CN1007912B - 高韧性马氏体时效钢 - Google Patents
高韧性马氏体时效钢Info
- Publication number
- CN1007912B CN1007912B CN 88103983 CN88103983A CN1007912B CN 1007912 B CN1007912 B CN 1007912B CN 88103983 CN88103983 CN 88103983 CN 88103983 A CN88103983 A CN 88103983A CN 1007912 B CN1007912 B CN 1007912B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- present
- alloy
- temperature
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明钢属于高强度高韧性马氏体时效钢领域。特别适用于制做高强度高韧性结构件。
本发明钢是在现有合金的基础上，对合金成分又进行了重新设计，改善了合金的内部组织，使本发明钢的各项性能有所提高，尤其是改善高温缓冷脆性和热加工性，提高了本发明钢的高温抗冲击性，提高了产品成材率和达到了简化晶粒细化的工艺。
Description
本发明属于马氏体时效钢领域。特别适用于制作薄壁高速旋转筒、模具和大截面超高强度结构件。
对于高强度高韧性马氏体时效钢已被人们使用的有国际镍公司于1959年公布的成分被称为Inco的合金。和国际钒合金钢公司于1968年公布的成分为Vasco合金。这两种合金虽然有较高的强度，但这两种钢存在高温缓冷脆性和高温处理后冲击功差、晶粒度大等特征，而且高温均匀化和高温热挤压或高温热穿管等工艺，由于韧性低往往使部件产生微裂纹，给加工带来困难，降低了成材率。
日本昭52-117226A和昭52-106316A公开了两种马氏体时效钢。它与前两种合金相比较添加了金属Mg，并提高了Mo的含量，提高了Ni或CO的含量，但仍保留B和Zr元素，对于这两类合金虽然仍可保证钢的强度和硬度，但没有克服上述钢所存在的高温缓冷脆性和高温热处理冲击功差晶粒粗大等不足之处，使产品容易产生微观裂纹。
本发明的目的是在Fe-Ni18-Co12-Mo-Ti系合金基础上添加Al、Mg、Ca合金元素，改变了高温后的组织状态，提高合金的抗冲击性，改善高温缓冷脆性和热加工性，提高成材率和达到简化细化晶粒工艺的目的。
在生产过程中，对于大截面锻件，经正常热处理后的面缩极低一般为0%，虽然经多次重复处理也无法改变面缩为0%的现象，后经提高该钢种的冶炼纯度，并选用精钢材为原材料，经二次真空冶炼，使钢材的纯度达到超纯，但是由于冷却速度控制不当，使部件由1200℃缓冷至700～950℃温度时，部件出现了脆性。其结果是因为大截面部件的锻造比小，而原始奥氏体晶粒确很粗大（0级左右）造成钢材的脆性。说明这类钢在1200℃处理后的晶粒度对材料性能影响是很大的。对于目前改善上述材料性能的唯一办法，是提高锻造比，控制冷却速度，这些办法对于小截面部件可行。但是对于大截面部件是难以做到。在热穿管工艺中，由于变形量小，也很难使晶粒度控制在5级左右。因此上述材料的热加工工艺应严格控制。
本发明合金是针对上述材料的不足之处，并对合金的化学成分进行了调整，其化学成分为（重量%）C＜0.03;Ni17～18.5;Co11～13;Mo3.9～4.9;Ti1.2～1.6;Al0.05～0.5;Ca0.05;Si＜0.1;Mn＜0.1;P＜0.01;S＜0.01;Mg0.001～0.1Fe余量。
本发明合金针对在前述材料中各化学元素对材料性能所起的作用，主要对金属Mg元素加以限制，并去掉了B、Zr化学元素，通过试验证明，在上述合金中只要Mg含量合适，则本发明合金具有以下特点。
1.在合金中加入适量的Mg元素，通过金相和电镜观察表明，可以有效的阻止TiC/Ti（C、N）等有害相在界面析出，由金相观察在奥氏体晶界极难或根本腐蚀不出碳化物沉淀。
因为适量的Mg元素含量，对本发明合金由离子探针试验表明，此时Mg元素富集在紧靠奥氏体晶界的薄区内。而采用O+离子溅射法测出晶界与晶内含量的比例为（35～45）∶1。由于Mg元素存在于晶界处，而且与Fe、Co、Ni原子半径相差较大。这样当晶界移动时必须要克服较大的阻力，使这些元素连同晶界一起移动。所以这种晶界的移动是很困难的。只要加入适量的Mg就可以限制高温晶粒长大，达到细化晶粒的目的。
2.在本发明钢中加入适量的Mg元素，不仅对改善热加工性能效果明显，而且也有效的控制了奥氏体的晶粒度。在同样的状态下，因晶粒度不同，则本发明钢与已有钢的αk值相比较，通常提高39（820℃固溶）至54%（770℃固溶）。同时也改变了钢的断口形貌，由于加入适量的Mg和Al、Ca元素，使该钢的热处理及冷却制度即使采用很宽的温度范围，其断口均是穿晶断裂。而不含这些元素或含量不合适时，则断口为沿晶断裂或沿晶十穿晶断裂。
由于本发明钢的成分设计合理，解决了大部件和热挤压管，管坯因受设备能力的限制而在高温下晶粒度迅速长大现象，而且也克服了TiC/Ti（CN）等有害相沿着原奥氏体晶界析出。提高了产品的成材率，降低成本。
本发明钢的生产方法采用真空感应炉进行冶炼铸锭，然后在真空自耗炉或电渣重熔炉进行钢的提
表3、不同的固溶处理温度所得到的冲击功（室温性能）
αk（J/cm1）
状态
现有技术 本发明钢 提高率%
1200℃+770℃1小时空冷 4.87 7.5 54
1200℃+820℃1小时空冷 5.82 8.09 39
1200℃+870℃1小时空冷 6.99 8.83 26.3
1200℃+920℃1小时空冷 9.62 10.42 8.3
表4 高温处理后的金相组织（晶粒度对比）
状态 现有技术 本发明钢
1200℃2小时空冷 （ASTM）№0 （ASTM）№5
〃炉冷 〃0 〃5
〃水冷 〃0 〃5
〃缓冷 〃0 〃5
表5、固溶，时效处理后的性能对比
σb σ0.2 δ5 ψ αk
（MPa） （MPa） （%） （%） （J/cm2）
Inco ≥2400 ≥2300 ≥7.0 ≥30 ≥24.0
Vasco ≥2400 ≤2300 ≥7.0 ≥35 ≥25.0
昭52-117226A 2320 1910 -
/ / 2.3/2.5 -
2510 2250 -
本发明 ≥2470 ≥2350 ≥7.0 ≥43 ≥26.0
纯。高温均质化或消除碳化物的温度为1200℃～1300℃，热处理采用在800℃以上进行固溶处理，冷却方法可以是空冷或水淬。然后进行时效处理，时效温度应大于480℃。由于本发明钢成分设计合理，所以能够控制奥氏体的晶粒长大，而且限制了TiC/Ti（C·N）等有害相沿原奥氏体晶界处析出。
本发明钢与现有技术相比较，具有综合性能好，高温处理后晶粒度可达到5级左右，简化了细化晶粒工艺，避免了因循环热处理所带来的成分不均匀性，和在室温时不能获得全部马氏体而在局部存有残余奥氏体相，使钢的强度损失很大。
实施例
为了对比方便，我们冶炼了两个成分的钢。第一个成分按日本昭52-117226A，第二个成分是按本发明钢，具体成分见表1，同时在表1中也例举了现有技术中的两种常用合金，对于实验钢的生产方法，我们均采用在真空感应炉中冶炼。铸锭后在真空自耗炉中进行提纯，均质化温度为1250℃，具体工艺参数及性能对比见表2、表3、表4、表5。
Claims (1)
1、一种高强度高韧性马氏体时效钢，其特征在于钢的成分(重量%)为：C＜0.03，Ni17～18.5，Co11～13，Mo3.9～4.9，Ti1.2～1.6，Al0.05～0.50，Ca0.05，Si＜0.1，Mn＜0.1，P＜0.01，S＜0.01，Mg0.001～0.1，Fe余量。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN 88103983 CN1007912B (zh) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 高韧性马氏体时效钢 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN 88103983 CN1007912B (zh) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 高韧性马氏体时效钢 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN1036044A CN1036044A (zh) | 1989-10-04 |
| CN1007912B true CN1007912B (zh) | 1990-05-09 |
Family
ID=4832841
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN 88103983 Expired CN1007912B (zh) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 高韧性马氏体时效钢 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN1007912B (zh) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2980233B8 (en) * | 2013-03-28 | 2019-07-17 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for refining ti-based inclusions in maraging steel by vacuum arc remelting |
| CN104561776B (zh) * | 2013-10-23 | 2018-01-16 | 明安国际企业股份有限公司 | 高尔夫球杆头的不锈钢组成合金 |
