CN101205595A - 强韧性超高强度不锈钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种强韧性超高强度不锈钢及其制造方法，其包括如下步骤：1)母合金制备，其化学成分重量百分比，C≤0.03、Mn≤0.10、Si≤0.10、S≤0.002、P≤0.006、Cr 6.0～13.0、Al≤0.05、Cu≤0.10、Ti≤0.05、余Fe和不可避免杂质；2)真空感应炉熔炼电极，将母合金与纯铁、镍等金属原材料调配进行冶炼电极；3)真空自耗重熔，熔速为180～220Kg/h；4)锻造，钢锭加热温度1180±20℃，保温3～6小时，成材前进行至少两次镦拔；终锻温度大于850℃。本发明的不锈钢强度达到1800Mpa，屈服强度达到1400Mpa；冲击韧性50J，断裂韧性达到100MPa√m以上超高级强韧性匹配的综合性能水平。
Description
技术领域
本发明涉及不锈钢材料技术，特别涉及强韧性超高强度不锈钢及其制造方法。
背景技术
目前，国内乃至国际的航空航天高级精密机器，有许多零部件(如高载荷承力部件、滚动体部件、高压壳体、紧固件等等)是采用具有超高强度、足够的韧性配合的高强度钢。
高强度结构钢的力学性能可以满足要求，然而抗锈蚀能力和抗应力腐蚀断裂韧性却很差，严重的影响了钢材、零部件的储存和使用寿命。此类材料有低合金、中合金及高合金结构钢，各种材料的铬含量均不超过5％，没有抗腐蚀能力。
高强度不锈钢，主要是沉淀硬化型(如17-4PH、15-5PH、PH13-8Mo、0Cr12Mn5Ni4Mo3Al、1Cr15Ni4Mo3N、Crl7Ni2或Crl7Ni3)，具有抗腐蚀能力、强韧性匹配良好的不锈钢，其强度均未超过1500Mpa，韧性也不十分高。
传统的高强度钢材料应用受到限制，不能满足新型飞机的使用要求。
以美国为代表的航空航天工业发达国家，经长期潜心研究，开发了几种材料，展示出美好的前景，在航空航天工业上使用较成熟的钢种有AFC-77、CSS-42L等，但其性能都存在致命缺陷，如AFC-77钢冲击韧性低，只有20～30J；CSS-42L钢屈强比低，只有0.7左右。现有美国类似钢种牌号AFC-77、CSS-42L化学成分、机械性能等相关的技术资料如表1、表2。
上述专利的钢种不足之处：钢的制造成本较高，市场竞争能力不足；钢的热处理工艺复杂，增加操作难度。
表1化学成分
| 牌号 | C | Mn | Si | S | P | Cr | Ni | Co | Mo | V | Nb | N |
| AFC-77 | 0.10～0.15 | ≤0.50 | ≤0.50 | ≤0.005 | ≤0.010 | 14.0～16.0 | -- | 13.0～14.5 | 4.5～5.5 | 0.30～0.60 | -- | 0.05 |
| CSS-42L | 0.10～0.25 | ≤1.00 | ≤0.20 | ≤0.010 | ≤0.010 | 13.0～19.0 | 1.75～5.25 | 5.0～14.0 | 3.0～5.0 | 0.25～1.25 | 0.01～0.10 | - |
表2力学性能
| 牌号 | бb(Mpa) | б0.2(Mpa) | δ(％) | Ψ(％) | Aku(J) | KIC(MPam1/2) |
| AFC-77 | ≥1800 | ≥1400 | ≥10 | ≥40 | ≥25 | ≥60 |
| CSS-42L | ≥1750 | ≥1200 | ≥14 | ≥55 | -- | -- |
发明内容
本发明的目的是在于提供一种强韧性超高强度不锈钢及其制造方法，通过采取优化化学成分设计、强化双真空冶炼提高纯度及大锻比锻造成形的技术措施，解决现有美国类似材料AFC-77韧性低、CSS-42L屈强比低的难题，使其强度达到1800Mpa；屈服强度达到1400MPa；冲击韧性50J；断裂韧性达到100MPa√m以上超高级强韧性匹配的综合性能水平。
为达到上述目的，强韧性超高强度不锈钢，其成分质量百分比，C0.05～0.13、Mn≤0.10、Si≤0.10、S≤0.002、P≤0.006、Cr 12.0～14.0、Ni 2.0～6.0、Co 11.0～13.0、Mo 3.5～5.5、V 0.15～0.25、Nb≤0.15、W 0.8～1.2、N≤0.005、其余为Fe和不可避免杂质。
在本发明中：
碳，含量0.05～0.13％，首先是保证对钢产生一定的强度贡献，其次，尽量减轻或防止对钢的耐蚀能力和韧性产生不良影响；
硅、锰、铝、钛、硫、磷、氢、氧、氮等残余元素对钢的塑性、韧性、尤其是对断裂韧性有不良影响，故控制其含量尽量低；
铬，含量控制在12～16％，确保该系列钢具有不生锈和耐腐蚀性；
钴11～13％、钼3.5～5.5％及钨0.8～1.2％配合，主要作用在于时效析出第二相强化钢材；
镍，含量2～6％，可以有效提高钢的韧性和塑性；少量钒及铌的加入能够细化晶粒均匀组织使钢更加强韧。
钼，3.5～5.5％，提高钢的耐腐蚀能力，时效析出第二相强化钢材；
钨，0.8～1.2％，与钼协同作用，复合强化钢材同时提高钢的耐腐蚀性能。
上述成分设计的优点在于：
1、由于不含铬的超高强度钢没有不锈耐腐蚀性能，给制作、使用、存放带来许多麻烦和困难，同时增加制造工序和生产成本。
2、钨是强碳化物形成元素，与钼特点相近，可以与钼协同作用强化钢的力学性能，加钨本身能够起到固溶强化还可以细化晶粒进一步强化，特别是屈服强度大幅度提高，同时还可以提高耐腐蚀性。钨的加入有效提高屈服强度，避免了类似钢种屈强比不足的难题。
3、适量镍的加入、少量钒的加入及最大限度降低氮含量以减少氮及其氮化物对钢材韧性的不良影响，同时最大限度的降低S、P、Si、Mn、C及其气体含量能够有效提高冲击韧性和断裂韧性。
本发明的强韧性超高强度不锈钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)母合金制备，其化学成分重量百分比，C≤0.03、Mn≤0.10、Si≤0.10、S≤0.002、P≤0.006、Cr 6.0～13.0、Al≤0.05、Cu≤0.10、Ti≤0.05、其余为Fe和不可避免杂质；冶炼制备母合金；
2)真空感应炉(VIM)熔炼电极，将母合金与纯铁、镍、钼、钴、钨、铬、铌等金属原材料调配，采用真空感应炉进行真空感应冶炼电极，全程采用高真空冶炼，真空度达到2.7Pa以下；熔炼期以达到1550～1600℃，精炼时间不小于60分钟、搅拌期为3～7分钟、取炉前样分析冶炼过程中的成分，然后按设计控制目标进行调整，成分调整到位、温度合适立即取成品样，带电浇铸成电极棒；
3)真空电弧重熔(VAR)，熔速为180～220Kg/h，冶炼过程保持极限真空度0.1Pa以下；
4)锻造，
4.1.钢锭加热温度要求1180±20℃，保温3～6小时以确保透烧，使得可塑性处于最佳状态，再烧温度控制下限，再烧保温时间控制在1小时左右，为使锻造比大于12，成材前进行至少两次镦拔，镦粗强度应达到镦后高度不大于镦前高度的二分之；
4.2.最后一道成材火次控制温度1120～1160℃，锻造比大于2，终锻温度大于850℃。
进一步，步骤1)母合金制备，为满足本发明材料的纯度要求，选用高纯度铁料及金属铬，采用电炉+氩氧精炼炉(AOD)，去除C、P，钢包精炼(LF)去除O、S等有害杂质，制备高纯度母合金以做为真空感应炉原材料；
熔炼末期采用台阶式缓冲充分补缩成锭。
本发明围绕纯度采取诸项措施：预制高纯度母合金；真空感应炉全程高真空熔炼；真空自耗高真空低熔速重熔；围绕均匀度所采取的措施有：高温长时间加热以代替扩散消除偏析；大锻比强化锻造；末火整支完成；控制末火锻造温度等等。
母合金制备工艺中，VIM冶炼中采取措施，全程高真空加强脱气去夹杂操作，确保成分均匀及夹杂物含量符合要求。
真空感应炉冶炼电极，首先要选择纯度很高的母合金、纯铁、铁合金及其纯金属原材料，进行熔炼，为最大限度的去除有害气体和易挥发元素，采取熔炼前期在高真空度下进行，而且全程采用高真空(真空度应达到2.7Pa以下)冶炼。为保证炉料均匀的溶入钢水中，严格按工艺曲线控制“熔炼期、搅拌期、真空度、取样和温度”等工艺参数。
冶炼功率与冶炼时间的关系曲线，说明了冶炼过程中熔炼期、搅拌期、真空度、取样调节成分和温度所采用的电力——时间冶炼工艺操作图。着重强调高真空度下冶炼足够长的时间进行精炼，以保证去除气体及其有害杂质元素的有效性。
真空自耗重熔(VAR)，VAR重熔应严格控制平均熔速约180Kg/h，保证钢锭具有优良的结晶状态和表面质量，充分的补缩效果。
真空自耗冶炼工艺，围绕自耗重熔速度，后部主要是为了钢锭头部的补缩充填，保持极限真空度主要是为了进一步去除气体和易挥发有害杂质元素。
冶炼过程保持极限真空度(0.1Pa以下)进一步去除气体和易挥发有害杂质元素以获得高纯度材质，同时可以满足钢锭均质化的要求。
锻造工艺
锻造过程中采用均匀化处理及两次镦拔工艺，锻比大于12，以保证钢材内在组织结构的精细和均匀。
锻造工艺重点在于加热，钢锭加热温度要求1180±20℃，保温3小时以确保透烧，使得可塑性处于最佳状态，再烧温度控制下限，再烧保温时间控制在1小时，为使锻造比大于12，成材前进行两次墩拔，最后一道成材火次控制加热温度1120～1160℃，锻造比大于2，终锻温度大于850℃，整支完成以保持其均匀性。
为确保钢材性能均匀、稳定，尤其是不同方向的力学性能，高水平的强韧性匹配，锻造变形前后的截面比控制在12以上，与常规材料锻造比大于4、传统的高级优质钢材锻造比大于6比较具有很大的创新。
当锻造比不足采取墩拔工艺及成型尺寸不到位而进行的再烧加热温度控制在温度区间下限如1160℃附近较为合理。
本发明的有益效果
通过严格的冶炼工艺技术的操作，获得的强韧性超高强度不锈钢纯度很高；经锻造开坯成形后，获得高品质的钢材。
与传统的类似材料比较，本发明的强韧性超高强度不锈钢强度达到1800Mpa，屈服强度达到1400Mpa；冲击韧性50J，断裂韧性达到100MPa√m以上超高级强韧性匹配的综合性能水平。
具体实施方式
本发明一实施例如下，
1.母合金制备，选用高纯度铁料及金属铬，采用电炉+氩氧精炼炉(AOD)+钢包精炼(LF)复合精炼方式制备母合金以做为真空感应炉原材料；
2.真空感应炉(VIM)熔炼电极，
精选纯度较好的金属镍、金属铬、金属钴、金属铌或铌铁，金属钼或钼铁、金属钨或钨铁及矾铁等炉料，同时选用母合金；炉料严格按控制目标的中限配入；特别注意Si、Al、Cu的带入，防止超限；浇注Φ290电极，大于6小时脱模空冷；电极精整后转场重熔；
3.真空电弧重熔(VAR)自耗重熔工艺
结晶器为Φ360，底垫、车屑本钢种；重熔过程加强熔速和缩孔充填的技术操作，钢锭进行剥皮后转场锻造；
4.锻造
钢锭，≤450℃装炉，不能烧急火，缓慢升温，1180℃高温均透；开锻温度≥1100℃，终锻温度≥850℃，冷却方式：空冷。为确保锻比≥12，镦拔二次；钢材空冷6-10小时内立即装炉退火。
本发明实施例化学成分参见表3，力学性能，宏观、微观质量分别见表4、表5。
综上所述，本发明采取优化化学成分设计、强化双真空冶炼提高纯度及大锻比锻造成形的技术措施，解决现有美国类似材料AFC-77韧性低、CSS-42L屈强比低的难题，使其强度达到1800Mpa；屈服强度达到1400MPa；冲击韧性50J；断裂韧性达到100MPa√m以上超高级强韧性匹配的综合性能水平。
Claims (4)
1.强韧性超高强度不锈钢，其成分质量百分比，
C 0.05～0.13
Mn ≤0.10
Si ≤0.10
S ≤0.002
P ≤0.006
Cr 12.0～14.0
Ni 2.0～6.0
Co 11.0～13.0
Mo 3.5～5.5
V 0.15～0.25
Nb ≤0.15
W 0.8～1.2
N ≤0.005
其余为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的强韧性超高强度不锈钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)母合金制备，其化学成分重量百分比，C≤0.03、Mn≤0.10、Si≤0.10、S≤0.002、P≤0.006、Cr 6.0～13.0、Al≤0.05、Cu≤0.10、Ti≤0.05、其余为Fe和不可避免杂质；冶炼制备母合金；
2)真空感应炉熔炼电极，将母合金与纯铁、镍、钼、钴、钨、铬、铌等金属原材料调配，采用真空感应炉进行真空感应冶炼电极，全程采用高真空冶炼，真空度达到2.7Pa以下；熔炼期温度达到1550～1600℃，精炼时间不小于60分钟、搅拌3～7分钟、取炉前样分析冶炼过程中的成分，然后按权利要求1所设计控制目标进行调整，成分调整到位、温度合适立即取成品样，带电浇铸成电极棒；
3)真空自耗重熔，熔速为180～220Kg/h，冶炼过程保持极限真空度0.1Pa以下；
4)锻造，
4.1.钢锭加热温度要求1180±20℃，保温3～6小时，再烧温度控制下限，再烧保温时间控制在1小时±20分钟，为使锻造比大于12，成材前进行至少两次镦拔，镦粗强度应达到镦后高度不大于镦前高度的二分之一；
4.2.最后一道成材火次控制温度1120～1160℃，锻造比大于2，终锻温度大于850℃。
3.如权利要求2所述的强韧性超高强度不锈钢的制造方法，其特征是，步骤1)母合金制备采用电炉+氩氧精炼炉+钢包精炼复合精炼方式制备母合金，以做为真空感应炉原材料。
4.如权利要求2所述的强韧性超高强度不锈钢的制造方法，其特征是，熔炼末期采用台阶式缓冲充分补缩成锭。
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| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| ASS | Succession or assignment of patent right |
Owner name: BAOSTEEL SPECIAL STEEL CO., LTD. Free format text: FORMER OWNER: BAOSHAN IRON + STEEL CO., LTD. Effective date: 20131210 |
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| C41 | Transfer of patent application or patent right or utility model | ||
| COR | Change of bibliographic data |
Free format text: CORRECT: ADDRESS; FROM: 201900 BAOSHAN, SHANGHAI TO: 200940 BAOSHAN, SHANGHAI |
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| TR01 | Transfer of patent right |
Effective date of registration: 20131210 Address after: 200940 Baoshan District aquatic Road, Shanghai, No. 1269 Patentee after: BAOSTEEL SPECIAL STEEL Co.,Ltd. Address before: 201900 Fujin Road, Shanghai, orchard, Baoshan District Patentee before: BAOSHAN IRON & STEEL Co.,Ltd. |
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| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20100811 Termination date: 20211222 |
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| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |