.75％，Ti 1.2-1.6％，Al 0.03-0.15％，Co≤0.50％，S≤0.01％，P≤0.01％，O≤30PPm，N≤30PPm，余为Fe。