| CN107119855B (zh) * | 2017-05-27 | 2022-08-26 | 东南大学 | 提高复材筋锚固性能的结构及其挤压成型方法 |
-
1988
- 1988-07-04 CN CN 88103983 patent/CN1007912B/zh not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1036044A (zh) | 1989-10-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5366570A (en) | Titanium matrix composites | |
| EP1003922B1 (en) | High-strength, notch-ductile precipitation-hardening stainless steel alloy | |
| EP1340825A2 (en) | Ni-base alloy, heat-resistant spring made of the alloy, and process for producing the spring | |
| CN110218948A (zh) | 一种低密度高韧度钢及其制备方法 | |
| JP2024504210A (ja) | 高エントロピーのオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| CN114231765B (zh) | 一种高温合金棒材的制备方法与应用 | |
| US20230257855A1 (en) | High-strength and ductile multicomponent precision resistance alloys and fabrication methods thereof | |
| CN111850375B (zh) | 一种纳米析出强化型高强高塑性多元合金及其制备方法 | |
| CN115449691A (zh) | 一种超高强度-塑性匹配的高熵合金及其制备方法 | |
| CN1009010B (zh) | 无钴镍基合金 | |
| CN1007912B (zh) | 高韧性马氏体时效钢 | |
| CN114480984B (zh) | 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法 | |
| JP2909089B2 (ja) | マルエージング鋼およびその製造方法 | |
| CN115961218A (zh) | 一种沉淀硬化型不锈钢及其制备方法和应用 | |
| JP3597211B2 (ja) | 高温強度に優れた球状黒鉛鋳鉄 | |
| CN111394636B (zh) | 具有马氏体相变的高强度大塑性高熵合金及其制备方法 | |
| CN1214126C (zh) | 一种高铬超纯铁素体不锈钢真空感应冶炼方法 | |
| CN113584371A (zh) | 一种具有桁架结构的析出强化型高熵合金及其制备方法 | |
| CN115478232B (zh) | 一种室温下具有细小晶粒和高塑性的高硅钢及其制备方法 | |
| CN116516230B (zh) | 含有共晶组织的NiCoMnSn哈斯勒合金及其设计与制备方法 | |
| CN116356190B (zh) | 一种高强度高塑性高裂纹容限高熵合金及其制备方法 | |
| RU2790708C1 (ru) | Высокоэнтропийный сплав и способ его деформационно-термической обработки | |
| LIU et al. | Effects of amount of pre-deformation on precipitation of NbC particles and shape memory effect of Fe17Mn5Si8Cr5Ni0. 5NbC alloy during electropulsing treatment | |
| CN115558853B (zh) | 一种高强韧马氏体时效钢及其制备方法 | |
| CN115418543B (zh) | 具有高强韧性的共晶多主元合金及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C13 | Decision | ||
| GR02 | Examined patent application | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C19 | Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |